專利名稱：一種熱軋鈮微合金化多相鋼及其制備方法
技術領域：
本發(fā)明涉及一種熱軋低合金鋼及其制備方法，特別涉及高強高塑的熱軋鈮微合金 化多相鋼。
背景技術：
TRIP鋼(transformation induced plasticity，相變誘發(fā)塑性鋼)是一種兼具高 強度、高延伸率的新型汽車用鋼，其強度和塑性與傳統(tǒng)汽車用鋼及雙相鋼相比，優(yōu)勢十分明 顯。TRIP鋼是一種多相鋼，其顯微組織主要由鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體及少量馬氏體組 成。TRIP鋼制備工藝中關鍵步驟之一是獲得鐵素體(體積分數(shù)為40%-60%)和奧氏體的 混合組織。在現(xiàn)有的冷軋和熱軋TRIP鋼生產(chǎn)工藝中，冷軋工藝通過冷軋后的臨界區(qū)退火得 到鐵素體和奧氏體的混合組織。這方面的研究較多，工藝也比較成熟，并已在工業(yè)領域?qū)嶋H 應用。但該工藝繁瑣，總體能耗較高。而熱軋工藝一般都是終軋后控制隨后的冷卻過程，從 而得到一定體積分數(shù)的鐵素體和奧氏體的混合組織，雖然可以簡化工藝，但必須嚴格控制 冷卻速度或冷卻過程才能控制鐵素體的含量，工藝穩(wěn)定性較差，對設備的要求也較高。另一方面，常規(guī)TRIP 鋼的成分主要為 0. 12-0. 55% C，0. 2-2. 5% Mn,0. 4-1. 8% Si (質(zhì)量分數(shù))，其中Si是一種固溶強化元素，不溶于滲碳體，能強烈阻礙滲碳體的析出和 提高鐵素體的強度。但是當鋼中硅含量較高，熱軋時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，部分進入鋼材的表面，導致鋼材表面質(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)過電鍍工藝才能進行最后的鍍鋅處理。這些問題限制了高硅 TRIP鋼的實際應用。針對上述問題，發(fā)明人在專利“一種熱軋低硅多相鋼及其制備方法”(專利號 ZL200710100399. 0)中提出了一種在普通Si_Mn系TRIP鋼中加入適量A1以替代部分Si 的低硅Al-Si-Mn系TRIP鋼，以及基于過冷奧氏體動態(tài)相變的制備方法。該方法工藝簡單， 工藝穩(wěn)定性好，易于在工業(yè)生產(chǎn)中實現(xiàn)。由此制備的熱軋低硅TRIP鋼表現(xiàn)出優(yōu)異的力學 性能屈服強度為460MPa，抗拉強度為780MPa，延伸率為32% (尹云洋，楊王玥，李龍飛， 孫祖慶，王西濤.基于動態(tài)相變的熱軋TRIP鋼組織及性能研究.金屬學報，2008,44(11)， 1299-1304)。強塑積(抗拉強度與延伸率的乘積，Pa*% )是新一代汽車用高強鋼的重 要性能指標，強塑積的提高可以滿足汽車制造行業(yè)對實現(xiàn)車體輕量化的同時提高汽車安 全性的需求。從上面給出的性能來看，利用上述專利制備的熱軋低硅TRIP鋼的強塑積為 24960MPa*%，已經(jīng)處于現(xiàn)有技術的前列。目前，為了進一步滿足汽車制造行業(yè)對于車體輕量化和汽車安全性的需求，中、美 等國的有關研究機構(gòu)已提出下一代汽車用鋼的強塑積要達到30000Pa*%以上。由于與常 規(guī)的Si-Mn系TRIP鋼相比，上述技術的Al-Si-Mn鋼中使用質(zhì)量分數(shù)約為的A1元素替 代了約為1 %的Si元素，而A1的固溶強化作用較弱，不利于獲得具有更高抗拉強度的TRIP 鋼。研究表明，通過調(diào)整制備工藝可以使該技術的Al-Si-Mn鋼的抗拉強度超過800MPa (如
3820MPa)，但是，材料的延伸率隨之降低，低于30% (如26% )?；蛘哒f，隨著Al-Si_Mn鋼抗 拉強度的提高，材料的強塑積反而下降(如21320MPa*%)。顯然通過上述專利技術不能實 現(xiàn)“強塑積要達到30000Pa*%以上”的目標，需要開發(fā)出具有更好的強度與塑性配合的熱軋 TRIP 鋼。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是提供一種熱軋鈮微合金化多相鋼，通過在低硅Al-Si-Mn系TRIP 鋼的基礎上添加微合金化元素鈮(低硅Al-Si-Mn-Nb鋼)，并通過奧氏體再結(jié)晶區(qū)變形、奧 氏體未再結(jié)晶區(qū)變形、過冷奧氏體區(qū)變形及貝氏體區(qū)等溫處理，獲得顯微組織為一定配比 的鐵素體、貝氏體、殘余奧氏體及少量馬氏體的熱軋多相鋼。制備過程工藝流程簡捷，而且 所得熱軋多相鋼具有良好的強度與塑性配合。本發(fā)明的熱軋鈮微合金化多相鋼的化學組成以質(zhì)量百分數(shù)計為C:0. 18 0. 25 % ；Si :0. 3 0. 5 % ；Mn 2 2. 0 % ；A1 :0. 8 1. 2 % ；Nb 0. 02 0. 08 % ;P ^ 0. 02% ；S < 0. 0045% ；0 < 0. 003% ；N :< 0. 0045% ；其余為 Fe ；其顯微組織組成，以 體積分數(shù)計，鐵素體為40 % 60 %，貝氏體為25 % 40 %，殘余奧氏體為6 % 15 %，其余 為馬氏體；其屈服強度高于500MPa，抗拉強度高于SOOMpa，延伸率高于30%。本發(fā)明的熱軋鈮微合金化多相鋼的第一種制備方法的實施步驟為將鋼加熱到 1250 1350°C范圍內(nèi)的奧氏體化溫度T1，保溫5-120分鐘的時間11，以使鈮完成固溶在奧 氏體中，隨后以5°C /s 20°C /s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T2 T3的1250 1100°C范 圍內(nèi)，以0. 1 10s—1的應變速率實施1 4道次變形，道次應變量控制在10% 50%，然 后以5°C /s 50°C /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°C范圍內(nèi)，T5處于Ar3以上10°C到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以0.5s—1 30s—1的 應變速率實施1 4道次變形，各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形變量處于10% 60%范圍內(nèi)，生成體積分數(shù)為30 60%的鐵素體后，立刻以10 50°C /s的速度C3冷卻 到貝氏體相變區(qū)400°C 450°C范圍內(nèi)的溫度T6進行等溫處理，等溫時間為1 30分鐘， 最后水冷或空冷到室溫。本發(fā)明的熱軋鈮微合金化多相鋼的第二種制備方法的實施步驟為將鋼加熱到 1250 1350°C范圍內(nèi)的奧氏體化溫度T1，保溫5-120分鐘的時間11，以使鈮完全固溶在奧 氏體中，隨后以5°C /s 20°C /s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T2 T3的1250 1100°C范 圍內(nèi)，以0. 1 10s—1的應變速率實施1 4道次變形，道次應變量控制在10% 50%，然 后以5°C /s 20°C /s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T4 T5的1000°C A3范圍內(nèi)，以0. 1 10s—1的應變速率實施1 2道次變形，道次應變量控制在10% 50%，然后以51/8 50°C /s的冷卻速度C2冷卻到溫度區(qū)間T6 T7內(nèi)，其中T6處于A3到A3以下10°C范圍內(nèi)， T7處于Ar3以上10°C到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以0. 5s—1 30s—1的應變速率實施1 4道次變形，各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形變量處于10% 60%范圍內(nèi)，生成 體積分數(shù)為30% 60%的鐵素體后，立刻以10 50°C /s的速度C3冷卻到貝氏體相變區(qū) 400°C 450°C范圍內(nèi)的溫度T8進行等溫處理，等溫時間為1 30分鐘，最后水冷或空冷到 室溫。在上述方法中，冷速C2由熱膨脹法測定，在該冷速下，Ar3溫度在A3溫度以下的50 200°C范圍內(nèi)。本發(fā)明的主要特點是1)通過鈮微合金化，利用奧氏體再結(jié)晶區(qū)(1250 1100°C )變形來細化奧氏體晶粒，也可以通過在奧氏體未再結(jié)晶區(qū)(1000°C A3)變形來進 一步提高鐵素體形核時的有效奧氏體晶界面積，但需要避免在“混晶區(qū)”(1100 1000°C ) 內(nèi)進行變形；本階段有利于獲得均勻的多相組織。2)通過過冷奧氏體區(qū)變形，利用過冷奧 氏體動態(tài)相變獲得一定量(以體積分數(shù)計，30 60% )的鐵素體；并且由于鈮的固溶拖曳 作用，獲得的鐵素體晶粒尺寸在1.5 2. 5i!m范圍內(nèi)。3)過冷奧氏體變形后，通過控制冷 卻，利用亞動態(tài)相變使鐵素體的體積分數(shù)進一步增加(40% 60% )，而鐵素體平均晶粒尺 寸基本不變；4)通過貝氏體等溫處理，使未相變奧氏體的大部分轉(zhuǎn)變?yōu)闊o碳貝氏體(以體 積分數(shù)計，25% 40%)，其余的在冷卻至室溫后成為殘余奧氏體及一定量的馬氏體。與現(xiàn)有技術相比，本發(fā)明通過添加微合金化元素鈮和合理設計熱機械處理工藝， 能夠適于工業(yè)實際的制備工藝，可以制備出更好的強度與塑性配合的熱軋多相鋼。


圖1是第一種制備方法的熱變形工藝示意圖。圖2是實施例1熱軋工藝制備的TRIP鋼的顯微組織。圖3是第二種制備方法的熱變形工藝示意圖。圖4是實施例3熱軋工藝制備的TRIP鋼的顯微組織。
具體實施例方式實施例1選用化學成分按質(zhì)量百分數(shù)為0. 20% CU.49% Mn,0. 50% Si,1.04% Al, 0. 038% Nb，0. 034% N，0. 02% P, < 0. 0045% S，余量為Fe的鈮微合金化鋼。該鋼的六3溫 度為970°C。制備工藝如圖1所示將該鋼在1250°C保溫5min后，以5°C /s的速度冷卻到 1150°C，以Is—1的應變速率變形30% (用熱膨脹法測得此時鋼的Ar3為740°C )。然后，以 5°C /s的速度冷卻到780°C，以Is—1的應變速率變形50%，以25°C /s的速度冷卻到450°C 并保溫3分鐘，水冷到室溫，得到的多相鋼組織如圖2所示。其中，鐵素體的體積分數(shù)約為 52%,晶粒尺寸在1. 5 2. 5 y m范圍內(nèi)，貝氏體的體積分數(shù)約為30%，殘余奧氏體的體積分 數(shù)約為10%，馬氏體的體積分數(shù)約為8%。其屈服強度為610MPa，抗拉強度為840MPa，延伸 率為36%，強塑積為30240MPa*%。實施例2選用化學成分按質(zhì)量百分數(shù)為0. 22% C、1.51 % Mn,0. 48 % Si,1.01 % Al, 0. 058% Nb，0. 032% N，0. 02% P, < 0. 0045% S，余量為Fe的鈮微合金化鋼。該鋼的六3溫 度為965°C。制備工藝如圖1所示將該鋼在1280°C保溫7min后，以5°C /s的速度冷卻到 1150°C,以0. 5s"1的應變速率實施2道次變形，道次間隔10s，每道次變形量為30% (用熱 膨脹法測得此時鋼的Ar3為738°C )。然后，以5°C /s的速度冷卻到830°C，以0. 5s—1的應 變速率變形20%，再以10°C /s的速度冷卻到770°C (道次間隔6秒)，以0. 5s—1的應變速 率變形30%。然后，以20°C/s的速度冷卻到430°C并保溫3分鐘，水冷到室溫。得到的多 相鋼組織中，鐵素體的體積分數(shù)約為50%，晶粒尺寸在1. 5 2. 5 y m范圍內(nèi)，貝氏體的體積分數(shù)約為30 %，殘余奧氏體的體積分數(shù)約為11 %，馬氏體的體積分數(shù)約為9 %。其屈服強度 為640MPa，抗拉強度為860MPa，延伸率為36%，強塑積為30960MPa*%。實施例3選用鋼種的化學成分同實施例1。制備工藝如圖3所示將該鋼在1250°C保溫 5min后，以5°C /s的速度冷卻到1150°C，以Is—1的應變速率變形30%。然后，以5°C /s的速 度冷卻到1000°C，以Is—1的應變速率變形30% (用熱膨脹法測得此時鋼的Ar3為756°C )。 然后，以10°C /s的速度冷卻到790°C，以Is—1的應變速率變形50%，以15°C /s的速度冷卻 到450°C并保溫1分鐘，水冷到室溫，得到的多相鋼組織如圖4所示。其中，鐵素體的體積 分數(shù)約為56%，晶粒尺寸在1. 5 2. 5 μ m范圍內(nèi)，貝氏體的體積分數(shù)約為26%，殘余奧氏 體的體積分數(shù)約為6%，馬氏體的體積分數(shù)約為12%。其屈服強度為510MPa，抗拉強度為 860MPa，延伸率為31%，強塑積為26660MPa*%。實施例4選用鋼種的化學成分同實施例1。制備工藝如圖3所示將該鋼在1250°C保溫 5min后，以10°C /s的速度冷卻到1150°C，以Is—1的應變速率變形實施2道次變形，道次間 隔10s，每道次變形量為20%。然后，以10°C /s的速度冷卻到980°C，以Is—1的應變速率變 形40% (用熱膨脹法測得此時鋼的Ar3* 758°C)。然后，以10°C/s的速度冷卻到780°C， 以2s—1的應變速率實施3道次變形，道次間隔5s，每道次變形量為30%，以20°C /s的速 度冷卻到450°C并保溫3分鐘，水冷到室溫。得到的多相鋼組織中，鐵素體的體積分數(shù)約為 58%,晶粒尺寸在1. 5 2. 5 μ m范圍內(nèi)，貝氏體的體積分數(shù)約為26%，殘余奧氏體的體積分 數(shù)約為8%，馬氏體的體積分數(shù)約為8%。其屈服強度為570MPa，抗拉強度為840MPa，延伸 率為33%，強塑積為27720GPa*%。上述熱軋鈮微合金化多相鋼的制備工藝簡單、工藝穩(wěn)定性好，易于在工業(yè)生產(chǎn)中 實現(xiàn)。
權利要求
一種熱軋鈮微合金化多相鋼，其特征在于，多相鋼的化學成分組成以質(zhì)量百分數(shù)計為C0.18～0.25％；Si0.3～0.5％；Mn1.2～2.0％；Al0.8～1.2％；Nb0.02～0.08％；P≤0.02％；S＜0.0045％；O＜0.003％；N＜0.0045％；其余為Fe。
2.一種熱軋鈮微合金化多相鋼的制備方法，其特征在于，制備的步驟為將權利要求1 所述的鋼加熱到1250 1350°C范圍內(nèi)的奧氏體化溫度T1，保溫5-120分鐘的時間tl，以 使鈮完全固溶在奧氏體中，隨后以5°C /s 20°C /s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T2 T3的 1250 1100°C范圍內(nèi)，以0. 1 10s—1的應變速率實施1 4道次變形，道次應變量控制 在10% 50%，然后以5°C /s 50°C /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、以下10°C范圍內(nèi)，T5處于Ar3以上10°C到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以 0. 5s"1 30s—1的應變速率實施1 4道次變形，各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形 變量處于10% 60%范圍內(nèi)，生成體積分數(shù)為30% 60%的鐵素體后，立刻以10 50°C / s的速度C3冷卻到貝氏體相變區(qū)400°C 500°C范圍內(nèi)的溫度T6進行等溫處理，等溫時間 為1 30分鐘，最后水冷或空冷到室溫。
3.一種熱軋鈮微合金化多相鋼的制備方法，其特征在于，制備的步驟為將權利要求1 所述的鋼加熱到1250 1350°C范圍內(nèi)的奧氏體化溫度T1，保溫5-120分鐘的時間tl，以 使鈮完全固溶在奧氏體中，隨后以5°C /s 20°C /s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T2 T3的 1250 1100°C范圍內(nèi)，以0. 1 10s—1的應變速率實施1 4道次變形，道次應變量控制在 10% 50%，然后以5°C /s 20°C /s的速度C1冷卻到溫度區(qū)間T4 T5的1000°C A3 范圍內(nèi)，以0. 1 10s—1的應變速率實施1 2道次變形，道次應變量控制在10% 50%， 然后以5°C /s 50°C /s的冷卻速度C2冷卻到溫度區(qū)間T6 T7內(nèi)，其中T6處于A3到A3 以下10°C范圍內(nèi)，T7處于Ar3以上10°C到Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以0.5s—1 30s—1的 應變速率實施1 4道次變形，各道次間隔時間小于10秒，控制各道次形變量處于10% 60%范圍內(nèi)，生成體積分數(shù)為30% 60%的鐵素體后，立刻以10 50°C /s的速度C3冷卻 到貝氏體相變區(qū)400°C 450°C范圍內(nèi)的溫度T8進行等溫處理，等溫時間為1 30分鐘， 最后水冷或空冷到室溫。
4.如權利要求2或3所述的熱軋鈮微合金化多相鋼的制備方法，其特征在于，冷速C2 由熱膨脹法測定，在C2冷速下，Ar3溫度在A3溫度以下的50 200°C范圍內(nèi)。
全文摘要
一種熱軋鈮微合金化多相鋼及其制備方法，涉及制備高強高塑熱軋低合金鋼，制備的步驟為將低硅Al-Si-Mn-Nb鋼加熱到1250～1350℃范圍內(nèi)的奧氏體化溫度并保溫以使鈮完成固溶在奧氏體中，隨后以5℃/s～20℃/s的速度C1冷卻到1250～1100℃范圍內(nèi)，以0.1～10s-1的應變速率實施1～4道次變形，道次應變量控制在10％～50％，然后以5℃/s～50℃/s的冷卻速度C2冷卻到A3至Ar3范圍內(nèi)，在此溫度范圍內(nèi)以0.5s-1～30s-1的應變速率實施1～4道次變形，控制各道次間隔時間和形變量，生成體積分數(shù)為30％～60％的鐵素體后，立刻以10～50℃/s的速度冷卻到貝氏體相變區(qū)400℃～500℃范圍內(nèi)進行等溫處理。本發(fā)明制備的熱軋鈮微合金化多相鋼的屈服強度高于500MPa，抗拉強度高于800MPa，延伸率高于30％。
文檔編號C21D8/00GK101880823SQ201010225770
公開日2010年11月10日 申請日期2010年7月5日 優(yōu)先權日2010年7月5日
發(fā)明者呂美懿, 孫祖慶, 尹云洋, 李龍飛, 楊王玥, 王西濤 申請人:北京科技大學