一种纳米强化高强度高韧性低碳钢及其制备方法

1.本发明涉及一种高强度高韧性低碳钢，具体涉及一种纳米强化高强度高韧性低碳钢及其制备方法。


背景技术：

2.低碳及超低碳钢不仅碳含量低(通常质量分数在0.1％以下)，合金元素含量也低，制备工艺简单，具有显著的成本优势。同时，(超)低碳钢具有良好的塑性、韧性及成型性，易于进行冷轧、热轧、冲压、焊接等加工工艺，在车辆、船舶、桥梁、建筑、机械、油气管道、航空等领域得到广泛应用。例如，在车辆工程中，(超)低碳钢可大量用于制造车身结构件、冲压件、门板、加强件、防撞装置及悬架等零部件。常用的(超)低碳钢，如if钢、镇静钢等，均具有良好的塑性与成型性，延伸率可达30％以上，具备一定的强度。
3.但是，在通常情况下，(超)低碳钢强度较低，屈服强度约为200～300mpa，抗拉强度约为300～400mpa。随着汽车轻量化的发展及对高性能结构用钢需求的日益提升，对(超)低碳钢的强度提出更高的要求。
4.通过提高钢中碳含量与合金含量，可有效增加钢材强度，但其塑性、韧性及成型性将显著降低，不利于整体性能的提升，同时也导致成本提高。另一方面，通过改变微观组织，制备双相钢或复相钢，也可提高强度，但工艺较为复杂。而且双相或复相组织在变形过程中，硬/软组织协调不足，易产生应力集中，形成微孔等微观缺陷，导致韧性与成型性达不到要求。


技术实现要素：

5.本发明的目的是提供一种纳米强化高强度高韧性低碳钢及其制备方法，解决了现有低碳钢强度低的问题，该纳米强化高强度高韧性低碳钢的强度比一般低碳钢强度增加了1～2倍以上，并保持其良好塑性、韧性及成型性。
6.为了达到上述目的，本发明提供了一种纳米强化高强度高韧性低碳钢的制备方法，该方法包含以下步骤：
7.(1)高温均匀化处理
8.将经过二次真空熔炼的钢锭坯料在惰性气体环境下加热至1200～1280℃，以将碳化物全部溶解，获得均匀的单相奥氏体组织；其中，所述钢锭坯料的包含以下质量百分数的化学成分：c：0.03～0.1％、mn：1.5～2.5％、si：0.15～0.25％、mo：0.2～0.4％、ti：0.1～0.2％、al：0.05～0.1％，其余为fe元素，且mo与ti的质量比为2：1；
9.(2)两阶段锻造
10.再结晶区锻造：将钢锭样品从气氛保护炉中取出进行锻造，始锻温度为1200℃
±
50，终锻温度为t
再
，t
再
为再结晶温度，确保锻造温度区间位于奥氏体再结晶区，锻造比为60～80％，使变形晶粒再结晶，形成均匀细小的等轴晶，细化奥氏体晶粒；
11.非结晶区锻造：待再结晶区锻造结束后继续锻造，始锻温度为t
始
，t
始
为t
再
±
30，终
锻温度为ar3温度(表示冷却时，奥氏体转变为铁素体的开始温度)，确保锻造温度区间位于奥氏体非结晶区，锻造比为40～60％，使晶粒不易再结晶，而形成位错缠结，促进铁素体形核，抑制大颗粒碳化物析出；
12.(3)阶段性冷却
13.待所述两阶段锻造完成之后，对钢锭样品进行喷雾冷却，冷速约20～30℃/s，降温至550～650℃，停止冷却；
14.(4)短时等温
15.待所述阶段性冷却之后，将钢锭样品放入炉中进行保温处理，保温温度为600～650℃，保温时间30～90min，使奥氏体转变为铁素体，并在奥氏体/铁素体晶界附近析出以(ti,mo)c为主的纳米尺度碳化物；
16.(5)随炉冷却
17.待所述短时等温后，将钢锭样品进行随炉空冷，冷却至300℃以下时，出炉空冷至室温，得到纳米强化高强度高韧性低碳钢。
18.本发明采用的钢锭坯料，其成分中各元素的含量控制在一定范围内，c元素质量百分数为0.03～0.1％，保持低碳，确保形成单相铁素体，有利于改善韧性与成形性；mn元素质量百分数为1.5～2.5％，能够降低ar3温度，阻碍碳化物颗粒长大，提高强化效应；si元素质量比分数为0.15～0.25％，si溶于铁素体基体，产生固溶强化效应，提高强韧性；al元素质量百分数为0.05～0.1％，脱氧元素，固定n元素，提高金属的纯度；mo元素质量百分数为0.2～0.4％，可抑制珠光体形成，防止晶界形成大颗粒碳化物；ti元素质量百分数为0.1～0.2％，ti元素与mo元素质量比保持在1：2，形成以(ti,mo)c为主的纳米尺度碳化物，产生析出强化效应，获得最佳强韧性组合。
19.而且，本发明采用两阶段锻造：(1)第一阶段为再结晶区锻造，其锻造温度区间能够使奥氏体晶粒形变之后立即得到回复与再结晶，可形成均匀细小的等轴晶，细化奥氏体晶粒，为下步细化铁素体晶粒做组织准备，同时在该锻造温度区间，变形晶粒再结晶后，应力与应变均得到释放，应变诱发碳化物析出得到抑制，可防止出现大颗粒碳化物；(2)第二阶段为非结晶区锻造，其锻造温度区间，终锻温度为ar3温度，是铁素体形核区，在该锻造温度区间锻造奥氏体再结晶受到抑制，奥氏体晶粒内可积累变形，晶粒得到进一步细化，同时该温度区锻造可形成一定量位错缠结，促进铁素体形核，为后续细化铁素体晶粒做准备；另一方面，位错缠结抑制奥氏体中碳化物的析出，增大奥氏体过饱和度，在后续工艺中可形成过饱和铁素体，有利于铁素体中纳米碳化物的析出。因此，通过两阶段锻造工艺，可最大限度的细化奥氏体晶粒，形成细晶强化效应，为后续获得细小均匀的铁素体等轴晶做准备；同时该工艺可抑制奥氏体中大颗粒碳化物析出，促进纳米尺度碳化物析出，为后续形成大量弥散分布的碳化物做准备。由于两阶段锻造过程中试样持续降温，因此，锻造过程必须迅速，在预定温度范围内完成锻造。
20.此外，本发明通过短时等温工艺，促使奥氏体转变为铁素体，并在奥氏体/铁素体晶界附近大量析出以(ti,mo)c为主的碳化物，呈纳米尺度弥散分布；等温参数对碳化物析出的种类、数量、尺寸及分布有显著影响，为确保形成大量弥散分布的(ti,mo)c纳米尺度碳化物，增强析出强化效应，同时保证铁素体晶粒保持小尺寸等轴晶，保温温度与时间要严格控制，温度太高，时间过长将使组织粗化；保温温度低，时间短，铁素体转变不足，碳化物析
出数量低；两种情况下，均不利于样品强度的提高。
21.通常情况下，碳化物从三个阶段中析出，奥氏体中析出碳化物粗大，应尽量避免；过饱和铁素体中析出碳化物易长大，且分布不均，应尽量避免；本发明采用短时等温工艺，利用相变原理，在奥氏体/铁素体界面附近大量析出碳化物，呈纳米尺度、均匀弥散分布，可产生显著析出强化效应，提高强度并保持良好塑性、韧性及成型性。
22.优选地，所述t
再
为940～960℃。
23.优选地，所述高温均匀化处理中，保温时间为60～90min。
24.优选地，所述非结晶区锻造中，ar3温度为750～800℃。
25.优选地，所述阶段性冷却，降温至600～650℃，停止冷却。
26.优选地，所述钢锭坯料的包含以下质量百分数的化学成分：c：0.03～0.09％、mn：1.5～2.3％、si：0.15～0.24％、mo：0.2～0.4％、ti：0.1～0.2％、al：0.05～0.08％，其余为fe元素。
27.本发明的另一目的是提供一种由所述的制备方法获得的纳米强化高强度高韧性低碳钢。
28.本发明的纳米强化高强度高韧性低碳钢及其制备方法，解决了现有低碳钢强度低的问题，具有以下优点：
29.(1)本发明在传统低碳钢基础上，通过对微合金化调整优化，对微观组织进行调控，获得以单相铁素体为主，以纳米碳化物为辅的组织。通过碳化物弥散析出强化、细晶强化及固溶强化，三种强化相结合的方式，对单相铁素体钢进行强化处理，显著提高低碳钢的强度，并保持其良好的塑性、韧性及成型性，也进一步拓展低碳钢的应用范围；
30.(2)本发明的低碳钢，成分中各元素的含量控制在一定范围内，并且保持ti元素与mo元素质量比在1：2，析出以(ti,mo)c型为主的碳化物，相比较于其他类型碳化物如tic、(ti,nb)c等，(ti,mo)c型碳化物热稳定性高，不易长大，保持纳米尺度，最大程度的提高强化效应；
31.(3)本发明的低碳钢，通过控制mo元素，调节c含量，抑制珠光体形成，抑制奥氏体中碳化物析出，形成以单相合金铁素体为主的组织，合金元素在铁素体基体中产生固溶强化效应，可使强度增加50～100mpa，并保持高的韧性与成形性；
32.(4)本发明的低碳钢，析出以(ti,mo)c为主的碳化物，碳化物晶粒平均直径为5～10nm，碳化物颗粒越小，析出数量越多，热稳定性越高，碳化物晶粒弥散分布于铁素体基体，产生析出强化效应，可使强度增加200～300mpa；
33.(5)本发明的方法，通过两阶段锻造，可最大限度的细化奥氏体晶粒，形成细晶强化效应，为后续获得细小均匀的铁素体等轴晶做准备；同时该工艺可抑制奥氏体中大颗粒碳化物析出，促进纳米尺度碳化物析出，为后续形成大量弥散分布的碳化物做准备。
34.(6)本发明的方法，能够获得均匀细小的等轴状铁素体晶粒，平均直径为3～6μm，晶粒得到显著细化，产生细晶强化效应，可使强度增加150～200mpa；
35.(7)本发明的方法，通过成分优化、工艺参数控制及微观组织调控，并结合三种强化方式，可使纳米强化高强度高韧性低碳钢的抗拉强度增加1～2倍，并保持良好韧性、塑性与成形性，延伸率为20～28％。
附图说明
36.图1为本发明实施例1的纳米强化高强度高韧性低碳钢的sem图。
37.图2为本发明实施例1的纳米强化高强度高韧性低碳钢的tem图。
具体实施方式
38.下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
39.实施例1
40.一种纳米强化高强度高韧性低碳钢，其包含以下质量百分数的化学成分：c：0.06％、mn：1.9％、si：0.21％、mo：0.3％、ti：0.15％、al：0.07％，其余为fe元素，其通过常规的二次真空熔炼获得的钢锭坯料经过工艺处理获得，具体制备工艺如下：
41.(1)高温均匀化处理
42.将钢锭坯料放入氮气(或氩气)保护炉中加热至1230℃，保温60min。
43.(2)两阶段锻造
44.再结晶区锻造：将钢锭样品从气氛保护炉中取出进行锻造，始锻温度约为1150℃，终锻温度约为960℃，锻造比为75％；
45.非结晶区锻造：继续对钢锭样品进行锻造，始锻温度约为930℃，终锻温度约为770℃，锻造比为50％。
46.(3)阶段性冷却
47.待两阶段锻造完成之后，立即对样品进行喷雾冷却，冷却速度约为30℃/s，降温至630℃即停止冷却。
48.(4)短时等温
49.待阶段性冷却之后，将样品放入炉中进行保温处理，保温温度为620℃，保温时间60min。
50.(5)随炉冷却
51.将保温后的样品进行随炉空冷，冷却速度约为0.5～1℃/s，冷却至300℃以下时，出炉空冷至室温，获得纳米强化高强度高韧性低碳钢。
52.经过上述工艺后，对实施例1制备的纳米强化高强度高韧性低碳钢进行检测，结果如下：
53.采用扫描电子显微镜(sem)观察微观组织，结果如图1所示，微观组织以铁素体基体为主，晶粒均匀细小，晶粒直径为3～6μm，无珠光体组织；采用透射电子显微镜(tem)观察碳化物微观组织，结果如图2所示，碳化物颗粒直径为5～10nm，无大颗粒碳化物。
54.力学性能测试结果：抗拉强度rm＝908
±
10mpa、屈服强度re＝817
±
10mpa、延伸率a＝23.8
±
1.5％，强度得到明显提升，延伸率基本保持稳定。
55.实施例2
56.一种纳米强化高强度高韧性低碳钢，其包含以下质量百分数的化学成分：c：0.09％、mn：2.3％、si：0.16％、mo：0.2％、ti：0.1％、al：0.08％，其余为fe元素，其通过二次
真空熔炼获得的钢锭坯料经过工艺处理获得，具体制备工艺如下：
57.(1)高温均匀化处理
58.钢锭坯料放入氮气(或氩气)保护炉中加热至1200℃，保温90min。
59.(2)两阶段锻造
60.再结晶区锻造：钢锭样品从气氛保护炉中取出进行锻造，始锻温度约1150℃，终锻温度约950℃，锻造比为70％；
61.非结晶区锻造：继续对钢锭样品进行锻造，始锻温度约为930℃，终锻温度约为750℃，锻造比为40％。
62.(3)阶段性冷却
63.待两阶段锻造完成之后，立即对样品进行喷雾冷却，冷却速度约为30℃/s，降温至610℃即停止冷却。
64.(4)短时等温
65.待阶段性冷却之后，将样品放入炉中进行保温处理，保温温度为600℃，保温时间90min。
66.(5)随炉冷却
67.将保温后样品进行随炉空冷，冷却速度约为0.5～1℃/s，冷却至300℃以下时，出炉空冷至室温。
68.经上述工艺后，对实施例2制备的纳米强化高强度高韧性低碳钢进行力学性能测试，结果为：抗拉强度rm＝967
±
10mpa、屈服强度re＝853
±
10mpa、延伸率a＝18.6
±
1.5％。
69.实施例3
70.一种纳米强化高强度高韧性低碳钢，其包含以下质量百分数的化学成分：c：0.03％、mn：1.6％、si：0.24％、mo：0.35％、ti：0.18％、al：0.05％，其余为fe元素，其通过二次真空熔炼获得的钢锭坯料经过工艺处理获得，具体制备工艺如下：
71.(1)高温均匀化处理
72.钢锭坯料放入氮气(或氩气)保护炉中加热至1280℃，保温60min。
73.(2)两阶段锻造
74.再结晶区锻造：钢锭样品从气氛保护炉中取出进行锻造，始锻温度约1200为℃，终锻温度约为960℃，锻造比为80％；
75.非结晶区锻造：继续对钢锭样品进行锻造，始锻温度约为950℃，终锻温度约为780℃，锻造比为50％。
76.(3)阶段性冷却
77.待两阶段锻造完成之后，立即对样品进行喷雾冷却，冷却速度约为30℃/s，降温至640℃即停止冷却。
78.(4)短时等温
79.待阶段性冷却之后，将样品放入炉中进行保温处理，保温温度为630℃，保温时间40min。
80.(5)随炉冷却
81.将保温后样品进行随炉空冷，冷却速度约为0.5～1℃/s，冷却至300℃以下时，出炉空冷至室温。
82.经上述工艺后，对实施例3制备的纳米强化高强度高韧性低碳钢进行力学性能测试，结果为：抗拉强度rm＝836
±
10mpa、屈服强度re＝742
±
10mpa、延伸率a＝26.3
±
1.5％。
83.实施例4
84.一种纳米强化高强度高韧性低碳钢，其包含以下质量百分数的化学成分：c：0.05％、mn：2.1％、si：0.19％、mo：0.4％、ti：0.2％、al：0.06％，其余为fe元素，其通过二次真空熔炼获得的钢锭坯料经过工艺处理获得，具体制备工艺如下：
85.(1)高温均匀化处理
86.钢锭坯料放入氮气(或氩气)保护炉中加热至1250℃，保温60min。
87.(2)两阶段锻造
88.再结晶区锻造：钢锭样品从气氛保护炉中取出进行锻造，始锻温度约为1180℃，终锻温度约为940℃，锻造比为60％；
89.非结晶区锻造：继续对钢锭样品进行锻造，始锻温度约为930℃，终锻温度约为750℃，锻造比为40％。
90.(3)阶段性冷却
91.待两阶段锻造完成之后，立即对样品进行喷雾冷却，冷却速度约为30℃/s，降温至620℃即停止冷却。
92.(4)短时等温
93.待阶段性冷却之后，将样品放入炉中进行保温处理，保温温度为650℃，保温时间30min。
94.(5)随炉冷却
95.保温后样品进行随炉空冷，冷却速度约为0.5～1℃/s，冷却至300℃以下时，出炉空冷至室温。
96.经上述工艺后，对实施例4制备的纳米强化高强度高韧性低碳钢进行力学性能测试，结果为：抗拉强度rm＝855
±
10mpa、屈服强度re＝763
±
10mpa、延伸率a＝20.7
±
1.5％。
97.实施例5
98.一种纳米强化高强度高韧性低碳钢，其包含以下质量百分数的化学成分：c：0.04％、mn：1.5％、si：0.15％、mo：0.2％、ti：0.1％、al：0.05％，其余为fe元素，其通过二次真空熔炼获得的钢锭坯料经过工艺处理获得，具体制备工艺如下：
99.(1)高温均匀化处理
100.钢锭坯料放入氮气(或氩气)保护炉中加热至1220℃，保温60min。
101.(2)两阶段锻造
102.再结晶区锻造：钢锭样品从气氛保护炉中取出进行锻造，始锻温度约为1150℃，终锻温度约为950℃，锻造比为80％；
103.非结晶区锻造：继续对钢锭样品进行锻造，始锻温度约为930℃，终锻温度约为790℃，锻造比为50％。
104.(3)阶段性冷却
105.两阶段锻造完成之后，立即对样品进行喷雾冷却，冷却速度约为30℃/s，降温至630℃即停止冷却。
106.(4)短时等温
107.阶段性冷却之后，将样品放入炉中进行保温处理，保温温度为615℃，保温时间90min。
108.(5)随炉冷却
109.保温后样品进行随炉空冷，冷却速度约为0.5～1/s，冷却至300℃以下时，出炉空冷至室温。
110.经上述工艺后，对实施例5制备的纳米强化高强度高韧性低碳钢进行力学性能测试，结果为：抗拉强度rm＝834
±
10mpa、屈服强度re＝741
±
10mpa、延伸率a＝22.8
±
1.5％。
111.对比例1
112.对比例1的化学成分与实施例1的相同，但是制备工艺不同：对比例1采用传统退火工艺，未采用本发明的“两阶段锻造”、“阶段性冷却”与“短时等温”工艺，具体工艺如下：
113.(1)高温均匀化处理
114.钢锭坯料放入氮气(或氩气)保护炉中加热至1230℃，保温60min。
115.(2)高温锻造
116.将钢锭样品从气氛保护炉中取出进行锻造，始锻温度约为1150℃，终锻温度约为960℃，锻造比为75％。
117.(3)空冷至室温
118.待锻造完成之后，样品空冷至室温。
119.经上述工艺后，对对比例1制备的材料进行力学性能测试，结果为：抗拉强度rm＝362
±
10mpa、屈服强度re＝283
±
10mpa、延伸率a＝26.4
±
1.5％。
120.由对比例1可知，未采用本发明的“两阶段锻造”、“阶段性冷却”与“短时等温”工艺，虽然延伸率稍有提高(低碳钢的延伸率通常均比较高)，但样品未进行纳米碳化物析出强化，其强度显著降低。
121.对比例2
122.对比例2的化学成分与实施例2的相同，具体工艺也与实施例2也基本相同，区别在于：未进行锻造过程，样品晶粒细化效应不明显。
123.对对比例2制备的材料进行力学性能测试，结果为：抗拉强度rm＝517
±
10mpa、屈服强度re＝432
±
10mpa、延伸率a＝24.2
±
1.5％。
124.由对比例2可知，未采用本发明的“两阶段锻造”，虽然延伸率稍有提高，但是样品晶粒细化效应不明显，其强度明显降低。
125.对比例3
126.对比例3的化学成分与实施例1的有所不同，区别在于：其中，mo：0.2％、ti：0.2％，mo与ti元素质量比不再保持1：2。对比例3的具体工艺与实施例1相同。
127.对对比例3制备的材料进行力学性能测试，结果为：抗拉强度rm＝725
±
10mpa、屈服强度re＝637
±
10mpa、延伸率a＝17.4
±
1.5％。
128.由对比例3可知，mo与ti元素质量百分比不在保持1：2时，其强化析出碳化物类型不再以(ti,mo)c为主，样品中出现大颗粒碳化物，析出强化效应不明显，且不利于韧性、塑性及成形性的提高，最终导致强度与塑性均降低。
129.尽管本发明的内容已经通过上述优选实施例作了详细介绍，但应当认识到上述的描述不应被认为是对本发明的限制。在本领域技术人员阅读了上述内容后，对于本发明的
多种修改和替代都将是显而易见的。因此，本发明的保护范围应由所附的权利要求来限定。