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一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法

阅读：346发布：2021-02-22

IPRDB可以提供一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本发明公开了一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法，属于钢铁材料工程领域。所述超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5~3μm，低温贝氏体的板条尺寸为75~300 nm；超细晶铁素体的体积含量为15~75%；该双相钢通过将回火屈氏体组织的钢轧制变形加热再结晶形成超细铁素体和细晶奥氏体，细晶奥氏体再进行低温贝氏体转变而制得，具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好的优势，且该制备工艺流程简单易行、容易控制，有利于实现工业化生产。，下面是一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法专利的具体信息内容。

权利要求

1.一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的制备方法，包括炼钢、退火、热轧和回火在内的工艺步骤，其特征在于具体包括以下步骤：A、炼钢：按照钢材的设计要求计算投料比例、熔炼、并浇注成钢锭；

B、将所述钢锭经退火、热轧、淬火和回火制得回火屈氏体组织的板坯；

C、轧制变形：将回火屈氏体组织的板坯经5 7道次、进行总压下量为30 50%的轧制变~ ~形，制得轧制板材；

D、热处理：将步骤C中所述轧制板材加热至“α+γ”两相区部分奥氏体化的温度、保温，再放入高于两相区奥氏体的马氏体开始点温度5 40℃的盐浴炉中进行等温贝氏体转变，最~后空冷至室温，得超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢；

其中步骤A中按质量百分比为C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P 0.01、S

0.01、其余为Fe和不可避免的杂质，或 C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P

0.01、S 0.01、其余为Fe和不可避免的杂质，或 C 0.21、Si 1.63、Mn 0.94、Cr 0.51、Mo0.2、P 0.006、S 0.001、其余为Fe和不可避免的杂质，或 C 0.47、Si 1.61、Mn 1.0、Cr 0.49、Mo0.2、P 0.003、S 0.001、余量为Fe和不可避免的杂质或者C 0.35、Si 1.55、Mn 0.74、Cr

0.51、Mo 0.2、P 0.006、S 0.002、余量为Fe和不可避免的杂质进行配比；

步骤B的具体工艺步骤包括：

B1、退火、热轧：将所述钢锭加热至1200℃ 1250℃保温2 5h进行均匀化处理；然后空冷~ ~至1150 1180℃开轧，经过4 7道次轧制成热轧板坯，热轧的总压下量为30 50%，终轧温度为~ ~ ~不低于880℃，热轧板坯空冷至室温；

B2、淬火和回火：将经过步骤B1处理的热轧板坯重新加热至800 1000℃保温20 40 min~ ~后，迅速放入油中淬火冷却至室温，然后放入450 550℃的炉子中保温1 h，出炉空冷至室~温，制得回火屈氏体组织的板坯。

2.根据权利要求1所述的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于步骤D中将所述板材加热至750 820℃，保温3 5 h；然后迅速放入温度为260 380℃的盐浴炉~ ~ ~中等温保持1.5 10 h，然后出炉空冷至室温。

3.根据权利要求1所述的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于步骤C中轧制变形为冷轧或者温轧，温轧温度为500 600℃。

4.根据权利要求1所述的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的配方中硅的重量百分比不低于1.5%。

5.一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，其特征在于所述超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的配方中硅的重量百分比不低于1.5%，其金相组织包括超细晶铁素体和低温贝氏体，其中所述超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5 3μm、体积含量为15 75%，低温贝氏体的板条~ ~尺寸为75 300nm；

所述双相钢的配方按质量百分比为C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P

0.01、S 0.01、其余为Fe和不可避免的杂质，或 C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W

0.7、P 0.01、S 0.01、其余为Fe和不可避免的杂质，或 C 0.21、Si 1.63、Mn 0.94、Cr 0.51、Mo0.2、P 0.006、S 0.001、其余为Fe和不可避免的杂质，或 C 0.47、Si 1.61、Mn 1.0、Cr

0.49、Mo0.2、P 0.003、S 0.001、余量为Fe和不可避免的杂质或者C 0.35、Si 1.55、Mn

0.74、Cr 0.51、Mo 0.2、P 0.006、S 0.002、余量为Fe和不可避免的杂质。

说明书全文

一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于钢铁材料工程领域，涉及一种双相钢及其制备方法，特别是一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 传统铁素体/马氏体双相钢屈强比较低，初始加工硬化速率高且塑韧性良好。但由于铁素体和马氏体间强度差异较大，微裂纹容易沿着铁素体/马氏体相界面扩展扩，从而导致扩孔性能不佳，在扩孔翻边工序中常出现开裂。而铁素体/贝氏体双相钢则是用韧性更好的贝氏体替代了马氏体，具有比铁素体/马氏体双相钢更好的翻边和扩孔性能，以及更好的拉伸性能和冲击韧性，更适于制造形状复杂的汽车零部件（如车轮、底盘、悬挂等）、工程机械零部件和抗大应变管线。

[0003] 目前，铁素体/贝氏体双相钢主要用低碳低合金钢（包括微合金化和非微合金化的）通过控轧控冷的方法制备，制备方法已在多项专利中公开，例如申请号为200910169738.X的中国专利公开了一种高抗拉强度热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法，该抗拉强度在514 535MPa之间，屈强比在0.63以上，但是在抗拉强度还是比较低，韧性~
不够。为了获得具有更优异综合力学性能的铁素体/贝氏体双相钢，科研工作者分别对其铁素体和贝氏体组织进行了深入的研究和改善。首先将铁素体组织进行细化，使铁素体晶粒尺寸细化至微米级(1 4 μm)，即超细铁素体组织，超细铁素体因其较高的强度而使双相钢~
性能提高；其次贝氏体组织也在不断改进，无碳化物贝氏体、低温贝氏体等具有优异强韧性的贝氏体组织也逐步被运用到双相钢中，超细铁素体和高强韧贝氏体结合的双相钢成为当今科研学者研究的重点和热点。

发明内容

[0004] 本发明要解决的技术问题提供一种工艺简单、制备效率高、易于精确控制、质量稳定性高的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法，其将回火屈氏体组织的钢轧制变形、加热再结晶形成超细铁素体和细晶奥氏体，细晶奥氏体再进行低温贝氏体转变；其工艺简单，形成的双相钢具有超高强度和良好塑性。

[0005] 为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：

[0006] 一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的制备方法，包括炼钢、退火、热轧和回火在内的工艺步骤，具体包括以下步骤：

[0007] A、炼钢：按照钢材的设计要求计算投料比例、熔炼、并浇注成钢锭；

[0008] B、将所述钢锭经退火、热轧、淬火和回火制得回火屈氏体组织的板坯；

[0009] C、轧制变形：将回火屈氏体组织的板坯经5 7道次、进行总压下量为30 50%的轧制~ ~变形，制得轧制板材；

[0010] D、热处理：将步骤C中所述轧制板材加热至“α+γ”两相区部分奥氏体化的温度、保温，再放入高于两相区奥氏体的马氏体开始点温度5 40℃的盐浴炉中进行等温贝氏体转~变，最后空冷至室温，得超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢。

[0011] 优选的，步骤B的具体工艺步骤包括：

[0012] B1、退火、热轧：将所述钢锭加热至1200℃ 1250℃保温2 5h进行均匀化处理；然后~ ~空冷至1150 1180℃开轧，经过4 7道次轧制成热轧板坯，热轧的总压下量为30 50%，终轧温~ ~ ~
度为不低于880℃，热轧板坯空冷至室温；

[0013] B2、淬火和回火：将经过步骤B1处理的热轧板坯重新加热至800 1000℃保温20 40 ~ ~min后，迅速放入油中淬火冷却至室温，然后放入450 550℃的炉子中保温1 h，出炉空冷至~
室温，制得回火屈氏体组织的板坯。

[0014] 步骤C中轧制变形为冷轧或者温轧，温轧温度为500 600℃。~

[0015] 超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的配方中硅的重量百分比不低于1.5%。

[0016] “部分奥氏体化”是指非完全奥氏体化，即有一部分奥氏体和一部分铁素体或碳化物，在此处是指一部分奥氏体和部分铁素体。“部分奥氏体化”的温度是一个温度区间，不同成分的钢种该范围的取值有所不同，本领域技术人员能根据常规试验毫无疑义的确定该温度区间。通过控制该温度区间内的取值，可以控制超细晶铁素体的体积分数，从而控制双相钢的强度。不同钢种的成分和设置的“部分奥氏体化”的温度影响马氏体开始点温度，因此该温度范围也不同，本领域技术人员通过常规试验可以确定。

[0017] 低温贝氏体是本世纪初开发的由极薄的板条贝氏体和其间的薄膜状残余奥氏体组成的组织，是含硅重量百分比1.5%以上的高碳合金钢在稍高于马氏体开始点温度进行低温等温贝氏体转变得到的。由于转变温度低，故得到的贝氏体板条厚度较薄，甚至达到了几十纳米；又由于硅元素对等温转变过程中碳化物析出的抑制作用，故在贝氏体板条间形成了残余奥氏体而无碳化物析出。所以又称该组织为无碳化物纳米结构贝氏体。极细小的板条贝氏体导致高强度，薄膜状的残余奥氏体的转变诱发塑性效应可以进一步改善塑韧性、降低屈强比并提高成形性。

[0018] 所述超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的配方中硅的重量百分比不低于1.5%，其金相组织包括超细晶铁素体和低温贝氏体，其中所述超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5 3μm、~体积含量为15 75%，低温贝氏体的板条尺寸为75 300nm。
~ ~

[0019] 本发明中，用低温贝氏体代替传统双相钢的硬相，再将软相铁素体晶粒进行细化，即可得到细晶粒铁素体/低温贝氏体双相钢，这将使双相钢性能进一步提高。

[0020] 上述技术方案的物理冶金学原理是：回火屈氏体组织轧制变形后在“α+γ”两相区加热过程中发生铁素体的再结晶和部分奥氏体的形成。由于回火屈氏体保持了淬火马氏体的细化组织形态，其轧制变形后加热再结晶会形成细小的铁素体等轴晶粒，得到超细晶铁素体；与此同时，加热温度超过Ac1（Ac1是所说的“α+γ”两相区的最低温度）则发生奥氏体转变，由于加热温度在两相区，奥氏体晶粒长大受到较大限制，故形成了细晶奥氏体。这样，在两相区加热保温过程会形成“超细晶铁素体+细晶奥氏体”组织，随后在盐浴炉中进行低温（即稍高于此细晶奥氏体的马氏体开始点的温度）等温过程中，细晶奥氏体发生贝氏体转变，而超细晶铁素体基本不发生变化。由于较高的硅含量（一般应高于1.5wt.%，但若同时加铝的话，硅+铝的含量要大于1.5wt.%）抑制了碳化物在等温贝氏体转变过程析出，所以奥氏体转变为在贝氏体板条间分布薄膜状残余奥氏体的无碳化物贝氏体组织，即低温贝氏体组织。那么，冷却到室温后就得到了超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢。

[0021] 采用上述技术方案产生的有益效果在于：（1）本发明的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的组织得到了超细化，其抗拉强度较高、屈强比为0.50 0.65、延伸率不小于12%，具~有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件；（2）本发明的制备工艺流程简单易行、容易控制，有利于实现工业化生产，只需要精确控制热处理的温度即可控制产品质量，制备效率高。

附图说明

[0022] 图1是实施例1制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片；

[0023] 图2是实施例1 3制备的双相钢试样的应力-应变曲线；~

[0024] 图3是实施例4 6制备的双相钢试样的应力-应变曲线。~

[0025] 图4是实施例7制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片；

[0026] 图5是实施例7制备的双相钢微观组织的应力-应变曲线；

[0027] 图6是实施例8制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片；

[0028] 图7是实施例9制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片；

[0029] 图8是实施例10制备的双相钢微观组织的扫描电镜照片。

具体实施方式

[0030] 本发明要求保护的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，所述双相钢的配方中硅的重量百分比不低于1.5%；形成的金相组织中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5 3 μm，体积含~量为15 75%，低温贝氏体的板条尺寸为75 300 nm。与现有技术相比，本发明获得了更为细~ ~
小的铁素体晶粒和细小的奥氏体晶粒，而细小奥氏体晶粒进行低温等温转变时，可得到细化的低温贝氏体组织。这可以减小双相钢中两相的硬度差，两相塑性变形协调性更好，进一步提高双相钢的强度和塑性。

[0031] 本发明提供了一种制备超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的通用方法，该方法包括以下步骤：

[0032] A、炼钢：按照钢材的设计要求计算投料比例、熔炼、并浇注成钢锭。

[0033] B、将所述钢锭经退火、热轧、淬火和回火制得回火屈氏体组织的板坯。

[0034] 步骤A采用常规的炼钢方法即可。步骤B的目的是制备回火屈氏体组织的板坯，其可以采用多种手段实现。本发明提供了一种优选的方案：

[0035] B1、退火、热轧：将所述钢锭加热至1200℃ 1250℃保温2 5h进行均匀化处理；然后~ ~空冷至1150 1180℃开轧，经过4 7道次轧制成热轧板坯，热轧的总压下量为30 50%，终轧温~ ~ ~
度为不低于880℃；热轧板坯空冷至室温；

[0036] B2、淬火和回火：将经过步骤B1处理的热轧板坯重新加热至800 1000℃保温20 40 ~ ~min后，迅速放入油中淬火冷却至室温，然后放入450 550℃的炉子中保温1 h，出炉空冷至~
室温，制得回火屈氏体组织的板坯。

[0037] 制备回火屈氏体组织是制备的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的基础。

[0038] C、轧制变形：将回火屈氏体组织的板坯进行总压下量30 50%的轧制变形，制得板~材。本步骤中轧制变形可以为冷轧或者温轧，温轧温度为500 600℃。温轧时，可以在步骤C~
中经回火保温1 h后，立即轧制。

[0039] D、热处理：将步骤C中所述板材加热至“α+γ”两相区部分奥氏体化的温度，再放入高于两相区奥氏体的马氏体开始点温度5 40℃的盐浴炉中进行等温贝氏体转变，然后空冷~至室温，得超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢。这是制备超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢的关键步骤之一，回火屈氏体组织轧制变形后在“α+γ”两相区加热过程中发生铁素体的再结晶和部分奥氏体的形成。由于回火屈氏体保持了淬火马氏体的细化组织形态，其轧制变形后加热再结晶会形成细小的铁素体等轴晶粒，得到超细晶铁素体；与此同时，加热温度超过Ac1则发生奥氏体转变，由于加热温度在两相区，奥氏体晶粒长大受到较大限制，故形成了细晶奥氏体。这样，在两相区加热保温过程会形成“超细晶铁素体+细晶奥氏体”组织，随后在盐浴炉中进行低温（即稍高于此细晶奥氏体的马氏体开始点的温度）等温过程中，细晶奥氏体发生贝氏体转变，而超细晶铁素体基本不发生变化。轧制变形还以采用温轧，温轧温度的控制在不发生组织形变的范围内。

[0040] 以上述方法作为指导原则，对于硅含量不小于1.5%的钢种按照以上方法均可以制备成超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢。下面以具体的实施例进行说明。

[0041] 实施例1

[0042] A、按照质量百分比为C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P 0.01、S 0.01，其余为Fe和不可必避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭；

[0043] B1、钢锭加热至1220°C保温4 h均匀化处理，出炉空冷至1180°C开轧，终轧温度为880°C，经过6道次轧制，第一、二道次压下量分别为40和30 mm，后四道次压下量均为20 mm，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯，轧后空冷至室温；

[0044] B2、将热轧板坯重新加热至900°C保温30 min后，迅速放入油中淬火冷却至室温，然后放入500 °C的炉子中保温1 h，出炉空冷至室温，制得回火屈氏体组织的板坯；

[0045] C、将回火后的板坯进行总压下量40%的多道次冷轧变形，得到12 mm厚的冷轧板材；

[0046] D、将冷轧板材放入温度为760℃的炉子中，保温5 h后，迅速放入温度为260℃的盐浴炉中等温10 h，然后出炉空冷至室温，制得超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢板材。其微观组织的扫描电镜照片参见图1。从图1中可以看出：超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5 2μm，~体积含量约为35%。

[0047] 将本实施例的板材制作试样，按照GB/T228.1-2010标准进行拉伸试验，其应力-应变曲线参见图2，从图中可以看出：拉伸载荷作用开始后，应力应变曲线首先进入弹性变形阶段，即随着应变的增加，拉伸应力也相应地呈线性增加趋势；随着拉伸载荷作用时间的增长，曲线逐渐过渡到屈服阶段，在该阶段，曲线中并没有出现明显的平台或锯齿状，因此推断该过程为连续屈服；进一步延长载荷作用时间，曲线进入均匀塑性变形阶段，曲线上升并达到材料的抗拉强度；试样在此后继续产生不均匀塑性变形，在局部区域产生颈缩，达到极限值后，试样断裂。

[0048] 根据试样的应力-应变曲线，测得试样的抗拉强度（）、屈服强度（）和延伸率（）结果如表1所示。

[0049] 表1 实施例1、3、4和6中制备的试样组织参数及力学性能

[0050]

[0051] 本实施例表明：本实施例制备的超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好，可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件。

[0052] 实施例2 3~

[0053] 与实施例1不同的是，步骤D中将冷轧板材放入温度为760℃的炉子中，保温5 h后，分别在温度为275℃（实施例2）和290℃（实施例3）的盐浴炉中等温10 h，然后出炉空冷至室温。其拉伸曲线和试验的结果参见图2和表1。

[0054] 实施例4 6~

[0055] 与实施例1不同的是，步骤D中将冷轧板材放入温度为780℃炉中，保温3 h后，然后分别迅速放入温度为290、305和320℃的盐浴炉中等温3 h，然后出炉空冷至室温。其拉伸试验曲线和结果分别参见图3和表1。

[0056] 实施例7

[0057] A、按照质量百分比为C 0.3、Si 1.9、Mn 1.6、Cr 1.3、Ni 1.0、W 0.7、P 0.01、S 0.01，其余为Fe和不可必避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭。

[0058] B1、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温4 h均匀化处理，出炉空冷至1180℃开轧，终轧温度为880℃，经过6道次轧制，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯，轧后空冷至室温。

[0059] 上述步骤A和步骤C中的熔炼和退火、热轧均是常规的步骤。

[0060] B2、淬火：将所述热轧板坯加热至900℃、保温30min，然后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

[0061] C、温轧：将所述淬火板坯放入500℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量40%的多道次轧制变形，得12mm厚的温轧板材。

[0062] D、热处理：将所述温轧板材放入温度为760℃的炉子中，保温5h，然后迅速放入260℃的盐浴炉中等温10 h，再出炉空冷至室温。

[0063] 对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析，其微观组织照片参见图4，从图中可以看出：本实施例制备了超细晶铁素体和贝氏体双相钢，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5 2μm，体积含量约为30%。~

[0064] 将本实施例的板材制作试样，按照GB/T228.1-2010标准进行拉伸试验，其应力-应变曲线参见图5，测得试样的抗拉强度（）为1383MPa、屈服强度（）为775 MPa、延伸率（）为14%，计算得屈强比为0.56，强塑积为19362 MPa·%。具体参见表2的数据。

[0065] 表2 实施例7-10中双相钢的微观结构和力学性能

[0066]

[0067] 上述结果表明：本实施例制得了超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，力学综合性能良好。可用于制造成形性要求高的吸能防撞构件。

[0068] 实施例8

[0069] A、按照质量百分比为C 0.21、Si 1.63、Mn 0.94、Cr 0.51、Mo0.2、P 0.006、S 0.001，其余为Fe和不可必避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭，真空自耗精炼。

[0070] B1、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温2 h均匀化处理，出炉空冷至1150℃开轧，终轧温度为920℃，经过6道次轧制，最终轧制成20 mm厚的热轧板坯，轧后空冷至室温。

[0071] B2、淬火：将所述热轧板坯重新在炉子中加热至950℃、保温1h，然后迅速出炉放入水中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

[0072] C、温轧：将淬火后的板材放入550 °C的炉子中保温1 h，出炉后进行总压下量为40%的多道次温轧变形，得12mm厚的温轧板材。

[0073] D、等温转变处理：将所述温轧板材放入温度为780℃的炉子中，保温0.5h，然后迅速放入280℃的盐浴炉中等温1.5 h，再出炉空冷至室温。

[0074] 对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析，其微观组织照片参见图6，从图中可以看出：本实施例制得了超细晶铁素体和低温贝氏体双相钢，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为1 3μm，体积含量约为57%，低温贝氏体的板条尺寸为95 212 nm。测得试样的抗拉~ ~强度（）为944MPa、屈服强度（）为516 MPa、延伸率（）为33%，计算得屈强比为0.55，强塑积为31100 MPa·%。具体参见表2的数据。

[0075] 实施例9

[0076] A、按照质量百分比为C 0.47、Si 1.61、Mn 1.0、Cr 0.49、Mo0.2、P 0.003、S 0.001，余量为Fe和不可避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭，真空自耗精炼。

[0077] B1、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温2 h进行均匀化处理，出炉空冷至1150℃开轧，终轧温度为880℃，经过6道次轧制，轧后空冷至室温，得20 mm厚的热轧板坯。

[0078] B2、淬火：将所述热轧板坯重新在炉子中加热至850℃、保温60min，出炉后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

[0079] C、温轧：将所述淬火板坯放入550℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量40%的多道次轧制变形，得12mm厚的温轧板材。

[0080] D、热处理：将所述温轧板材放入温度为780℃的炉子中，保温0.5h，然后迅速放入270℃的盐浴炉中等温1.5 h，再出炉空冷至室温。

[0081] 对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析，其微观组织照片参见图7，从图中可以看出：本实施例制备了超细晶铁素体和纳米贝氏体双相钢，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.2 2μm，体积含量约为41%，纳米贝氏体板条的尺寸为97±14nm。~

[0082] 本实施例用纳米贝氏体代替传统双相钢的硬相，再将软相铁素体晶粒进行细化，即可得到细晶粒铁素体/纳米贝氏体双相钢，这将使双相钢性能进一步提高。将本实施例的板材制作试样，按照GB/T228.1-2010标准进行拉伸试验，测得试样的抗拉强度（）为1370MPa、屈服强度（）为835 MPa、延伸率（）为27.5%，计算得屈强比为0.61，强塑积为
37600 MPa·%。

[0083] 实施例10

[0084] A、按照质量百分比为C 0.35、Si 1.55、Mn 0.74、Cr 0.51、Mo 0.2、P 0.006、S 0.002，余量为Fe和不可避免的杂质的配比，计算投料比例、在真空中频感应电炉中熔炼、并浇注成170 mm直径的圆柱形钢锭，真空自耗精炼。

[0085] B1、退火、热轧：将钢锭加热至1220℃保温2 h进行均匀化处理，出炉空冷至1150℃开轧，终轧温度为880℃，经过6道次轧制，轧后空冷至室温，得20 mm厚的热轧板坯。

[0086] B2、淬火：将所述热轧板坯重新在炉子中加热至920℃、保温1h，出炉后迅速放入油中淬火冷却至室温，得淬火板坯。

[0087] C、温轧：将所述淬火板坯放入550℃的炉子中保温1h，出炉后立即进行总压下量40%的多道次轧制变形，然后空冷至室温，得12mm厚的温轧板材。

[0088] D、热处理：将所述温轧板材放入温度为780℃的炉子中，保温0.5h，然后迅速放入240℃的盐浴炉中等温2h，再出炉空冷至室温。

[0089] 对本实施例所制得板材进行扫描电镜（SEM）分析，其微观组织照片参见图8，从图中可以看出：本实施例制备了超细晶铁素体和纳米贝氏体双相钢，其中超细晶铁素体的晶粒尺寸为0.5 2μm，体积含量约为53%，纳米贝氏体板条的尺寸为95±16nm。~

[0090] 本实施例用纳米贝氏体代替传统双相钢的硬相，再将软相铁素体晶粒进行细化，即可得到细晶粒铁素体/纳米贝氏体双相钢，这将使双相钢性能进一步提高。将本实施例的板材制作试样，按照GB/T228.1-2010标准进行拉伸试验，测得试样的抗拉强度（）为1185MPa、屈服强度（）为680MPa、延伸率（）为27%，计算得屈强比为0.57，强塑积为
32000 MPa·%。

[0091] 上述结果表明：本实施例制得了超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，力学综合性能良好。

[0092] 综上所述，采用本发明的方法，对于百分比不低于1.5%的低、中碳的低合金钢进行热处理，制得了细晶或超细晶铁素体和低温贝氏体双相钢，其具有高强度、高塑性、低屈强比和高强塑积，综合力学性能良好。

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一种浆体输送用下贝氏体耐磨钢管及其制造方法-专利编号CN102776445B	2020-05-12	267
准贝氏体钢-专利编号CN100408712C	2020-05-11	149
高强度贝氏体钢-专利编号CN109837458A	2020-05-13	941
准贝氏体钢-专利编号CN1172171A	2020-05-11	749
模具用贝氏体钢-专利编号CN102439190B	2020-05-13	814
一种浆体输送用下贝氏体耐磨钢管及其制造方法-专利编号CN102776445A	2020-05-13	243
贝氏体耐磨钢及钢管制造和回火方法-专利编号CN102534432A	2020-05-11	388
贝氏体钢-专利编号CN103695767A	2020-05-11	551
贝氏体缸套-专利编号CN102234735A	2020-05-12	983
准贝氏体钢-专利编号CN1693520A	2020-05-12	136

一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法

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