CN113699458A - 一种可室温q&p工艺的先进高强钢制备方法与应用 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种可室温Q&P工艺的先进高强钢制备方法与应用，以质量分数计，该先进高强度钢包括如下组分：0.20~0.22％C、7.80~8.50％Mn、0.40~0.50％Cu、0.20~0.25％Mo、0.25~0.30％Cr、0.05~0.07％Nb、1.70~1.80％Si、0.001~0.003％B，余量为Fe及不可避免的杂质。本发明通过各组分的配合和精准控制，使经过热轧处理的钢的Ms点降至70℃以下，从而可在室温及其以下就实现碳配分，进而将传统Q&P工艺中的淬火‑碳配分和水淬工艺合为一步。相较于传统工艺，不仅节省时间，更节省了能源消耗的成本，同时可以获得综合性能较好的钢。

Description

一种可室温Q&P工艺的先进高强钢制备方法与应用
技术领域
本发明涉及先进高强度钢制备技术领域，尤其涉及一种可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法与应用。
背景技术
背景技术中的下列内容仅指本发明人理解的与本发明有关的信息，旨在通过对与本发明相关的一些基础技术知识的说明而增加对本发明的理解，该信息并不必然已经构成被本领域一般技术人员所公知的知识。
随着汽车保有量的持续增加，带来了能源消耗和环境污染等诸多问题，汽车研发人员开始关注轻量化的先进高强度汽车钢板，积极研发以钢为代表的第三代先进汽车高强钢，其通过亚稳态残余奥氏体的TRIP效应来实现增强增塑。经过热轧或冷轧后的钢，常规生产多采用1~24h的长时间临界退火，以生成更多的亚稳态奥氏体，获得过高的断后伸长率。在实际生产中，过长时间的退火意味着更多的能源消耗和成本的增加，就会降低企业效益，而过高的断后伸长率也会造成强度的降低，造成性能的单一性，不利于实际应用。
早期发展的Q&P钢生产是将钢板加热至Ac3温度以上完全奥氏体化，快速冷却至Ms与Mf间温度（Tq）进行一次淬火，接着将其在Tq（“一步法”）或高于Tq（“二步法”）温度进行碳配分保温一段时间，使碳元素从富碳马氏体扩散到奥氏体中，实现部分奥氏体富碳而稳定性提高，进而可使其保留至室温，最后进行二次淬火至室温，获得马氏体与大量残留奥氏体组织。Q＆P钢的生产奥氏体化和配分时间较短，但是一般地需要准备两个及以上的加热装置，设备费用和能源消耗会相应的增加。
因此，实际生产中，高综合性能和低成本低能源消耗的汽车用钢，需得到迫切的解决方法。
发明内容
本发明的目的是获得具有高综合性能，且制备工艺时间较短、能源消耗低的低碳钢汽车板。为此，本发明提出了一种可室温Q&P工艺制备的先进高强度钢及其制备方法与应用，本发明通过各合金元素的配合将钢的Ms~Mf温度范围降低至室温，实现室温的碳元素配分，从而可以在室温及其以下利用Q&P工艺制备先进高强度钢。为实现上述发明目的，本发明公开了以下技术方案：
在本发明的第一方面，提供一种可室温Q&P工艺的先进高强度钢，以质量分数计，包括如下组分：0.20~0.22％C，7.80~8.50％Mn，0.40~0.50％Cu，0.20~0.25％Mo，0.25~0.30％Cr，0.05~0.07％Nb，1.70~1.80％Si，0.001~0.003％B，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述组分中还包括质量分数不超过0.1%的V、Ti、Zr、W、Co元素等中的任意一种。
在本发明的第二方面，提供所述可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法，包括如下步骤：
（1）铸坯锻造：将各组分冶炼后的钢水浇铸成铸锭，然后锻造成坯料；
（2）热轧卷取：将坯料完全奥氏体化，再经热轧、卷取后空冷至室温，得钢卷板；
（3）临界奥氏体化：将所述钢卷板加热至临界区进行不完全奥氏体化处理；
（4）室温Q&P处理：将经过步骤（3）处理的钢卷板淬火至Ms~Mf温度之间并保温，即得。
进一步地，步骤（1）中，将所述铸锭锻造成厚度≤30mm的坯料。
进一步地，步骤（2）中，所述完全奥氏体化的温度为1000~1250℃，保温时间为0.5~2h。
进一步地，步骤（2）中，将所述坯料经过4~6道次热轧成厚度≤3mm的钢板，然后卷取，其中：终轧温度≥780℃，卷取温度400~600℃。
进一步地，步骤（3）中，所述临界奥氏体化的方法为：将钢卷板加热至其AC3温度以下20~50℃，并在此温度下保温5~15min。
进一步地，步骤（4）中，将所述钢卷板淬火至其Ms以下并在此温度下保温2~4min。上述成分的钢卷板的Ms≤70℃，可在室温水及其以下温度的液态介质中实现碳配分。
在本发明的第二方面，提供所述可室温Q&P工艺的先进高强度钢、其制备方法得到的先进高强度钢在汽车制造领域中的应用。
与现有技术相比，本发明取得的有益效果是：
（1）本发明通过各组分的配合和精准控制，使经过热轧处理的钢的Ms点降至70℃以下，从而可在室温及其以下就实现碳配分，进而将传统Q&P工艺中的淬火-碳配分和水淬工艺合为一步。相较于传统工艺，不仅节省时间，更节省了能源消耗的成本，同时可以获得综合性能较好的钢。
（2）本发明通过Mo、Nb等元素的添加形成了纳米尺寸的碳化物，不仅起到了第二相强化的作用，而且可以分隔开奥氏体晶粒，使奥氏体晶粒得到细化并多见于薄膜状，进一步地增加了奥氏体的稳定性，促进了钢应变状态下的TRIP效应，从而增强增塑。
（3）本发明制备方法采用了较短时间的临界区奥氏体化工艺，奥氏体晶粒来不及形核长大，更多的细小奥氏体晶粒保留下来，相对于长时间退火的粗大奥氏体晶粒具有较高的稳定性，伴随着碳化物生成，奥氏体晶粒被分割为薄膜状，随后在室温水介质中进行短时间的碳配分，碳元素从马氏体中扩散至薄膜状奥氏体中，进一步地增加了奥氏体的稳定性，并且C元素的较低含量和较短配分时间使得奥氏体不至于太稳定，从而更易发生TRIP效应。通过本发明的工艺得到的钢显微组织为细小板条马氏体、铁素体和薄膜状残余奥氏体，抗拉强度为1400~1600Mpa，延伸率为22~25%，强塑积30GPa·%以上。相对于直接临界退火处理工艺，本发明工艺时间短，能源消耗低，得到的钢材的综合性能优异。
附图说明
构成本发明的一部分的说明书附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。
图1为本发明实施例中基于室温Q&P工艺制备先进高强度钢的工艺流程图，图中标记分别代表：①奥氏体均匀化；②多道次热轧；③空冷至室温；④临界奥氏体化；⑤室温淬火-配分处理。
图2为本发明第一实施例制备的先进高强度钢的(a)扫描电镜图与透射电镜(b)明场像图和(c)暗场像图。
图3为本发明第一实施例制备的先进高强度钢的工程应力-应变曲线。
图4为本发明第一实施例制备的先进高强度钢的相变点模拟曲线。
图5为本发明第三实施例制备的先进高强度钢的相变点模拟曲线。
图6为本发明第一试验例制备的先进高强度钢的工程应力-应变曲线。
图7为本发明第二实施例制备的先进高强度钢的相变点模拟曲线。
具体实施方式
应该指出，以下详细说明都是例示性的，旨在对本发明提供进一步的说明。
下面结合具体实施例，进一步阐述本发明。应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照常规条件或按照制造厂商所建议的条件。
除非另行定义，文中所使用的所有专业与科学用语与本领域熟练人员所熟悉的意义相同。本发明所使用的试剂或原料均可通过常规途径购买获得，如无特殊说明，本发明所使用的试剂或原料均按照本领域常规方式使用或者按照产品说明书使用。
此外，任何与所记载内容相似或均等的方法及材料皆可应用于本发明方法中。本发明中所述的较佳实施方法与材料仅作示范之用，现根据具体实施例对本发明进一步说明。
另外，本发明涉及一些铁碳合金热处理方面的专业术语，为便于技术人员理解本发明，现对相关术语进行解释说明，但这些解释说明的内容并不必然构成本领域的公知常识，具体包括：
术语“马氏体”：是碳元素溶解在α-Fe中形成的过饱和固溶体，由奥氏体淬火后形成。奥氏体中碳含量不同，淬火后得到的马氏体形态不同，一般而言，当奥氏体中含碳量≤0.25%时淬火后形成板条状马氏体，超过该碳含量时淬火后形成竹叶或凸透镜状马氏体。
术语“铁素体”：是碳元素溶解在α-Fe中形成的间隙固溶体，具有体心立方晶胞结构。
术语“奥氏体”：是碳元素溶解在γ-Fe中形成的间隙固溶体，具有面心立方晶胞结构。
术语“奥氏体转变开始温度”：指加热时铁素体向奥氏体转变的开始温度。超过该温度后钢中铁素体和奥氏体相同时存在，且完成铁素体向奥氏体的完全转变需要不断升高温度。
术语“奥氏体转变结束温度”：指加热时铁素体向奥氏体转变的结束温度。超过该温度后钢中铁素体向奥氏体的转变结束，铁素体全部转变成奥氏体。
术语“马氏体相变开始温度”：指当奥氏体的冷却速度大于所需的临界淬火速率并过冷到该温度以下时，开始发生奥氏体向马氏体的转变。
术语“马氏体相变结束温度”：指超过该温度后马氏体相变结束，但并不意味着所有的奥氏体全部转变成了马氏体。
另外，下列实施例中，根据标准YBT5127~1993《钢的临界点测定方法(膨胀法)》，采用TA仪器热膨胀相变仪DIL805，对钢板所需的相变温度进行测定。
第一实施例
一种可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法，参考图1，包括如下步骤：
（1）将冶炼后的钢水浇铸成锭，铸锭经锻造后成28mm厚的坯料；其中以质量分数计，所述钢水包括如下组分：0.20%C，7.80%Mn，0.40％Cu，0.20％Mo，0.25％Cr，0.05％Nb，1.70％Si，0.001％B，余量为Fe和不可避免的杂质。
（2）将所述坯料加热至完全奥氏体化温度1200℃并保温1h，以进行奥氏体均匀化处理，完成后经6道次热轧成2.5mm厚度的钢板，终轧温度800℃，降温至580℃后进卷取，最后空冷至室温，得钢卷板。采用TA仪器热膨胀相变仪DIL805测得所述钢卷板的奥氏体转变结束温度（AC3）为700℃，马氏体转变开始温度Ms为68.9℃。
（3）将所述钢卷板再次加热至680℃并保温10min，进行临界区奥氏体化。
（4）将临界区奥氏体化后的钢卷板立刻转移至室温水介质（约26℃）中保温2min，以进行室温碳配分工艺，即得先进高强度钢。
对本实施例制备的先进高强度钢的纤维组织进行观察，扫描电镜和透射电镜图如图2所示。可以看出，钢显微组织主要为细小板条马氏体、铁素体和薄膜状残余奥氏体，这种组织特点既保证了钢的前度，又保障了钢再应变状态下的TRIP效应，从而使钢兼具优异的强度和塑性性能。
根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将本实施例制备的先进高强度钢加工成标准拉伸样，按试验标准进行准静态拉伸，结果如图3所示，可以看出，本实施例制备的先进高强度钢的抗拉强度高达1530MPa的情况下，断后伸长率仍然高达22.53%，强塑积34.47GPa·%。
另外，对本实施例制备的先进高强度钢的相变点进行模拟，结果如图4所示，可以看出，其马氏体转变开始温度在70℃以下，且当50%体积分数的奥氏体转变成马氏体时，淬火温度为约22℃，这意味着本实施例制备的先进钢强度钢完全可以在室温水中进行淬火-配分（Q&P）工艺，进而将传统Q&P工艺中的淬火-碳配分和水淬工艺合为一步，而且能够使部分奥氏体保留下来成为残余奥氏体，以改善钢的塑性，使钢材兼具优异的强度和塑性。
第二实施例
一种可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法，参考图1，包括如下步骤：
（1）将冶炼后的钢水浇铸成锭，铸锭经锻造后成28mm厚的坯料；其中以质量分数计，所述钢水包括如下组分0.21%C，8.15%Mn，0.45％Cu，0.275％Mo，0.225％Cr，0.06％Nb，1.75％Si，0.002％B，余量为Fe和不可避免的杂质。
（2）将所述坯料加热至完全奥氏体化温度1250℃并保温0.5h，以进行奥氏体均匀化处理，完成后经5道次热轧成2.5mm厚度的钢板，终轧温度800℃，降温至580℃后进卷取，最后空冷至室温，得钢卷板。采用TA仪器热膨胀相变仪DIL805测得所述钢卷板的奥氏体转变结束温度（AC3）为695℃，马氏体转变开始温度Ms为43.1℃（参考图6）。
（3）将所述钢卷板再次加热至660℃并保温5min，进行临界区奥氏体化。
（4）将临界区奥氏体化后的钢卷板立刻转移至室温水介质（约15℃）中保温2.5min，以进行室温碳配分工艺，即得先进高强度钢。
根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将本实施例制备的先进高强度钢加工成标准拉伸样，按试验标准进行准静态拉伸，本实施例制备的先进高强度钢的抗拉强度高达1580MPa的情况下，断后伸长率仍然高达24.36%，强塑积38.49GPa·%。
第三实施例
一种可室温Q&P工艺的进高强度钢制备方法，参考图1，包括如下步骤：
（1）将冶炼后的钢水浇铸成锭，铸锭经锻造后成28mm厚的坯料；其中以质量分数计，所述钢水包括如下组分0.22%C，8.5%Mn，0.5％Cu，0.25％Mo，0.3％Cr，0.07％Nb，1.8％Si，0.003％B，余量为Fe和不可避免的杂质。
（2）将所述坯料加热至完全奥氏体化温度1000℃并保温2h，以进行奥氏体均匀化处理，完成后经4道次热轧成3mm厚度的钢板，终轧温度780℃，降温至600℃后进卷取，最后空冷至室温，得钢卷板。采用TA仪器热膨胀相变仪DIL805测得所述钢卷板的奥氏体转变结束温度（AC3）为695℃，马氏体转变开始温度Ms为16.8℃（参考图5）。
（3）将所述钢卷板再次加热至660℃并保温15min，进行临界区奥氏体化。
（4）将临界区奥氏体化后的钢卷板立刻转移至低温水介质（约2℃）中保温2.5min，以进行室温碳配分工艺，即得先进高强度钢。
根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将本实施例制备的先进高强度钢加工成标准拉伸样，按试验标准进行准静态拉伸，本实施例制备的先进高强度钢的抗拉强度高达1634MPa的情况下，断后伸长率仍然高达21.76%，强塑积35.56GPa·%。
第一试验例
一种高强度钢的制备方法，参考图1，包括如下步骤：
（1）将冶炼后的钢水浇铸成锭，铸锭经锻造后成28mm厚的坯料；其中以质量分数计，所述钢水包括如下组分：0.08%C，4.96%Mn，0.53％Cu，0.18％Mo，0.35％Cr，0.10％Nb，1.50％Si，0.001％B，余量为Fe和不可避免的杂质。
（2）将所述坯料加热至完全奥氏体化温度1200℃并保温1h，以进行奥氏体均匀化处理，完成后经5道次热轧成2.5mm厚度的钢板，终轧温度800℃，降温至580℃后进卷取，最后空冷至室温，得钢卷板。采用TA仪器热膨胀相变仪DIL805测得所述钢卷板的奥氏体转变结束温度（AC3）为729℃，马氏体转变开始温度Ms为289℃。
（3）将所述钢卷板再次加热至700℃并保温10min，进行临界区奥氏体化。
（4）将临界区奥氏体化后的钢卷板立刻转移至盐浴介质中（250℃）进行碳配分2min，然后取出水淬至室温，即得先进高强度钢。由于本试验例的钢卷板的氏体转变开始温度远高于室温，无法在室温下进行碳配分，因此，本试验例的Q&P采用了传统的先在盐浴中进淬火-碳配分，再进行水淬的方式。
根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将本实施例制备的先进高强度钢加工成标准拉伸样，按试验标准进行准静态拉伸，结果如图6所示，可以看出，本实施例制备的先进高强度钢的抗拉强度1060MPa，断后伸长率22.40%，强塑积23.74GPa·%，其明显低于上述实施例制备的先进高强度钢的力学性能。
第二试验例
一种高强度钢的制备方法，参考图1，包括如下步骤：
（1）将冶炼后的钢水浇铸成锭，铸锭经锻造后成28mm厚的坯料；其中以质量分数计，所述钢水包括如下组分：0.21%C，8.15%Mn，0.45％Cu，0.275％Mo，0.225％Cr，0.06％Nb，1.75％Si，0.002％B，余量为Fe和不可避免的杂质。
（2）将所述坯料加热至完全奥氏体化温度1200℃并保温1h，以进行奥氏体均匀化处理，完成后经5道次热轧成2.5mm厚度的钢板，终轧温度800℃，降温至580℃后进卷取，最后空冷至室温，得钢卷板。采用TA仪器热膨胀相变仪DIL805测得所述钢卷板的奥氏体转变结束温度（AC3）为695℃，马氏体转变开始温度Ms为43.1℃（参考图7）。
（3）将所述钢卷板加热至660℃保温1h，按成后空冷至室温。
根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将本实施例制备的先进高强度钢加工成标准拉伸样，按试验标准进行准静态拉伸，测得抗拉强度866MPa，断后伸长率53.5%，强塑积46.3GPa·%，可以看出，其抗拉强度明显低于上述实施例制备的先进高强度钢的抗拉强度。而且相对于实施例中的适于室温Q&P工艺制备的先进高强度钢的制备方法，本试验例的这种直接临界退火处理工艺所需的时间长，能源消高，得到的钢材的综合性能并不理想。
以上所述仅为本发明的优选实施例，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种可室温Q&P工艺先进高强度钢，以质量分数计，该先进高强度钢包括如下组分：
0.20~0.22％C、
7.80~8.50％Mn、
0.40~0.50％Cu、
0.20~0.25％Mo、
0.25~0.30％Cr、
0.05~0.07％Nb、
1.70~1.80％Si、
0.001~0.003％B、
余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的可室温Q&P工艺的先进高强度钢，其特征在于，所述组分中还包括质量分数不超过0.1%的V、Ti、Zr、W、Co元素中的任意一种。
3.权利要求1或2所述的可室温Q&P工艺的进高强度钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
（1）铸坯锻造：将各组分冶炼后的钢水浇铸成铸锭，然后锻造成坯料；
（2）热轧卷取：将坯料完全奥氏体化，再经热轧、卷取后空冷至室温，得钢卷板；
（3）临界奥氏体化：将所述钢卷板加热至临界区进行不完全奥氏体化处理；
（4）室温Q&P处理：将经过步骤（3）处理的钢卷板淬火至Ms~Mf温度之间并保温，即得。
4.权利要求3所述的可室温Q&P工艺的进高强度钢制备方法，其特征在于，步骤（1）中，将所述铸锭锻造成厚度≤30mm的坯料。
5.权利要求3所述的可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法，其特征在于，骤（2）中，所述完全奥氏体化的温度为1000~1250℃，保温时间为0.5~2h。
6.权利要求3所述的可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法，其特征在于，步骤（2）中，将所述坯料经过4~6道次热轧成厚度≤3mm的钢板，然后卷取，其中：终轧温度≥780℃，卷取温度400~600℃。
7.权利要求3所述的可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法，其特征在于，步骤（3）中，所述临界奥氏体化的方法为：将钢卷板加热至其AC3温度以下20~50℃，并在此温度下保温5~15min。
8.权利要求3所述的可室温Q&P工艺的先进高强度钢制备方法，其特征在于，步骤（4）中，将所述钢卷板淬火至其Ms以下并在此温度下保温2~4min。
9.权利要求1或2所述的可室温Q&P工艺的先进高强度钢和/或权利要求3-8任一项所述的制备方法得到的先进高强度钢在汽车制造领域中的应用。
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