一种低屈强比高塑性超细晶粒高强钢及制造方法。所述钢的化学成分重量百分比为：C：0.03～0.10%，Si：0.10～0.30%，Mn：1.20～1.80%，P：≤0.015%，S：≤0.005%，Nb：0.040～0.060%，Ti：0.006～0.020%，Al：0.010～0.050%，Cr：0.10～0.40%，Ni：0.10～0.30%，余量为Fe及不可避免的杂质。制造该钢的方法是通过控制轧制+离线热处理工艺，获得具有双峰分布的铁素体超细晶粒结构，即在直径在1μm以下的超细晶基体中含有一定分数尺寸为2-3μm的相对较大的晶粒。钢材的屈服强度为450～550MPa，抗拉强度为670～720MPa，延伸率为≥25%，屈强比Rt0.2/Rm≤0.70。本发明专利技术生产工艺稳定，可操作性强，成本低、获得的材料综合性能优异。
【技术实现步骤摘要】
本专利技术涉及一种高强钢生产领域，具体地说是一种低屈强比高塑性超细晶粒高强 钢的制造方法。
技术介绍
21世纪钢铁仍是占主导的结构材料，没有一种材料能够全面代替钢铁。随着社会 和经济的发展，钢铁工业面临着节省资源、节约能源、保护环境的三大压力。因此，改善钢 材质量，降低成本，开发与人类友好的钢铁材料，大幅度提高其综合力学性能，已成为钢铁 材料研究的主要方向。其中，采用热机械控制轧制技术(TMCP)和形变诱导铁素体相变技术 (DIFT)低成本地生产细晶粒高强度钢是当前冶金行业的发展方向。通常，钢材的屈服强度和抗拉强度与晶粒直径d的-1/2次方成正比，晶粒细化将 使钢材的屈服强度和抗拉强度显著提高，但晶粒细化对屈服强度的贡献比对抗拉强度的贡 献更大，晶粒越细屈强比越高。屈强比的升高将导致钢材的冷成型性能显著下降。另外，晶 粒越细，强度提高，室温延伸率越小。因而，高屈强比、低塑性是现有超细晶生产技术尚需解 决的难题。近年来的研究表明，在钢材中的超细晶组织中引入适量的相对粗大的晶粒，即造 成双峰尺寸分布的晶粒结构，可以在强度损失很小的情况下极大提高延伸率。中国专利 CN101225459A通过热处理+冷变形的方法在14MnNb钢中获得了具有双峰尺寸分布的超细 晶组织，使钢材塑性大幅度提高。中国专利CN 1632138A中通过热处理+温变形+冷变形 的工艺方法，在亚共析钢中获得了双峰晶粒尺寸分布超细晶组织。但是，通过上述工艺方法 并未解决屈强比的问题。在专利CN 101225459A中所获得的材料的屈强比接近于0.9。
技术实现思路
为了在很小强度损失的条件下大大提高超细晶钢的常温塑性，降低屈强比，提高 钢材的冷成型性能，拓宽超细晶钢结构应用范围，本专利技术的目的是提供一种低屈强比高塑 性超细晶粒高强钢及其制造方法。通过该制造方法处理的微合金低碳钢，具有低屈强比、高 塑性、高强度的特性。该工艺方法结合TMCP+离线热处理工艺方法，可经济地应用于具有优 异综合力学性能的超细晶钢板材的生产。本专利技术的目的是通过以下技术方案来实现的一种低屈强比高塑性超细晶粒高强钢，其特征在于该高强钢的化学成分按重量百分 比计为:C :0. 03 0. 10%, Si 0. 10 0. 30%, Mn :1. 20 1. 80%, P 彡 0. 015%, S 彡 0. 005%, Nb 0. 040 0. 060%, Ti :0. 006 0. 020%, Al :0. 010 0. 050%, Cr :0. 10 0. 40%, Ni 0. 10 0. 30%，余量为！^及不可避免的杂质。Cr、Ni、Cu、Nb等微合金元素主要起到强化作 用。本专利技术中，所述高强钢的化学成分按重量百分比计优选为C :0. 065 0. 070%, Si 0. 22 0. 25%,Mn :1. 45 1. 60%, P ^ 0. 013%, S 彡 0. 007%,Nb :0. 045 0. 050%, Ti 0.011 0. 012%, Al 0. 025 0. 030%, Cr :0. 10 0. 15%, Ni :0. 15 0. 16%，余量为 Fe 及 不可避免的杂质。本专利技术所述低屈强比高塑性超细晶粒高强钢的金相组织为具有双峰分布的铁素 体超细晶粒结构。一种低屈强比高塑性超细晶粒高强钢的制造方法，其特征在于该制造方法具有以 下特征连铸坯化学成分按重量百分比计为c :0. 03 0. 10%, Si 0. 10 0. 30%, Mn :1. 20 1.80%, P 彡 0. 015%, S 彡 0. 005%, Nb :0. 040 0. 060%, Ti :0. 006 0. 020%, Al :0. 010 0. 050%, Cr 0. 10 0. 40%, Ni :0. 10 0. 30%，余量为Fe及不可避免的杂质；轧制工艺采用控轧控冷工艺；轧前连铸坯加热温度介于1200°C 1250°C ；采用奥 氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段控制轧制，粗轧每道次压下率10 20%，粗轧终 轧温度1000 1050°C，粗轧成1. 7 2. 0倍成品厚度的中间坯；精轧开轧温度为850 9000C，每道次压下率为8 12%，精轧终轧温度810 850°C ；轧后采用层流冷却，终冷温度 600 650°C，冷却速率5 10°C /s，随后空冷；热处理工艺；将空冷之后的钢板再进行加热，加热温度介于Ac1 Ac32间，随后进行 两相区淬火或回火处理，最佳淬火温度在780 810°C，保温时间以2mm/minX板厚，得到低 屈强比高塑性超细晶粒高强钢。该得到的低屈强比高塑性超细晶粒高强钢的金相组织为具 有双峰分布的铁素体超细晶粒结构，屈服强度为450 530MPa，抗拉强度为670 760MPa， 延伸率彡25%，屈强比RtO. 2/Rm < 0. 70。本专利技术利用TMCP+离线热处理工艺方法，获得了具有低屈强比，高塑性、高强度性 能的钢材，且组织为双峰尺寸分布的超细晶粒结构。本专利技术通过微合金化和控轧控冷提高 钢板的屈服强度和抗拉强度，通过两相区淬火或回火增加析出物析出几率，获得均勻的具 有双峰分布的超细晶粒铁素体结构，使材料具有低屈强比、超塑性、高强度等特性。生产工 艺稳定，可操作性强，成本低、获得的材料综合性能优异。本专利技术具有如下优点1、在钢中获得具有双峰分布的粗细不同的晶粒的组织，来弥补单纯超细晶粒钢塑性较 低的现象。2、通过简单的热处理方法，充分发挥钢中弥散析出相的强化作用，使钢材的抗拉 强度大幅上升，屈强比下降，屈强比低于0. 70。3、本专利技术的制造方法，利用常用的TMCP工艺，不需要在轧制过程中进行较难控制 的如弛豫析出过程或者如DIFT技术中低温大压下快冷的方法，该技术操作简便，不影响现 场生产节奏。附图说明图1是实施例1通过TMCP+亚温淬火获得的具有双峰分布的超细晶粒钢。图2是实施例2通过TMCP+亚温回火获得的具有双峰分布的超细晶粒钢。具体实施例方式冶炼轧制本专利技术所述的低屈强比高塑性超细晶粒高强钢，钢种实际化学成分如表1所示。一种低屈强比高塑性超细晶粒高强钢的制造方法，该制造方法具有以下特征轧制工艺采用控轧控冷工艺；轧前连铸坯加热温度介于1200°C 1250°C ；采用奥 氏体再结晶区和奥氏体未再结晶区两阶段控制轧制，粗轧每道次压下率10 20%，粗轧终 轧温度1000 1050°C，粗轧成1. 7 2. 0倍成品厚度的中间坯；精轧开轧温度为850 9000C，每道次压下率为8 12%，精轧终轧温度810 850°C ；轧后采用层流冷却，终冷温度 600 650°C，冷却速率5 10°C /s，随后空冷；热处理工艺；将空冷之后的钢板再进行加热，加热温度介于Ac1 Ac3之间，随后进行 两相区淬火或回火处理，最佳淬火温度在780 810°C，保温时间以2mm/minX板厚，得到低 屈强比高塑性超细晶粒高强钢。该得到的低屈强比高塑性超细晶粒高强钢的金相组织为具 有双峰分布的铁素体超细晶粒结构，屈服强度为450 530MPa，抗拉强度为670 760MPa， 延伸率彡25%，屈强比RtO.本文档来自技高网...
【技术保护点】
一种低屈强比高塑性超细晶粒高强钢，其特征在于：该高强钢的化学成分按重量百分比计为：Ｃ：０．０３～０．１０％，Ｓｉ：０．１０～０．３０％，Ｍｎ：１．２０～１．８０％，Ｐ：≤０．０１５％，Ｓ：≤０．００５％，Ｎｂ：０．０４０～０．０６０％，Ｔｉ：０．００６～０．０２０％，Ａｌ：０．０１０～０．０５０％，Ｃｒ：０．１０～０．４０％，Ｎｉ：０．１０～０．３０％，余量为Ｆｅ及不可避免的杂质。
【技术特征摘要】
【专利技术属性】
技术研发人员：邱红雷，刘朝霞，楚觉非，李晓玲，陈远姝，宋世佳，李丽，
申请(专利权)人：南京钢铁股份有限公司，
类型：发明
国别省市：84
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