CN101880823A

CN101880823A - 一种热轧铌微合金化多相钢及其制备方法

Info

Publication number: CN101880823A
Application number: CN 201010225770
Authority: CN
Inventors: 孙祖庆; 杨王玥; 李龙飞; 吕美懿; 尹云洋; 王西涛
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2010-07-05
Filing date: 2010-07-05
Publication date: 2010-11-10

Abstract

一种热轧铌微合金化多相钢及其制备方法，涉及制备高强高塑热轧低合金钢，制备的步骤为：将低硅Al-Si-Mn-Nb钢加热到1250～1350℃范围内的奥氏体化温度并保温以使铌完成固溶在奥氏体中，随后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷却到1250～1100℃范围内，以0.1～10s^-1的应变速率实施1～4道次变形，道次应变量控制在10％～50％，然后以5℃/s～50℃/s的冷却速度C2冷却到A₃至Ar₃范围内，在此温度范围内以0.5s^-1～30s^-1的应变速率实施1～4道次变形，控制各道次间隔时间和形变量，生成体积分数为30％～60％的铁素体后，立刻以10～50℃/s的速度冷却到贝氏体相变区400℃～500℃范围内进行等温处理。本发明制备的热轧铌微合金化多相钢的屈服强度高于500MPa，抗拉强度高于800MPa，延伸率高于30％。

Description

一种热轧铌微合金化多相钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种热轧低合金钢及其制备方法，特别涉及高强高塑的热轧铌微合金化多相钢。

背景技术

TRIP钢(transformation induced plasticity，相变诱发塑性钢)是一种兼具高强度、高延伸率的新型汽车用钢，其强度和塑性与传统汽车用钢及双相钢相比，优势十分明显。TRIP钢是一种多相钢，其显微组织主要由铁素体、贝氏体、残余奥氏体及少量马氏体组成。TRIP钢制备工艺中关键步骤之一是获得铁素体(体积分数为40％-60％)和奥氏体的混合组织。在现有的冷轧和热轧TRIP钢生产工艺中，冷轧工艺通过冷轧后的临界区退火得到铁素体和奥氏体的混合组织。这方面的研究较多，工艺也比较成熟，并已在工业领域实际应用。但该工艺繁琐，总体能耗较高。而热轧工艺一般都是终轧后控制随后的冷却过程，从而得到一定体积分数的铁素体和奥氏体的混合组织，虽然可以简化工艺，但必须严格控制冷却速度或冷却过程才能控制铁素体的含量，工艺稳定性较差，对设备的要求也较高。

另一方面，常规TRIP钢的成分主要为0.12-0.55％C，0.2-2.5％Mn，0.4-1.8％Si(质量分数)，其中Si是一种固溶强化元素，不溶于渗碳体，能强烈阻碍渗碳体的析出和提高铁素体的强度。但是当钢中硅含量较高，热轧时钢材表面很容易形成一层氧化层，这些氧化层即使通过除磷处理，也很难将其彻底除去。在随后的轧制过程中，这些氧化层发生破裂，部分进入钢材的表面，导致钢材表面质量的降低。经冷轧和连续退火后，这些氧化层显著降低材料的涂覆性，必须经过电镀工艺才能进行最后的镀锌处理。这些问题限制了高硅TRIP钢的实际应用。

针对上述问题，发明人在专利“一种热轧低硅多相钢及其制备方法”(专利号ZL200710100399.0)中提出了一种在普通Si-Mn系TRIP钢中加入适量Al以替代部分Si的低硅Al-Si-Mn系TRIP钢，以及基于过冷奥氏体动态相变的制备方法。该方法工艺简单，工艺稳定性好，易于在工业生产中实现。由此制备的热轧低硅TRIP钢表现出优异的力学性能：屈服强度为460MPa，抗拉强度为780MPa，延伸率为32％(尹云洋，杨王玥，李龙飞，孙祖庆，王西涛.基于动态相变的热轧TRIP钢组织及性能研究.金属学报，2008，44(11)，1299-1304)。强塑积(抗拉强度与延伸率的乘积，Pa*％)是新一代汽车用高强钢的重要性能指标，强塑积的提高可以满足汽车制造行业对实现车体轻量化的同时提高汽车安全性的需求。从上面给出的性能来看，利用上述专利制备的热轧低硅TRIP钢的强塑积为24960MPa*％，已经处于现有技术的前列。

目前，为了进一步满足汽车制造行业对于车体轻量化和汽车安全性的需求，中、美等国的有关研究机构已提出下一代汽车用钢的强塑积要达到30000Pa*％以上。由于与常规的Si-Mn系TRIP钢相比，上述技术的Al-Si-Mn钢中使用质量分数约为1％的Al元素替代了约为1％的Si元素，而Al的固溶强化作用较弱，不利于获得具有更高抗拉强度的TRIP钢。研究表明，通过调整制备工艺可以使该技术的Al-Si-Mn钢的抗拉强度超过800MPa(如820MPa)，但是，材料的延伸率随之降低，低于30％(如26％)。或者说，随着Al-Si-Mn钢抗拉强度的提高，材料的强塑积反而下降(如21320MPa*％)。显然通过上述专利技术不能实现“强塑积要达到30000Pa*％以上”的目标，需要开发出具有更好的强度与塑性配合的热轧TRIP钢。

发明内容

本发明的目的是提供一种热轧铌微合金化多相钢，通过在低硅Al-Si-Mn系TRIP钢的基础上添加微合金化元素铌(低硅Al-Si-Mn-Nb钢)，并通过奥氏体再结晶区变形、奥氏体未再结晶区变形、过冷奥氏体区变形及贝氏体区等温处理，获得显微组织为一定配比的铁素体、贝氏体、残余奥氏体及少量马氏体的热轧多相钢。制备过程工艺流程简捷，而且所得热轧多相钢具有良好的强度与塑性配合。

本发明的热轧铌微合金化多相钢的化学组成以质量百分数计为：C：0.18～0.25％；Si：0.3～0.5％；Mn：1.2～2.0％；Al：0.8～1.2％；Nb：0.02～0.08％；P：≤0.02％；S：＜0.0045％；O：＜0.003％；N：＜0.0045％；其余为Fe；其显微组织组成，以体积分数计，铁素体为40％～60％，贝氏体为25％～40％，残余奥氏体为6％～15％，其余为马氏体；其屈服强度高于500MPa，抗拉强度高于800Mpa，延伸率高于30％。

本发明的热轧铌微合金化多相钢的第一种制备方法的实施步骤为：将钢加热到1250～1350℃范围内的奥氏体化温度T1，保温5-120分钟的时间t1，以使铌完成固溶在奥氏体中，随后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷却到温度区间T2～T3的1250～1100℃范围内，以0.1～10s^-1的应变速率实施1～4道次变形，道次应变量控制在10％～50％，然后以5℃/s～50℃/s的冷却速度C2冷却到温度区间T4～T5内，其中T4处于A₃到A₃以下10℃范围内，T5处于Ar₃以上10℃到Ar₃范围内，在此温度范围内以0.5s^-1～30s^-1的应变速率实施1～4道次变形，各道次间隔时间小于10秒，控制各道次形变量处于10％～60％范围内，生成体积分数为30～60％的铁素体后，立刻以10～50℃/s的速度C3冷却到贝氏体相变区400℃～450℃范围内的温度T6进行等温处理，等温时间为1～30分钟，最后水冷或空冷到室温。

本发明的热轧铌微合金化多相钢的第二种制备方法的实施步骤为：将钢加热到1250～1350℃范围内的奥氏体化温度T1，保温5-120分钟的时间t1，以使铌完全固溶在奥氏体中，随后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷却到温度区间T2～T3的1250～1100℃范围内，以0.1～10s^-1的应变速率实施1～4道次变形，道次应变量控制在10％～50％，然后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷却到温度区间T4～T5的1000℃～A₃范围内，以0.1～10s^-1的应变速率实施1～2道次变形，道次应变量控制在10％～50％，然后以5℃/s～50℃/s的冷却速度C2冷却到温度区间T6～T7内，其中T6处于A₃到A₃以下10℃范围内，T7处于Ar₃以上10℃到Ar₃范围内，在此温度范围内以0.5s^-1～30s^-1的应变速率实施1～4道次变形，各道次间隔时间小于10秒，控制各道次形变量处于10％～60％范围内，生成体积分数为30％～60％的铁素体后，立刻以10～50℃/s的速度C3冷却到贝氏体相变区400℃～450℃范围内的温度T8进行等温处理，等温时间为1～30分钟，最后水冷或空冷到室温。

在上述方法中，冷速C2由热膨胀法测定，在该冷速下，Ar₃温度在A₃温度以下的50～200℃范围内。

本发明的主要特点是：1)通过铌微合金化，利用奥氏体再结晶区(1250～1100℃)变形来细化奥氏体晶粒，也可以通过在奥氏体未再结晶区(1000℃～A₃)变形来进一步提高铁素体形核时的有效奥氏体晶界面积，但需要避免在“混晶区”(1100～1000℃)内进行变形；本阶段有利于获得均匀的多相组织。2)通过过冷奥氏体区变形，利用过冷奥氏体动态相变获得一定量(以体积分数计，30～60％)的铁素体；并且由于铌的固溶拖曳作用，获得的铁素体晶粒尺寸在1.5～2.5μm范围内。3)过冷奥氏体变形后，通过控制冷却，利用亚动态相变使铁素体的体积分数进一步增加(40％～60％)，而铁素体平均晶粒尺寸基本不变；4)通过贝氏体等温处理，使未相变奥氏体的大部分转变为无碳贝氏体(以体积分数计，25％～40％)，其余的在冷却至室温后成为残余奥氏体及一定量的马氏体。

与现有技术相比，本发明通过添加微合金化元素铌和合理设计热机械处理工艺，能够适于工业实际的制备工艺，可以制备出更好的强度与塑性配合的热轧多相钢。

附图说明

图1是第一种制备方法的热变形工艺示意图。

图2是实施例1热轧工艺制备的TRIP钢的显微组织。

图3是第二种制备方法的热变形工艺示意图。

图4是实施例3热轧工艺制备的TRIP钢的显微组织。

具体实施方式

实施例1

选用化学成分按质量百分数为：0.20％C、1.49％Mn、0.50％Si，1.04％Al，0.038％Nb，0.034％N，0.02％P，＜0.0045％S，余量为Fe的铌微合金化钢。该钢的A₃温度为970℃。制备工艺如图1所示：将该钢在1250℃保温5min后，以5℃/s的速度冷却到1150℃，以1s^-1的应变速率变形30％(用热膨胀法测得此时钢的Ar₃为740℃)。然后，以5℃/s的速度冷却到780℃，以1s^-1的应变速率变形50％，以25℃/s的速度冷却到450℃并保温3分钟，水冷到室温，得到的多相钢组织如图2所示。其中，铁素体的体积分数约为52％，晶粒尺寸在1.5～2.5μm范围内，贝氏体的体积分数约为30％，残余奥氏体的体积分数约为10％，马氏体的体积分数约为8％。其屈服强度为610MPa，抗拉强度为840MPa，延伸率为36％，强塑积为30240MPa*％。

实施例2

选用化学成分按质量百分数为：0.22％C、1.51％Mn、0.48％Si，1.01％Al，0.058％Nb，0.032％N，0.02％P，＜0.0045％S，余量为Fe的铌微合金化钢。该钢的A₃温度为965℃。制备工艺如图1所示：将该钢在1280℃保温7min后，以5℃/s的速度冷却到1150℃，以0.5s^-1的应变速率实施2道次变形，道次间隔10s，每道次变形量为30％(用热膨胀法测得此时钢的Ar₃为738℃)。然后，以5℃/s的速度冷却到830℃，以0.5s^-1的应变速率变形20％，再以10℃/s的速度冷却到770℃(道次间隔6秒)，以0.5s^-1的应变速率变形30％。然后，以20℃/s的速度冷却到430℃并保温3分钟，水冷到室温。得到的多相钢组织中，铁素体的体积分数约为50％，晶粒尺寸在1.5～2.5μm范围内，贝氏体的体积分数约为30％，残余奥氏体的体积分数约为11％，马氏体的体积分数约为9％。其屈服强度为640MPa，抗拉强度为860MPa，延伸率为36％，强塑积为30960MPa*％。

实施例3

选用钢种的化学成分同实施例1。制备工艺如图3所示：将该钢在1250℃保温5min后，以5℃/s的速度冷却到1150℃，以1s^-1的应变速率变形30％。然后，以5℃/s的速度冷却到1000℃，以1s^-1的应变速率变形30％(用热膨胀法测得此时钢的Ar₃为756℃)。然后，以10℃/s的速度冷却到790℃，以1s^-1的应变速率变形50％，以15℃/s的速度冷却到450℃并保温1分钟，水冷到室温，得到的多相钢组织如图4所示。其中，铁素体的体积分数约为56％，晶粒尺寸在1.5～2.5μm范围内，贝氏体的体积分数约为26％，残余奥氏体的体积分数约为6％，马氏体的体积分数约为12％。其屈服强度为510MPa，抗拉强度为860MPa，延伸率为31％，强塑积为26660MPa*％。

实施例4

选用钢种的化学成分同实施例1。制备工艺如图3所示：将该钢在1250℃保温5min后，以10℃/s的速度冷却到1150℃，以1s^-1的应变速率变形实施2道次变形，道次间隔10s，每道次变形量为20％。然后，以10℃/s的速度冷却到980℃，以1s^-1的应变速率变形40％(用热膨胀法测得此时钢的Ar₃为758℃)。然后，以10℃/s的速度冷却到780℃，以2s^-1的应变速率实施3道次变形，道次间隔5s，每道次变形量为30％，以20℃/s的速度冷却到450℃并保温3分钟，水冷到室温。得到的多相钢组织中，铁素体的体积分数约为58％，晶粒尺寸在1.5～2.5μm范围内，贝氏体的体积分数约为26％，残余奥氏体的体积分数约为8％，马氏体的体积分数约为8％。其屈服强度为570MPa，抗拉强度为840MPa，延伸率为33％，强塑积为27720GPa*％。

上述热轧铌微合金化多相钢的制备工艺简单、工艺稳定性好，易于在工业生产中实现。

Claims

1.一种热轧铌微合金化多相钢，其特征在于，多相钢的化学成分组成以质量百分数计为：C：0.18～0.25％；Si：0.3～0.5％；Mn：1.2～2.0％；Al：0.8～1.2％；Nb：0.02～0.08％；P：≤0.02％；S：＜0.0045％；O：＜0.003％；N：＜0.0045％；其余为Fe。

2.一种热轧铌微合金化多相钢的制备方法，其特征在于，制备的步骤为：将权利要求1所述的钢加热到1250～1350℃范围内的奥氏体化温度T1，保温5-120分钟的时间t1，以使铌完全固溶在奥氏体中，随后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷却到温度区间T2～T3的1250～1100℃范围内，以0.1～10s^-1的应变速率实施1～4道次变形，道次应变量控制在10％～50％，然后以5℃/s～50℃/s的冷却速度C2冷却到温度区间T4～T5内，其中T4处于A₃到A₃以下10℃范围内，T5处于Ar₃以上10℃到Ar₃范围内，在此温度范围内以0.5s^-1～30s^-1的应变速率实施1～4道次变形，各道次间隔时间小于10秒，控制各道次形变量处于10％～60％范围内，生成体积分数为30％～60％的铁素体后，立刻以10～50℃/s的速度C3冷却到贝氏体相变区400℃～500℃范围内的温度T6进行等温处理，等温时间为1～30分钟，最后水冷或空冷到室温。

3.一种热轧铌微合金化多相钢的制备方法，其特征在于，制备的步骤为：将权利要求1所述的钢加热到1250～1350℃范围内的奥氏体化温度T1，保温5-120分钟的时间t1，以使铌完全固溶在奥氏体中，随后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷却到温度区间T2～T3的1250～1100℃范围内，以0.1～10s^-1的应变速率实施1～4道次变形，道次应变量控制在10％～50％，然后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷却到温度区间T4～T5的1000℃～A₃范围内，以0.1～10s^-1的应变速率实施1～2道次变形，道次应变量控制在10％～50％，然后以5℃/s～50℃/s的冷却速度C2冷却到温度区间T6～T7内，其中T6处于A₃到A₃以下10℃范围内，T7处于Ar₃以上10℃到Ar₃范围内，在此温度范围内以0.5s^-1～30s^-1的应变速率实施1～4道次变形，各道次间隔时间小于10秒，控制各道次形变量处于10％～60％范围内，生成体积分数为30％～60％的铁素体后，立刻以10～50℃/s的速度C3冷却到贝氏体相变区400℃～450℃范围内的温度T8进行等温处理，等温时间为1～30分钟，最后水冷或空冷到室温。

4.如权利要求2或3所述的热轧铌微合金化多相钢的制备方法，其特征在于，冷速C2由热膨胀法测定，在C2冷速下，Ar₃温度在A₃温度以下的50～200℃范围内。