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CN117925963B - 一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢及其制备方法 - Google Patents

一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢及其制备方法 Download PDF

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CN117925963B CN202311718017.6A CN202311718017A CN117925963B CN 117925963 B CN117925963 B CN 117925963B CN 202311718017 A CN202311718017 A CN 202311718017A CN 117925963 B CN117925963 B CN 117925963B
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Abstract

本发明公开一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢及其制备方法，属于冶金技术领域，包括以下步骤：对待处理螺纹钢进行奥氏体化处理，然后以第一冷却速度冷却至第一预设温度，第一冷却速度为1℃/s～20℃/s，第一预设温度为450℃～500℃；以第二冷却速度冷却至第二预设温度，第二冷却速度为0.1℃/s～5℃/s，第二预设温度为Ms+100℃～Ms℃，以第三冷却速度冷却至第三预设温度，第三冷却速度为0.01℃/s～0.3℃/s，第三预设温度为Ms+5℃～Ms‑80℃，Ms为马氏体转变的起始温度；空冷至室温，对冷却至室温的螺纹钢进行回火处理，可以得到PSB1200级别及以上级别的超高强度螺纹钢。

Description

一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢及其制备方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，尤其涉及一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢及其制备方法。
背景技术
传统精轧螺纹钢的生产工艺为穿水淬火+高温回火调质处理，获得不同强度级别的螺纹钢。这种螺纹钢的强度高，但是塑性较低，同时螺纹钢的耐蚀性也较差，螺纹钢表面也极易形成缩松的锈层。当前通过空冷+回火工艺生产的贝氏体精轧螺纹钢其强度级别可以达到PSB1080，也很难达到PSB1200级别。受整体螺纹钢生产工艺流程限制，当前所生产螺纹钢中存在较大的合金元素微观偏析，如Mn、Cr、Mo等元素偏析。这些元素的偏析导致高强度螺纹钢内部存在较多的超高强度但脆性很大的区域，显著提高了螺纹钢的脆性。同时，这些区域也具有更高的氢脆敏感性。导致螺纹钢的性能稳定性差，尤其是对于PSB1200级别螺纹钢，经常出现脆断现象。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提出了一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢及其制备方法，采用本发明的方法可以得到PSB1200级别及以上级别的超高强度螺纹钢。
为实现上述目的，本发明提供了一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，包括以下步骤：
对待处理螺纹钢进行奥氏体化处理，奥氏体化处理后进行热轧处理；
对热轧处理后的螺纹钢以第一冷却速度冷却至第一预设温度，所述第一冷却速度为1℃/s～20℃/s，所述第一预设温度为450℃～500℃；第一冷却速度较大，在此过程中快速冷却，避免生成铁素体。
以第二冷却速度冷却至第二预设温度，所述第二冷却速度为0.1℃/s～5℃/s，所述第二预设温度为Ms℃～Ms+100℃，Ms为马氏体转变的起始温度，在此过程中控制少量奥氏体转变为贝氏体，最终生成贝氏体含量<35vol.％；
以第三冷却速度冷却至第三预设温度，所述第三冷却速度为0.01℃/s～0.3℃/s，所述第三预设温度为Ms-80℃～Ms+5℃，Ms为马氏体转变的起始温度，在此过程中生成大部分贝氏体组织，最终生成贝氏体含量>50vol.％，剩余未转变奥氏体含量<20vol.％，其中的平均C含量>1.0wt.％；
空冷至室温，即将处于第三预设温度的螺纹钢在空气中自然冷却至室温；
对冷却至室温的螺纹钢进行回火处理。回火处理过程中减少应力，降低贝氏体铁素体中的过饱和碳含量，同时析出纳米尺寸的第二相。
本发明首先对待处理螺纹钢进行热加工控制成形，使螺纹钢形成细小奥氏体晶粒；对形成细小奥氏体晶粒的螺纹钢进行多段控制冷却处理，通过控制冷却速度，形成超细贝氏体组织结构；对形成超细贝氏体螺纹钢进行稳定化热处理(即回火处理)，使螺纹钢组织进一步得到稳定化，得到超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢。
进一步地，所述超细贝氏体精轧螺纹钢化学成分的质量百分数为：C：0.25％～0.45％，Mn：0.5％～2.0％，Al+Si：1.3％～2.5％，Cr：<1.0％，Mo+Ni<0.5％，V+B：0.06％～0.18％，P<0.02％，S<0.02％，O<0.0015％，N<0.008％，H<0.0001％，余量为Fe和不可避免的杂质。
更进一步地，所述超细贝氏体精轧螺纹钢化学成分的质量百分数为：C：0.30％～0.36％、Al+Si：1.42％～2.13％、Mn：1.30％～2.05％、Cr+Mo+Ni：0.95％～1.40％、V+B：0.12％～0.16％、O：0.0010％～0.0012％、H：0.00007％～0.00009％、N：0.004％～0.005％、P：0.01％和S:0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，热轧处理时，初轧温度1100℃～1200℃，终轧温度控制在850℃～900℃，终轧变形量控制在30％～50％，形成细小奥氏体晶粒。
进一步地，初轧温度1100℃～1150℃，终轧温度控制在850℃～880℃，终轧变形量控制在35％～45％。
进一步地，所述第一冷却速度为5℃/s～10℃/s，所述第一预设温度为450℃～480℃。
进一步地，所述第二预设温度为Ms+50℃～Ms℃，并且在以第二冷却速度将所述待处理螺纹用钢至第二预设温度过程中，连续冷却转变生成贝氏体含量<35vol.％。
进一步地，所述第三预设温度为Ms+5℃～Ms-30℃，并且在以第三冷却速度将所述待处理螺纹用钢至第三预设温度过程中连续冷却转变生成的贝氏体含量>50vol.％，剩余未转变奥氏体含量<20vol.％，其中的平均C含量>1.0wt.％。
进一步地，回火处理时，回火温度为300℃～450℃，保温时间为15h～60h。
一种根据上述制备方法制备得到的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢，其残余奥氏体含量≤15.1wt.％，其中平均C含量为1.21wt.％～1.52wt.％，屈服强度为1200MPa～1350MPa，抗拉强度为1480MPa～1645MPa，均匀延伸率为5％～7％，总延伸率为12％～15.2％。
与现有技术相比，本发明具有如下优点和技术效果：
(1)针对传统精轧螺纹钢中偏析严重的问题，本发明耦合利用了C元素强化和纳米析出VC第二相的析出弥散强化，以及微量V偏聚晶界提高淬透性的作用，从而显著降低螺纹钢中Mn、Cr等传统提高淬透性、强化钢但易偏析的元素含量。
(2)针对传统超高强度精轧螺纹钢性能稳定性差的问题，本发明通过多阶段控制冷却，实现了螺纹钢组织的精准控制。同时通过较高温度的稳定化回火处理，降低了贝氏体铁素体内固溶过饱和C的含量，实现了螺纹钢微观结构的精准控制以及力学性能的稳定控制。
附图说明
构成本发明的一部分的附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。在附图中：
图1为实施例1处理后超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢扫描电镜组织图；
图2为实施例1处理后超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢透射电镜组织图；
图3为实施例3处理后超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢透射电镜组织图。
具体实施方式
现详细说明本发明的多种示例性实施方式，该详细说明不应认为是对本发明的限制，而应理解为是对本发明的某些方面、特性和实施方案的更详细的描述。
应理解本发明中所述的术语仅仅是为描述特别的实施方式，并非用于限制本发明。另外，对于本发明中的数值范围，应理解为还具体公开了该范围的上限和下限之间的每个中间值。在任何陈述值或陈述范围内的中间值，以及任何其他陈述值或在所述范围内的中间值之间的每个较小的范围也包括在本发明内。这些较小范围的上限和下限可独立地包括或排除在范围内。
除非另有说明，否则本文使用的所有技术和科学术语具有本发明所述领域的常规技术人员通常理解的相同含义。虽然本发明仅描述了优选的方法和材料，但是在本发明的实施或测试中也可以使用与本文所述相似或等同的任何方法和材料。本说明书中提到的所有文献通过引用并入，用以公开和描述与所述文献相关的方法和/或材料。在与任何并入的文献冲突时，以本说明书的内容为准。
在不背离本发明的范围或精神的情况下，可对本发明说明书的具体实施方式做多种改进和变化，这对本领域技术人员而言是显而易见的。由本发明的说明书得到的其他实施方式对技术人员而言是显而易见的。本发明说明书和实施例仅是示例性的。
关于本文中所使用的“包含”、“包括”、“具有”、“含有”等等，均为开放性的用语，即意指包含但不限于。
本发明实施例中的室温，如无特殊说明，均按照25±2℃计。
本发明实施例中的百分数，如无特殊说明，均指的是质量百分数。
本发明实施例中性能测试标准是GB/T 20065-2016。
实施例1
待处理超细贝氏体精轧螺纹钢，化学成分质量百分数为，C：0.36％、Al+Si：1.58％、Mn：1.40％、Cr：<1.0％、Mo+Ni<0.5％、V+B：0.12％、O：0.0012％、H：0.00009％、N：0.004％、P：0.01％、S：0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。对应的钢的Ms温度为310℃。对螺纹钢钢坯进行加热，热轧成直径40mm的螺纹钢，控制终轧制温度为890℃，末道次变形量为35％，随后以10℃/s的第一冷却速度冷却至480℃，进一步以2℃/s的第二冷却速度冷却至360℃，在此过程生成20wt.％的贝氏体，随后以0.2℃/s的第三冷却速度冷却至255℃，随后自然冷却至室温。最后在300℃回火50h。经过该方法处理后超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的扫描电镜组织图如图1所示，透射电镜组织图如图2所示，为超细贝氏体组织，组织中残余奥氏体含量为12.2wt.％，其中的平均C含量为1.31wt.％，其屈服强度为1230MPa，抗拉强度1550MPa，均匀延伸率5.9％，总延伸率(即断后延伸率)12％。
实施例2
待处理超细贝氏体精轧螺纹钢，化学成分质量百分数为，C：0.33％、Al+Si：1.42％、Mn：1.30％、Cr：<1.0％、Mo+Ni<0.5％、V+B：0.16％、O：0.0011％、H：0.00008％、N：0.005％、P：0.01％、S：0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。对应的钢的Ms温度为331℃。对螺纹钢钢坯进行加热，热轧成直径30mm的螺纹钢，控制终轧制温度为890℃，末道次变形量为40％，随后以18℃/s的第一冷却速度冷却至500℃，进一步以1.2℃/s的第二冷却速度冷却至340℃，在此过程生成15wt.％的贝氏体，随后以0.1℃/s的第三冷却速度冷却至260℃，随后自然冷却至室温。最后在400℃回火50h。经过该方法处理后超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢组织中残余奥氏体含量为10.5wt.％，其中的平均C含量为1.21wt.％，屈服强度为1250MPa，抗拉强度1590MPa，均匀延伸率6.2％，总延伸率13.5％。
实施例3
待处理超细贝氏体精轧螺纹钢，化学成分质量百分数为，C：0.30％、Al+Si：1.72％、Mn：1.70％、Cr：<1.0％、Mo+Ni<0.5％、V+B：0.15％、O：0.0011％、H：0.00008％、N：0.005％、P：0.01％、S：0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。对应的钢的Ms温度为320℃。对螺纹钢钢坯进行加热，热轧成直径20mm的螺纹钢，控制终轧制温度为870℃，末道次变形量为40％，随后以6℃/s的第一冷却速度冷却至480℃，进一步以3℃/s的第二冷却速度冷却至340℃，在此过程生成18wt.％的贝氏体，随后以0.05℃/s的第三冷却速度冷却至270℃，随后自然冷却至室温。最后在430℃回火15h。经过该方法处理后超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢组织如图3所示，组织中有大量纳米尺寸VC析出，组织中的残余奥氏体含量为9.2wt.％，其中的平均C含量为1.25wt.％，钢的屈服强度为1220MPa，抗拉强度1480MPa，均匀延伸率6.8％，总延伸率15.2％。
实施例4
待处理超细贝氏体精轧螺纹钢，化学成分质量百分数为，C：0.35％、Al+Si：2.13％、Mn：2.05％、Cr：<1.0％、Mo+Ni<0.5％、V+B：0.11％、O：0.0010％、H：0.00007％、N：0.005％、P：0.01％、S：0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。对应的钢的Ms温度为275℃。对螺纹钢钢坯进行加热，热轧成直径50mm的螺纹钢，控制终轧制温度为885℃，末道次变形量为35％，随后以3℃/s的第一冷却速度冷却至455℃，进一步以0.8℃/s的第二冷却速度冷却至320℃，在此过程生成23wt.％的贝氏体，随后以0.06℃/s的第三冷却速度冷却至220℃，随后自然冷却至室温。最后在360℃回火30h。经过该方法处理后超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢组织中残余奥氏体含量为15.1wt.％，其中的平均C含量为1.52wt.％，钢的屈服强度为1350MPa，抗拉强度1645MPa，均匀延伸率5.4％，总延伸率12.8％。
由以上实施例可以看出，经过本发明方法得到的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢均能达到PSB1200级别。
以上，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应该以权利要求的保护范围为准。

Claims (8)

1.一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
对待处理螺纹钢进行奥氏体化处理，奥氏体化处理后进行热轧处理；
对热轧处理后的螺纹钢以第一冷却速度冷却至第一预设温度，所述第一冷却速度为1℃/s～20℃/s，所述第一预设温度为450℃～500℃；
以第二冷却速度冷却至第二预设温度，所述第二冷却速度为0.1℃/s～5℃/s，所述第二预设温度为Ms～Ms+100℃，Ms为马氏体转变的起始温度；
以第三冷却速度冷却至第三预设温度，所述第三冷却速度为0.01℃/s～0.3℃/s，所述第三预设温度为Ms-80℃～Ms+5℃，Ms为马氏体转变的起始温度；
空冷至室温；
对冷却至室温的螺纹钢进行回火处理；
所述超细贝氏体精轧螺纹钢化学成分的质量百分数为：C：0.25％～0.45％，Mn：0.5％～2.0％，Al+Si：1.3％～2.5％，Cr：<1.0％，Mo+Ni<0.5％，V+B：0.06％～0.18％，P<0.02％，S<0.02％，O<0.0015％，N<0.008％，H<0.0001％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，其特征在于，热轧处理时，初轧温度1100℃～1200℃，终轧温度控制在850℃～900℃，终轧变形量控制在30％～50％。
3.根据权利要求2所述的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，其特征在于，初轧温度1100℃～1150℃，终轧温度控制在850℃～880℃，终轧变形量控制在35％～45％。
4.根据权利要求1所述的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，其特征在于，所述第一冷却速度为5℃/s～10℃/s，所述第一预设温度为450℃～480℃。
5.根据权利要求1所述的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，其特征在于，所述第二预设温度为Ms+50℃～Ms℃，并且在以第二冷却速度将所述待处理螺纹用钢至第二预设温度过程中，连续冷却转变生成贝氏体含量<35vol.％。
6.根据权利要求1所述的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，其特征在于，所述第三预设温度为Ms+5℃～Ms-30℃，并且在以第三冷却速度将所述待处理螺纹用钢至第三预设温度过程中连续冷却转变生成的贝氏体含量>50vol.％，剩余未转变奥氏体含量<20vol.％，其中的平均C含量>1.0wt.％。
7.根据权利要求1所述的超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢的制备方法，其特征在于，回火处理时，回火温度为300℃～450℃，保温时间为15h～60h。
8.一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢，其特征在于，根据权利要求1～7任一项所述的制备方法制备得到，其残余奥氏体含量≤15.1wt.％，其中平均C含量为1.21wt.％～1.52wt.％，屈服强度为1200MPa～1350MPa，抗拉强度为1480MPa～1645MPa，均匀延伸率为5％～7％，总延伸率为12％～15.2％。
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