CN101487096A - 一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种低合金高强度的C－Mn－Al系Q&P钢及其制造方法，属于金属材料技术领域。工艺步骤为：1)冶炼、铸造成坯，其成分质量百分比为：C 0.16～0.25、Si≤0.40、Mn 1.20～1.60、Al 1.0～1.5、P≤0.02、S≤0.008、其余为铁。2)轧制，经粗轧、精轧多道次热轧，粗轧道次变形量为10～30％，精轧总变形量为60％以上，再将热轧板经过多道次冷轧，道次变形量为5～50％，轧制成厚度为0.6～2.0mm的薄板，3)热处理，先在加热炉中经过850～930℃奥氏体化并保温100～200s后快淬至230～250℃并保温20～40s，随后在300～400℃保温，保温时间为120～3600s，最后再快速冷却(冷却速度不小于10℃/s)至室温。本发明提出的Q&P钢成分经济，具有良好的表面质量，钢的强度高塑性好，强塑积可以达到37000MPa·％以上。

Description

一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，尤其涉及一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q&P钢及其制造方法。

背景技术

伴随汽车工业的高速发展及人类自身环保意识的提高，提高燃油效率并增强汽车安全性的要求日益增强。为提高汽车安全性并减轻车体重量，近年来，高强度钢(HSS)的研究成为钢铁材料研究的热点之一。汽车结构件大量采用高强度钢板，为降低中高强度汽车结构钢的制造成本，开发了价格低廉、强度高且成形性优异的钢种，如DP(Dual-Phase Steel)钢，即双相钢、TRIP(Transformation Induced Plasticity)钢，即相变诱发塑性钢。

DP钢，一种微观组织为马氏体+铁素体的低合金高强度钢，宝钢的张红等人开发出的双相钢(CN101270453A)其工艺主要是热冷轧后，热镀锌再结晶退火，退火温度为800～860℃，从退火温度至锌池的冷速为5～16℃/S，在完成镀锌或合金化处理后冷速大于7℃/S。马氏体含量在10％-15％，抗拉强度大于800MPa，屈服强度350～500MPa，总延伸率大于12％。

TRIP钢是借助于热轧或临界区等温淬火热处理工艺制备而成，贝氏体相变的同时碳原子会向奥氏体扩散，得到含有大量稳定残余奥氏体的三相组织(铁素体+贝氏体+残余奥氏体)。其中残余奥氏体起到了TRIP效应作用。在北京科技大学孙祖庆等开发的热轧低硅多相钢(CN101058863A)，其工艺是奥氏体化后，热轧应变量在10％～50％，生成铁素体后，快冷到贝氏体相区等温，最后水冷或空冷至室温。其铁素体40％～60％，贝氏体30％～45％，残余奥氏体8％～15％。

美国柯州矿校Speer J.G最先提出了Q&P(Quenching and Partitioning)工艺，通过控制室温下的富碳残留奥氏体的体积分数来生产钢种。Q&P钢本质上是一种马氏体钢，但是它区别于传统的回火马氏体钢，它在与回火马氏体钢在同等强度下，塑性大幅度的提高。这是由于Q&P钢的组织中存在残余奥氏体，这部分奥氏体在变形过程中转变为马氏体，产生TRIP效应，大幅度提高了钢的塑性。其马氏体含量约为70～80％，残余奥氏体含量为15～20％。

在钢铁研究总院黄瀚等开发的高强度马氏体钢(CN101270453A)经过淬火回火，虽然强度较高，可以达到1.2GPa，但是因为基体主要为马氏体，延伸率较低。

Speer等工作显示：0.19C-1.59Mn-1.63Si经950℃完全奥氏体化后，再经Q&P处理：220℃保温3s及350℃保温10s，其屈服强度达1201MPa，抗拉强度达1483MPa，均匀断后伸长率4.7％，总断后伸长率9.0％，残余奥氏体含量为2.6％；经820℃保温180s两相区退火，再经Q&P处理，200℃保温10s及400℃保温10s的，0.2％屈服强度为781MPa，抗拉强度为1179MPa，均匀断后伸长率9.9％，总断后伸长率12.8％，残余奥氏体含量为8.4％，奥氏体含碳浓度1.2％。

Q&P钢的强度因为基体马氏体比例大，比DP，TRIP均高，且因为有残余奥氏体，塑性较马氏体钢更好，强塑积优于DP和TRIP钢。对于Speer的研究结果中虽然强度较高，但是塑性低于本发明，总的强塑积低于本发明，并且其成分中Si含量较高，热轧性能降低，且在镀锌过程中降低钢板的润湿性能，使钢板表面质量下降，工件覆镀性差。本发明提出逐步用Al部分取代Si，有利于表面质量的提高及热镀性的改善。

发明内容

本发明的目的在于提供一种Q&P钢及其生产方法，使其具有高强度、高塑性，且采用Al取代Si以降低Si的含量，改善钢的热镀性和提高表面质量。

其金属学原理如下：

碳：从强化机制来看，Fe-C合金最经济有效的方法是碳的固溶强化。在所有元素中，碳使Ms温度降低的作用最强烈，是奥氏体转变为马氏体强化相不可或缺的。并且如果碳含量较低时，热处理配分后奥氏体的碳含量过低在室温下不能稳定存在。但是，当钢中含碳量过高，焊接性能下降，且钢在淬火后不可避免地出现较多的孪晶亚结构，有可能增加淬火裂纹的倾向并有损韧性。

锰：从Fe-Mn平衡相图可知，液态时Fe和Mn是互溶的。当Mn含量高时，液相线和固相线非常接近，几乎重合。Mn作为扩大Fe-C平衡相图中奥氏体区(γ)的元素，随Mn含量的增加，临界温度A4点升高，A3点下降，奥氏体区扩大，同时临界区(α+γ)下移到较低的温度。锰和碳都能使奥氏体的稳定性提高。它的作用主要是增强奥氏体稳定性，延长其转变孕育期，同时也促使Ms降至室温以下，形成一定体积的富碳的残余奥氏体。但是，Mn加入过多，导致残余奥氏体体积增多。同时，也会使冶炼和轧制过程中出现白点的几率增大，晶粒粗化的趋势增强，降低钢的塑性和韧性，并且引起焊接性能恶化。

硅：硅主要以固溶方式存在，能够提高钢的强度和硬度，并且在配分过程中抑制了渗碳体的形成，使碳进一步积聚于残留奥氏体中，促使马氏体开始转变温度Ms降至室温以下，形成富碳的残留奥氏体。高含量的硅会形成稳定的氧化物，在热镀锌生产线中隔断锌液与钢板表面反应，降低钢板的润湿性能，使钢板表面质量下降，工件覆镀性差。

铝：铝的脱氧能力很强，脱氧产物为Al₂O₃，其熔点为2050℃。但由于钢中存在MnO、FeO、SiO₂等氧化物，所以Al₂O₃很容易与它们结合形成低熔点、低密度的夹杂物，如MnO·Al₂O₃(熔点1560℃)、Al₂O₃·SiO₂(熔点1487℃)。由此可见，氧化铝在结晶过程中难以形成晶核而起到细化组织的作用。Al的晶体结构与奥氏体相似，是面心立方晶体，它固溶于Fe中，使奥氏体相区强烈缩小，形成γ相圈。Al能增加层错能，并抑制γ到ε转变，可起到稳定奥氏体的作用。Al和C、N等元素形成的细小弥散分布的难溶质点，可起到细化晶粒的作用。另外，Al能显著提高抗拉强度和延伸率，抑制渗碳体的析出。以Al代Si作为汽车板用材，能改善表面质量问题，涂镀性更好、强塑积更高，具有高而稳定的加工硬化指数值。

硫和磷：硫在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物MnS，硫和磷尤其对钢的塑性不利，属于杂质元素，在冶炼过程中尽量除去。

根据以上金属学原理以及目前的工艺需求，本发明提出了一种高强度Q&P钢，其成分质量百分比为：C0.16～0.25、Si≤0.40、Mn1.20～1.60、Al1.0～1.5、P≤0.02、S≤0.008，其余为铁和不可避免的杂质。

本发明还提出了制造上述高强度Q&P钢的工艺方法，包括如下步骤：

(1)冶炼：用真空感应炉冶炼、铸造成坯，

(2)轧制：首先经粗轧、精轧多道次热轧，加热温度为1150℃，保温40分钟，开轧温度为1100℃，终轧温度为850℃，在轧制过程中采用控制轧制和控制冷却的工艺。其中粗轧道次变形量为10～30％，精轧总变形量为60％以上。再将热轧板经过多道次冷轧，道次变形量为5～50％，冷轧总变形量60％以上，轧制成厚度为0.6～2.0mm的薄板；

3)热处理。

其中的热处理采取Q&P热处理工艺，在Q&P工艺热处理过程中，包括奥氏体化保温，淬火得到一定比例的马氏体和残留奥氏体，在加热至配分温度进行配分，最后淬火至室温。由于热处理过程中碳化物的沉积会消耗有用的碳，对残留奥氏体富碳是不利的。因此，有效地抑制碳化物析出是该工艺控制的关键。理论推断表明：当残留奥氏体和马氏体中的碳化学势相等时，配分工艺结束。这将避免配分后冷却处理中的渗碳体析出，配分处理大大提高奥氏体的稳定性。同时在淬火过程中，淬火温度偏低，在随后的加热保温过程中，可能会有中间渗碳体或渗碳体的析出(相当于淬火+中温回火)，由于渗碳体的析出消耗了有用的碳，最终获得的奥氏体含量很少；当淬火温度过高，试验钢板由于在淬火后含有较多的奥氏体，使得试验钢中在工艺处理后不能保证所有的奥氏体富含足够的碳而稳定到室温。所以，控制淬火温度也非常重要。本发明采取的热处理工艺如下：首先在加热炉中经过850～930℃奥氏体化并保温100～200s，试样奥氏体化后快淬至230～250℃并保温20～40s，随后在300～400℃保温，保温时间分别为120～3600s，最后以冷却速度不小于10℃/s快速冷却至室温。

本发明提出的超高强度汽车板Q&P钢及其工艺方法，成分设计经济，工艺控制简便易行。钢板的强度高，具有高的塑性，强塑积可达到37407MPa·％。经过上述成分和工艺过程后，板厚1.2mm的冷轧板抗拉强度可达1034MPa，延伸率A50(JISS标距50mm试样)可达37.9％。组织主要为：马氏体、残余奥氏体，含少量铁素体。

附图说明

图1.为本发明热处理工艺原理图

图2.为本发明实施例2的热轧后微观组织

图3.为本发明实施例2的冷轧后微观组织

图4.为本发明实施例2的扫描电镜组织

图5.为本发明实施例2的透射电镜组织

具体实施方式

本发明共列出12个实施例，其中每个实施例所使用的钢的具体化学成分如表1所示。所有实施例均采用同样热轧和冷轧工艺，即热轧包括5道次粗轧(R1—R5)和5道次精轧(F1—F5)，具体热轧工艺如表2所示，采取7道次冷轧(C1—C7)，冷轧工艺如表3所示，采取不同的热处理工艺，热处理工艺如表4所示，最终得到的各实施例的钢的力学性能如表5所示。

表1 本发明Q&P钢的化学成分(重量百分比％)

 

实施例	C	Si	Mn	Al	P	S	Fe
								1	0.16	0.21	1.22	1.43	0.008	0.007	余量
2	0.18	0.39	1.47	1.30	0.006	0.006	余量
								3	0.18	0.39	1.47	1.30	0.006	0.006	余量
4	0.21	0.18	1.32	1.49	0.008	0.006	余量
								5	0.21	0.18	1.32	1.49	0.008	0.006	余量
6	0.21	0.18	1.32	1.49	0.008	0.006	余量
								7	0.21	0.40	1.37	1.29	0.007	0.006	余量
8	0.21	0.40	1.37	1.29	0.007	0.006	余量
								9	0.21	0.40	1.37	1.29	0.007	0.006	余量
10	0.25	0.18	1.50	1.46	0.006	0.006	余量
								11	0.25	0.18	1.50	1.46	0.006	0.006	余量
12	0.25	0.38	1.60	1.34	0.008	0.006	余量

表2 本发明Q&P钢的热轧工艺

 

道次	轧制阶段	绝对变形量Δh/mm	相对变形量ε/％	轧后厚度H/mm	轧制温度/℃
						R1	粗轧	9.5	11.9	70.5	1185
R2	粗轧	14.0	19.9	56.5	1171
						R3	粗轧	16.0	28.3	40.5	1152
R4	粗轧	12.5	29.6	28.0	1127
						R5	粗轧	8.0	28.6	20.0	1095
F1	精轧	7.5	37.5	12.5	1060
						F2	精轧	4.5	36.0	8.0	969
F3	精轧	2.5	31.3	5.5	931
						F4	精轧	1.5	23.6	4.2	899
F5	精轧	0.5	11.1	3.5	871

表3 本发明Q&P钢的冷轧工艺

 

道次	绝对变形量Δh/mm	相对变形量ε/％	轧后厚度h/mm
				C1	0.5	14.3	3
C2	0.5	16.7	2.5
				C3	0.4	16	2.1
C4	0.3	14.3	1.8
				C5	0.2	12.5	1.6
C6	0.2	12.5	1.4
				C7	0.2	14.3	1.2

表4 本发明Q&P钢的热处理工艺

 

实施例	奥氏体化温度TA/℃	奥氏体化时间/s	淬火温度TQ/℃	淬火保温时间/s	配分温度TP/℃	配分时间/s	最终冷却温度/℃
								1	850	100	238	20	300	1200	15
2	860	150	233	30	320	1200	15
								3	910	200	242	40	350	3600	25
4	870	120	250	24	320	120	20
								5	910	200	233	40	350	960	25
6	930	200	250	40	400	2400	30
								7	860	150	239	30	320	120	10
8	900	200	240	40	350	960	15
								9	930	160	245	32	400	2400	30
10	880	100	231	20	300	120	20
								11	920	150	239	30	320	300	30
12	900	200	243	40	320	300	10

表5 本发明实施例的力学性能

 

实施例	Rm/MPa	A50/％	Rm×A50/MPa·％
				1	885	21.7	19204.5
2	1050	23.6	24780
				3	960	36.9	35424
4	1008	22.4	22579.2
				5	1034	24.7	25539.8
6	987	37.9	37407.3
				7	894	20.2	18058.8
8	997	24.2	24127.4
				9	978	32.1	31393.8
10	880	26.2	23056
				11	890	29.1	25899
12	886	31.2	27643.2

由表5可见，本发明提出的Q&P钢具有高强度、高塑性，抗拉强度均大于886MPa，延伸率A₅₀大于20.2％，最大达37.9％，强塑积最大达37407MPa·％。

对实施例2的微观组织进行分析可知，热轧后Q&P钢的组织为等轴的铁素体+珠光体组织(如图2)，冷轧后呈等轴状的铁素体+珠光体组织转变为拉长的变形结构，如图3所示。经过Q&P热处理工艺后，采用扫描电镜对微观组织结构进行观察发现，基体中主要呈现马氏体组织(如图4)，由于在扫描电镜下不能清楚地分辨残留奥氏体，需借助TEM电镜进行观察。其精细组织结构如图5所示，经淬火和配分处理后的试验钢呈现典型的板条马氏体组织，且板条的亚结构为高密度位错。组织主要是由交替排列的两相组成，其间呈膜状组织为残留奥氏体。

Claims (3)

1.一种C-Mn-Al系高强度Q&P钢，其特征是钢的成分质量百分比为：

C：0.16～0.25、Si：≤0.40、Mn：1.20～1.60、Al：1.0～1.5、

P：≤0.02、S：≤0.008、其余为铁。

2.一种如权利要求1所述的C-Mn-Al系高强度Q&P钢的制造方法，其特征包括如下步骤：

1)按权利要求1的成分冶炼、铸造成坯：

2)轧制：经粗轧、精轧多道次热轧，粗轧道次变形量为10～30％，精轧总变形量为60％以上，再将热轧板经过多道次冷轧，道次变形量为5～50％，冷轧总变形量为60％以上，轧制成厚度为0.6～2.0mm的薄板；

3)热处理。

3.如权利要求2所述的C-Mn-Al系高强度Q&P钢的制造方法，其特征是，步骤3)中的热处理采用Q&P热处理工艺，首先在加热炉中经过850～930℃奥氏体化并保温100～200s，薄板奥氏体化后快淬至230～250℃并保温20～40s，随后在300～400℃保温，保温时间分别为120～3600s，最后以冷却速度不小于10℃/s快速冷却至室温。

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