一种中碳纳米贝氏体超高强度钢、钢棒及其制备方法与流程

本发明涉及金属材料领域，具体涉及一种中碳纳米贝氏体超高强度钢、钢棒及其制备方法。

背景技术：

纳米贝氏体钢组织，具有高强度、较高的断裂韧性和较好的压缩塑性，综合性能优良，美国专利us6884306发明了一种si-mn-cr-ni-mo-v纳米贝氏体钢，钢中c和si含量较高，分别达到0.6~1.1%和不低于1.5%（重量百分比），铸锭缓冷后先高温长时间的均匀化退火，再经奥氏体化后在稍高于该钢马氏体转变开始温度的低温进行过冷奥氏体等温贝氏体转变，获得由纳米级厚度的板条贝氏体铁素体和残余奥氏体组成的纳米贝氏体组织，但该方法转变时间长达1~3星期，效率低，制备周期长。

为了加速等温贝氏体转变，缩短生产周期，在上述高碳si-mn-cr-ni-mo-v钢中添加co或co+al，可使贝氏体转变时间大大缩短，但co价格高，合金成本大大增加。中国发明专利cn101693981a公开一种高强度高韧性纳米结构低合金高碳钢的制备方法，即在高碳钢中添加mn、cr、si、al、w进行合金化，不添加co降低成本，且铸锭进行热轧成板坯消除铸造缺陷，热轧板坯直接在盐浴中等温贝氏体转变，得到了纳米贝氏体组织，其抗拉强度为2000~2300mpa，总延伸率为6.7~7.8%。但这种高碳纳米贝氏体钢的焊接性和冲击韧性较差，大大限制了其作为结构钢的应用范围。为了扩展这种纳米贝氏体组织的应用范围，研究人员试图在碳含量较低的中、低碳高硅钢中制备纳米贝氏体，但碳含量降低，使马氏体转变开始温度升高，这使得等温贝氏体转变的温度提高，过冷度减小，贝氏体板条厚度必将增大，不利于获得纳米贝氏体，进一步研究人员通过添加较多的合金元素ni来抑制由于碳含量降低引起的马氏体转变开始温度升高，但这导致了马氏体和贝氏体转变开始温度之间的间隙过小，使贝氏体转变的温度窗口几乎消失，也不利于获得纳米贝氏体组织。本申请者在中国发明专利zl201110255203.1中公开了一种纳米结构无碳化物贝氏体中碳合金钢的制备方法，该方法利用过冷奥氏体低温塑性变形来降低马氏体转变开始温度并提高奥氏体强度，从而使变形奥氏体可以在较低温度等温转变，加之奥氏体强度提高使其切变抗力增大，致使等温转变得到的贝氏体板条厚度大幅度减小，如此在中碳钢中获得了纳米贝氏体组织。但该专利公开的适于制备纳米贝氏体钢的化学成分中，含有大量的合金元素，合金成本太高，而且，这种纳米贝氏体钢的制备是在热机械模拟试验机上完成的，所制备的纳米贝氏体钢试样尺寸太小，应用也受到极大限制。申请号03150091.9的中国发明专利，公开了以c、mn、si为主要合金元素的中碳及中高碳锰系空冷贝氏体钢，空冷组织为无碳化物贝氏体和马氏体的复相组织，低温回火后的抗拉强度为1900mpa，延伸率为7%，强度远低于高碳纳米贝氏体钢，且这种复相组织中的马氏体会降低塑韧性。申请号为201610461170.9的中国发明专利，公开了用于汽车车身防撞部件的高强塑积纳米结构贝氏体钢，其c含量按重量百分比为0.55~0.65，属于中碳钢，制备步骤涉及三步等温转变，累积总的等温转变时间长达34~120h，而且所制备的纳米结构贝氏体钢的抗拉强度仅为1421~1771mpa，延伸率为10.7~11.4%，其生产周期长，产品强度远低于高碳纳米贝氏体钢。申请号201310423172.5的中国发明专利，公开了一种2100mpa纳米贝氏体钢及其制备方法，该钢含有大量co和al，成本高且存在连铸水口堵塞风险，提供的实施例中抗拉强度最高为2070mpa，延伸率只有6%，且等温转变时间长达96h。申请号201410135887.5的中国发明专利，公开了一种2400mpa级低成本纳米贝氏体钢的制备方法，该钢为c-si-mn-al系，化学成分按重量百分比为：c0.50~1.00，si2.00~3.00，mn0.30~0.50，al0.50~1.00，等温转变得到纳米贝氏体组织，实施例中可见，钢的碳含量按重量百分比分别为0.6、0.8和0.9，经230℃等温转变后抗拉强度和延伸率分别为2390mpa、2399mpa、2339mpa及7.0%、3.1%、1.3%；而经300℃等温转变后抗拉强度和延伸率分别1803mpa、1975mpa、1955mpa及11.3%、12.5%、15.6%。该方法制备的纳米贝氏体钢强度接近2400mpa时延伸率较低，且其中含量较高的al在制备过程中易导致连铸水口堵塞，含量高的si易引起脆性增大和不利于焊接。综合上述发现，目前获得中碳纳米贝氏体钢组织的方法，存在诸多难点，如生产周期长、成本高、塑性差、脆性大等，所获得钢组织综合性能不良，应用大大受限。

技术实现要素：

为解决现有中碳纳米贝氏体钢组织生产周期长、成本高、塑性差、脆性大、综合性能差的技术问题，本发明提供一种中碳纳米贝氏体超高强度钢、钢棒及其制备方法，通过科学精确优化钢组织化学组分，精确控制铸锭进行自耗、均匀化退火和热轧，进一步球化退火后，再重新加热保温和盐浴冷却，利用过冷奥氏体轧制变形强化，降低马氏体开始转变温度，并加速贝氏体转变，从而实现了缩短了生产周期、降低了合金元素成本，得到的中碳纳米贝氏体超高强度钢棒质量稳定性高，强度和硬度大大提高、塑性良好。

本发明采用的技术方案是：

一种中碳纳米贝氏体超高强度钢，化学质量百分比如下：

c：0.52~0.58%，si：1.5~1.8%，mn：1.6~2.0%，mo：0.18~0.24%，ni：1.2~1.7%，p：<0.02%，s：<0.02%，余量为fe和不可避免的杂质。

本发明还提供一种中碳纳米贝氏体超高强度钢棒，所述钢棒化学质量百分比如下：c：0.52~0.58%，si：1.5~1.8%，mn：1.6~2.0%，mo：0.18~0.24%，ni：1.2~1.7%，p：<0.02%，s：<0.02%，余量为fe和不可避免的杂质，抗拉强度不低于2200mpa、硬度不低于606hv1.0、总延伸率不低于8.5%。

本发明还提供一种中碳纳米贝氏体超高强度钢棒的制备方法，所述钢棒的化学质量百分比如下：c：0.52~0.58%，si：1.5~1.8%，mn：1.6~2.0%，mo：0.18~0.24%，ni：1.2~1.7%，p：<0.02%，s：<0.02%，余量为fe和不可避免的杂质；

所述制备方法包括以下步骤：

（1）熔炼：按照上述化学成分进行投料、熔炼、并浇注成铸锭；

（2）自耗：将铸锭进行真空自耗重熔，得自耗锭；

（3）均匀化退火、热轧：将自耗锭加热至1150~1250℃保温50-70min均匀化退火，然后热轧并冷却至室温，得热轧棒坯；

（4）球化退火：将热轧棒坯加热至680~750℃保温13~17h后，缓冷至室温，得退火棒坯；

（5）奥氏体轧制变形：将退火棒坯重新加热至880~920℃保温50-70min，迅速转入590~650℃盐浴炉中冷却，均温后取出迅速进行3~7道次孔型轧制，控制终轧温度不低于540℃，得轧制棒材；

（6）等温处理：将轧制棒材立即放入200~260℃的盐浴炉中等温9~11h，出炉空冷至室温，得中碳纳米贝氏体超高强度钢棒。

优选的，所述步骤（3）中热轧控制终轧温度在880~930℃，扎后缓冷至室温。

优选的，所述步骤（4）中缓冷至室温是先随炉冷却到400℃，再出炉空冷至室温。

优选的，所述步骤（5）盐浴炉中冷却温度控制在620~630℃。

优选的，所述步骤（5）中轧制控制总变形量30~40%。

优选的，所述步骤（6）盐浴炉控制温度为220~240℃。

进一步的，所述中碳纳米贝氏体超高强度钢棒的抗拉强度不低于2200mpa、硬度不低于606hv1.0、总延伸率不低于8.5%。

中碳纳米贝氏体超高强度钢及钢棒的化学组分中，c（碳）是钢中最有效的固溶强化元素，能大幅提高淬透性，降低钢的马氏体开始转变温度，但其含量过高会导致钢焊接性和韧性变差，过低导致钢强度降低；si（硅）可以阻碍等温转变过程中碳化物的析出，一般含量应高于1.5wt.%，但过高则引起韧性降低；mn（锰）是扩大奥氏体相区元素，可提高淬透性，降低马氏体开始转变温度，降低贝氏体转变温度，细化贝氏体铁素体板条，过高的mn含量易造成带状组织，且使贝氏体转变减慢，生产周期长；mo（钼）可推迟珠光体转变和碳化物析出，细化奥氏体晶粒，减小回火脆性倾向，但价格较高，故其含量控制在0.18~0.24wt.%；ni（镍）可扩大奥氏体相区，降低钢的马氏体开始转变温度，提高淬透性，保证过冷奥氏体具有较高的稳定性，提高韧性；p（磷）和s（硫）是有害元素，尽量控制低些，但脱p、s冶炼成本较高，因此，需兼顾成本和保证产品性能。上述技术方案，通过科学优化化学组分配比，为钢产品性能提供了基础保证，有效降低了马氏体开始转变温度，提高了强度、韧性，提高质量稳定性，保证钢组织综合性能的优良并兼顾成本，选择c含量范围0.52~0.58%，si含量范围1.5~1.8%，mn含量范围1.6~2.0%，mo含量范围0.18~0.24%，ni含量范围1.2~1.7%，控制p、s含量低于0.02wt.%，该配比与高碳纳米贝氏体钢相比，c含量得到降低，可焊接性能大大提高，且无需添加钴和铝元素，合金成本大大降低，同时也避免了制备工艺中连铸时铝导致的水口堵塞。

在优化组分的基础上，进一步优化了制备方法，按照上述化学成分进行常规投料、熔炼、并浇注成铸锭后，进行真空自耗重熔以去除有害杂质和气体成分，得自耗锭。然后将自耗锭加热至1150~1250℃保温50-70min均匀化退火以使铸锭成分均匀化，温度更优选1200~1220℃，该较高的温度范围一方面使得钢的化学成分及组织均匀化程度高，缩短了时间，能耗总体较低；另一方面，避免了晶粒的过分长大，细化晶粒尺寸合适，为钢棒性能的均匀稳定性提供了良好条件。均匀化退火后热轧并冷却至室温，以去除铸造缺陷；然后加热至680~750℃，优选680-700℃，保温13-17h，再缓冷至室温，进行球化退火，使碳化物球化，为后续的热加工和热处理做组织准备。再进行奥氏体轧制变形，即再进一步重新加热至880~920℃保温50-70min，迅速转入590~650℃盐浴炉中冷却，3-10min均温后取出迅速进行3~7道次孔型轧制，控制终轧温度不低于540℃，得轧制棒材，上述方法突破性的巧妙利用过冷奥氏体轧制变形导致奥氏体强化，从而降低了马氏体开始转变温度，进而实现在低温下等温贝氏体转变，并加速贝氏体转变；将轧制棒材立即放入200~260℃的盐浴炉中等温9~11h，更精确控制220~240℃的盐浴炉中等温9~11h，出炉空冷至室温，在该低温范围下的等温贝氏体转变减小了贝氏体铁素体板条厚度，得到纳米级贝氏体组织，提高了强度，且轧制变形过冷奥氏体使得位错密度增大，大量位错遗传给贝氏体铁素体，进一步提高了强度，最终得到中碳纳米贝氏体超高强度钢棒。所得中碳纳米贝氏体钢棒由平均厚度为90-120nm的板条贝氏体铁素体（体积百分比为80%~90%，更优选81%~85%）和残余奥氏体（体积百分比为10%~20%，15%~19%）组成，抗拉强度达到2200mpa以上、硬度达到606hv1.0以上、总延伸率达到8.5%以上，这些力学性能指标达到了高碳纳米贝氏体钢的水平，而焊接性能等大大优于高碳纳米贝氏体钢。同时上述过程还利用奥氏体变形加速贝氏体转变，缩短热处理周期，提高了工艺、生产效率，还降低了生产成本。

本发明的有益效果：（1）本发明的一种中碳纳米贝氏体超高强度钢及钢棒组织化学成分科学配比，配合科学精确的制备方法，巧妙运用过冷奥氏体轧制变形强化，使得纳米贝氏体组织开始转变温度及转变温度均降低，晶粒细化，位错保留，抗拉强度达到2200mpa以上、硬度达到606hv1.0以上、总延伸率达到8.5%以上，具有高强度、高塑性，焊接性能良好的优良综合力学性能，且成本低；（2）本发明的制备方法，操作易行、容易控制，生产周期大大缩短，效率提高，还有效降低能源消耗和成本，有利于实现工业化生产。

附图说明

图1是本发明实施例1获得的中碳纳米贝氏体钢棒材微观组织的透射电镜照片。

图2是本发明实施例2获得的中碳纳米贝氏体钢棒材微观组织的透射电镜照片。

图3是本发明实施例3获得的中碳纳米贝氏体钢棒材微观组织的透射电镜照片。

具体实施方式

以下实施例用于详细说明本发明的中碳纳米贝氏体超高强度钢、钢棒及其制备方法和性能，以更好的理解本发明。

实施例1

按化学成分重量百分比为c0.58、si1.8、mn1.6、mo0.18、ni1.2、p0.008、s0.005、余量为fe和不可避免的杂质，计算投料比例，用真空感应电炉熔炼，浇注成直径180mm的圆柱形铸锭，再以2.0kg/min的熔速进行真空自耗电弧重熔，得自耗锭。将自耗锭加热到1200℃保温65min进行均匀化退火，出炉后进行热轧，控制热轧的终轧温度在880℃，轧后缓冷至室温，得到直径为50mm的热轧棒坯；将热轧棒坯加热到700℃保温15h进行球化退火，然后随炉冷却到400℃，出炉空冷至室温，得退火棒坯；将退火棒坯再重新加热至880℃保温60min出炉，迅速放入620℃盐浴炉中保持5min冷却、均温，取出迅速进行7道次孔型轧制，控制总的变形量在30%，终轧温度不低于540℃，得到轧制棒材，然后立即放入220℃的盐浴炉中等温转变11h，出炉空冷至室温，得到中碳纳米贝氏体超高强度钢棒。

检测发现，上述所得中碳纳米贝氏体超高强度钢棒的微观组织由平均厚度为94nm的板条贝氏体铁素体（体积百分比为81.1%）和残余奥氏体（体积百分比为18.9%）组成。按照中国国家标准gb/t228.1−2010（金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法），测得其抗拉强度为2375mpa，延伸率为8.5%，测定维氏硬度为629hv1.0。

实施例2

按照化学成分重量百分比为c0.54，si1.7，mn1.9，mo0.24，ni1.63，p0.005，s0.002，余量为fe和不可避免的杂质，计算投料比例。用真空感应电炉熔炼，浇注成直径180mm的圆柱形铸锭，再以2.0kg/min的熔速进行真空自耗电弧重熔，得自耗锭。将自耗锭加热到1220℃保温55min均匀化退火，出炉后进行热轧，控制热轧的终轧温度在900℃，轧后缓冷至室温，得到直径为50mm的热轧棒坯；将热轧棒坯加热到690℃保温15h进行球化退火，然后随炉冷却到400℃，出炉空冷到室温，得退火棒坯。将退火棒坯重新加热至890℃保温60min出炉，迅速放入620℃盐浴炉中保持5min，取出迅速进行5道次孔型轧制，总的变形量控制在40%，终轧温度不低于540℃，得到轧制棒材，然后立即放入230℃的盐浴炉中等温转变11h，出炉空冷至室温，得到中碳纳米贝氏体超高强度钢棒。

其微观组织由平均厚度为95nm的板条贝氏体铁素体（体积百分比为84.3%）和残余奥氏体（体积百分比为15.7%）组成。按照中国国家标准gb/t228.1−2010（金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法），测得抗拉强度为2290mpa，延伸率为11.4%，测定维氏硬度为608hv1.0。

实施例3

按化学成分重量百分比为c0.52，si1.5，mn2.0，mo0.22，ni1.7，p0.007，s0.004，余量为fe和不可避免的杂质，计算投料比例，用真空感应电炉熔炼，浇注成直径180mm的圆柱形铸锭，再以2.0kg/min的熔速进行真空自耗电弧重熔，得自耗锭。将自耗锭加热到1220℃保温60min，进行均匀化退火，出炉后进行热轧，控制热轧的终轧温度在930℃，轧后缓冷至室温，得到直径为50mm的热轧棒坯；将热轧棒坯加热到680℃保温15h后，随炉冷却到400℃，出炉空冷到室温，得退火棒坯；将退火棒坯重新加热至900℃保温60min出炉，迅速放入620℃盐浴炉中保持5min，取出迅速进行3道次孔型轧制，总的变形量控制在40%，终轧温度不低于540℃，得到轧制棒材，然后立即放入240℃的盐浴炉中等温转变9h，出炉空冷至室温，得到中碳纳米贝氏体超高强度钢棒，其微观组织由平均厚度为115nm的板条贝氏体铁素体（体积百分比为83.1%）和残余奥氏体（体积百分比为16.9%）组成。按照中国国家标准gb/t228.1−2010（金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法），测得抗拉强度为2200mpa，延伸率为13.0%。测定维氏硬度为606hv1.0。

综上所述，本发明提供的中碳纳米贝氏体超高强度钢棒的制备方法，操作易行、容易控制，生产周期大大缩短，效率提高，所制得的钢及钢棒，抗拉强度高、硬度大、总延伸率优良，具有高强度、高塑性，焊接性能良好的优良综合力学性能，且成本低，有利于实现工业化生产。