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CN116949366B - 无碳化物的回火马氏体钢及其制备方法 - Google Patents

无碳化物的回火马氏体钢及其制备方法 Download PDF

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CN116949366B CN202310957934.3A CN202310957934A CN116949366B CN 116949366 B CN116949366 B CN 116949366B CN 202310957934 A CN202310957934 A CN 202310957934A CN 116949366 B CN116949366 B CN 116949366B
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Abstract

本发明公开了无碳化物的回火马氏体钢及其制备方法，所述钢材包括无碳化物马氏体基体和亚微米/纳米残余奥氏体，其中亚微米/纳米残余奥氏体可为球状、片状和多边形形貌中的一种或多种；其制备方法包括：获得Mn非均质分布的组织作为前驱体，对前驱体进行快速加热和短时奥氏体化处理以在高温奥氏体中保留Mn的非均质分布，在随后的淬火‑回火或淬火‑配分中实现C从马氏体向残余奥氏体的有效配分，而抑制碳化物的析出。本发明可获得多种形貌、多尺度和多重稳定性的亚微米/纳米残余奥氏体，并在10％～40％的大区间内可调控残余奥氏体的含量，扩大了工业生产的工艺窗口，在保持高强度的前提下，进一步有效的提高钢的塑性。

Description

无碳化物的回火马氏体钢及其制备方法
技术领域
本发明属于材料热处理的技术领域，特别涉及经过回火热处理的马氏体钢。
背景技术
通常情况下，马氏体钢均需通过回火处理以提高其使用寿命和韧性，但从低温回火到高温回火的过程中，马氏体钢中的过饱和碳原子会陆续形成碳偏聚、过渡型碳化物、渗碳体，甚至合金碳化物等，导致最终得到的马氏体钢中不可避免地会析出碳化物。即使在含碳量很低的情况下，回火处理导致的碳化物析出也无法避免，如中国专利CN105506494公开了一种屈服强度800MPa级高韧性热轧高强钢及其制造方法，其可利用热连轧工艺，通过直接淬火或低温卷取工艺获得具有超低碳板条马氏体组织的高强钢，该高强钢的碳含量仅介于0.02～0.05％之间，但其马氏体组织中仍含有一定量的碳化物。
碳化物对钢的危害主要包括：(1)脆性坚硬的碳化物在变形过程中能阻碍位错的运动，在碳化物和基体界面处形成应力集中，导致孔洞和裂纹的形成，即碳化物在变形过程中容易成为孔洞甚至裂纹形核的萌生点，降低钢材塑性，同时马氏体板条界上片状渗碳体的形成将导致材料的韧性大幅度降低，产生回火脆性，实践中也发现，当马氏体板条内渗碳体粗化后，其常出现脆性的穿晶断裂的现象；(2)碳化物的析出会导致残余在马氏体钢中的奥氏体内的碳减少，导致奥氏体在室温中不能稳定存在。特别是针对碳在马氏体与残余奥氏体混合组织中需要再分配、并通过碳从马氏体向奥氏体扩散以提高亚稳奥氏体的稳定性使其可在室温下保留的淬火-配分钢(Q&P钢)，若在配分阶段出现碳化物析出，将消耗大量可用碳，导致Q&P钢的碳无法完全配分到奥氏体，无法获得足量的残余奥氏体以确保材料的高塑性。
现有技术发现，因为硅(Si)和铝(Al)在一定程度上能够抑制马氏体在回火过程中碳化物的析出，所以部分技术通过在Q&P钢中添加一定的Si和Al来改善碳在马氏体与奥氏体之间的配分，从而在室温获得残余奥氏体(RA)。然而，Si和Al的加入仍然无法完全抑制过渡型碳化物的析出，同时还会导致钢材的其他应用性能出现下降，如高Si含量导致液态Zn很难润湿钢的表面，严重影响产品镀锌性能；Al会降低铸造性能，在铸造过程中造成喷嘴的堵塞。因此，进一步开发新的可抑制碳化物析出的马氏体钢制造方法仍然是必须的。
针对以上问题，现有技术中进一步出现了向材料中添加其他元素以改进碳在不同微观组织之间的配分的技术方案，如添加Mn元素，获得富Mn片层状残余奥氏体和贫Mn板条马氏体，使碳能充分聚集在残余奥氏体内，减少其在马氏体内的含量，从而抑制碳化物在马氏体中的析出，但实践中发现，其还存在以下问题：在回火热处理后，马氏体内仍然可能存在析出碳化物的现象；其制备中形成的单一的富C和富Mn的纳米片状残余奥氏体一方面会限制材料最终的残余奥氏体含量，另一方面可能由于稳定性过高而难以发挥相变诱导作用，限制了材料塑性的进一步提高。因此，如何进一步控制碳化物析出，调控残余奥氏体含量、形貌和稳定性，从而扩大工艺窗口以适用于工业生产是仍需解决的技术问题。
发明内容
针对现有技术的缺陷，本发明的目的在于提供无碳化物的回火马氏体钢及其制备方法，该钢材具有复相组织结构，主要包含经回火或配分处理后无碳化物析出的马氏体基体和残余奥氏体，其中残余奥氏体可具有球形、多边形、片状等多种形貌，残余奥氏体的体积分数可在10％～40％大范围内调节，材料塑性得到了显著提升。
本发明的技术方案如下：
无碳化物的回火马氏体钢，其包含经回火或配分处理后得到的无碳化物析出的马氏体基体和分布于马氏体基体间的亚微米和/或纳米级的残余奥氏体，所述残余奥氏体为球形、多边形或片状中的任一种或多种形貌，其在钢材中的体积百分含量为10～40％。
其中，所述亚微米级是指100nm～1um的尺度范围，所述纳米级是指小于100nm的尺度范围。
优选的，所述钢材包含Fe元素、0.2～1.0wt.％的C元素及2.0～8.0wt.％的Mn元素。
可以理解的是，在具体实施中，该优选方案内，所述回火马氏体钢还可包含不可避免的杂质元素。
进一步优选的，该钢材还包含以下元素中的一种或多种：
Si：0～3wt.％，Al：0～3wt.％，Cr：0～1.5wt.％，Mo：0～0.5wt.％，Ni：0～2wt.％，Ti：0～0.1wt.％，V：0～0.5wt.％，Nb：0～0.5wt.％。
本发明进一步提供了无碳化物的回火马氏体钢的制备方法，其包括：
(1)获得Mn元素非均质分布的钢材作为预成品；
(2)将所述预成品以1～200℃/s的速率升温至Ac3以上20～200℃保温0～200s，以通过快速加热和短时奥氏体化处理限制预成品中Mn元素的扩散，获得高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材，其中，Ac3为奥氏体完全转变的临界温度；
(3)将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至室温后进行回火处理或冷却至马氏体开始转变到结束转变之间的温度后进行配分处理，得到所述无碳化物的回火马氏体钢；
其中，所述无碳化物的回火马氏体钢的微观结构为复相组织结构，包含富Mn的奥氏体和贫Mn的马氏体，其中，富Mn的奥氏体和贫Mn的马氏体间的Mn的原子浓度差大于3at.％，富Mn的奥氏体中Mn的原子浓度不低于4at.％，且富Mn的奥氏体之间的分布间距小于2um。
通过以上制备方法可获得碳化物被完全抑制的回火马氏体结构。
优选的，步骤(2)中，所述Ac3以上20～200℃为700～900℃。
优选的，步骤(3)中，所述回火处理包括：将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至室温后，再升温至150～400℃，并在此温度下保温0s～120min，以对所述处理后钢材进行回火处理，得到所述无碳化物的回火马氏体钢。
或优选的，步骤(3)中，所述配分处理包括：将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至50～250℃并保温0-60s，随后升温至100～400℃并保温1～240min以进行C配分，其后快速冷却至室温，获得所述无碳化物的回火马氏体钢。
或优选的，步骤(3)中，所述配分处理包括：将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至100～300℃，并在此温度下保温5～240min以进行C配分，其后快速冷却至室温，获得所述无碳化物的回火马氏体钢。
优选的，所述预成品选自含有富Mn的渗碳体和贫Mn的铁素体的珠光体钢、含有富Mn的渗碳体和贫Mn的回火马氏体的回火钢材或含有富Mn的奥氏体和贫Mn的铁素体的复相钢材；所述珠光体钢中，所述富Mn的渗碳体为球形和/或片状，分布于所述贫Mn的铁素体基体上；所述回火钢材中，所述富Mn的渗碳体分布于所述贫Mn的回火马氏体的基体上，该富Mn的渗碳体为短棒状或球形；所述复相钢材中，所述富Mn的奥氏体为多边形。
优选的，所述珠光体钢中珠光体的体积分数为80％以上。
进一步优选的，所述富Mn渗碳体为片状的所述珠光体钢的获得包括：将原料钢板加热至1200～1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧；将得到的热轧板升温至800～900℃保温5～60min，而后降至450～650℃，并在此温度下保温3～36h，然后冷却至室温；
进一步优选的，所述富Mn的渗碳体为球形的所述珠光体钢的获得包括：将原料钢板加热至1200～1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧；将得到的热轧板升温至奥氏体开始转变以上20～30℃保温5～120min，然后冷却至奥氏体开始转变以下10～30℃，并在此温度下保温12～72h，然后冷却至室温。
进一步优选的，所述回火钢材的获得包括：将原料钢板加热至1200～1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧；将得到的热轧板升温至400～700℃高温回火3～72h，然后冷却至室温。
进一步优选的，所述复相钢材的获得包括：将原料钢板加热至1100～1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧，将得到的热轧板加热至奥氏体和铁素体两相区温度如500～800℃，并保温4～72h后，然后冷却至室温。
进一步优选的，所述富Mn的渗碳体和所述富Mn的奥氏体中Mn元素的含量为8at.％以上。
本发明具备以下有益效果：
(1)与传统马氏体钢和Q&P钢中的马氏体析出碳化物相比，本发明创新性地利用高温奥氏体Mn的非均质分布，突破了马氏体钢的研究范式，创新性地开发了Fe-C-Mn新型无碳化物的回火马氏体钢；
(2)以往抑制碳化物的析出往往需要通过添加一定量的Si和Al，但是会带来不好的影响。一方面，Si合金化带来了镀锌线上的涂层困难。此外，Si表现出与磷的排斥作用，Si的加入会促进磷在晶界的偏析，有害于冲击韧性；Al的添加则会在铸造过程中造成喷嘴的堵塞。另一方面，即使足够的Si和/或Al合金化，也不能完全抑制过渡型碳化物的析出。本发明利用高温奥氏体Mn的非均质分布在低温下形成富Mn奥氏体和贫Mn马氏体，通过Mn与C的相互作用促进C从贫Mn马氏体向富Mn奥氏体配分，即使在不含Si和Al情况下也能完全抑制碳化物析出，从而降低了Si和Al合金化的缺点和合金成本。
(3)本发明的无碳化物的回火马氏体钢，有别于传统回火马氏体钢或Q&P钢。一方面，消除了碳化物在变形过程中成为裂纹或孔洞萌生的潜在风险。另一方面，碳化物的完全抑制促进了C从马氏体到奥氏体的扩散，满足了最佳配分状态。同时，实现C和Mn协同来稳定奥氏体，从而大幅度提高残余奥氏体的含量和稳定性，有利于塑性和韧性的提高；
(4)发明人意外地发现，尽管Mn对C元素具有很强的吸引作用，导致C元素偏向于向富Mn的残余奥氏体富集，然而在碳化物的竞争作用下，这种相互作用是有限的，当残余奥氏体和马氏体之间的Mn浓度差异或奥氏体的Mn含量低于一定值时，富Mn奥氏体对马氏体中C的吸引作用将明显减弱，由此可能无法完全抑制碳化物析出；此外，富Mn奥氏体之间的间距的增大意味着C从马氏体扩散至奥氏体的距离增加，当这个间距超过一定范围后，马氏体中仍然可能存在碳化物析出，本发明可进一步通过调节奥氏体的富Mn量和间距使碳元素在奥氏体内更充分富集，确保回火马氏体中完全无碳化物析出；
(5)本发明的制备方法通过调控非均质Mn分布前驱体的组织类型，可以获得多种形貌、多尺度和多重稳定性的残余奥氏体，可以进一步在10％～40％的大区间内调控残余奥氏体的含量，扩大了工业生产的工艺窗口，可以进一步有效的提高钢的塑性。
附图说明
图1是实施例1中预成品钢材的TEM图。
图2是实施例1中步骤(3)后得到的钢材的TEM图。
图3是实施例1中对比试样的SEM图。
图4是实施例2中步骤(3)后得到的钢材的TEM图。
图5是实施例3中步骤(3)后得到的钢材的SEM图。
图6是实施例3中步骤(3)后得到的钢材的TEM图。
图7是实施例5中步骤(2)后得到的钢材的TEM图。
具体实施方式
以下结合实施例和附图对本发明进行详细描述，但需要理解的是，所述实施例和附图仅用于对本发明进行示例性的描述，而并不能对本发明的保护范围构成任何限制。所有包含在本发明的发明宗旨范围内的合理的变换和组合均落入本发明的保护范围。
实施例1
通过以下过程制备无碳化物的回火马氏体钢：
(1)将成分为Fe-0.37C-3.73Mn-0.6Si-0.8Ni(wt.％)的钢材进行真空熔炼和锻造，其后加热至1200℃并保温36h进行均匀化处理，将均匀化后的钢材热轧至7mm厚的热轧板，其终轧温度大于850℃，得到的热轧板为马氏体组织；将热轧板加热至600℃并保温24h，获得预成品钢材，该钢材中富Mn的渗碳体颗粒在马氏体基体上均匀分布；
(2)将获得预成品钢材以80℃/s的速率加热至800℃，并保温10s，其后水淬至室温；
(3)将步骤(2)得到的钢材重新加热至200℃，回火60min后水淬至室温，得到无碳化物的回火马氏体钢。
本实施例得到的预成品钢材的显微组织如附图1所示，可以看出，其中富Mn的球状渗碳体均匀分布在马氏体基体上，且渗碳体的平均Mn含量在25at.％以上，渗碳体之间的平均间距约为380nm。说明热轧板的马氏体经长时间保温热处理后，马氏体上析出渗碳体并发生球化，且Mn元素不断缓慢从马氏体扩散至渗碳体中，最终形成富Mn的球状渗碳体颗粒和贫Mn的马氏体基体。
步骤(2)采用较大的加热速率和短时奥氏体化可以保证球状渗碳体和马氏体均转变为奥氏体，同时避免渗碳体中Mn的长程扩散，并在高温奥氏体保留Mn的非均质分布，在快速冷却后，钢材的组织结构转变为以马氏体为基体，其中弥散分布有纳米尺寸残余奥氏体的复相组织，残余奥氏体的平均Mn含量在9at.％以上，马氏体基体的Mn含量约为2.8at.％，两者之间浓度差为6.2at.％远超过3at.％，且纳米球状奥氏体的尺寸约为60nm，残余奥氏体之间的平均间距仅为360nm。因此，球状奥氏体继承了原球状渗碳体的Mn非均质分布和间距。
随后在步骤(3)回火时Mn分布保持不变，由于球状奥氏体内Mn含量较高，且富Mn奥氏体之间的间距较短，所以马氏体中的C更倾向于扩散至富Mn的残余奥氏体中，而不以碳化物的形式析出。步骤(3)得到钢材的显微组织如附图2所示，可以看出，其中球状残余奥氏体分布在马氏体基体上，马氏体内无明显碳化物析出。说明足够的Mn浓度差异和小的间距使得由球状渗碳体形成的球状奥氏体在随后的回火过程能够有效的抑制碳化物析出。同时，最终获得高的残余奥氏体含量～15％，且纳米球状奥氏体具有较高的稳定性，在随后的拉伸过程中能够更好的发挥TRIP效应，从而在抗拉强度为1975MPa前提下，总延伸率为14.5％。
进一步的，将微观组织为Mn均匀分布的传统马氏体热轧板进行步骤(2)和步骤(3)的热处理，得到对比试样。对比试样的SEM图如附图3所示，可以看出，该试样在板条马氏体上析出了大量的碳化物，其残余奥氏体的体积分数为5.6％，最终的抗拉强度为1921MPa，总延伸率为10％。说明本发明的方案能够完全抑制碳化物析出，同时显著钢材的残余奥氏体的含量，进而提高了塑性。
实施例2
通过以下过程制备无碳化物的回火马氏体钢材：
(1)将成分为Fe-0.2C-7.3Mn-0.5Ni-0.2Mo(wt.％)的钢材进行真空熔炼和锻造，其后加热至1250℃并保温24h进行均匀化处理，将均匀化后的钢材热轧至6mm厚的热轧板，其终轧温度大于850℃，得到热轧板，将热轧板在两相区温度600℃下退火8h，获得预成品钢材；该钢材具有富Mn的多边形奥氏体和贫Mn的铁素体两相组织；
(2)将获得预成品钢材以80℃/s的速率加热至780℃，并保温6s，其后水淬至室温；
(3)将步骤(2)得到的钢材重新加热至300℃，回火60s后水淬至室温，得到无碳化物的回火马氏体钢材。
本实施例得到的预成品钢材形成了富Mn的多边形奥氏体和贫Mn的铁素体两相结构，步骤(2)采用快速加热和短时奥氏体化处理后铁素体和奥氏体在高温形成单相高温奥氏体，并可保留高温奥氏体的Mn的非均质分布，在随后冷却过程富Mn奥氏体被保留下来，而贫Mn铁素体转变而来的奥氏体转变为马氏体，由此形成富Mn的多边形奥氏体和贫Mn马氏体的复相组织，其中富Mn的多边形残余奥氏体继承了原奥氏体的Mn非均质分布和间距，分别约为10％和460nm，而马氏体基体的Mn含量约为2.6％，Mn含量差值远超过3％。
步骤(3)回火处理不会改变Mn元素分布，使得马氏体中碳倾向于配分至残余奥氏体，从而抑制了碳化物的析出，最终形成富Mn多边形残余奥氏体和贫Mn的无碳化物马氏体组织，如附图4所示。多边形残余奥氏体的平均尺寸体积分数为38％，且其尺寸分布在50～400nm亚微米和纳米尺度范围内，且不同尺寸和Mn含量的残余奥氏体具有不同的稳定性可以在不同应变下持续转变提供加工硬化，最终在抗拉强度为1560MPa，总延伸率为25％。
实施例3
通过以下过程制备无碳化物的回火马氏体钢材：
(1)将成分为Fe-0.37C-4.2Mn-0.5Al-0.3Cr(wt.％)的钢材进行真空熔炼和锻造，其后加热至1250℃并保温24h进行均匀化处理，将均匀化后的钢材热轧至6mm厚的热轧板，其终轧温度大于850℃，得到热轧板，将热轧钢板在820℃的马弗炉中保温15min进行奥氏体化，然后移至580℃的盐浴炉中并保温6h进行完全珠光体转变，然后水淬到室温，得到预成品钢材；
(2)将获得的预成品钢材以5℃/s的速率加热至770℃保温10s，随后通过空冷或水冷的方式冷却至室温；空冷方式中，在750℃～240℃之间的冷却速率约为7℃/s，240℃以下温度冷却速率约为0.6℃/s，水冷方式中，冷却速率约为226℃/s；
(3)完成步骤(2)的钢材重新加热至200℃回火30min后水淬至室温，得到无碳化物的回火马氏体钢材；
本实施例得到的预成品钢材为片状富Mn渗碳体和片状贫Mn铁素体组成的片状珠光体，片状渗碳体的富Mn量约为20at.％，而片状铁素体的Mn含量约为2at.％。
步骤(2)采用快速加热和短后得到富Mn的片状残余奥氏体化和贫Mn板条马氏体的复相组织，其中富Mn的片状奥氏体Mn含量约为11at.％，马氏体基体的Mn含量约为3at.％，两者之间的Mn差值远超过3at.％，且富Mn残余奥氏体之间的片层间距继承自片状渗碳体仅为160nm。当达到马氏体转变临界温度时，贫Mn的奥氏体率先形成马氏体；由于低温时缓慢的冷却速率，促进了C不断从新形成的马氏体中向附近富Mn奥氏体富集，稳定更多的残余奥氏体～12.6％，而直接水冷至室温后残余奥氏体的体积分数为11％。
经本实施例步骤(3)空冷方式试样进行回火处理后的微观组织如附图5所示，包含富Mn片层残余奥氏体和无碳化物板条马氏体相互交叠组成的复相组织，残余奥氏体的尺寸为42nm，继承了步骤前驱体的片状珠光体形貌。回火处理不会改变Mn元素分布，使得回火马氏体中无碳化物析出。同时，由于回火过程马氏体中的C进一步扩散至附近的残余奥氏体中导致马氏体/残余奥氏体的界面不断向马氏体侧迁移，从而导致残余奥氏体含量进一步增加至14.4％，明显高于水冷方式的试样(8.5％)。
附图6所示TEM进一步证明了回火马氏体中无碳化物析出。这主要由于残余奥氏体和马氏体之间足够的Mn浓度差和极小的扩散距离，在Mn与C的相互作用下，富Mn残余奥氏体不断吸收周围马氏体中的碳，抑制了碳化的析出。最终的力学性能在和直接淬火的试样保持相同的强度下(2000MPa)，缓慢冷却的试样由于具有更高的残余奥氏体含量导致60％均匀延伸率的增加(4.7％vs.7.6％)和30％总延伸率的增加(11％vs.14％)。
实施例4
通过以下过程制备无碳化物的回火马氏体钢材：
(1)将成分为Fe-0.37C-4.2Mn-0.5Al-0.3Cr的钢材进行真空熔炼和锻造，其后加热至1250℃并保温24h进行均匀化处理，将均匀化后的钢材热轧至6mm厚的热轧板，其终轧温度大于850℃，得到热轧板，将热轧钢板在630℃的马弗炉中保温60min进行奥氏体化，然后移至590℃的盐浴炉中并保温72h进行珠光体转变，然后水淬到室温，得到预成品钢材；
(2)将获得的预成品钢材以30℃/s的速率加热至850℃保温10s，随后通过水冷至室温；
(3)完成步骤(2)的钢材重新加热至200℃回火30min后水淬至室温，得到无碳化物的回火马氏体钢材；
本实施例得到的预成品钢材为富Mn球状渗碳体和贫Mn铁素体基体组成的球状珠光体，球状渗碳体的富Mn量约为26at.％，而铁素体基体的Mn含量约为1.8at.％。
步骤(2)采用快速加热和短后得到富Mn的球状残余奥氏体和贫Mn板条马氏体的复相组织，其中富Mn的球状奥氏体的Mn含量约为13at.％，马氏体基体的Mn含量约为2.9at.％，两者之间的Mn差值远超过3at.％，且富Mn残余奥氏体之间的片层间距继承自片状渗碳体仅为320nm。当达到马氏体转变临界温度时，贫Mn的奥氏体率先形成马氏体，最终获得球状奥氏体和马氏体基体的复相组织，其残余奥氏体的平均尺寸为85nm，残余奥氏体的含量为15％。
经本实施例步骤(3)回火处理后Mn浓度差异使得回火马氏体中无碳化物析出。最终的力学性能为2057MPa的抗拉强度，15.3％的总延伸率。
实施例5
通过以下过程制备无碳化物的回火马氏体钢材：
(1)将成分为Fe-0.37C-3.73Mn-0.6Si-0.8Ni(wt.％)的钢材进行真空熔炼和锻造，其后加热至1200℃并保温36h进行均匀化处理，将均匀化后的钢材热轧至6mm厚的热轧板，其终轧温度大于850℃，得到的热轧板为马氏体组织。将热轧板加热至600℃并保温24h，获得预成品钢材；该钢材中富Mn的渗碳体颗粒在铁素体基体上均匀分布；
(2)将获得的预成品钢材进行淬火-配分处理，包括首先将钢材以80℃/s的速率加热至800℃，并保温10s，随后以20℃/s的速率冷却至130℃保温60s，然后再升温至220℃保温90min，最后水淬至室温。
经以上步骤(2)配分处理后的微观组织如附图7所示，该配分后马氏体钢中无碳化物析出，富Mn残余奥氏体主要呈不均匀块状，部分仍保持球状，其尺寸分布在40～500nm尺度范围内，且平均尺寸约为150nm。说明在配分阶段，C不断从马氏体到奥氏体的配分使得一部分低Mn区域的奥氏体在室温下也得以稳定保留，由此在C元素稳定作用下形成球状和块状混合的残余奥氏体；淬火-配分工艺显著增加了残余奥氏体的体积分数～28％。相比于实施例1，扩展至Q&P工艺后残余奥氏体体积分数增加了超过一倍，且具多种形貌和不同尺度，最终在保持高强度的前提下(2000MPa)，进一步提高塑性至18.6％。
实施例6
通过以下过程制备无碳化物的回火马氏体钢材：
(1)将成分为Fe-0.42C-4.48Mn(wt.％)的钢材进行真空熔炼和锻造，其后加热至1250℃并保温24h进行均匀化处理，将均匀化后的钢材热轧至6mm厚的热轧板，其终轧温度大于850℃，得到热轧板，将热轧钢板在800℃的马弗炉中保温10min进行奥氏体化，然后移至570℃的盐浴炉中并保温6h进行完全珠光体转变，然后水淬到室温，得到预成品钢材；
(2)将预成品钢材以5℃/s的速率加热至750℃中保温20s，随后冷却至200℃保温30min，最后水淬至室温；
(3)完成步骤(2)的钢材重新加热至200℃回火60min后水淬至室温，得到无碳化物的回火马氏体钢材。
步骤(2)中淬火至200℃时不稳定的奥氏体转变为马氏体，而富Mn的奥氏体保留下来；在随后保温过程中，C不断从马氏体到奥氏体的配分能够稳定更多的奥氏体。经步骤(3)后最终的微观组织与实施例3的微观组织类似，其中片状奥氏体的Mn含量约为11at.％，马氏体基体的Mn含量约为3at.％，两者之间的Mn差值远超过3at.％，且富Mn残余奥氏体之间的片层间距为150nm。不同的是，在C元素的稳定下，其残余奥氏体的平均尺寸增加至55nm，使得残余奥氏体体积分数得到显著提高(14.4％vs.19％)，最终获得1958MPa的抗拉强度和15.6％总延伸率的强塑性匹配。同样，即使不含Si和Al元素，马氏体中仍无碳化物析出。
以上实施例仅是本发明的优选实施方式，本发明的保护范围并不仅局限于上述实施例。凡属于本发明思路下的技术方案均属于本发明的保护范围。应该指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下的改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.无碳化物的回火马氏体钢，其特征在于，其包含经回火或配分处理后得到的无碳化物析出的马氏体基体和分布于马氏体基体间的亚微米和/或纳米级的残余奥氏体，所述残余奥氏体为球形、多边形或片状中的任一种或多种混合形貌，其在钢材中的体积百分含量为10~40%，其组分包含0.2~1.0 wt.%的C元素、2.0~8.0 wt.%的Mn元素及余量的铁元素，并通过以下步骤制备得到：
（1）获得Mn元素非均质分布的钢材作为预成品；
（2）将所述预成品以1～200℃/s的速率升温至Ac 3 以上20~200°C保温0～200s，获得高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材，其中，Ac 3 为奥氏体完全转变的临界温度；
（3）将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至室温后进行回火处理或冷却至马氏体开始转变到结束转变之间的温度后进行配分处理，得到所述无碳化物的回火马氏体钢；
其中，所述无碳化物的回火马氏体钢材的微观结构包含富Mn的奥氏体和贫Mn的马氏体，其中富Mn的奥氏体中Mn的原子百分含量不低于4 at.%，富Mn的奥氏体和贫Mn的马氏体间的Mn的原子浓度差大于3 at.%，且富Mn的奥氏体间的分布间距小于2μm。
2.根据权利要求1所述的回火马氏体钢，其特征在于，其还包含以下元素中的一种或多种：
Si：0~3 wt.%，Al：0~3 wt.%，Cr：0~1.5 wt.%，Mo：0~0.5 wt.%，Ni：0~2 wt.%，Ti：0~0.1wt.%，V：0~0.5 wt.%，Nb：0~0.5 wt.%。
3.无碳化物的回火马氏体钢的制备方法，其特征在于，其包括：
（1）获得Mn元素非均质分布的钢材作为预成品；
（2）将所述预成品以1～200℃/s的速率升温至Ac 3 以上20~200°C保温0～200s，获得高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材，其中，Ac 3 为奥氏体完全转变的临界温度；
（3）将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至室温后进行回火处理或冷却至马氏体开始转变到结束转变之间的温度后进行配分处理，得到所述无碳化物的回火马氏体钢；
其中，所述无碳化物的回火马氏体钢材的微观结构包含富Mn的奥氏体和贫Mn的马氏体，其中富Mn的奥氏体中Mn的原子百分含量不低于4 at.%，富Mn的奥氏体和贫Mn的马氏体间的Mn的原子浓度差大于3 at.%，且富Mn的奥氏体间的分布间距小于2μm。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述Ac 3 以上20~200°C为700~900℃。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，步骤（3）中，所述回火处理包括：将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至室温后，再升温至150~400℃，并在此温度下保温0s～120min，得到所述无碳化物的回火马氏体钢；或步骤（3）中，所述配分处理包括：将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至50~250°C并保温0-60s，随后升温至100~400°C并保温1~240min，其后快速冷却至室温，获得所述无碳化物的回火马氏体钢；或步骤（3）中，所述配分处理包括：将所述高温奥氏体中Mn非均质分布的钢材冷却至100~300°C，并在此温度下保温5~240min，其后快速冷却至室温，获得所述无碳化物的回火马氏体钢。
6.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述预成品选自含有富Mn的渗碳体和贫Mn的铁素体的珠光体钢、含有富Mn的渗碳体和贫Mn的回火马氏体的回火钢材或含有富Mn的奥氏体和贫Mn的铁素体的复相钢材；所述珠光体钢中，所述富Mn的渗碳体为球形和/或片状，分布于所述贫Mn的铁素体基体上；所述回火钢材中，所述富Mn的渗碳体为短棒状和/或球形，分布于所述贫Mn的回火马氏体的基体上；所述复相钢材中，所述富Mn的奥氏体为多边形。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述富Mn的渗碳体为片状的所述珠光体钢的获得包括：将原料钢板加热至1200~1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧；将得到的热轧板升温至800~900℃保温5~60min，而后降至450~650℃，并在此温度下保温3~36h，然后冷却至室温，得到所述预成品；所述富Mn的渗碳体为球形的所述珠光体钢的获得包括：将原料钢板加热至1200~1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧；将得到的热轧板升温至奥氏体开始转变以上20~30°C保温5~120min，然后冷却至奥氏体开始转变以下温度10~30℃，并在此温度下保温12~72h，然后冷却至室温，得到所述预成品。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述回火钢材的获得包括：将原料钢板加热至1200~1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧；将得到的热轧板升温至400~700℃高温回火3~72h，然后冷却至室温；得到所述预成品；所述复相钢材的获得包括：将原料钢板加热至1100~1250℃后，保温24-36h均匀化处理，其后进行热轧，将得到的热轧板加热至500~800℃的奥氏体和铁素体两相区温度，并保温4~72h后冷却至室温，得到所述预成品。
9.根据权利要求7或8所述的制备方法，其特征在于，所述原料钢板包含Fe元素、0.2~1.0wt.%的C元素及2.0~8.0 wt.%的Mn元素，及元素中的一种或多种：Si：0~3 wt.%，Al：0~3wt.%，Cr：0~1.5 wt.%，Mo：0~0.5 wt.%，Ni：0~2 wt.%，Ti：0~0.1 wt.%，V：0~0.5 wt.%，Nb：0~0.5 wt.%。
10.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述富Mn的渗碳体和所述富Mn的奥氏体中Mn元素的含量为8 at.%以上。
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