專利名稱：：一種低合金高強(qiáng)度的C-Mn-Al系Q＆P鋼及其制造方法一種低合金高強(qiáng)度的C-Mn-Al系Q&P鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明屬于金屬材料
技術(shù)領(lǐng)域：
，尤其涉及一種低合金高強(qiáng)度的C-Mn-Al系Q&P鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
：伴隨汽車(chē)工業(yè)的高速發(fā)展及人類自身環(huán)保意識(shí)的提高，提高燃油效率并增強(qiáng)汽車(chē)安全性的要求日益增強(qiáng)。為提高汽車(chē)安全性并減輕車(chē)體重量，近年來(lái)，高強(qiáng)度鋼(HSS)的研究成為鋼鐵材料研究的熱點(diǎn)之一。汽車(chē)結(jié)構(gòu)件大量采用高強(qiáng)度鋼板，為降低中高強(qiáng)度汽車(chē)結(jié)構(gòu)鋼的制造成本，開(kāi)發(fā)了價(jià)格低廉、強(qiáng)度高且成形性優(yōu)異的鋼種，如DP(Dual-PhaseSteel)鋼，即雙相鋼、TRIP(TransformationInducedPlasticity)鋼，即相變誘發(fā)塑性鋼。DP鋼，一種微觀組織為馬氏體+鐵素體的低合金高強(qiáng)度鋼，寶鋼的張紅等人開(kāi)發(fā)出的雙相鋼(CN101270453A)其工藝主要是熱冷軋后，熱鍍鋅再結(jié)晶退火，退火溫度為800860°C，從退火溫度至鋅池的冷速為516°C/S，在完成鍍鋅或合金化處理后冷速大于7'C/S。馬氏體含量在10%-15%，抗拉強(qiáng)度大于800MPa,屈服強(qiáng)度350500MPa，總延伸率大于12%。TRIP鋼是借助于熱軋或臨界區(qū)等溫淬火熱處理工藝制備而成，貝氏體相變的同時(shí)碳原子會(huì)向奧氏體擴(kuò)散，得到含有大量穩(wěn)定殘余奧氏體的三相組織(鐵素體+貝氏體+殘余奧氏體)。其中殘余奧氏體起到了TRIP效應(yīng)作用。在北京科技大學(xué)孫祖慶等開(kāi)發(fā)的熱軋低硅多相鋼(CN101058863A)，其工藝是奧氏體化后，熱軋應(yīng)變量在10%50%，生成鐵素體后，快冷到貝氏體相區(qū)等溫，最后水冷或空冷至室溫。其鐵素體40%60%，貝氏體30%45%，殘余奧氏體8%15%。美國(guó)柯州礦校SpeerJ.G最先提出了Q&P(QuenchingandPartitioning)工藝，通過(guò)控制室溫下的富碳?xì)埩魥W氏體的體積分?jǐn)?shù)來(lái)生產(chǎn)鋼種。Q&P鋼本質(zhì)上是一種馬氏體鋼，但是它區(qū)別于傳統(tǒng)的回火馬氏體鋼，它在與回火馬氏體鋼在同等強(qiáng)度下，塑性大幅度的提高。這是由于Q&P鋼的組織中存在殘余奧氏體，這部分奧氏體在變形過(guò)程中轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，產(chǎn)生TRIP效應(yīng)，大幅度提高了鋼的塑性。其馬氏體含量約為7080%，殘余奧氏體含量為1520%。在鋼鐵研究總院黃瀚等開(kāi)發(fā)的高強(qiáng)度馬氏體鋼(CN101270453A)經(jīng)過(guò)淬火回火，3200910077392.0雖然強(qiáng)度較高，可以達(dá)到1.2GPa，但是因?yàn)榛w主要為馬氏體，延伸率較低。Speer等工作顯示0.19C-1.59Mn-1.63Si經(jīng)950。C完全奧氏體化后，再經(jīng)Q&P處理220。C保溫3s及350。C保溫10s，其屈服強(qiáng)度達(dá)1201MPa，抗拉強(qiáng)度達(dá)1483MPa，均勻斷后伸長(zhǎng)率4.7%，總斷后伸長(zhǎng)率9.0%，殘余奧氏體含量為2.6%;經(jīng)82(TC保溫180s兩相區(qū)退火，再經(jīng)Q&P處理，20(TC保溫10s及40(TC保溫10s的，0.2%屈服強(qiáng)度為781MPa，抗拉強(qiáng)度為1179MPa，均勻斷后伸長(zhǎng)率9.9%，總斷后伸長(zhǎng)率12.8%，殘余奧氏體含量為8.4%，奧氏體含碳濃度1.2%。Q&P鋼的強(qiáng)度因?yàn)榛w馬氏體比例大，比DP，TRIP均高，且因?yàn)橛袣堄鄪W氏體，塑性較馬氏體鋼更好，強(qiáng)塑積優(yōu)于DP和TRIP鋼。對(duì)于Speer的研究結(jié)果中雖然強(qiáng)度較高，但是塑性低于本發(fā)明，總的強(qiáng)塑積低于本發(fā)明，并且其成分中Si含量較高，熱軋性能降低，且在鍍鋅過(guò)程中降低鋼板的潤(rùn)濕性能，使鋼板表面質(zhì)量下降，工件覆鍍性差。本發(fā)明提出逐步用Al部分取代Si，有利于表面質(zhì)量的提高及熱鍍性的改善。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的在于提供一種Q&P鋼及其生產(chǎn)方法，使其具有高強(qiáng)度、高塑性，且采用Al取代Si以降低Si的含量，改善鋼的熱鍍性和提高表面質(zhì)量。其金屬學(xué)原理如下-碳從強(qiáng)化機(jī)制來(lái)看，F(xiàn)e-C合金最經(jīng)濟(jì)有效的方法是碳的固溶強(qiáng)化。在所有元素中，碳使Ms溫度降低的作用最強(qiáng)烈，是奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體強(qiáng)化相不可或缺的。并且如果碳含量較低時(shí)，熱處理配分后奧氏體的碳含量過(guò)低在室溫下不能穩(wěn)定存在。但是，當(dāng)鋼中含碳量過(guò)高，焊接性能下降，且鋼在淬火后不可避免地出現(xiàn)較多的孿晶亞結(jié)構(gòu)，有可能增加淬火裂紋的傾向并有損韌性。錳從Fe-Mn平衡相圖可知，液態(tài)時(shí)Fe和Mn是互溶的。當(dāng)Mn含量髙時(shí)，液相線和固相線非常接近，幾乎重合。Mn作為擴(kuò)大Fe-C平衡相圖中奧氏體區(qū)(Y)的元素，隨Mn含量的增加，臨界溫度A4點(diǎn)升高，A3點(diǎn)下降，奧氏體區(qū)擴(kuò)大，同時(shí)臨界區(qū)(a+Y)下移到較低的溫度。錳和碳都能使奧氏體的穩(wěn)定性提高。它的作用主要是增強(qiáng)奧氏體穩(wěn)定性，延長(zhǎng)其轉(zhuǎn)變?cè)杏?，同時(shí)也促使Ms降至室溫以下，形成一定體積的富碳的殘余奧氏體。但是，Mn加入過(guò)多，導(dǎo)致殘余奧氏體體積增多。同時(shí)，也會(huì)使冶煉和軋制過(guò)程中出現(xiàn)白點(diǎn)的幾率增大，晶粒粗化的趨勢(shì)增強(qiáng)，降低鋼的塑性和韌性，并且引起焊接性能惡化。硅硅主要以固溶方式存在，能夠提高鋼的強(qiáng)度和硬度，并且在配分過(guò)程中抑制了4滲碳體的形成，使碳進(jìn)一步積聚于殘留奧氏體中，促使馬氏體開(kāi)始轉(zhuǎn)變溫度Ms降至室溫以下，形成富碳的殘留奧氏體。高含量的硅會(huì)形成穩(wěn)定的氧化物，在熱鍍鋅生產(chǎn)線中隔斷鋅液與鋼板表面反應(yīng)，降低鋼板的潤(rùn)濕性能，使鋼板表面質(zhì)量下降，工件覆鍍性差。鋁鋁的脫氧能力很強(qiáng)，脫氧產(chǎn)物為八1203，其熔點(diǎn)為205(TC。但由于鋼中存在MnO、FeO、Si02等氧化物，所以Al203很容易與它們結(jié)合形成低熔點(diǎn)、低密度的夾雜物，如MnO.Al203(熔點(diǎn)156(TC)、A1203Si02(熔點(diǎn)1487。C)。由此可見(jiàn)，氧化鋁在結(jié)晶過(guò)程中難以形成晶核而起到細(xì)化組織的作用。Al的晶體結(jié)構(gòu)與奧氏體相似，是面心立方晶體，它固溶于Fe中，使奧氏體相區(qū)強(qiáng)烈縮小，形成y相圈。Al能增加層錯(cuò)能，并抑制y到e轉(zhuǎn)變，可起到穩(wěn)定奧氏體的作用。A1和C、N等元素形成的細(xì)小彌散分布的難溶質(zhì)點(diǎn)，可起到細(xì)化晶粒的作用。另外，Al能顯著提高抗拉強(qiáng)度和延伸率，抑制滲碳體的析出。以Al代Si作為汽車(chē)板用材，能改善表面質(zhì)量問(wèn)題，涂鍍性更好、強(qiáng)塑積更高，具有高而穩(wěn)定的加工硬化指數(shù)值。硫和磷硫在鋼中與錳等化合形成塑性?shī)A雜物MnS，硫和磷尤其對(duì)鋼的塑性不利，屬于雜質(zhì)元素，在冶煉過(guò)程中盡量除去。根據(jù)以上金屬學(xué)原理以及目前的工藝需求，本發(fā)明提出了一種高強(qiáng)度Q&P鋼，其成分質(zhì)量百分比為C0.160.25、SiS0.40、Mn1.20~1.60、Al1.01.5、P《0,02、S《0.008，其余為鐵和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明還提出了制造上述高強(qiáng)度Q&P鋼的工藝方法，包括如下步驟(1)冶煉用真空感應(yīng)爐冶煉、鑄造成坯，(2)軋制首先經(jīng)粗軋、精軋多道次熱軋，加熱溫度為115CTC，保溫40分鐘，開(kāi)軋溫度為110(TC，終軋溫度為85(TC,在軋制過(guò)程中采用控制軋制和控制冷卻的工藝。其中粗軋道次變形量為1030%，精軋總變形量為60%以上。再將熱軋板經(jīng)過(guò)多道次冷軋，道次變形量為550%，冷軋總變形量60%以上，軋制成厚度為0.62.0mm的薄板；3)熱處理。其中的熱處理采取Q&P熱處理工藝，在Q&P工藝熱處理過(guò)程中，包括奧氏體化保溫，淬火得到一定比例的馬氏體和殘留奧氏體，在加熱至配分溫度進(jìn)行配分，最后淬火至室溫。由于熱處理過(guò)程中碳化物的沉積會(huì)消耗有用的碳，對(duì)殘留奧氏體富碳是不利的。因此，有效地抑制碳化物析出是該工藝控制的關(guān)鍵。理論推斷表明當(dāng)殘留奧氏體和馬氏體中的碳化學(xué)勢(shì)相等時(shí)，配分工藝結(jié)束。這將避免配分后冷卻處理中的滲碳體析出，配分處理大大提高奧氏體的穩(wěn)定性。同時(shí)在淬火過(guò)程中，淬火溫度偏低，在隨后的加熱保溫過(guò)程中，可能會(huì)有中間滲碳體或滲碳體的析出(相當(dāng)于淬火+中溫回火)，由于滲碳體的析出消耗了有用的碳，最終獲得的奧氏體含量很少；當(dāng)淬火溫度過(guò)高，試驗(yàn)鋼板由于在淬火后含有較多的奧氏體，使得試驗(yàn)鋼中在工藝處理后不能保證所有的奧氏體富含足夠的碳而穩(wěn)定到室溫。所以，控制淬火溫度也非常重要。本發(fā)明采取的熱處理工藝如下首先在加熱爐中經(jīng)過(guò)850930'C奧氏體化并保溫100200s，試樣奧氏體化后快淬至23025(TC并保溫2040s，隨后在300400。C保溫，保溫時(shí)間分別為1203600s，最后以冷卻速度不小于10°C/S快速冷卻至室溫。本發(fā)明提出的超高強(qiáng)度汽車(chē)板Q&P鋼及其工藝方法，成分設(shè)計(jì)經(jīng)濟(jì)，工藝控制簡(jiǎn)便易行。鋼板的強(qiáng)度高，具有高的塑性，強(qiáng)塑積可達(dá)到37407MPa'%。經(jīng)過(guò)上述成分和工藝過(guò)程后，板厚1.2mm的冷軋板抗拉強(qiáng)度可達(dá)1034MPa，延伸率A50(JISS標(biāo)距50mm試樣)可達(dá)37.9%。組織主要為馬氏體、殘余奧氏體，含少量鐵素體。圖l.為本發(fā)明熱處理工藝原理圖圖2.為本發(fā)明實(shí)施例2的熱軋后微觀組織圖3.為本發(fā)明實(shí)施例2的冷軋后微觀組織圖4.為本發(fā)明實(shí)施例2的掃描電鏡組織圖5.為本發(fā)明實(shí)施例2的透射電鏡組織具體實(shí)施例方式本發(fā)明共列出12個(gè)實(shí)施例，其中每個(gè)實(shí)施例所使用的鋼的具體化學(xué)成分如表l所示。所有實(shí)施例均采用同樣熱軋和冷軋工藝，即熱軋包括5道次粗軋(R1—R5)和5道次精軋(F1—F5)，具體熱軋工藝如表2所示，采取7道次冷軋(C1一C7)，冷軋工藝如表3所示，采取不同的熱處理工藝，熱處理工藝如表4所示，最終得到的各實(shí)施例的鋼的力學(xué)性能如表5所示。6表l本發(fā)明Q&P鋼的化學(xué)成分(重量百分比％)<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>表3本發(fā)明Q&P鋼的冷軋工藝道次絕對(duì)變形量Ah/mm相對(duì)變形量￡/%軋后厚度h/mmCl0.514.3C20.516.72.5C30.4162.1C40.314.31.8C50.212.51.6C60.212.51.4C70.214.31.2表4本發(fā)明Q&P鋼的熱處理工藝實(shí)施例奧氏體化溫度TA/。C奧氏體化時(shí)間/s淬火溫度TQ/C淬火保溫時(shí)間/s配分溫度TP/。C配分時(shí)間/s最終冷卻溫度廠C18501002382030012001528601502333032012001539102002424035036002548701202502432012020591020023340350960256930200250404002400308601502393032012010890020024040350960159930160245324002400301088010023120300120201192015023930320300301290020024340320300108表5本發(fā)明實(shí)施例的力學(xué)性能<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>由表5可見(jiàn)，本發(fā)明提出的Q&P鋼具有高強(qiáng)度、高塑性，抗拉強(qiáng)度均大于886MPa，延伸率As()大于20.2。/。，最大達(dá)37.9%，強(qiáng)塑積最大達(dá)37407MPa力/。。對(duì)實(shí)施例2的微觀組織進(jìn)行分析可知，熱軋后Q&P鋼的組織為等軸的鐵素體+珠光體組織(如圖2)，冷軋后呈等軸狀的鐵素體+珠光體組織轉(zhuǎn)變?yōu)槔L(zhǎng)的變形結(jié)構(gòu)，如圖3所示。經(jīng)過(guò)Q&P熱處理工藝后，采用掃描電鏡對(duì)微觀組織結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察發(fā)現(xiàn)，基體中主要呈現(xiàn)馬氏體組織(如圖4)，由于在掃描電鏡下不能清楚地分辨殘留奧氏體，需借助TEM電鏡進(jìn)行觀察。其精細(xì)組織結(jié)構(gòu)如圖5所示，經(jīng)淬火和配分處理后的試驗(yàn)鋼呈現(xiàn)典型的板條馬氏體組織，且板條的亞結(jié)構(gòu)為高密度位錯(cuò)。組織主要是由交替排列的兩相組成，其間呈膜狀組織為殘留奧氏體。權(quán)利要求1.一種C-Mn-Al系高強(qiáng)度Q&P鋼，其特征是鋼的成分質(zhì)量百分比為C0.16～0.25、Si≤0.40、Mn1.20～1.60、Al1.0～1.5、P≤0.02、S≤0.008、其余為鐵。2.—種如權(quán)利要求1所述的C-Mn-Al系高強(qiáng)度Q&P鋼的制造方法，其特征包括如下步驟1)按權(quán)利要求l的成分冶煉、鑄造成坯2)軋制經(jīng)粗軋、精軋多道次熱軋，粗軋道次變形量為1030%，精軋總變形量為60%以上，再將熱軋板經(jīng)過(guò)多道次冷軋，道次變形量為550%，冷軋總變形量為60%以上，軋制成厚度為0.62.0mm的薄板；3)熱處理。3.如權(quán)利要求2所述的C-Mn-A1系高強(qiáng)度Q&P鋼的制造方法，其特征是，步驟3)中的熱處理采用Q&P熱處理工藝，首先在加熱爐中經(jīng)過(guò)85093(TC奧氏體化并保溫100200s，薄板奧氏體化后快淬至230250。C并保溫2040s，隨后在30040(TC保溫，保溫時(shí)間分別為1203600s，最后以冷卻速度不小于10°C/s快速冷卻至室溫。全文摘要一種低合金高強(qiáng)度的C-Mn-Al系Q&P鋼及其制造方法，屬于金屬材料
技術(shù)領(lǐng)域：
。工藝步驟為1)冶煉、鑄造成坯，其成分質(zhì)量百分比為C0.16～0.25、Si≤0.40、Mn1.20～1.60、Al1.0～1.5、P≤0.02、S≤0.008、其余為鐵。2)軋制，經(jīng)粗軋、精軋多道次熱軋，粗軋道次變形量為10～30％，精軋總變形量為60％以上，再將熱軋板經(jīng)過(guò)多道次冷軋，道次變形量為5～50％，軋制成厚度為0.6～2.0mm的薄板，3)熱處理，先在加熱爐中經(jīng)過(guò)850～930℃奧氏體化并保溫100～200s后快淬至230～250℃并保溫20～40s，隨后在300～400℃保溫，保溫時(shí)間為120～3600s，最后再快速冷卻(冷卻速度不小于10℃/s)至室溫。本發(fā)明提出的Q&P鋼成分經(jīng)濟(jì)，具有良好的表面質(zhì)量，鋼的強(qiáng)度高塑性好，強(qiáng)塑積可以達(dá)到37000MPa·％以上。文檔編號(hào)C22C38/06GK101487096SQ20091007739公開(kāi)日2009年7月22日申請(qǐng)日期2009年2月19日優(yōu)先權(quán)日2009年2月19日發(fā)明者荻唐,江海濤,田志強(qiáng),程知松,米振莉,辰董,才趙,陳雨來(lái)申請(qǐng)人:北京科技大學(xué)