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1、10申请公布号CN104087824A43申请公布日20141008CN104087824A21申请号201410328892822申请日20140711C22C38/06200601C22C33/0420060171申请人北京科技大学地址100083北京市海淀区学院路30号72发明人赵爱民智超何建国赵复庆曾尚武周开春胡汉江丁箫楠赵征志武会宾米振莉74专利代理机构北京市广友专利事务所有限责任公司11237代理人张仲波54发明名称一种具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢及其制备方法57摘要一种具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢及其制备方法，属于高强度、高塑性钢领域。化学成分质量百分比为C，0300。
2、60；SI，200300；MN，020050；AL，050090；P，006；S，004；其余为FE及杂质。采用电弧炉或感应电炉冶炼，模铸成铸锭，经过高温锻造的锻坯进行余热热处理，将高温锻坯装入950热处理炉中，保温0515小时后直接淬入300400熔盐中盐浴保温110个小时，等温转变为片层小于600NM的贝氏体超细结构，并含有一定数量的残余奥氏体。本发明在变形过程中发生TRIP效应，其抗拉强度达到1400MPA以上，延伸率达到28，大大提高综合性能，强塑积达到39GPA以上。51INTCL权利要求书1页说明书3页附图1页19中华人民共和国国家知识产权局12发明专利申请权利要求书1页说明书3页。
3、附图1页10申请公布号CN104087824ACN104087824A1/1页21一种具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢，其化学成分质量百分比如下030060；SI200300；MN020050；AL050090；006；S004；其余为FE和不可避免的杂质。2一种如权利要求1所述具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢的制备方法，其特征在于按照权利要求1所述的化学成分质量百分比称取原料，在电弧炉或感应电炉中进行冶炼，模铸成铸锭，铸锭在1200900温度区间内进行锻造，将铸锭锻成一定尺寸的锻坯，之后空冷至室温，获得以珠光体为基体的组织；具体热处理工艺为1锻坯无需进行高温扩散退火，直接装入950的热处。
4、理炉中保温0515小时，奥氏体化温度过高，时间过长，将导致奥氏体晶粒过大会降低强度和韧性，所以奥氏体化的温度与时间选择要既保证组织完全奥氏体化，又不使奥氏体晶粒过大；2均热后，将锻坯取出并迅速淬入到盐浴炉中，盐浴为硝酸钾与亚硝酸钠11配比，盐浴炉体积足够大，保证锻坯进入后温度不会过大升高，也保证在600700珠光体转变的温度范围内尽可能快速冷却，躲过C曲线鼻子尖，避免珠光体转变，获得以贝氏体为主的基体组织；3在300400等温110小时，等温温度与时间决定残余奥氏体与贝氏体的体积分数和形态，直接影响性能，温度过高贝氏体片层厚度增加影响强度，温度太低，残余奥氏体含量减少，塑性降低，时间长短影响残。
5、余奥氏体的稳定性，决定能否发生TRIP效应；4热处理完毕，将锻坯取出空冷至室温。3如权利要求2所述具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢的制备方法，其特征在于具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢微观组织由片层厚度小于600NM无碳化物贝氏体和残余奥氏体组成，介稳的残余奥氏体呈薄膜状分布于片层贝氏体间隙，在变形过程中残余奥氏体发生相变增塑效应、即TRIP效应，提高贝氏体钢的强度和塑性。权利要求书CN104087824A1/3页3一种具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢及其制备方法技术领域0001技术涉及到一种具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢及其制备工艺，属于高强度、高塑性钢领域，其主要涉及到一种以超细。
6、结构无碳化物贝氏体和残余奥氏体为主体的贝氏体钢，贝氏体片层间距小于600NM，其在变形过程中发生TRIP效应，提高其抗拉强度和延伸率，从而大大提高其综合性能。背景技术0002氏体钢是一种具有较高强度和良好韧性的钢种，一直是钢铁材料界研究的重点。20世纪30年代，美国人BAIN等发现低合金钢在中温条件下，等温可以获得一种与高温转变以及低温转变都不同的组织，该组织具有较高的强韧性能，之后被人们称为贝氏体。50年代，英国人PICKERING等发明了MOB系空冷贝氏体钢，加入合金元素MO、B使钢在比较宽的连续冷却速度范围得到贝氏体组织，简化了加工工艺，但是MO元素价格昂贵，转变温度高，得到的组织粗大，。
7、产品强韧性比较差，使其发展受到了一定的限制。70年代，我国清华大学方鸿生等研发出一种在正火状态就可以获得贝氏体组织的MNB系贝氏体钢，MN显著降低转变驱动力，降低贝氏体转变温度，细化晶粒尺寸，改善了韧性和强度。0003003年，英国剑桥大学BHADESHIA教授等人利用SI对碳化物析出的抑制作用研制出了超级贝氏体钢，这种贝氏体板条中间不是析出碳化物而是残余奥氏体薄膜，这中贝氏体铁素体组织极为细小，其厚度小于100NM，这种钢的亚微米超细贝氏体和少量马氏体或残余奥氏体组织结构决定了其超高强度和良好的韧性，其极限强度可以达到25GPA，硬度为600700HV，断裂韧性为3040MPAM1/2，由于。
8、其良好的性能，受到广泛的关注。0004HADESHIA等人研发的这种纳米贝氏体钢虽然拥有良好的强度和韧性，但其加入了大量CR、MO、V等贵合金元素，大大提高了其成本，而且制备工艺繁琐，在等温淬火前要经过长时间的均匀化扩散退火，空冷后进行奥氏体化，之后在125300盐浴中等温淬火，其贝氏体转变需很长时间，少则几天，多则长达一月之久，制备时间过长，大大增加了成本。发明内容0005发明的目的在于利用合金成分和制备工艺的优化，生产一种具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢，提高钢的综合性能。0006达到上述目的，本发明的技术方案是0007种具有TRIP效应的超细结构贝氏体钢及其制备工艺，该工艺适用的贝氏体。
9、钢化学质量百分比如下碳C030060；硅SI200300；锰MN020050；铝AL050090；磷P006；硫S004；其余为FE和不可避免的杂质。0008发明的制备工艺包括按照化学成分质量百分比称取原料，在电弧炉或感应电炉中进行冶炼，模铸成铸锭；铸锭在1200900温度区间内进行锻造，之后空冷至室温；锻坯无需进行高温扩散退火，直接装入950的热处理炉中保温0515小时；均热后，将锻坯取出并迅速投入到温度为300400盐浴炉中，进行低等温热处理，保温110小说明书CN104087824A2/3页4时，既保证贝氏体组织的转变，又确保残余奥氏体的含量及形态分布，以便在变形时发生TRIP效应，后将。
10、锻坯取出空冷至室温。0009发明的微观组织由片层厚度小于600NM无碳化物贝氏体和残余奥氏体组成，介稳的残余奥氏体呈薄膜状分布于片层贝氏体间隙，在变形过程中残余奥氏体发生相变增塑效应，提高强度和塑性。0010发明通过合理设计合金成分，不添加CR、MO、V元素等价格高昂的合金元素，优化制备工艺，合理选择温度，从成分和工艺两方面降低成本。通过对工艺的优化，纳米贝氏体钢最终组织中含有大量的残余奥氏体，并在变形时发生TRIP效应，提高贝氏体钢的强度和延伸率，从而进一步提升其综合性能。附图说明0011图1为热处理工艺示意图。0012图2为拉伸曲线图。具体实施方式0013面对本发明合金组成的数值限定的原因。
11、做详细的说明。00141碳C030060重量0015元素是本发明中保证获得纳米贝氏体组织的最基本元素，其作为强间隙固溶强化元素，其固溶强化对提高强度至关重要，但过高的碳含量会降低焊接性能和冲击韧性。C在奥氏体中的溶解度很大，而在铁素体中却很小。它能减慢奥氏体中原子的扩散速度，延长奥氏体转变前的孕育期，从而减慢转变速度，增加奥氏体的稳定性，提高钢的淬透性，因此C含量的提高会使得原始奥氏体晶粒的稳定性增强，降低贝氏体相变速率。另一方面，C的增加不但降低了BS温度和MS温度，而且可以使BS温度和MS温度之间的温度差扩大，这有利于获得纳米贝氏体组织。00162硅SI200300重量0017I元素是保证。
12、本发明钢中无碳化物析出的元素，其作为非碳化物形成元素，当其含量较低时，以非金属夹杂物形式存在，从而阻止奥氏体晶粒细化。但当其含量过高时，可作为置换型合金元素加入固溶体，则促进了奥氏体晶粒的粗化。SI不仅具有明显抑制脆性相FE3C型碳化物析出的作用，还可以增加组织中残余奥氏体量及其稳定性，一定量的SI可提高纳米贝氏体钢的韧性。00183锰MN020050重量0019N元素与SI协同作用可以保证本发明钢种获得高强度、高硬度的同时，仍具有较高的韧性。MN是属于置换型合金元素，它在钢中具有固溶强化的作用。作为扩大奥氏体相区元素，加入MN能使钢的AR1、AR3、BS和MS温度下降，有利于纳米贝氏体组织形。
13、成。适量的MN在中温以下的相界处富集时，对相界迁移起拖曳作用，同时显著降低贝氏体的相变驱动力，使贝氏体转变温度降低，是保证获得细小贝氏体铁素体尺寸的主要因素之一。同时也可提高奥氏体在室温的稳定性。00204铝AL050090重量0021L元素在本发明中作用是与SI协同作用以保证钢种获得更好的韧性。AL在贝氏说明书CN104087824A3/3页5体钢中作用于SI相似，可以抑制渗碳体的析出。且作为一种可完全溶解的元素，AL在组织中不会发送偏析，也不会产生表面氧化物。同时，AL可抑制马氏体相变，增加奥氏体稳定性。AL的另一个作用是加速贝氏体转变，这是因为其通过对相变驱动力磁性和非磁性部分的影响而使。
14、相变驱动力增加。增加了相变驱动力，使得形核密度增加，一方面减小了对性能有害的残留奥氏体岛，另一方面更多的形核位置会使贝氏体铁素体板条细化。0022传统的纳米贝氏体钢成分，往往是高C高MN高SI，再加入一定量的CR和MO等合金元素。CR可提高淬透性，但易于形成碳化物；MO可推迟珠光体转变及碳化物的析出，也可细化奥氏体晶粒。本发明通过降低MN含量，摒弃了昂贵的CR和MO，再加入一定量的SI和AL，使得锻造组织更加均匀且不含碳化物，无需退火即可直接进行热处理。00231为各成分的质量百分数002400251化学成分表0026据表1所给出的化学成分，采用电磁感应炉真空熔炼，对铸造的坯料锻造成锻坯，以进行后续工艺。0027锻坯均加热到950奥氏体化30分钟，再将样品取出直接淬入盐浴炉进行等温热处理，最后将其空冷至室温。盐浴保温温度和时间及其力学性能如表2所示。0028表2盐浴保温温度、时间及其力学性能0029编号保温温度/保温时间/H抗拉强度/MPA延伸率/135061408289523701138430523370113703071说明书CN104087824A1/1页6图1图2说明书附图CN104087824A。