CN109554622B - 淬火至贝氏体区获得Q＆P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于钢铁合金材料技术领域，具体涉及一种淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe‑Mn‑Al‑C钢及制造方法。按重量百分比计，热轧Fe‑Mn‑Al‑C钢的化学成分按重量百分比为：0.22～0.25％C，2.8％～3.2％Mn，1.8～2.2％Al，余量为Fe。通过成分设计，控制相变动力学，实验钢冷却至Ms温度以上，随后缓慢冷却时避免充分的贝氏体相变，获得马氏体/贝氏体为基体的组织。实验钢在控制轧制后在线空冷至500‑550℃，随后炉冷至室温，最终获得少量铁素体、马氏体/贝氏体、残余奥氏体的复相Q&P组织，抗拉强度＞1050MPa，延伸率>20％。从而，解决热轧Q&P钢低温淬火不易控制的难题。

Description

淬火至贝氏体区获得Q＆P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及制造 方法
技术领域
本发明属于钢铁合金材料技术领域，具体涉及一种淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及制造方法。
背景技术
随着能源、环境问题的日益突出，“低碳、环保、绿色”已成为时代发展的主题，给汽车工业的发展提出新的要求和挑战。目前，全球各个国家均提出在2020年及以后新的汽车二氧化碳排放指标，迫使汽车行业向新材料和新能源方向不断创新。在汽车用材料方面，轻量化和安全性两个追求的重要指标，先进高强钢的应用可以减薄材料，达到减重并保证保全性的目的，在未来具有可期的发展前景。
淬火-配分(Q&P)钢被誉为第三代最有潜力的汽车用高强钢，其工艺原理主要包括马氏体相变和碳配分过程，最终获得铁素体、马氏体和残余奥氏体组织，展现出良好的强塑性结合，强塑积超过20GPa.％。此外，该钢种具有较低的合金化设计，克服第二代先进高强度钢中的冶炼问题，如TWIP钢，具有较低的合金成本。
当前Q&P钢的研究工艺主要聚焦于冷轧、离线退火工艺，碳配分的实现依赖于在线快速升温和等温保温过程，增加电力消耗和设备占用时间。同时，由于连退线冷却能力的限制，为了保证材料的淬透性，通常进一步增加合金含量，造成研究工艺复杂，合金体系复杂、成本高等问题。近来年，热轧Q&P工艺得到关注，热轧Q&P工艺能实现在线淬火及配分，大幅度的简化传统生产方式。但是现有热轧Q&P研究严重依赖在线快速冷却并且低温淬火控制难，导致板形不良、组织性能不均匀等问题，制约其进一步工业化应用。因此，设计并开发新型热轧Q&P钢和易于控制的制备工艺极为迫切。
发明内容
针对现有热轧Q&P钢研究中存在的不足，本发明目的是提供一种淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及制造方法，通过成分设计来控制高温贝氏体相变，使得大量大块的未转变奥氏体保留，并在后续冷却中发生马氏体相变和碳配分耦合效应，实现高温冷却(淬火或空冷)获得Q&P组织，解决低温淬火温度难控制的问题。
本发明的技术方案是：
一种淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢，按重量百分比计，化学成分为：0.22～0.25％C，2.8％～3.2％Mn，1.8～2.2％Al，余量为Fe。
所述的淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢的制造方法，按以下步骤进行：
1)冶炼、铸造
按化学成分转炉或电炉冶炼+真空炉精炼，铸造成铸坯或锭；
2)加热、热轧
将铸坯或锭加热至1190～1210℃，保温1～1.5h，粗轧开轧温度在1170～1190℃，粗轧为2～3个道次，累计变形量为50～70％得到中间坯；待中间坯温度降低降至920～930℃时进行4～6道次精轧，终轧温度在880-900℃，累计变形量为75～90％；
3)在线冷却及配分
精轧后的轧件从880～900℃空冷却至500～550℃，随后置于电阻炉内进行随炉冷却至室温。
所述的淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢的制造方法，热轧Fe-Mn-Al-C钢显微组织中，铁素体的体积分数为10～15％、残余奥氏体的体积分数为20～30％，其余为马氏体和贝氏体。
所述的淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢的制造方法，热轧Fe-Mn-Al-C钢的性能指标如下：抗拉强度＞1050MPa，断后延伸率>20％，屈服强度为665～680MPa，强塑积为22～24GPa.％。
本发明的设计思路如下：
本发明淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢中各合金元素作用如下：(1)加入适度的C含量0.22～0.25％，起到固溶强化并保证有足够量的碳用于配分，以稳定奥氏体；(2)加入一定含量的Mn2.8％～3.2％，稳定奥氏体并且保证材料优良的淬透性；(3)加入2％的Al抑制缓慢冷却过程中碳化物的形成，并提高材料的Ms温度，保证动态配分的动力。此外，Al的加入还降低材料的密度，并提高热轧板的表面质量。经测量，本发明中Ms温度为370℃。
采用合理的成分设计，增加实验钢淬透性，使得实验钢在冷速下或空冷即可避免铁素体和珠光体相变，可精确控制冷却至贝氏体温度区间。此外，成分设计在满足碳配分的条件下，进一步控制高温贝氏体相变动力学行为，抑制贝氏体铁素体的界面迁移，使得贝氏体铁素体分割后的奥氏体具有较大的尺寸，大块的奥氏体尺寸在3～6μm。该部分大块奥氏体仅边部亚微米范围富集贝氏体铁素体排出的碳，心部保持较低的碳含量，在后续缓慢冷却过程中发生马氏体相变和动态碳配分的耦合效应，从而获得马氏体基体内相变分布的纳米级残余奥氏体。残余奥氏体在变形过程中发生持续的TRIP效应，使得实验钢获得良好的强塑性，抗拉强度＞1050MPa，延伸率>20％。
与现有Q&P钢相比，本发明的一种淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及其制造方法具有显著的优点及有益效果如下：
1、在成分设计上，采用低密度的合金，符合汽车材料轻量化的要求，并且采用以Al替代全部Si的形式可以大幅度改善热轧板表面质量；工艺上以热代冷，省却很多冷轧退火方式的繁杂步骤，并且可以实现精确的高温贝氏体区冷却来制得Q&P组织，克服低温淬火(＜Ms)过程中淬火温度不宜控制的问题，避免因温度应力以及冷却不均匀带来的组织性能差异和板形问题。此外，获得组织中RA含量大于20％，区别于传统Q&P研究，使得实验钢均匀延伸率(＞15％)和断后延伸率(＞20％)均为较高。
2、本发明的淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及其制造方法中，轧制过程和传统热轧品种一致，并无特殊要求。同时，冷却工艺控制可在钢厂内常规热连轧产线上实现。通常普碳钢冷却在500℃以上时，可实现淬火温度的良好控制，本发明中冷却至贝氏体区时对冷速并无特殊要求，可通过产线设备布置灵活调节其冷却工艺路径，具有工艺普适性的特点。
附图说明
图1是实施例1的热轧钢板的典型金相组织。
图2是实施例1的XRD衍射峰；图中，横坐标2θ代表衍射角(deg)，纵坐标Intensity代表相对强度(a.u.)。
具体实施方式
在具体实施过程中，本发明淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及其制造方法如下：
1)冶炼、铸造
热轧Fe-Mn-Al-C钢的化学成分按重量百分比为：0.22～0.25％C，2.8％～3.2％Mn，1.8～2.2％Al，余量为Fe；按上述成分转炉或电炉冶炼+真空炉精炼，铸造成铸坯或锭；
2)加热、热轧
将钢坯加热至1190～1210℃，保温1～1.5h，粗轧开轧温度在1170～1190℃，粗轧为2～3个道次，累计变形量为55％。待中间坯温度降低降至920～930℃时进行4～6道次精轧，终轧温度在880～900℃左右，累计变形量为78％。
3)在线冷却及配分
精轧后的轧件从880～900℃空冷却至500～550℃，随后置于电阻炉内进行随炉冷却至室温。
下面，通过实施例和附图对本发明进一步详细阐述。
本发明实施例中，采用150kg的真空熔炼炉，获得100kg的铸锭，铸锭被锻成截面40×60mm的尺寸。力学性能测试采用的标准为GB/T228.1-2010，拉伸样的标距为25mm，室温下测试，拉伸速率为2mm/min。
实施例1：
本实施例中，淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢成分按重量百分比为：C：0.25％，Mn：2.9％，Al：1.9％，其余为Fe。
通过冶炼锻造后，将钢坯加热至1200℃，保温1.5h后。在1180℃进行第一阶段轧制，然后空冷至930℃进行第二阶段轧制，终轧温度为890℃，空冷至505℃，随后随炉缓慢冷却至室温。
经力学性能检测其性能指标如下：屈服强度680MPa，抗拉强度为1095MPa，断后延伸率为20.4％，强塑积为22.338GPa.％。如图1所示，金相组织由铁素体、马氏体/贝氏体和残余奥氏体组成，铁素体的体积分数为14％，残余奥氏体的体积分数为27.3％，其余为马氏体/贝氏体。如图2所示，从XRD检测可以看出，存在几个明显的奥氏体衍射峰，(200)γ、(220)γ和(311)γ。
实施例2：
本实施例中，淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢成分按重量百分比为：C：0.23％，Mn：3.1％，Al：2.0％，其余为Fe。
通过冶炼锻造后，将钢坯加热至1200℃，保温1.5h后。在1180℃进行第一阶段轧制，然后空冷至925℃进行第二阶段轧制，终轧温度为880℃，空冷至530℃，随后随炉缓慢冷却至室温。
经力学性能检测其性能指标如下：屈服强度670MPa，抗拉强度为1070MPa，断后延伸率为21.2％，强塑积为22.684GPa.％。金相组织由铁素体、马氏体/贝氏体和残余奥氏体组成，铁素体的体积分数为15％，残余奥氏体的体积分数为25.4％，其余为马氏体/贝氏体。
实施例3：
本实施例中，淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢成分按重量百分比为：C：0.24％，Mn：3.0％，Al：2.2％，其余为Fe。
通过冶炼锻造后，将钢坯加热至1210℃，保温1.5h后。在1180℃进行第一阶段轧制，然后空冷至930℃进行第二阶段轧制，终轧温度为890℃，空冷至545℃，随后随炉缓慢冷却至室温。
经力学性能检测其性能指标如下：屈服强度665MPa抗拉强度为1055MPa，断后延伸率为22.1％，强塑积为23.315GPa.％。金相组织由铁素体、马氏体/贝氏体和残余奥氏体组成，铁素体的体积分数为15％，残余奥氏体的体积分数为26.7％，其余为马氏体/贝氏体。
实施例结果表明，本发明提高Mn含量降低马氏体相变对冷速的依赖，实现终冷温度的精确控制。同时，控制高温贝氏体相变动力学，使得大块奥氏体保留并发生马氏体相变和碳配分的耦合效应。加入适量Al抑制碳化物析出并提高Ms温度，保证充分的碳配分动力。实验钢在控制轧制后在线空冷至500～550℃，随后炉冷至室温，最终获得少量铁素体、马氏体/贝氏体、残余奥氏体和马奥岛的复相Q&P组织，抗拉强度＞1050MPa，延伸率>20％。从而，解决热轧Q&P钢低温淬火不易控制的难题。

Claims (3)

1.一种淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢，其特征在于，按重量百分比计，化学成分为：0.22～0.25％C，2.8％～3.2％Mn，1.8～2.2％Al，余量为Fe；
所述的淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢的制造方法，按以下步骤进行：
1)冶炼、铸造
按化学成分转炉或电炉冶炼+真空炉精炼，铸造成铸坯或锭；
2)加热、热轧
将铸坯或锭加热至1190～1210℃，保温1～1.5h，粗轧开轧温度在1170～1190℃，粗轧为2～3个道次，累计变形量为50～70％得到中间坯；待中间坯温度降低降至920～930℃时进行4～6道次精轧，终轧温度在880-900℃，累计变形量为75～90％；
3)在线冷却及配分
精轧后的轧件从880～900℃空冷却至500～550℃，随后置于电阻炉内进行随炉冷却至室温。
2.如权利要求1所述的淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢，其特征在于，热轧Fe-Mn-Al-C钢显微组织中，铁素体的体积分数为10～15％、残余奥氏体的体积分数为20～30％，其余为马氏体和贝氏体。
3.如权利要求1所述的淬火至贝氏体区获得Q&P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢，其特征在于，热轧Fe-Mn-Al-C钢的性能指标如下：抗拉强度＞1050MPa，断后延伸率>20％，屈服强度为665～680MPa，强塑积为22～24GPa.％。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
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WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
CN112575256B (zh) * 2020-11-26 2021-12-31 博耀能源科技有限公司 具有贝/马复相组织的高强韧大直径风电螺栓及制备方法
CN114733916B (zh) * 2022-03-04 2024-07-23 贵州捷盛钻具股份有限公司 钎杆用中空钢热轧方法、中空钢、保温箱及热轧机

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103215516A (zh) * 2013-04-09 2013-07-24 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
CN105392906A (zh) * 2013-05-17 2016-03-09 Ak钢铁资产公司 表现出良好延展性的高强度钢及通过在熔融镀锌槽下游在线热处理的生产方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103215516A (zh) * 2013-04-09 2013-07-24 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
CN105392906A (zh) * 2013-05-17 2016-03-09 Ak钢铁资产公司 表现出良好延展性的高强度钢及通过在熔融镀锌槽下游在线热处理的生产方法

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