一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q＆P钢及其制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 随着
能源、环境和可持续发展的矛盾日益突出，
汽车行业朝着节能、降耗、低
碳、环保、绿色的方向发展，这对汽车用材料提出新的挑战。轻量化、安全性是衡量汽车材料的重要指标，因此设计与开发低密度高强塑性材料尤为重要。此外，在钢铁企业面临产能过剩、产品结构失衡、高能耗等严峻形势，急需开发减量化工艺的高品质绿色钢材材料。
[0003] 淬火-配分(Q&P)钢被誉为第三代最有潜
力的汽车用高强钢，目前经历20余年的研究。基于淬火配分理念演变出一系列研究工艺，如：Q-P-T、QT&P等，这些衍生工艺和传统工艺同为
冷轧之后采用
热处理来获得Q&P组织，步骤繁杂。国内仅有少数几家钢铁公司能生产工业化产品，均为冷轧
退火工艺，生产成本高，限于部分高端车型的应用。
[0004] 近来年，热轧Q&P工艺得到关注，热轧Q&P工艺能实现在线淬火及配分，大幅度的简化传统生产方式。但是现有热轧Q&P研究严重依赖在线快速冷却，低温淬火控制难，导致板形不良、组织性能不均匀等问题，制约其进一步工业化应用。此外，当前大部分研究获得的Q&P组织中残余奥氏体含量较低，普遍低于15％，使得高强度(大于1100MPa)的Q&P组织难以获得良好的均匀及断后延伸率。因此，开发高强塑积新型热轧Q&P钢以及相应易于控制的生产工艺迫在眉睫。
发明内容
[0005] 针对现有Q&P研究中存在的不足，本发明的目的在于提供一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢及其制造方法，通过成分设计来弱化
马氏体
相变对冷却速度的依赖，实现空冷获得马氏体，而不是像传统热轧Q&P钢工艺中需要淬火，解决淬火
温度难控制的问题。同时，提高组织中残余奥氏体含量，提升综合力学性能。
[0006] 本发明的技术方案是：
[0007] 一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢，按重量百分比计，化学成分为：0.22～0.25％C，2.8％～3.2％Mn，1.8～2.2％Al，余量为Fe。
[0008] 所述的低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢的制造方法，按以下步骤进行：
[0010] 按化学成分转炉或电炉冶炼+
真空炉精炼，铸造成
铸坯或锭；
[0011] 2)加热、热轧
[0012] 将铸坯或锭加热至1190～1210℃，保温1～1.5h，粗轧开轧温度在1170～1190℃，粗轧为2～3个道次，累计
变形量为50～70％得到中间坯；待中间坯温度降低降至920～930℃时进行4～6道次精轧，终轧温度在870～890℃，累计变形量为75～90％；
[0013] 3)在线冷却及配分
[0014] 精轧后的轧件从870～890℃空冷却至280～340℃，随后置于预先加热至280～340℃的
电阻炉内，随炉冷却至室温。
[0015] 所述的低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢的制造方法，热轧Q&P钢显微组织中，铁素体的体积分数为10～15％、残余奥氏体的体积分数为20～25％，其余为马氏体。
[0016] 所述的低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢的制造方法，热轧Q&P钢的性能指标如下：
抗拉强度≥1135MPa，断后延伸率>19％，
屈服强度为630～705MPa，强塑积为21.790-23.595GPa.％。
[0017] 本发明的设计思路如下：
[0018] 本发明低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢成分设计的依据为：(1)满足Q&P处理的成分约束性要求；(2)满足动态配分
热力学要求。加入适度的C含量0.22～0.25％，起到固溶强化并保证有足够量的碳用于配分，以稳定奥氏体；加入一定含量的Mn2.8％～3.2％，稳定奥氏体并且保证材料优良的淬透性，空冷即可获得马氏体为主的基体组织；加适量Al弥补因增加Mn含量而降低的Ms，提高Ms至350℃以上，拓宽动态配分开始温度，有充足的动力完成碳配分过程，同时还能抑制碳化物形成，降低材料的密度。经测量，本发明中Ms温度为370℃。
[0019] 在采用巧妙的成分设计后，实验钢在热轧后可直接空冷至马氏体温度区间，能精确的控制空冷温度，并且避免中间过程的铁素体和珠光体相变等。随后，经空冷后的实验钢直接置于预先加热的电阻炉随炉冷却即可，最终获得铁素体、马氏体/
贝氏体和残余奥氏体的复相Q&P组织，其中残余奥氏体含量大于20％。该复相组织在变形过程中残余奥氏体提供持续的TRIP效应，使得实验钢获得良好的强塑性，抗拉强度≥1135MPa，延伸率>19％。
[0020] 与现有Q&P钢相比，本发明低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢及其制造方法具有显著的优点及有益效果如下：
[0021] 1、在成分设计上，采用低密度的合金，符合汽车材料轻量化的要求，并且采用以Al替代全部Si的形式可以大幅度改善热轧板表面
质量；工艺上以热代冷，省却很多冷轧退火方式的繁杂步骤，并且在控制
轧制后的马氏体相变不依赖淬火过程，可以直接空冷至预设的相变温度点，更加精确的控制终冷温度，可解决低温淬火过程中因温度
应力以及冷却不均匀带来的板形问题。此外，获得的组织比例区别于传统Q&P钢，大量增加残余奥氏体的含量，使得材料在1100MPa以上仍然保持良好的塑性。
[0022] 2、本发明的低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢及其制造方法，可灵活应用于现有的热连轧线以及先进轧制技术ESP(全无头)产线，轧制规程和传统热轧品种一致，并无特殊要求。同时，放宽热轧后的冷却控制，可以根据生产线长度采取适当的分段式冷却，如：全空冷或者先快速
水冷后空冷和
风冷等，更易实现终冷温度的控制。本发明为新一代热轧高品质Q&P钢提供新的研究思路和方向，具有广阔的应用前景。
附图说明
[0023] 图1是本
实施例1的热轧钢板的典型金相组织。
[0024] 图2是实施例1-4的XRD衍射峰；图中，横坐标2θ代表衍射
角(deg)，纵坐标Intensity代表相对强度(a.u.)。
具体实施方式
[0025] 在具体实施过程中，本发明的低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢及其制造方法如下：
[0026] 1)冶炼、铸造
[0027] 热轧Q&P钢的化学成分按重量百分比为：0.22～0.25％C，2.8％～3.2％Mn，1.8～2.2％Al，余量为Fe；按上述成分转炉或电炉冶炼+真空炉精炼，铸造成铸坯或锭。
[0028] 2)加热、热轧
[0029] 将铸坯或锭加热至1190～1210℃，保温1～1.5h，粗轧开轧温度在1170～1190℃，粗轧为2～3个道次，累计变形量为55％。待中间坯温度降低降至920～930℃时进行4～6道次精轧，终轧温度在870～890℃左右，累计变形量为78％。
[0030] 3)在线冷却及配分
[0031] 精轧后的轧件从870～890℃空冷却至280～340℃，随后，置于预先加热至280～340℃的电阻炉内，随炉冷却至室温。
[0032] 下面，通过实施例和附图对本发明进一步详细阐述。
[0033] 本发明实施例中，采用150kg的真空熔炼炉，获得100kg的
铸锭，铸锭被锻成截面40×60mm的尺寸。力学性能测试采用的标准为GB/T228.1-2010，拉伸样的标距为25mm，室温下测试，拉伸速率为2mm/min。
[0034] 实施例1：
[0035] 本实施例中，低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢成分按重量百分比为：C：0.23％，Mn：3.0％，Al：1.8％，其余为Fe。
[0036] 通过冶炼
锻造后，将钢坯加热至1200℃，保温1.5h后。在1190℃进行第一阶段轧制，然后空冷至920℃进行第二阶段轧制，终轧温度为880℃，空冷至340℃，随后随炉缓慢冷却至室温。
[0037] 经力学性能检测其性能指标如下：屈服强度为660MPa，抗拉强度为1135MPa，断后延伸率为19.20％，强塑积为21.790GPa.％。如图1所示，金相组织由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成，铁素体的体积分数为14％，残余奥氏体的体积分数为23.25％，其余为马氏体。如图2所示，从XRD检测可以看出，存在几个明显的奥氏体衍射峰，(200)γ、(220)γ和(311)γ。
[0038] 实施例2：
[0039] 本实施例中，低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢成分按重量百分比为：C：0.25％，Mn：2.8％，Al：2.0％，其余为Fe。
[0040] 通过冶炼锻造后，将钢坯加热至1200℃，保温1.5h后。在1180℃进行第一阶段轧制，然后空冷至925℃进行第二阶段轧制，终轧温度为870℃，空冷至320℃，随后随炉缓慢冷却至室温。
[0041] 经力学性能检测其性能指标如下：屈服强度为630MPa，抗拉强度为1151MPa，断后延伸率为20.5％，强塑积为23.595GPa.％。金相组织由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成，铁素体的体积分数为14％，残余奥氏体的体积分数为21.92％，其余为马氏体。如图2所示，从XRD检测可以看出，存在几个明显的奥氏体衍射峰，(200)γ、(220)γ和(311)γ。
[0042] 实施例3：
[0043] 本实施例中，低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢成分按重量百分比为：C：0.24％，Mn：2.9％，Al：2.2％，其余为Fe。
[0044] 通过冶炼锻造后，将钢坯加热至1210℃，保温1.5h后。在1170℃进行第一阶段轧制，然后空冷至930℃进行第二阶段轧制，终轧温度为890℃，空冷至300℃，随后随炉缓慢冷却至室温。
[0045] 经力学性能检测其性能指标如下：屈服强度为653MPa，抗拉强度为1161MPa，断后延伸率为19.20％，强塑积为22.290GPa.％。金相组织由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成，铁素体的体积分数为13％，残余奥氏体的体积分数为24.16％，其余为马氏体。如图2所示，从XRD检测可以看出，存在几个明显的奥氏体衍射峰，(200)γ、(220)γ和(311)γ。
[0046] 实施例4：
[0047] 本实施例中，低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q&P钢成分按重量百分比为：C：0.26％，Mn：3.0％，Al：1.9％，其余为Fe。
[0048] 通过冶炼锻造后，将钢坯加热至1200℃，保温1.5h后。在1180℃进行第一阶段轧制，然后空冷至920℃进行第二阶段轧制，终轧温度为885℃，空冷至280℃，随后随炉缓慢冷却至室温。
[0049] 经力学性能检测其性能指标如下：屈服强度为705MPa，抗拉强度为1196MPa，断后延伸率为19.5％，强塑积为23.322GPa.％。金相组织由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成，铁素体的体积分数为13％，残余奥氏体的体积分数为21.85％，其余为马氏体。如图2所示，从XRD检测可以看出，存在几个明显的奥氏体衍射峰，(200)γ、(220)γ和(311)γ。
[0050] 实施例结果表明，本发明热轧Q&P钢加入足够的Mn含量避免空冷过程中扩散型相变，加入适量Al抑制碳化物析出并控制马氏体开始转变温度大于350℃，保证较高的卷取温度，以完成动态碳配分过程。实验钢在控制轧制后在线空冷至280～340℃，随后炉冷至室温，最终获得少量铁素体、马氏体和残余奥氏体的复相Q&P组织，抗拉强度≥1135MPa，延伸率>19％。与现有Q&P钢相比，本发明通过合理成分设计，降低实验钢密度，并且减弱马氏体相变对冷速的依赖，以空冷取代淬火过程，克服在线低温淬火(Ms以下)带来的组织性能不均匀及板形不良等难题。同时，本发明可实现在线动态配分，大幅度简化当前研究工艺，为高性能热轧Q&P钢的开发和生产提供新方法。
