專利名稱：一種熱軋低硅多相鋼及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種熱軋TRIP(transformation induced plasticity，相變誘發(fā)塑性)鋼及其制備方法，特別涉及熱軋低硅TRIP鋼。
背景技術(shù)：
隨著人們對(duì)保護(hù)環(huán)境和節(jié)能降耗需求的不斷增長(zhǎng)，汽車制造商對(duì)重量輕、能耗低、安全性高的汽車的開發(fā)研制也重視起來，對(duì)汽車用鋼板的要求也越來越高。TRIP鋼的組織主要由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體及少量馬氏體組成，具有較高的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度，延展性強(qiáng)，用作汽車鋼板可減輕車身重量，降低油耗，同時(shí)能量吸收性強(qiáng)，能夠抵御撞擊時(shí)的塑性變形，顯著提高汽車的安全性。因此，近年來，世界各國(guó)都加大了對(duì)TRIP鋼的研究與開發(fā)。
傳統(tǒng)TRIP鋼中，成分主要為0.12-0.55％C，0.2-2.5％Mn，0.4-1.8％Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，以下同)。在這些合金元素中，Si是一種固溶強(qiáng)化元素，不溶于滲碳體，能強(qiáng)烈阻礙滲碳體的析出和提高鐵素體的強(qiáng)度。但是當(dāng)鋼中硅含量較高，熱軋時(shí)鋼材表面很容易形成一層氧化層，這些氧化層即使通過除磷處理，也很難將其徹底除去。在隨后的軋制過程中，這些氧化層發(fā)生破裂，部分進(jìn)入鋼材的表面，導(dǎo)致鋼材表面質(zhì)量的降低。經(jīng)冷軋和連續(xù)退火后，這些氧化層顯著降低材料的涂覆性，必須經(jīng)過電鍍工藝才能進(jìn)行最后的鍍鋅處理。這些問題，限制了高Si TRIP鋼在實(shí)際中的廣泛應(yīng)用。
Al和Si都不溶于滲碳體，都能強(qiáng)烈阻止?jié)B碳體的形成，因此，上世紀(jì)80年代不少學(xué)者提出用Al來替代Si而發(fā)展起來的Al-Mn系TRIP鋼。與Si元素相比，鋁是一種弱的固溶強(qiáng)化元素，當(dāng)硅被鋁完全取代時(shí)，將對(duì)TRIP鋼的強(qiáng)度-塑性的平衡產(chǎn)生消極作用，此時(shí)雖然鋼的延伸率能保持相同水平，但是鋼的屈服強(qiáng)度最高也只有700MPa左右。另外，當(dāng)鋼中的Al含量提高，鋼液的流動(dòng)性降低，在連續(xù)鑄造時(shí)可堵塞鑄管；在焊接時(shí)，還容易沿著熔線形成一些“鐵素體環(huán)(ferritenecklace)”的焊接缺陷。因此，對(duì)高強(qiáng)TRIP鋼來說，鋼中Al含量的控制非常關(guān)鍵。
TRIP鋼是一種多相鋼，考慮到其組織的多相性及冷軋工藝的控制精確性，現(xiàn)在的TRIP鋼一般通過冷軋工藝來生產(chǎn)。其工藝流程一般為奧氏體熱軋→卷板及冷卻→冷軋→臨界區(qū)退火→貝氏體區(qū)等溫處理→終冷。此工藝主要通過冷軋后的臨界區(qū)退火，將鋼快速升溫到A3與Ac3的某一溫度，保溫一段時(shí)間，生成體積分?jǐn)?shù)為40％-60％的奧氏體，即得到一定比例的奧氏體和鐵素體后，快冷到貝氏體區(qū)進(jìn)行等溫處理，讓奧氏體發(fā)生部分貝氏體相變，最后空冷或水冷到室溫。可見，此工藝軋制后還需后續(xù)熱處理設(shè)備和熱處理工序，工藝繁瑣，能耗較高。因此，從節(jié)約能源，降低成本，簡(jiǎn)化工藝等角度來說，有必要開發(fā)出一種熱軋工藝來取代目前的冷軋工藝。而對(duì)TRIP鋼熱軋方面的研究，文獻(xiàn)“Effect of deformationschedule on the microstructure and mechanical properties of a thermomechanicallyprocessed C-Mn-Si transformation-induced plasticity steel.”，Mtallurgical andmaterials transactions A.2003，34A(8)，1599-1609.中I B.TIMOKHINA等人將鋼在825℃軋制完后，在γ+α相區(qū)以1℃/s的速率緩慢冷卻一段時(shí)間。在冷卻過程中，奧氏體部分轉(zhuǎn)變?yōu)殍F素體。慢冷結(jié)束后，馬上快冷到貝氏體相區(qū)等溫處理。文獻(xiàn)“Hot deformation characteristics of Si-Mn TRIP steels with and without Nb microalloyadditions”.ISIJ international，1995，35(3)，324-331中A.Z.Hanzaki等人則是在軋制完后，將鋼在Ar3與Ar1溫度范圍內(nèi)等溫一段時(shí)間，生成一定量的鐵素體后，快冷到貝氏體相區(qū)等溫一段時(shí)間，終冷后得到一定配比的鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體組織。上述兩種熱軋TRIP鋼制備工藝在熱軋后，通過在γ+α相區(qū)緩慢冷卻或等溫一段時(shí)間，獲得一定含量的鐵素體，重點(diǎn)控制的是γ→α相變前奧氏體狀態(tài)的優(yōu)化，形變和相變分開，要通過這兩種工藝生產(chǎn)熱軋TRIP鋼，必須嚴(yán)格控制冷卻速度或冷卻過程才能控制鐵素體的含量，工藝的穩(wěn)定性較差。因此，開發(fā)出一種工藝簡(jiǎn)單、工藝穩(wěn)定性好、易于在工業(yè)生產(chǎn)中實(shí)現(xiàn)的熱軋TRIP鋼的技術(shù)，是今后TRIP鋼生產(chǎn)的主要發(fā)展方向。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種在普通Si-Mn系TRIP鋼中加入適量Al以替代部分Si的低硅Al-Si-Mn TRIP鋼，并通過過冷奧氏體的變形來控制鋼中的鐵素體體積分?jǐn)?shù)，然后快冷到貝氏體相變區(qū)等溫處理，終冷后得到顯微組織為一定配比的鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體的熱軋TRIP鋼。制備過程無需后續(xù)熱處理，工藝流程簡(jiǎn)捷。
本發(fā)明熱軋低硅TRIP鋼的組成以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計(jì)為C0.18～0.25％；Si0.3～0.5％；Mn1.5～2.0％；Al0.8～1.2％；P≤0.02％；S＜0.0045％；O＜0.003％；N＜0.0045％；其余為Fe。進(jìn)一步，本發(fā)明的熱軋低硅TRIP鋼組成的優(yōu)選成分以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計(jì)為C0.18～0.20％；Si0.4～0.5％；Mn1.5～1.8％；Al0.9～1.1％；P≤0.02％；S＜0.0045％；O＜0.003％；N＜0.0040％；V＜0.12％；其余為Fe。
本發(fā)明的熱軋TRIP鋼制備方法的實(shí)施步驟為將鋼加熱到1100～1250℃范圍內(nèi)的奧氏體化溫度T1，保溫5-120分鐘的時(shí)間t1以充分奧氏體化。奧氏體化溫度Tl與鋼的成分有關(guān)，要確保鋼中的合金元素完全固溶。經(jīng)充分奧氏體化后，以5℃/s～10℃/s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T2～T3的1100～1000℃范圍內(nèi)，以0.1～10s-1的應(yīng)變速率實(shí)施1～2道次變形，道次應(yīng)變量控制在10％～30％，然后以5℃/s～50℃/s的冷卻速度C2冷卻到溫度區(qū)間T4～T5內(nèi)的某一溫度，其中T4處于A3到A3以下10℃范圍內(nèi)，T5處于Ar3以上10℃到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度內(nèi)以0.5s-1～30s-1的應(yīng)變速率實(shí)施1～3道次變形，各道次間隔時(shí)間小于10秒，控制各道次形變量處于10％～50％范圍內(nèi)，生成體積分?jǐn)?shù)為40％～60％的鐵素體后，立刻以20～50℃/s的速度C3冷卻到貝氏體相變區(qū)400℃～450℃范圍內(nèi)的某一溫度T6進(jìn)行等溫處理，等溫時(shí)間為3～30分鐘，等溫處理后，水冷或空冷到室溫。
冷速C2由熱膨脹法測(cè)定，在該冷速下，Ar3溫度在A3溫度以下的50～200℃范圍內(nèi)。
本發(fā)明是根據(jù)形變強(qiáng)化鐵素體相變的學(xué)術(shù)思路，利用過冷和變形的雙重作用促進(jìn)奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變，通過形變量控制鋼中生成的鐵素體體積分?jǐn)?shù)，然后快冷到貝氏體相區(qū)進(jìn)行等溫處理，在較為簡(jiǎn)單的工藝條件下得到TRIP鋼所需的多相組織，其顯微組織中，鐵素體體積分?jǐn)?shù)為40％～60％，貝氏體為30％～45％，殘余奧氏體為8％～15％左右。在Si-Mn系TRIP鋼的基礎(chǔ)上，通過加入適量的Al以降低鋼中Si的含量，所得到的低硅Al-Si-Mn TRIP鋼的A3～Ar3溫度區(qū)間擴(kuò)大，達(dá)到了100～250℃左右，保證了工藝的順利實(shí)現(xiàn)。同時(shí)添加少量的微合金元素V，進(jìn)一步提高了鋼的強(qiáng)度。
與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明強(qiáng)調(diào)將奧氏體過冷至A3～Ar3溫度范圍內(nèi)的某一溫度T4～T5，此時(shí)奧氏體處于過冷狀態(tài)，組織中不含鐵素體。在過冷和變形的雙重作用下，奧氏體直接向鐵素體轉(zhuǎn)變(動(dòng)態(tài)鐵素體相變)，因而可以通過累積軋制壓下量來控制TRIP鋼中鐵素體含量。與現(xiàn)有一些研究不同，本方法不需要控制γ+α相區(qū)內(nèi)的冷卻速度或等溫時(shí)間來控制鋼中鐵素體含量，減少了所需的工藝控制，從而簡(jiǎn)化了工藝流程。根據(jù)本發(fā)明制備的TIRP鋼，鐵素體主要沿原始奧氏體晶界分布，晶粒尺寸在3～5微米之間；貝氏體被鐵素體均勻所分割，貝氏鐵素體板條較為短??；殘余奧氏體大部分以顆粒狀的形式均勻彌散的分布在鐵素體基體中，尺寸分布在0.2～1微米之間，且殘余奧氏體中碳含量較高，具有較好的穩(wěn)定性。


圖1是根據(jù)本發(fā)明的熱變形工藝示意圖。
圖2是實(shí)施例1熱軋工藝制備的TRIP鋼的顯微組織。
圖3是根據(jù)實(shí)施例1制備的TRIP鋼的SEM照片。
圖4是根據(jù)實(shí)施例1制備的TRIP鋼中殘余奧氏體的X射線衍射結(jié)果。
圖5是實(shí)施例4熱變形工藝制備的TRIP鋼的顯微組織。
圖6是實(shí)施例5熱變形工藝制備的TRIP鋼的顯微組織。
具體實(shí)施例方式
實(shí)施例1選用化學(xué)成份按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0.2％C、1.50％Mn、0.50％Si，1.0％Al，0.0034％N，0.02％P，＜0.0045％S；＜0.003％O，余量為Fe的低硅TRIP鋼。該鋼的A3溫度為974℃。將該鋼在1200℃保溫5min后，以5℃/s的速度冷卻到1100℃，以0.5s-1的應(yīng)變速率變形30％(用熱膨脹法測(cè)得此時(shí)鋼的Ar3為780℃)。然后，以5℃/s的速度冷卻到800℃，以1s-1的應(yīng)變速率變形40％，得到晶粒尺寸約為2.5～4μm、體積分?jǐn)?shù)約為50％的鐵素體。隨后，以20℃/s冷卻到450℃并保溫3分鐘，水冷到室溫，得到的TRIP鋼組織如圖2所示。圖3是此TRIP鋼的SEM照片，從圖可見，貝氏體被鐵素體均勻所分割，貝氏鐵素體板條較為短?。粴堄鄪W氏體大部分以顆粒狀的形式均勻彌散的分布在鐵素體基體中，尺寸分布在0.2～1微米之間，圖4是利用X射線衍射測(cè)量殘余奧氏體含量的結(jié)果，該組織主要由體積分?jǐn)?shù)為53％的鐵素體，35％的貝氏體、12％的殘余奧氏體體所組成。
實(shí)施例2選用鋼種的化學(xué)成分同實(shí)施例1。將該鋼在加熱到1200℃，等溫5min后，以5℃/s的速度降到1100℃，以0.5s-1的速率變形30％后，以15℃/s冷卻到800℃。在此溫度以20s-1的速度變形45％，然后以40℃/s冷卻到450℃等溫5分鐘后水冷到室溫。所得顯微組織與實(shí)施例1相似，其中鐵素體體積分?jǐn)?shù)為55％，貝氏體為35％，殘余奧氏體為10％。
實(shí)施例3選用鋼種的化學(xué)成分同實(shí)施例1。將該鋼在加熱到1200℃，等溫5min后，以10℃/s的速度降到1000℃，進(jìn)行2道次變形，應(yīng)變速率為5s-1，每道次變形量為15％，各道次間隔時(shí)間小于10秒；然后以30℃/s冷卻到850℃。在此溫度進(jìn)行3道次變形，應(yīng)變速率為1s-1，每道次變形量為15％，各道次間隔時(shí)間小于10秒；然后以40℃/s冷卻到400℃等溫10分鐘后水冷到室溫。所得顯微組織與實(shí)施例1相似，其中鐵素體體積分?jǐn)?shù)為48％，貝氏體為43％，殘余奧氏體為9％。
實(shí)施例4選用化學(xué)成份是在實(shí)施例1中鋼的化學(xué)成分基礎(chǔ)上，添加了0.1％的V?；瘜W(xué)成份按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0.2％C、1.54％Mn、0.50％Si，0.94％Al，0.1％V，0.0040％N，0.02％P，＜0.0045％S；＜0.003％O，余量為Fe。將該鋼在1200℃保溫5min后，以5℃/s的速度降到1100℃，以0.5s-1的應(yīng)變速率變形30％后，以5℃/s的速度冷卻到800℃，以1s-1的應(yīng)變速率變形40％后，以20℃/s冷卻到450℃并保溫5分鐘后水冷到室溫。圖5是該鋼的顯微組織照片，其中鐵素體體積分?jǐn)?shù)為58％，貝氏體為32％，殘余奧氏體為10％。
實(shí)施例5采用普通Si-Mn TRIP鋼，其化學(xué)成份按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)為0.2％C、1.50％Mn、1.63％Si，余量為Fe。將該鋼在加熱到1100℃，等溫5min后，以5℃/s的速度降到1000℃，以0.5s-1的速度變形30％后，以5℃/s冷卻到800℃。然后以1s-1的應(yīng)變速率變形45％后，以30℃/s冷卻到400℃并等溫5分鐘，最后水冷到室溫，得到圖6所示的顯微組織。其中，鐵素體的體積分?jǐn)?shù)為60％，貝氏體為31％及9％的殘余奧氏體。
上述熱軋低硅TRIP鋼的制備工藝簡(jiǎn)單、工藝穩(wěn)定性好、易于在工業(yè)生產(chǎn)中實(shí)現(xiàn)。
權(quán)利要求
1.一種熱軋低硅TRIP鋼，其特征在于，熱軋低硅TRIP鋼的組成以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計(jì)為C0.18～0.25％；Si0.3～0.5％；Mn1.5～2.0％；Al0.8～1.2％；P≤0.02％；S＜0.0045％；O＜0.003％；N＜0.0045％；其余為Fe。
2.如權(quán)利要求1所述的熱軋低硅TRIP鋼，其特征在于，熱軋低硅TRIP鋼組成的優(yōu)選成分以質(zhì)量百分?jǐn)?shù)計(jì)為C0.18～0.20％；Si0.4～0.5％；Mn1.5～1.8％；Al0.9～1.1％；P≤0.02％；S＜0.0045％；O＜0.003％；N＜0.0040％；V＜0.12％；其余為Fe。
3.一種熱軋低硅TRIP鋼的制備方法，其特征在于，制備的步驟為將鋼加熱到1100～1250℃范圍內(nèi)的奧氏體化溫度T1，保溫5-120分鐘的時(shí)間t1以充分奧氏體化，隨后以5℃/s～10℃/s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T2～T3的1100～1000℃范圍內(nèi)，以0.1～10s-1的應(yīng)變速率實(shí)施1～2道次變形，道次應(yīng)變量控制在10％～30％，然后以5℃/s～50℃/s的冷卻速度C2冷卻到溫度區(qū)間T4～T5內(nèi)，其中T4處于A3到A3以下10℃范圍內(nèi)，T5處于Ar3以上10℃到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度內(nèi)以0.5s-1～30s-1的應(yīng)變速率實(shí)施1～3道次變形，各道次間隔時(shí)間小于10秒，控制各道次形變量處于10％～50％范圍內(nèi)，生成體積分?jǐn)?shù)為40％～60％的鐵素體后，立刻以20～50℃/s的速度C3冷卻到貝氏體相變區(qū)400℃～450℃范圍內(nèi)的溫度T6進(jìn)行等溫處理，等溫時(shí)間為3～30分鐘，最后水冷或空冷到室溫。
4.如權(quán)利要求3所述的熱軋低硅TRIP鋼的制備方法，其特征在于，冷速C2由熱膨脹法測(cè)定，在C2冷速下，Ar3溫度在A3溫度以下的50～200℃范圍內(nèi)。
全文摘要
一種熱軋低硅多相鋼及其制備方法，涉及制備高強(qiáng)熱軋TRIP鋼，在普通Si－Mn系TRIP鋼中用適量Al替代部分的Si，制備的步驟為將鋼加熱以使奧氏體均勻化，隨后以5～10℃/s冷卻到1100～1000℃內(nèi)，以0.1～10s
文檔編號(hào)C21D8/00GK101058863SQ200710100399
公開日2007年10月24日 申請(qǐng)日期2007年6月11日 優(yōu)先權(quán)日2007年6月11日
發(fā)明者孫祖慶, 楊王玥, 尹云洋, 李龍飛, 王西濤 申請(qǐng)人:北京科技大學(xué)