專利名稱：低合金復(fù)相q&p鋼的生產(chǎn)方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及汽車用鋼，具體地指一種低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法。
背景技術(shù)：
由于Q&P (quenching and partitioning)鋼具有高的強(qiáng)度和較好的延伸率，特 別適合于汽車車身用鋼和結(jié)構(gòu)用鋼，如用于汽車保險(xiǎn)桿、底盤等，可減小車身鋼板的變形 程度，增強(qiáng)車體抵抗撞擊能力，提高汽車的安全性。因此，近年來世界各國(guó)都加大了對(duì) Q&P鋼的石開究與開發(fā)。現(xiàn)有石開究，如"Quenching and partitioningmartensite_a novel steel heat treatment, Mater Sci Eng A，2006，438-440，25，，禾口 "Characterization of the microstructure obtained bythe quenching and partitioning processing in a low-carbon steel， Mater Char， 2008， 56， 16"等，均記載了生產(chǎn)Q&P鋼的生產(chǎn)方法，其工 藝流程為熱軋一巻板及冷卻一奧氏體化一淬火一配分(即低溫回火)一終冷，即將鋼 熱軋后，再將鋼完全奧氏體化，然后快冷到Ms Mf點(diǎn)之間得到馬氏體和一定體積分?jǐn)?shù)的 殘余奧氏體，之后進(jìn)行低溫回火，最終得到馬氏體和具有較高穩(wěn)定性殘余奧氏體組成的組 織。其中，Ms點(diǎn)為鋼在克服相變阻力發(fā)生馬氏體相變時(shí)的臨界溫度，Mf點(diǎn)為馬氏體相變 的結(jié)束溫度。鋼的Ms點(diǎn)與鋼的成分、奧氏體晶粒尺寸等因素相關(guān)，可用公式MsrC) =5 50-361 XC% -39XMn% -35X V% -20XCr% -17XNi % -10XCu% -5X (Mo% +W% ) +15X % Co+30X % Al來近似估算鋼的Ms點(diǎn)。文獻(xiàn)"Microst潔ture evolution of a low-carbon steel during 即plicationof quenching and partitioning heat treatments after partialaustenitization， Met Mater Trans A， 2009， 40， 46"則采用了熱軋后再部分奧 氏體化處理，之后再淬火及配分，最終的組織為鐵素體加馬氏體及殘余奧氏體。申請(qǐng)?zhí)枮?200810033295. 7、名稱為低合金超高強(qiáng)度復(fù)相鋼及其熱處理方法的中國(guó)發(fā)明專利申請(qǐng)公開 說明書中介紹的Q&P鋼生產(chǎn)工藝流程為將熱軋后的材料加熱到800 IOO(TC，進(jìn)行奧氏 體化處理后，將工件迅速淬入50 250°C的液體淬火介質(zhì)中，再將工件放入250 450°C的 液體淬火介質(zhì)中進(jìn)行配分。申請(qǐng)?zhí)枮?00710045886. 1、名稱為采用碳分配和回火提高淬火 鋼件機(jī)械性能的熱處理方法的中國(guó)發(fā)明專利申請(qǐng)公開說明書也介紹了類似的工藝流程。上 述技術(shù)文獻(xiàn)和專利文獻(xiàn)所公開的Q&P鋼生產(chǎn)方法均是在熱軋后還需要后續(xù)熱處理，其工藝 繁瑣、能耗較高，而且產(chǎn)品鋼組織主要為馬氏體和殘余奧氏體，所得到的Q&P鋼雖然強(qiáng)度較 高，但其總延伸率只在20%左右，其塑性較差，不能很好地滿足汽車制造用鋼性能的需要。 因此，從節(jié)約能源、降低成本、簡(jiǎn)化工藝、以及進(jìn)一步提高鋼材料強(qiáng)度及塑性等綜合力學(xué)性 能的角度考慮，有必要對(duì)現(xiàn)有Q&P鋼的生產(chǎn)方法作進(jìn)一步改進(jìn)。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的就是要提供一種工藝簡(jiǎn)單、能耗較低、產(chǎn)品具有較高強(qiáng)度和良好塑
性的低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法。 為實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明所設(shè)計(jì)的低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法，該方法是以低碳錳硅鋼或低碳錳硅鋁鋼為原材料進(jìn)行熱軋變形處理的過程，該過程依次包括如下步驟 1)將鋼還加熱到1100 1250。C，保溫5 120min ;
2)然后以5 20°C /s的速度將其冷卻到1000 IIO(TC ;
3)再以1 50s—1的應(yīng)變速率對(duì)其進(jìn)行粗軋； 4)粗軋完成后，以5 50°C /s的速度將其冷卻到1\ T2溫度區(qū)間，其中1\ = A3 A3-30°C、 T2 = Ari Art+10°C、 A3為鋼在平衡冷卻時(shí)從奧氏體開始向鐵素體相變的溫 度、Art為鋼在冷卻條件下從奧氏體開始向鐵素體相變的溫度；
5)再以1 50s—1的應(yīng)變速率對(duì)其進(jìn)行精軋； 6)精軋完成后，以40 IO(TC /s的速度將其冷卻到T3 1\溫度區(qū)間，其中丌3低 于Ms點(diǎn)、T4高于Mf點(diǎn)、Ms點(diǎn)為鋼在克服相變阻力發(fā)生馬氏體相變時(shí)的臨界溫度、Mf點(diǎn)為 馬氏體相變的結(jié)束溫度； 7)最后將其加熱至250 45(TC，恒溫3 30min，冷卻至室溫，即可獲得低合金復(fù) 相Q&P鋼。 進(jìn)一步的，步驟3)中所述粗軋時(shí)實(shí)施2 3道次變形，各道次應(yīng)變量控制在20 50%。 更進(jìn)一步，步驟5)中所述精軋時(shí)實(shí)施1 3道次變形，各道次應(yīng)變量控制在20 30%。 再進(jìn)一步，步驟5)中所述精軋時(shí)各道次時(shí)間間隔小于5s。 本發(fā)明是根據(jù)動(dòng)態(tài)相變的學(xué)術(shù)思路，將低碳錳硅鋼或低碳錳硅鋁鋼加熱到 1100 125(TC范圍的奧氏體化溫度，在此溫度下保溫5 120min，以保障充分奧氏體化。 再以5 20°C /s的速度冷卻到1000 110(TC范圍內(nèi)，然后以1 50s—1的應(yīng)變速率實(shí)施 2 3道次變形，道次應(yīng)變量控制在20% 50%。然后采用5 50°C /s的冷卻速度將奧 氏體冷卻至1\ T2溫度區(qū)間，其中1\處于A3到A3以下3(TC范圍內(nèi)，T2處于Art以上10°C 到43范圍內(nèi)，此時(shí)奧氏體處于過冷狀態(tài)，其中~為鋼在平衡冷卻時(shí)從奧氏體開始向鐵素體 相變的溫度，Aw為鋼在冷卻條件下從奧氏體開始向鐵素體相變的溫度。根據(jù)熱膨脹法測(cè) 定，以5 50°C /s的冷卻速度時(shí)，鋼的43溫度在^溫度以下的50 25(TC較寬的溫度范 圍，這樣可擴(kuò)大工藝窗口，利于過冷奧氏體動(dòng)態(tài)相變進(jìn)行。在奧氏體處于過冷狀態(tài)時(shí)，再以 1 50s—1的應(yīng)變速率實(shí)施1 3道次變形，各道次形變量控制在20 30% ，各道次變形時(shí) 間間隔控制在小于5s，可使過冷奧氏體快速發(fā)生部分鐵素體相變。由于過冷奧氏體動(dòng)態(tài)相 變的發(fā)生需一定的形變量，減少道次間的時(shí)間間隔，可有效阻止道次間奧氏體的回復(fù)，有利 于奧氏體中儲(chǔ)存能的增加。在隨后的軋制過程中，在較小的形變條件下發(fā)生動(dòng)態(tài)相變及生 成部分鐵素體。生成鐵素體后，應(yīng)當(dāng)立即以40 IO(TC /s的速度冷卻到T3 T4溫度區(qū)間 淬火，其中T3應(yīng)低于該鋼的Ms點(diǎn)，T4應(yīng)高于該鋼的Mf點(diǎn)。快速的冷卻速度可將動(dòng)態(tài)相變 時(shí)產(chǎn)生的缺陷大量保存于未相變奧氏體中，這將有助于馬氏體及最終組織的細(xì)化。最后加 熱到250 45(TC溫度范圍內(nèi)進(jìn)行低溫回火，等溫3 30min，使馬氏體中的碳充分配分，從 而得到由鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體所組成的低合金復(fù)相Q&P鋼。最后水冷或空冷到室溫。 本發(fā)明的生產(chǎn)方法通過過冷和變形的雙重作用，促進(jìn)奧氏體發(fā)生部分鐵素體轉(zhuǎn) 變，并在生成部分鐵素體后快速冷卻，將動(dòng)態(tài)相變時(shí)產(chǎn)生的缺陷大量保存于未相變奧氏體
4中，使馬氏體及最終組織細(xì)化。經(jīng)檢測(cè)，本發(fā)明方法生產(chǎn)的低合金復(fù)相Q&P鋼組織中鐵素體 晶粒約在3 5微米之間，馬氏體板條較短，除了在馬氏體板條間存在部分板條狀殘余奧氏 體外，在鐵素體晶粒中還存在著部分顆粒狀殘余奧氏體。由于軟相鐵素體及殘余奧氏體所 產(chǎn)生的TRIP效應(yīng)，獲得的低合金復(fù)相Q&P鋼比現(xiàn)有的常規(guī)Q&P具有更好的塑性，且由于有 馬氏體而非貝氏體的存在，本發(fā)明方法生產(chǎn)的低合金復(fù)相Q&P鋼具有比TRIP鋼更高的強(qiáng)度 和更好的綜合力學(xué)性能。 與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法不需要熱軋后再次奧氏 體化，簡(jiǎn)化了工藝流程，降低了能耗。而且該方法主要通過軋制后的快速冷卻來控制馬氏體 等的形成，這就避免了常規(guī)Q&P鋼生產(chǎn)過程中因淬火液容器較小，只能生產(chǎn)較小部件和淬 火液溫度控制難的問題。


圖1是本發(fā)明生產(chǎn)方法中熱加工工藝的溫度與時(shí)間關(guān)系示意圖； 圖2是本發(fā)明實(shí)施例1所生產(chǎn)低合金復(fù)相Q&P鋼的顯微組織圖片； 圖3是本發(fā)明實(shí)施例1所生產(chǎn)低合金復(fù)相Q&P鋼的SEM照片； 圖4是本發(fā)明實(shí)施例1所生產(chǎn)低合金復(fù)相Q&P鋼中殘余奧氏體的X射線衍射結(jié)果
示意圖； 圖5是本發(fā)明實(shí)施例2所生產(chǎn)低合金復(fù)相Q&P鋼的顯微組織圖片； 圖6是本發(fā)明實(shí)施例3所生產(chǎn)低合金復(fù)相Q&P鋼的顯微組織圖片； 圖7是本發(fā)明實(shí)施例4所生產(chǎn)低合金復(fù)相Q&P鋼的顯微組織圖片。
具體實(shí)施例方式
下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法作進(jìn)一步 的詳細(xì)說明。 本發(fā)明各實(shí)施例中對(duì)鋼坯處理的溫度與時(shí)間的關(guān)系如圖1所示。其中鋼坯粗軋 完成后的冷卻溫度區(qū)間1\ T2控制在A3 Ar3之間，1\ = A3 A3-30°C 、T2 = Ar3 Ar3+10°C; 鋼坯精軋完成后的冷卻溫度區(qū)間T3 T4控制在Mf點(diǎn) Ms點(diǎn)之間，T3低于Ms點(diǎn)、T4高于 Mf點(diǎn)。 實(shí)施例1 選用原材料鋼的化學(xué)成份按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)為C :0. 2、 Mn :1. 50、 Si :1.60、N:
0. 0034、 P :0. 02、 S < 0. 0045、 0 < 0. 003，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
生產(chǎn)步驟如下 1)將鋼坯加熱到IIO(TC ，保溫120min ;
2)然后以5°C /s的速率將其冷卻到IOO(TC ; 3)再以Is—1的應(yīng)變速率實(shí)施粗軋，粗軋時(shí)實(shí)施2道次變形，各道次應(yīng)變量控制在
50% ; 4)粗軋完后，以5°C /s速率冷卻到780°C (用熱膨脹法測(cè)得此鋼的Ari為750°C， 用Thermo-Calc軟件算出此鋼的A3為863 °C ); 5)再以50s—1的應(yīng)變速率實(shí)施精軋，精軋時(shí)實(shí)施3道次變形，各道次應(yīng)變量控制在20% ; 6)精軋完后立即以40°C /s的速率冷卻到180°C ;
7)最后在40(TC鹽浴爐中保溫3min，然后空冷到室溫。 得到的低合金復(fù)相Q&P鋼顯微組織結(jié)構(gòu)如圖2所示，經(jīng)分析，該組織主要由體積分 數(shù)為15%的鐵素體、78%的馬氏體、7%的殘余奧氏體體所組成。對(duì)該低合金復(fù)相Q&P鋼的 SEM照片(如圖3所示)分析可見，組織中鐵素體晶粒尺寸較為細(xì)小，馬氏體體板條較短，除 存在部分板條狀殘余奧氏體外，在鐵素體晶粒間，還分布著部分顆粒狀殘余奧氏體。圖4是 該低合金復(fù)相Q&P鋼組織的X射線衍射圖，圖中的(220)Y和(311)Y兩峰值表明該組織中 存在著一定體積分?jǐn)?shù)的殘余奧氏體。 獲得的低合金復(fù)相Q&P鋼的力學(xué)性能為屈服強(qiáng)度750MPa，抗拉強(qiáng)度lOOOMPa，均 勻延伸率11%、總延伸率20%。
實(shí)施例2 選用原材料鋼的化學(xué)成份按重量百分?jǐn)?shù)計(jì)為:C :0. 2、Mn :1. 50、 Si :0. 50， Al :1. 0，
余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
生產(chǎn)步驟如下 1)將鋼坯加熱到1250°C ，保溫5min ; 2)然后以20°C /s的速度將其冷卻到IIO(TC ; 3)再以50s—1的應(yīng)變速率進(jìn)行粗軋，粗軋時(shí)實(shí)施3道次變形，各道次應(yīng)變量控制為
20% ; 4)粗軋完后，以50°C /s的速度冷卻到800°C (用熱膨脹法測(cè)得此鋼的Ari為 780。C，用Thermo-Calc軟件算出此鋼的A3為974°C ); 5)再以Is—1的應(yīng)變速進(jìn)行精軋，精軋時(shí)率實(shí)施3道次變形，各道次應(yīng)變量控制在 30% ; 6)精軋完后立即以IO(TC /s的速率冷卻到150°C ;
7)最后在250°C的鹽浴爐中保溫30min，然后空冷到室溫。 得到的低合金復(fù)相Q&P鋼顯微組織結(jié)構(gòu)如圖5所示，經(jīng)分析，該組織中鐵素體的 晶粒尺寸約2 4微米，體積分?jǐn)?shù)為19. 5%，馬氏體和殘余奧氏體體積分?jǐn)?shù)分別為75%及 5. 5%。 獲得的低合金復(fù)相Q&P鋼的力學(xué)性能為屈服強(qiáng)度595MPa，抗拉強(qiáng)度800MPa，均勻 延伸率19%、總延伸率32%。
實(shí)施例3 選用鋼種的化學(xué)成分同實(shí)施例2。
生產(chǎn)步驟如下 1)將鋼坯加熱到1200°C，保溫100min ;
2)然后以10°C /s的速度將其冷卻到1050°C ; 3)再以25s—1的應(yīng)變速率進(jìn)行粗軋，粗軋時(shí)實(shí)施2道次變形，給道次應(yīng)變量控制為
30% ; 4)粗軋完后，以30°C /s的速度冷卻到800°C (用熱膨脹法測(cè)得此鋼的Ari為 780。C，用Thermo-Calc軟件算出此鋼的A3為974°C );
6
5)再以20s—1的應(yīng)變速率進(jìn)行精軋，精軋時(shí)實(shí)施3道次變形，各道次應(yīng)變量控制為
25% ; 6)精軋完后立即以60°C /s冷卻到150°C ; 7)最后在45(TC鹽浴爐中保溫5min，然后空冷到室溫。 得到的低合金復(fù)相Q&P鋼顯微組織如圖6所示，經(jīng)分析，該組織中，鐵素體體積分 數(shù)為25%，馬氏體為70%，殘余奧氏體為5%。 獲得的低合金復(fù)相Q&P鋼的力學(xué)性能為屈服強(qiáng)度605MPa，抗拉強(qiáng)度810MPa，均勻 延伸率15%、總延伸率32%。 實(shí)施例4 選用鋼種的化學(xué)成分同實(shí)施例1。 生產(chǎn)步驟如下 1)將鋼坯加熱到1200°C ，保溫20min ; 2)然后以l(TC /s的速度將其冷卻到IIO(TC ; 3)再以30s—1的應(yīng)變速率進(jìn)行粗軋，粗軋時(shí)實(shí)施3道次變形，給道次應(yīng)變量控制為
20% ; 4)粗軋完后，以50°C /s的速度冷卻到760°C (用熱膨脹法測(cè)得此鋼的Ari為 750。C，用Thermo-Calc軟件算出此鋼的A3為863°C ); 5)再以20s—1的應(yīng)變速率進(jìn)行精軋，精軋時(shí)實(shí)施1道次變形，道次應(yīng)變量控制為
25% ; 6)精軋完后立即以80°C /s冷卻到200°C ; 7)最后在42(TC鹽浴爐中保溫3min，然后空冷到室溫。 得到的低合金復(fù)相Q&P鋼顯微組織結(jié)構(gòu)如圖7所示，經(jīng)分析，該組織中鐵素體體積 分?jǐn)?shù)為28 % ，馬氏體為64. 5 % ，殘余奧氏體為7.5%。 獲得的復(fù)相Q&P鋼的力學(xué)性能為屈服強(qiáng)度650MPa，抗拉強(qiáng)度920MPa，均勻延伸率 10%、總延伸率20%。 對(duì)上述各實(shí)施例的復(fù)相Q&P鋼的顯微組織分析可見，組織中鐵素體體積分?jǐn)?shù)為 10 30%，馬氏體為60 85%，殘余奧氏體為5 10%左右。 本發(fā)明方法生產(chǎn)的復(fù)相Q&P鋼屈服強(qiáng)度均高于600MPa，抗拉強(qiáng)度均高于800Mpa， 均勻延伸率在10 20%之間、總延伸率在20 32%之間，表現(xiàn)出的較高的強(qiáng)度和良好的 塑性，其綜合力學(xué)性能比常規(guī)Q&P鋼好。
權(quán)利要求
一種低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法，該方法是以低碳錳硅鋼或低碳錳硅鋁鋼為原材料進(jìn)行熱軋變形處理的過程，該過程依次包括如下步驟1)將鋼坯加熱到1100～1250℃，保溫5～120min；2)然后以5～20℃/s的速度將其冷卻到1000～1100℃；3)再以1～50s-1的應(yīng)變速率對(duì)其進(jìn)行粗軋；4)粗軋完成后，以5～50℃/s的速度將其冷卻到T1～T2溫度區(qū)間，其中T1＝A3～A3-30℃、T2＝Ar3～Ar3+10℃、A3為鋼在平衡冷卻時(shí)從奧氏體開始向鐵素體相變的溫度、Ar3為鋼在冷卻條件下從奧氏體開始向鐵素體相變的溫度；5)再以1～50s-1的應(yīng)變速率對(duì)其進(jìn)行精軋；6)精軋完成后，以40～100℃/s的速度將其冷卻到T3～T4溫度區(qū)間，其中T3低于Ms點(diǎn)、T4高于Mf點(diǎn)、Ms點(diǎn)為鋼在克服相變阻力發(fā)生馬氏體相變時(shí)的臨界溫度、Mf點(diǎn)為馬氏體相變的結(jié)束溫度；7)最后將其加熱至250～450℃，恒溫3～30min，冷卻至室溫，即可獲得低合金復(fù)相Q&P鋼。
2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于所說的步驟3) 中，粗軋時(shí)實(shí)施2 3道次變形，各道次變形量控制在20 50%。
3. 根據(jù)權(quán)利要求1或2所述的低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于所說的步 驟5)中，精軋時(shí)實(shí)施1 3道次變形，各道次變形量控制在20 30%。
4. 根據(jù)權(quán)利要求3所述的低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法，其特征在于所說的步驟5) 中，精軋時(shí)各道次變形工序的間隔時(shí)間小于5s。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種低合金復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)方法。該方法是以低碳錳硅鋼或低碳錳硅鋁鋼為原材料，依次經(jīng)過以下步驟將鋼坯加熱到1100～1250，保溫5～120min后以5～20℃/s的速度冷卻到1000～1100℃，然后以1～50s-1的應(yīng)變速率進(jìn)行粗軋；再以5～50℃/s的速度冷卻到T1～T2溫度區(qū)間，其中T1＝A3～A3-30℃，T2＝Ar3～Ar3+10℃；再以1～50s-1的應(yīng)變速率進(jìn)行精軋；精軋完后以40～100℃/s的速度冷卻到T3～T4溫度區(qū)間，其中T3低于Ms點(diǎn)，T4高于Mf點(diǎn)；然后加熱至250～450℃，恒溫3～30min后冷卻至室溫。試驗(yàn)證明，本發(fā)明方法生產(chǎn)的低合金復(fù)相Q&P鋼具有較高的強(qiáng)度和良好的塑性，其綜合力學(xué)性能比常規(guī)Q&P鋼好。
文檔編號(hào)B21B37/16GK101775470SQ20101011889
公開日2010年7月14日 申請(qǐng)日期2010年3月2日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月2日
發(fā)明者劉吉斌, 尹云洋, 方芳, 朱叢茂, 羅國(guó)華, 范植金, 陳瑋 申請(qǐng)人:武漢鋼鐵(集團(tuán))公司