具有高强度和高延伸率的贝氏体钢及制造所述贝氏体钢的方法
阅读：302发布：2020-05-15
专利汇可以提供具有高强度和高延伸率的贝氏体钢及制造所述贝氏体钢的方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 涉及 贝氏体 钢 ，其以重量%计由以下元素组成：C:0.25-0.55Si:0.5-1.8Mn:0.8-3.8Cr:0.2-2.0Ti:0.0-0.1Cu:0.0-1.2V:0.0-0.5Nb:0.0-0.06Al:0.0-2.75N: 钢带 材的方法，其包括将卷绕的该组合物的带材冷却至环境 温度 的步骤，在此期间发生贝氏体转变。，下面是具有高强度和高延伸率的贝氏体钢及制造所述贝氏体钢的方法专利的具体信息内容。
1.贝氏体钢，其以重量％计由以下元素组成：
C:0.30-0.50
Si:1.0-1.8
Mn:1.0-2.5
Cr:0.7-1.5
Ti:0.0-0.08
Cu:0.0-1.2
V:0.0-0.5
Nb:0.0-0.06
Al:0.0-1.50
N:<0.004
P:<0.025
S:<0.025
余量为铁和不可避免的杂质，
其中该贝氏体钢具有70-85％的不含碳化物的贝氏体和15-30％的残余奥氏体。
2.根据权利要求1的贝氏体钢，其中以重量％计存在一种或多种以下元素：
C:0.30-0.40
Si:1.2-1.7
Mn:1.6-2.1
Cr:0.9-1.2
Ti:0.0-0.07
Al:0.0-0.2。
3.根据权利要求1或2的贝氏体钢，其中该钢具有至少415VHN的 硬度。
4.根据权利要求1或2的贝氏体钢，其中该钢具有至少1300MPa的极限拉伸强度。
5.根据权利要求1或2的贝氏体钢，其中该钢具有至少1350MPa的极限拉伸强度。
6.根据权利要求1或2的贝氏体钢，其中该钢具有至少20％的总延伸率。
7.根据权利要求1或2的贝氏体钢，其中贝氏体不含碳化物，且具有含贝氏体板片的显微组织，该板片具有小于100nm的厚度。
8.用于生产贝氏体钢的方法，该贝氏体钢以重量％计由以下元素组成：
C:0.25-0.55
Si:0.5-1.8
Mn:0.8–3.8
Cr:0.2–2.0
Ti:0.0-0.1
Cu:0.0-1.2
V:0.0-0.5
Nb:0.0-0.06
Al:0.0–2.75
N:<0.004
P:<0.025
S:<0.025
余量为铁和不可避免的杂质，
其中该贝氏体钢具有70-85％的不含碳化物的贝氏体和15-30％的残余奥氏体，通过将该钢热处理以形成贝氏体钢，该方法包括以下步骤：
-将铸造板坯热轧成带材，
-将该带材冷却至高于贝氏体起始温度的温度，
-在高于贝氏体起始温度的温度下卷绕该带材，
-通过自然冷却将经卷绕的带材冷却。
9.根据权利要求8的方法，其中该方法还包括以下步骤：
-制备所需组成的钢液，
-将该钢铸造成板坯，
-冷却该板坯。
10.根据权利要求9的方法，其中将铸造和冷却的板坯再加热至奥氏体状态。
11.根据权利要求8-10中任一项的方法，其中最终热轧温度为至少850℃。
12.根据权利要求8-10中任一项的方法，其中将经热轧的带材快速冷却至400-550℃的温度。
13.根据权利要求8-10中任一项的方法，其中在350-500℃的带材温度下卷绕该带材。
14.根据权利要求8-10中任一项的方法，其中将所卷绕的带材自然冷却至环境温度。
15.根据权利要求8-10中任一项的方法，其中该贝氏体钢中以重量％ 计存在一种或多种以下元素：
C:0.30-0.50
Si:1.0-1.8
Mn:1.0-2.5
Cr:0.7-1.5
Ti:0.0-0.08
Al:0.0-1.50。
16.根据权利要求8-10中任一项的方法，其中在该贝氏体钢中以重量计存在一种或多种以下元素：
C:0.30-0.40
Si:1.2-1.7
Mn:1.6-2.1
Cr:0.9-1.2
Ti:0.0-0.07
Al:0.0-0.2。
具有高强度和高延伸率的贝氏体钢及制造所述贝氏体钢的
方法
技术领域
背景技术
[0002] 最近的环境方面的担忧迫使汽车工业通过降低在汽车的不同部分所使用的钢的厚度来降低车辆的重量。但是，该重量降低不能降低乘客安全。乘客安全直接与在任何可能的碰撞期间的所吸收的能量有关，且进而与用于相同强度水平的钢厚度有关。可满足实现两个条件（降低汽车重量和严格安全参数）的一种方式是通过使用更高强度的钢种。因此，开发具有更好的延展性的更强的钢是个挑战。
[0003] 在世界范围已可得到几种高强度和高延伸率钢种，其提供了600-1400MPa的UTS和30-5%延伸率的广泛范围的强度/延伸率组合。但是在大多数情况下，当钢的强度上升时其延伸率值下降，且难以获得高强度和同时高延伸率的良好组合。
[0004] 在现有技术领域中，公开了具有纳米结构的贝氏体显微组织和富C奥氏体的贝氏体钢，其可提供约2200MPa的非常高强度，但具有约7%的最大延伸率。参见例如：
[0005] -C.G.Mateo,F.G.Caballero和H.K.D.Bhadeshia,Journal de Physique IV,2003年第112卷第285-288页;
[0006] -F.G.Caballero,H.K.D.Bhadeshia,K.J.A.Mawella,D.G.Jones 和P.Brown,Materials Science and Technology,2002年第18卷第279-284页,和[0007] -H.K.D.H.Bhadeshia,Materials Science and Engineering A,2008 年 第481-482卷第36-39页。
[0008] 在这些已知的贝氏体钢的组成中，将约0.9重量%的C和高成本的合金化元素如Co和Ni组合使用。将该钢从奥氏体区域快速冷却以避免任何扩散性转变且通过长时间保持在某一温度或温度范围，例如在200℃下7天来等温转变为贝氏体钢。
[0009] 尽管还已知具有较低C的高强度贝氏体钢，但是这些钢具有含有大量的高成本合金化元素例如Ni和Mo的组成。参见例如：
[0010] -F.G.Caballero,M.J.Santofima,C.Capdevila,C.G.–Mateo 和 C.G.De Andres,ISIJ International,2006年第46卷第1479-1488页，和
[0011] -F.G.Caballero,M.J.Santofima,C.G.-Mateo J.Chao 和 C.G.De Andres,Materials and Design,2009年第30卷第2077-2083页。
[0012] 根据制造贝氏体钢的现有技术，将钢保持在等温条件下持续一段延长的周期的时间以使贝氏体转变最大化。但是，由于在较低的温度下较慢的动力学，该方法对于贝氏体钢片材的连续生产是不理想的，且还因为延长的时间段，该方法变得非常能量密集。
[0013] 从在2008年的阿根廷不宜米诺斯艾利斯的“International Conference on New Developments on Metallurgy and Applications of High Strength Steels”上G.Gomez,T.Perez 和 H.K.D.H.Bhadeshia 的“Strong steels by continuous cooling transformation”而知晓了空冷贝氏体钢。该贝氏体钢是通过在热轧之后连续空冷而获得的，且最终产品具有约1400MPa的UTS和15%的延伸率。但是，该组合物也具有相当大量的合金化元素如Mo和Ni。添加高成本元素如Ni的目的是稳定残余奥氏体以提供延伸率且添加Mo以提高钢的韧性。
[0014] 因此，现有技术缺乏经连续冷却的贝氏体钢的开发，该贝氏体钢可提供超过1300MPa的UTS和至少20%的延伸率而没有高成本的合金化添加，如Ni和Mo的添加。
[0015] 发明目的
[0017] 在固定温度下用于贝氏体转变的等温保持需要大量的能量，且因此不是非常环境友好的。该已知的方法也不适用于更高的生产率和连续生产。本创新的一个目的是通过使贝氏体转变在该钢的冷却期间发生来以环境友好的方式生产钢。以此方式，在固定温度下的等温保持不再是必要的，这导致节省能量成本，减少污染且允许通过现有工业路径来生产。
[0018] 本发明的另一个目的是提出该钢的合适的化学组成，该钢可提供最小1300MPa的UTS和至少20%的延伸率。
[0019] 本发明的另一个目的是保证在基体中70-80%的纳米结构的贝氏体和20-30%的富C的稳定奥氏体以提供强度和延展性的优异组合。
[0020] 本发明的另一个目的是提出在现有的如带钢热轧机的设备中进行的方法。
发明内容
[0021] 根据本发明的第一个方面，可通过提供具有以重量%计的以下元素的贝氏体钢满足以上目的的一个或多个：
[0022] C:0.25-0.55
[0023] Si:0.5-1.8
[0024] Mn:0.8-3.8
[0025] Cr:0.2-2.0
[0026] Ti:0.0-0.1
[0027] Cu:0.0-1.2
[0028] V:0.0-0.5
[0029] Nb:0.0-0.06
[0030] Al:0.0-2.75
[0031] N:<0.004
[0032] P:<0.025
[0033] S:<0.025
[0035] 采用该组成，已证明可获得高强度贝氏体钢而没有添加合金化元素如由现有技术已知的Ni和Mo的必要。
[0036] 在该组合物中，C含量对形成最终的显微组织具有重要的作用，且因此控制了贝氏体钢的相当大的程度的机械性质。C含量为非常有效的固溶强化物，且对残余奥氏体的稳定性具有大的影响。为满足本发明的目的，C含量应该在如上指定的范围内，但根据优选的实施方案，贝氏体钢的C含量为在0.30-0.40重量%内，且甚至更优选在0.30-0.40重量%内。采用这些范围，获得了根据本发明的组合物中的C的优化效果。
[0038] 组合物中的元素Al也因如Si的相同的原因而有效地妨碍了渗碳体的形成，且可为此目的用于至少部分取代Si。由于该原因，组合物中的Si含量可在宽的范围内变化，其取决于Al含量。
[0039] 如果采用在1.0-1.8重量%水平的Si含量或更受限的1.2-1.7重量%的范围，这赋予最终贝氏体钢很好的效果，那么可采用更低的Al含量。Al含量可限制为0.0-1.50重量%或甚至低至0.0-0.2重量%，这取决于Si的量。
[0041] 贝氏体钢的组成中的Mn通过将时间-温度-转变（TTT）图的扩散曲线（diffusional bay）在时间刻度上向右侧移动使得即使采用中等的冷却速率也不允许形成铁素体而有助于避免多角形铁素体的可能形成。Mn含量的更一步影响是可通过提高Mn含量来明显降低贝氏体形成温度。这将促进细贝氏体的形成。但是，Mn含量不应太高，因为这会导致难以焊接的钢。
[0042] Mn还是有效的固溶强化物，且可明显改善该钢的屈服强度。
[0043] 采用在0.8-3.8重量%内的Mn含量，该时间-温度-转变（TTT）图的扩散曲线被充分移到右侧，使得通常在带钢热轧机中可施加的冷却速率将不会引起铁素体的形成，可形成足够细的贝氏体且该固溶强化也将为高的。
[0044] 根据优选的实施方案，Mn含量在1.0-2.5重量%内。在试验中，采用1.6-2.1重量%的Mn获得很好效果。
[0045] 向该组合物添加Cr有助于改善该钢的淬透性。在焊接期间，Cr可与存在的C形成碳化物，这将降低热影响区(HAZ)中钢的软化。采用根据本发明的组合物，以0.7-1.5重量%的Cr含量以及以0.9-1.2的含量，已获得了良好的结果。
[0046] 组合物中的Ti将与可得到的N反应而形成TiN，这进而形成细的TiCN析出物，该析出物通过析出强化可明显改善强度。但是，Ti的添加应当受限制，因为太多的Ti会减少可用以稳定残余奥氏体的C的量。由此原因，将该量保持为低的，且试验已显示可甚至进一步降低该量至0.08或0.07重量%，且甚至已显示了0.04重量%的量以提供所需结果。
[0047] Cu的添加也通过析出强化而对钢的强化有贡献。但是，存在Cu含量的最大量，因为太多的Cu将导致卷绕困难，且Cu的使用也将提高成本。因此，将最大量设为1.2重量%。已显示不添加Cu的试验试样达到了本发明的目的。
[0048] 通过在卷绕期间或卷绕之后的析出的细尺寸碳化物和碳氮化物的形成，元素Nb和V对屈服强度具有大的影响。这些碳化物可明显改善钢的强度而不显著劣化延展性。但是，为了避免过度的强化和除去基体的碳，将其含量限制为所给出的上限。
[0049] 本发明还提供了通过热处理钢以形成贝氏体钢来制造根据以上组成的贝氏体钢的方法，其包括以下步骤：
[0051] -将带材冷却至高于贝氏体起始温度的温度，
[0052] -在高于贝氏体起始温度的温度下将带材卷绕，
[0053] -通过自然冷却将卷绕的带材冷却。
[0054] 已证明采用以上方法，当卷绕带材时发生贝氏体形成，这是一种其中不施加进一步的热量的情况。在通过自然冷却使卷绕的带材冷却至环境温度的过程中，发生贝氏体转变，而没有必须施加额外热量的必要。这是一个相对已知方法的大的优点，在已知方法中必须施加大量的热量以保持温度恒定在200℃或更高的温度下持续延长的时间段而使贝氏体转变发生。采用该方法不仅实现了相当大量的能量节省的优点，而且本方法的另一个明确的优点是整个过程可为连续过程，而非间歇过程。
[0055] 该方法还包括以下步骤：
[0056] -制备所需组合物的钢液，
[0057] -将该钢铸造成板坯，
[0058] -冷却该板坯。
[0059] 可将所铸造和冷却的板坯再加热到1250℃用以启动热轧操作。最终热轧温度为至少850℃。
[0060] 轧制之后将所热轧的带材快速冷却到400-550℃的温度下，该温度明显高于贝氏体形成的起始温度。这允许将带材在350-500℃的温度下卷绕，该温度对于较大部分仍然高于贝氏体形成的起始温度，并抑制了该带材过快冷却，该过快冷却可导致不完全的贝氏体转变。
[0061] 采用本发明的方法，在将卷绕的钢冷却至环境温度后所获得的最终贝氏体钢不含碳化物且具有含15-30%的残余奥氏体的显微组织且具有小于100nm的厚度的贝氏体板片（bainite plate）。采用70-85%的不含碳化物的贝氏体和15-30%的残余奥氏体,在根据本发明的最终贝氏体钢中实现了至少1300MPa的强度和至少20%的延伸率。该钢的硬度为至少415HVN。附图简介
[0062] 图1所设计的钢的所计算的TTT曲线图
[0063] 图2所设计的钢组合物的所计算的T0曲线
[0064] 图3a所计算的残余奥氏体的量与等温转变温度的函数
[0065] 图3b所计算的膜型与块型奥氏体的比率与等温处理温度的函数
[0066] 图4所设计的钢的所计算的强度
[0067] 图5热轧操作的示意图
[0068] 图6贝氏体钢的(a)光学和(b)SEM显微组织
[0069] 图7显微组织的TEM照片，其显示了具有高位错密度的纳米尺度贝氏体[0070] 图8连续冷却试样的XRD曲线（实验连同模拟）
[0071] 图9在热轧之后暴露于连续冷却转变的三个试样的拉伸试验结果。
附图说明
[0072] 在图1中显示了具有在下表1中所给出范围内的组成的试样的TTT曲线。
[0073]
[0074] 表1组分范围
[0075] 在图中Bs和Ms分别代表贝氏体起始温度和马氏体起始温度。从该图中可以看出-120℃·秒 的最小冷却速率（对任何热轧机都是典型的）能够足以避免扩散曲线且进一步避免高温产物如铁素体的形成的可能性。在Bs和Ms温度之间的差别提供了合理的宽处理窗口以进行用于产生贝氏体的方法。
[0076] Ms将因贝氏体的形成而进一步受到抑制，其中由于从贝氏体铁素体的C排出，毗邻的奥氏体变得富碳，如图2中存在的T0曲线所表示的。
[0077] 从图2中可见，转变温度越低，奥氏体中C的富集越高。因此预计所有的奥氏体将被保留直至贝氏体转变的中止。足够较低的Bs也提供了产生较低的贝氏体的可能性，该贝氏体性质上较细，且可对较高的强化有贡献。
[0078] 在贝氏体转变的过程期间，奥氏体晶粒的整体并不同时转变为贝氏体。这是一个逐步的过程；当第一贝氏体板片形成时，其排出其过量的碳，该碳不能容纳入毗邻的奥氏体中。因此，转变的进一步的进展与自由能的降低相关，这归因于形成贝氏体的奥氏体的较高碳含量。最终，达到了相同组成的残余奥氏体和贝氏体铁素体的自由能变得相同的时间，因此任何进一步的转变变得热力学上不可能。T0表示在温度-碳浓度曲线图上无应力的奥氏体与相同组成的铁素体具有相同的自由能的所有点的轨迹。通过连续的贝氏体铁素体亚单元的形核，贝氏体转变可进展直至在残余的奥氏体中碳浓度达到其由T0曲线所限定的限度。在任何给定的转变温度下可产生的贝氏体的最大量受到残余奥氏体的碳浓度所限制，该碳浓度不能超过由T0曲线所给定的限度。
[0079] 在本方法中，使贝氏体转变在除碳之外任何元素的扩散均为极其可忽略的温度下发生。因此可认为在贝氏体转变期间没有其他扩散反应与其相互作用，且该温度对抑制其他无扩散转变产物为足够高的。在奥氏体中来自毗邻的贝氏体-铁素体板片的碳富集使其在室温下为足够热稳定的，且其在变形期间将仅转变为马氏体，这展现了转变诱发塑性（TRIP）效应。
[0080] 图3a表示在不同的等温温度的贝氏体转变之后，残余奥氏体量的理论计算，而图3b显示了块体与膜型奥氏体之间的计算比。在图3b中分别用Vγ-b和Vγ-f表示块体与膜型奥氏体的体积比。从图3a和3b清楚可见转变温度越低，奥氏体的量将越低，这对期望的TRIP效应和最终的延伸率值是有害的。另一方面，转变温度越低，膜与块体奥氏体之间的比率越高，这对于良好的延展性行为来说是需要的。在TRIP效应期间，奥氏体转变为马氏体且该材料得到加工硬化。由此，在环境温度下具有一定量的奥氏体保持为未转变是必要的，使得TRIP效应可以发生。
[0081] 从图3中还可发现在350℃的温度下，所计算的残余奥氏体的量为约24%，且在薄与块体奥氏体之间的比率为0.9。在进一步更低的温度下，转变的动力学变得非常缓慢且不很期望残余奥氏体的量的进一步降低。
[0082]
[0083] 表2.4个铸件以重量%计的组成
[0084] 图4表示合金的强度，其显示了所设计的钢的计算总强度可超过1500MPa。强化的主要来源是来自超细贝氏体板片。强化的另一个主要来源是来自位错密度，其经计算为6
4-6×10。由于有一些近似和假设，实际强度将低于所计算的强度。由于对连续冷却期间的贝氏体转变的可得到的知识非常少，因此考虑转变的等温性质和然后推算到连续转变情况，在许多不同的温度下进行所有的计算。
4-6×10。由于有一些近似和假设，实际强度将低于所计算的强度。由于对连续冷却期间的贝氏体转变的可得到的知识非常少，因此考虑转变的等温性质和然后推算到连续转变情况，在许多不同的温度下进行所有的计算。
[0086] 此后，将铸钢锻造为40mm厚度且将其在1100℃下进行均匀化48小时，之后将钢与炉一起冷却。采用该均匀化的钢进行所有的实验。
[0087] 切割小片试样(150mm×100mm×20mm)用于在实验性轧机中热轧。在1200℃下进行均热3小时。在6-7个道次内完成轧制操作，保持终轧温度在约850-900℃。在整个实验中，采用激光辐射高温计监测温度。热轧之后将试样保持在输出辊道上，在此处施加水喷射冷却直至达到400-550℃的温度，且最终将试样保持在可编程炉的内部，在炉中施加很缓冷却速率以模拟实际的卷材冷却情况。在热带轧机的地下卷取机中卷绕之后，采用辐射高温计在长的周期时间首先测量卷材的冷却速率，且为了模拟的目的在炉中模拟相似的冷却速率。将用于卷绕模拟的炉温保持在350-500℃内。在图5中显示了整个热轧过程的示意图。热轧厚度为约3.0mm。
[0088] 从经热处理的试样的一端的轧面切割用于金相观察的试样。使用标准工序将该试样抛光，采用硝酸乙醇溶液将其蚀刻且在图6中重现此处的该显微组织，其中图6a为光学显微组织且图6b为SEM照片。在装备有Zeiss80DX显微镜Axio-Vision软件第4版本的帮助下进行光学显微组织的图像分析，且其显示了大量的贝氏体（～75%）及一些残余奥氏体（～25%）的存在。看不到扩散转变的产物，例如铁素体、渗碳体，且因此所产生的贝氏体为不含碳化物的贝氏体。如从图7中的TEM照片可观察到的，贝氏体板片的厚度为小于100nm且该组织为高度错位的。
[0089] 通过使用商业化的软件X′Pert High Score Plus由X射线数据计算残余奥氏体的体积分数和晶格常数。下表3中显示了X射线衍射分析结果。
[0090]
[0091] 表3不同相及奥氏体中的C的体积比
[0092] 图8表示所计算的和实验获得的XRD曲线及这两者之间的差异。在XRD分析期间，假设不论存在何种的铁素体,其仅为贝氏体铁素体，因为绕过了扩散曲线及其产物。从表3清楚看到残余奥氏体的C含量高于由图2中显示的所计算的T0曲线所预测的。应该记住的是，T0曲线是在等温条件下计算的且实际实验以连续冷却形式进行，产生了具有不同C浓度的奥氏体。这些不同的奥氏体是不能通过XRD分离的，且XRD仅表明了平均C浓度。
[0093] 在连续冷却至室温之后，使用30kg载荷在维氏硬度计中进行硬度试验。该硬度值表现为425±9VHN，该值为由4个不同的热轧且连续冷却试样的100个读数的平均出来的值。对于所有的机械性能（硬度、YS、UTS、均匀延伸率、总延伸率），参见下表4。极限拉伸强度甚至超过1350MPa。
[0094]
[0095] 表44个铸件的机械性能
[0096] 遵循用于50mm规则长度的标准试样的ASTM工序[ASTM E8]，从该钢制备标准拉伸试样，且将其在Instron拉伸试验机(型号：5582)上试验。图9显示了首先三个试样的结果。由该图清楚可见，根据本发明的贝氏体钢具有拉伸强度(>1300MPa)与超过20%延伸率的优异组合。
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