本发明涉及一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法，属于钢铁热处理技术领域。
背景技术：
钢铁材料显微组织多样，相变种类丰富，借此可达到良好的强塑性匹配；其冶炼、加工技术成熟，是目前产量、用量最大的金属材料。世界钢铁协会根据研发时间和性能特点，将先进高强钢(advancedhighstrengthsteels，ahss)的发展过程大致分为3代，其中以双相钢、相变诱导塑性钢和热成型马氏体钢为代表的第1代ahss，强塑积(抗拉强度与总延伸率的乘积)相对较低(10～20gpa·％)，已无法满足发展的需求，而以孪晶诱发塑性钢为代表的第2代ahss，虽然具有高达50～70gpa·％的强塑积，但较高的合金元素含量大幅提高了其生产成本，因此越来越多的研究学者将目光聚焦于第3代ahss，它们合金元素含量较低，通过合理的成分与工艺设计，调控亚稳残余奥氏体组织，可实现较高的强塑积(20～40gpa·％)。淬火-配分(quenchingandpartitioning,q&p)钢是目前开发较为成熟的第3代ahss钢，其显微组织主要由马氏体和残余奥氏体组成，马氏体为硬相可提供高强度，残余奥氏体通过相变诱导塑性同时提高强度与塑性。
常规淬火-配分钢的热处理工艺分为淬火与配分两个阶段，其中淬火阶段部分奥氏体转变为马氏体，在后续的配分阶段碳元素从马氏体向奥氏体扩散，提高了奥氏体的稳定性，增加了最终组织中的残余奥氏体含量。然而常规淬火配分钢存在一些不足：①较低的配分温度导致置换元素几乎不发生配分，因此置换元素对奥氏体稳定性的贡献非常有限；②当残余奥氏体体积分数较多时，往往会促使残余奥氏体呈粗大块状，导致残余奥氏体稳定性下降，材料塑性降低；③当残余奥氏体形貌以细小片层为主时，残余奥氏体稳定性较高，但是对应的淬火温度往往较低，使得总体残余奥氏体体积分数较少，有害于塑性。因此，协调置换元素元素和碳元素配分来调控残余奥氏体，在保证残余奥氏体较高体积分数的同时，调控残余奥氏体的形貌以片层为主，是进一步优化淬火-配分钢性能的关键。
技术实现要素：
本发明的目的是为了解决现有常规淬火-配分工艺存在的仅利用碳配分调控残余奥氏体，对置换元素利用不足，无法兼顾残余奥氏体较高体积分数和以片层形貌为主的问题，提供一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法；该方法通过以珠光体作为前驱体，结合快速短时逆奥氏体化和淬火-配分工艺，协调锰元素和碳元素配分来精确调控残余奥氏体的体积分数与形貌，获得良好的综合力学性能。
本发明的目的是通过下述技术方案实现的。
一种以珠光体为前驱体制备的淬火-配分钢，所述钢种化学成分重量百分含量为：
c：0.20～0.45wt.％，
mn：2.0～8.0wt.％，
si：1.0～3.0wt.％，
余量为fe和不可避免的杂质。
还可以包括以下元素中的一种或几种：al：0～1.5wt.％，cr：0～1.5wt.％，ni：0～3wt.％，v：0～0.5wt.％，mo：0～1.0wt.％，nb：0～0.5wt.％；
一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法，包括以下步骤：
(1)将轧制后的钢板由室温升温至奥氏体单相区并保温，再从奥氏体单相区冷却至铁素体/渗碳体两相区，在冷却目标温度区间内长时间停留以形成珠光体，然后冷却至室温；
(2)将完成珠光体化的钢板由室温快速升温至特定奥氏体单相区；
(3)在加热目标温度区间内极短时间停留，最大程度的保留锰元素的不均匀分布；
(4)使钢板从奥氏体单相区快速冷却至马氏体开始转变温度与马氏体终了转变温度之间，然后在该温度或加热到更高温度进行保温，最后冷却到室温；
所述的步骤(1)中，铁素体/渗碳体两相区温度为500～650℃，保温时间为2～48h，以保证形成95％以上的珠光体；
所述的步骤(2)中，快速升温是指钢板的加热速率≥30℃/s，所述特定奥氏体单相区温度为700～800℃；
步骤(3)所述极短时间为1～100s；
步骤(4)中马氏体开始转变与马氏体终了转变之间的温度为50～250℃；
步骤(4)中保温温度为50～450℃，保温时间为1～30min。
本发明相较常规淬火-配分工艺，创新性的选用珠光体为初始组织，利用原渗碳体片层处富锰、原铁素体片层处贫锰的逆转变奥氏体组织作为淬火-配分工艺的起始组织，可调节淬火后的形貌；之后的配分阶段，碳元素可从马氏体向奥氏体扩散，从而同时协调利用锰元素和碳元素来调控残余奥氏体。首先，通过步骤(1)所述珠光体化过程，实现锰元素从铁素体向渗碳体的配分，构建贫锰铁素体片层(30～200nm)与富锰渗碳体片层(5～40nm)相互堆叠的层片结构；其次，通过步骤(2)～(3)快速加热与短时保温工艺，精细调控珠光体的逆奥氏体化过程，获得原渗碳体片层处富锰、原铁素体片层处贫锰的逆转变奥氏体组织，最大程度的保留锰元素非均匀分布；最后，步骤(4)将逆转变奥氏体快速冷却至马氏体开始转变温度与马氏体终了转变温度之间，生成一定量的马氏体，然后在该温度或加热至较高温度进行保温，实现碳元素从马氏体向奥氏体的配分。
有益效果
(1)本发明同时协调锰元素和碳元素来调控残余奥氏体的体积分数和形貌，兼顾了残余奥氏体较高的体积分数和以片层为主的形貌。通过以珠光体为前驱体结合快速逆奥氏体化过程，构建原渗碳体片层处富锰、原铁素体片层处贫锰的非均匀逆转变奥氏体组织，锰的不均匀分布可调节淬火后的微观形貌，经淬火后的配分阶段碳元素从马氏体向奥氏体的扩散，可进一步提高奥氏体的稳定性，从而实现碳元素和锰元素同时调控残余奥氏体的微观特征；
(2)本发明通过以珠光体作为前驱体，结合快速加热与短时保温工艺，大幅降低了逆奥氏体化阶段锰元素的长程扩散，保持了原渗碳体奥氏体与原铁素体奥氏体间的较大锰梯度，因此在淬火过程中，可大部分形成片层残余奥氏体与片层马氏体相互堆叠的组织，再经配分阶段碳元素从马氏体向奥氏体的扩散，最终可形成纳米尺度的贫碳贫锰回火马氏体片层(30～200nm)与富碳富锰残余奥氏体片层(10～100nm)相互堆叠的层片组织，以及少量亚微米尺度的块状残余奥氏体。抗拉强度在1600～2000mpa，总延伸率12～26％，强塑积>30gpa·％。本发明实现了残余奥氏体在体积分数高达15～45％的同时，具有以片层为主的形貌，既保证了高强度，又大幅度提高了塑性。
附图说明
图1是本发明的热处理工艺路线图；
图2是实施例1中步骤1珠光体化处理后样品显微组织的扫描电镜(sem)图；
图3是实施例1中步骤1珠光体化处理后样品显微组织的透射电镜(tem)明场照片以及透射电镜能谱(tem-eds)对白色长方形所示区域锰元素含量的测定结果；
图4是实施例1中步骤4淬火-配分处理后样品显微组织的sem图；
图5是实施例1中步骤4淬火-配分处理后样品显微组织的tem明场照片以及tem-eds对白色长方形所示区域锰元素含量的测定结果；
图6是同成分的先进高强钢，在常规淬火-配分工艺(800℃保温10min后，直接淬火至150℃，再于400℃保温500s)获得的显微组织的sem图；
图7是实施例1中步骤4淬火-配分处理后样品的拉伸曲线；
图8是实施例2中步骤4淬火-配分处理后样品显微组织的sem图；
图9是实施例2中步骤4淬火-配分处理后样品的拉伸曲线；
图10是实施例3中步骤4淬火-配分处理后样品显微组织的sem图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明的内容作进一步描述。
实施例1
对于具体成分为fe-0.42c-3.71mn-1.42si(wt.％)的钢材，经过真空熔炼及铸造后获得铸坯，并在真空热处理炉中对铸锭进行1250℃保温24h的均匀化处理，再锻造成截面为45×45mm2的锻坯，控制终锻温度1000℃，然后热轧到6mm厚，控制终轧温度为1000℃，最后经空冷形成马氏体基体组织。
对热轧后的钢板进行如图1所示的热处理，具体处理步骤如下：
(1)将热轧钢板由室温升温至800℃保温10min，然后使钢板从800℃经盐浴冷却至590℃，并保温6h，完全转变为珠光体，然后冷却到室温；
(2)将完成珠光体化的热轧板，从中间沿轧制方向切取样品，放入770℃的盐浴炉中，使样品由室温快速升温(>50℃/s)至770℃；
(3)在770℃短暂保温40s；
(4)将样品从770℃的盐浴，迅速转移至130℃的油浴中，使样品从快速冷却至130℃，再将样品加热到400℃保温500s，然后冷却至室温；得到所述以珠光体为前驱体制备的淬火-配分钢；
珠光体前驱体在sem下的显微组织如图2所示，由灰色渗碳体片层和黑色铁素体片层堆叠而成，其中渗碳体片层厚度为23nm，铁素体片层厚度为150nm。图3为tem-eds测试结果，渗碳体中锰元素的位置分数(u-fraction)约为铁素体中的5倍，证实珠光体前驱体中锰元素从铁素体向渗碳体的配分。
经本实例处理的最终显微组织如图4所示，包含纳米尺度的灰色残余奥氏体片层和黑色回火马氏体片层相互堆叠的片层组织，以及少量灰色的亚微米尺度的块状残余奥氏体，残余奥氏体在以片层形貌为主的同时体积分数高达37.3％。图5为tem-eds测试结果，残余奥氏体片层中锰元素的位置分数(u-fraction)约为回火马氏体中的3倍，表明最终组织继承了珠光体前驱体中的锰元素配分。而常规淬火-配分工艺(800℃保温10min后，直接淬火至150℃，然后再于400℃保温500s)下同成分先进高强钢的显微组织如图6所示，由灰色的块状残余奥氏体、黑色的回火马氏体，以及少量灰色的膜状残余奥氏体组成，相较图4所示的以珠光体为前驱体的淬火-配分钢，其组织明显较粗大。因此，本发明兼顾了残余奥氏体较高的体积分数与以细小片层为主的形貌。
图7为两种工艺下的力学性能(实线为常规的淬火-配分钢，虚线为以珠光体为前驱体的淬火-配分钢)，以珠光体为前驱体的淬火-配分钢的抗拉强度为1710mpa，总延伸率为22％，而常规的淬火-配分钢在相似的抗拉强度下，总延伸率仅为12％。由此可知，应用了本发明工艺的淬火-配分钢，能够明显细化显微组织，在维持强度不变的情况下，大幅改善塑性。
实施例2
对于具体成分为fe-0.37c-4.2mn-1.0si-0.5al-0.3cr(wt.％)的钢材，经过真空熔炼及铸造后获得圆柱形铸坯，并在真空热处理炉中对铸锭进行1250℃保温24h的均匀化处理，再锻造成截面为45×45mm2的锻坯，控制终锻温度1000℃，然后经单机架轧机热轧到6mm厚，控制终轧温度为1000℃，最后经空冷形成马氏体基体组织。对热轧后的钢板进行如图1所示的热处理，具体处理步骤如下：
(1)将热轧钢板由室温升温至820℃保温15min，然后使钢板从820℃经盐浴冷却至570℃，并保温6h，完全转变为珠光体，然后冷却到室温；
(2)将完成珠光体化的钢板，从中间沿轧制方向切取样品，放入790℃的盐浴炉中，使样品由室温快速升温至790℃；
(3)在790℃短暂保温30s；
(4)将样品从790℃的盐浴中，迅速转移至150℃的盐浴中，使样品从快速冷却至150℃，再将样品加热到400℃保温500s，然后冷却至室温；得到所述以珠光体为前驱体制备的淬火-配分钢；
珠光体前驱体在sem下的显微组织由纳米尺度的灰色渗碳体片层和黑色铁素体片层堆叠而成。tem-eds测试结果表面渗碳体中锰元素的位置分数(u-fraction)约为铁素体中的4.5倍，证实珠光体前驱体中锰元素从铁素体向渗碳体的配分。
经本实例处理的最终显微组织如图8所示，包含纳米尺度的灰色残余奥氏体片层和黑色回火马氏体片层相互堆叠的片层组织，以及少量灰色的亚微米尺度块状残余奥氏体，且残余奥氏体体积分数高达39.7％。比常规淬火-配分工艺(820℃保温15min后，直接淬火至150℃，然后再于400℃保温500s)下同成分先进高强钢的显微组织明显细化。因此，本发明兼顾了残余奥氏体较高的体积分数与以细小片层为主的形貌。
图9为两种工艺下的力学性能(实线为常规淬火-配分钢，虚线为以珠光体为前驱体的淬火-配分钢)，以珠光体为前驱体的淬火-配分钢抗拉强度为1720mpa，总延伸率为18％，而常规淬火-配分钢在相似的抗拉强度下，总延伸率仅为9％。由此可知，应用了本发明工艺的淬火-配分钢，能够明显细化显微组织，在维持强度不变的情况下，大幅改善塑性。
实施例3
对于具体成分为fe-0.21c-5.5mn-1.1si-0.5al-0.3cr-0.05v(wt.％)的钢材，经过真空熔炼及铸造后获得圆柱形铸坯，并在真空热处理炉中对铸锭进行1250℃保温24h的均匀化处理，再锻造成截面为45×45mm2的锻坯，控制终锻温度1000℃，然后经单机架轧机热轧到6mm厚，控制终轧温度为1000℃，最后经空冷形成马氏体基体组织。对热轧后的钢板进行如图1所示的热处理，具体处理步骤如下：
(1)将热轧钢板由室温升温至900℃保温10min，然后使钢板从900℃经盐浴冷却至500℃，并保温24h，完全转变为珠光体，然后冷却到室温；
(2)将完成珠光体化的钢板，从中间沿轧制方向切取样品，放入770℃的盐浴炉中，使样品由室温快速升温至770℃；
(3)在770℃短暂保温30s；
(4)将样品从770℃的盐浴中，迅速转移至90℃的盐浴中，使样品从快速冷却至90℃，再将样品加热到200℃保温30min，然后冷却至室温；得到所述以珠光体为前驱体制备的淬火-配分钢；
珠光体前驱体在sem下的显微组织由纳米尺度的灰色渗碳体片层和黑色铁素体片层堆叠而成。tem-eds测试结果表面渗碳体中锰元素的位置分数(u-fraction)约为铁素体中的6倍，证实珠光体前驱体中锰元素从铁素体向渗碳体的配分。
经本实例处理的最终显微组织如图10所示，包含纳米尺度的灰色残余奥氏体片层和黑色回火马氏体片层相互堆叠的片层组织，以及少量灰色的亚微米尺度块状残余奥氏体，且残余奥氏体体积分数高达25.1％。比常规淬火-配分工艺(900℃保温10min后，直接淬火至90℃，然后再于200℃保温30min)下同成分先进高强钢的显微组织明显细化。因此，本发明兼顾了残余奥氏体较高的体积分数与以细小片层为主的形貌。对比两种钢的力学性能可以发现，以珠光体为前驱体的淬火-配分钢抗拉强度为1875mpa，总延伸率为21％，而常规淬火-配分钢在相似的抗拉强度下，总延伸率仅为12％。由此可知，应用了本发明工艺的淬火-配分钢，能够明显细化显微组织，在维持强度不变的情况下，大幅改善塑性。
以上所述的具体描述，对发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施例而已，并不用于限定本发明的保护范围，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
1.一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法，其特征在于：包括以下步骤：
(1)将轧制后的钢板由室温升温至奥氏体单相区并保温，再从奥氏体单相区冷却至铁素体/渗碳体两相区，在冷却目标温度区间内长时间停留以形成珠光体，然后冷却至室温；
(2)将完成珠光体化的钢板由室温快速升温至特定奥氏体单相区；
(3)在加热目标温度区间内极短时间停留，最大程度的保留锰元素的不均匀分布；
(4)使钢板从奥氏体单相区快速冷却至马氏体开始转变温度与马氏体终了转变温度之间，然后在该温度或加热到更高温度进行保温，最后冷却到室温。
2.如权利要求1所述以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法，其特征在于：所述的步骤(1)中，铁素体/渗碳体两相区温度为500～650℃，保温时间为2～48h，以保证形成95％以上的珠光体。
3.权利要求1所述的以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法，其特征在于其中所述的步骤(2)中，快速升温是指钢板的加热速率≥30℃/s，所述特定奥氏体单相区温度为700～800℃。
4.如权利要求1所述以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法，其特征在于：步骤(3)所述极短时间为1～100s。
5.如权利要求1所述的以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法，其特征在于：所述以珠光体为前驱体制备的淬火-配分钢的化学成分重量百分含量为：
c：0.20～0.45wt.％，
mn：2.0～8.0wt.％，
si：1.0～3.0wt.％，
余量为fe和不可避免的杂质。
6.如权利要求5所述的一种以珠光体为前驱体制备的淬火-配分钢，其特征是还包括以下元素中的一种或几种：al：0～1.5wt.％，cr：0～1.5wt.％，ni：0～3wt.％，v：0～0.5wt.％，mo：0～1.0wt.％，nb：0～0.5wt.％。
技术总结