一种1280MPa级别低碳低合金Q&P钢及其快速热处理制造方法 |
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| 申请号 | CN202110360562.7 | 申请日 | 2021-04-02 | 公开(公告)号 | CN115181898B | 公开(公告)日 | 2023-10-13 |
| 申请人 | 宝山钢铁股份有限公司; | 发明人 | 李俊; 刘赓; 王健; 王超; 陈云鹏; 刘益民; | ||||
| 摘要 | 一种1280MPa级别低 碳 低 合金 Q&P 钢 及其快速 热处理 制造方法，该钢化学成分 质量 百分比为：C 0.16～0.23％，Si 1.4～2.0％，Mn 2.4～3.0％，Ti 0.006～0.016％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al 0.02‑0.05％，还可含有Cr、Mo、Nb、V中的一种或两种，Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。其制造方法包括： 冶炼 、 铸造 、 热轧 、 冷轧 和快速热处理工序；快速热处理全过程用时71～186s。本 发明 通过控制快速热处理过程中快速加热、短时保温和快速冷却过程，改变 变形 组织的回复、再结晶及奥氏体 相变 过程，增加形核率(包括再结晶形核率和奥氏体相变形核率)，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，在提高热处理效率的同时改善了材料的 力 学性能，扩展了材料性能区间范围。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种1280MPa级别低碳低合金Q&P钢，其化学成分质量百分比为：C：0.16～0.23％，Si：1.4～2.0％，Mn：2.4～3.0％，Ti：0.006～0.016％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al：0.02～ |
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| 说明书全文 | 一种1280MPa级别低碳低合金Q＆P钢及其快速热处理制造方法 技术领域[0001] 本发明属于材料快速热处理技术领域，特别涉及一种1280MPa级别低碳低合金Q＆P钢及其快速热处理制造方法。 背景技术[0002] 随着人们对能源节约以及材料安全服役意识的逐步提高，高强钢，尤其是先进高强钢的使用日益增多，这也使得钢铁企业及科研院所对先进高强钢的开发日益重视。为了进一步提高钢材产品的强塑积，以Q＆P(Quenching and Partitioning，淬火及碳的再分配)钢为代表的第三代先进高强钢的开发日益得到重视。 [0003] Q＆P热处理工艺是由Speer等人于21世纪初提出的一种新型的连续热处理工艺技术，该工艺主要包括四步： [0004] 第一、将带钢加热到奥氏体化温度保温； [0006] 第三、将带钢加热至不高于Ms的温度下保温，使碳元素从过饱和的马氏体向奥氏体中扩散配分，降低马氏体中的碳含量和硬度，改善其塑性，同时提高奥氏体的碳含量并增加其稳定性； [0007] 第四、冷却到室温，在这一个过程中，如果残余奥氏体的稳定性不够，部分奥氏体将转变为马氏体，那么室温下得到的残余奥氏体量将减少。 [0008] Q＆P钢本质上是一种马氏体钢，但是它区别于传统的回火马氏体钢，在与回火马氏体钢同等强度下，Q＆P钢的塑性却有很大的提高。这是由于Q＆P钢的组织中存在残余奥氏体，这部分奥氏体在变形过程中转变为马氏体，产生所谓的TRIP效应，大幅度提高了钢的塑性。 [0009] 目前，针对Q＆P工艺的开发手段有两条，一是通过添加合金元素，提高钢中合金元素对碳化物析出的抑制能力；二是优化工艺，通过调整Q＆P工艺中淬火及配分过程的温度及时间，来改变Q＆P钢的组织性能。 [0010] 美国专利US2003/027825，提出了Q＆P钢生产工艺的大致过程，并将奥氏体化过程限定于在高温下进行，材料组织需全奥氏体化，对于实际生产过程这一温度过高(850‑950℃)，且时间长(通常要求钢板奥氏体化过程需保温2～5min)，设备要求较高，制造成本也较高。 [0011] 中国专利CN103667884B公开了“一种1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法”，该发明钢成分质量百分比为：C 0.14～0.16％，Si 1.31～1.51％，Mn 2.7～2.9％，S≤0.005％，P≤0.009％，Al 0.11～0.51％，RE 0.005～0.02％，余Fe和其它不可避免杂质元素。该发明钢的主要特征在于采用高Mn和稀土元素添加，降低Mn元素偏析，通过传统连续退火工艺获得一定量的亚稳定奥氏体组织，其抗拉强度大于1400MPa，屈服强度为500‑900MPa，延伸率大于8％，屈强比为0.4‑0.6。 [0012] 中国专利CN102925799A公开了“一种超高强钢的生产方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C 0.21～0.24％，Si 0.45～0.55％，Mn 1.4～1.46％，P≤0.015％，S≤0.01％，Al 0.03～0.06％，Nb 0.02～0.03％，V 0.05～0.06％，Ti 0.035～0.05％，Mo 0.25～0.35％，B 0.0017～0.0022％，余Fe和其它不可避免杂质。所得到的钢板的屈服强度在1300MPa左右，抗拉强度在1378MPa左右，断后伸长率在11％左右。该发明钢的主要特征在于添加高合金含量，包括添加高C元素和高微合金元素，同时添加有Mo元素。其通过传统的连续退火工艺，且退火温度高达910‑930℃，对于制造成本和制造设备都有着很高的要求。 [0013] 中国专利CN105543674B公开了“一种高局部成型性能冷轧超高强双相钢的制造方法”，该发明的高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.08～0.12％、Si：0.1～0.5％、Mn：1.5～2.5％、Al：0.015～0.05％，其余为Fe和其它不可避免杂质。将该化学成分选配原料，熔炼成铸坯；将铸坯在1150‑1250℃加热1.5‑2小时后进行热轧，热轧开轧温度 1080‑1150℃，终轧温度为880‑930℃；轧后以50‑200℃/s的冷却速度冷却至450‑620℃进行卷取，得到以贝氏体为主要组织类型的热轧钢板；将热轧钢板进行冷轧，随后以50‑300℃/s的速度加热至740‑820℃进行退火，保温时间30s‑3min，以2‑6℃/s的冷速冷至620‑680℃，之后以30‑100℃/s的冷速冷至250‑350℃过时效处理3‑5min，得到铁素体+马氏体双相组织的超高强双相钢。该超高强双相钢的屈服强度为650‑680MPa，抗拉强度为1023‑1100MPa，延伸率为12.3‑13％，沿轧制方向180°弯曲不开裂。 [0014] 该专利的最主要特征为将热轧后冷却条件控制与连续退火过程中的快速加热相结合，即通过控制热轧后冷却工艺，消除带状组织，实现组织均匀化；在后续连续退火过程中采用快速加热，在保证组织均匀性的基础上实现组织细化。可见该专利技术采用快速加热退火，其前提是热轧后获得以贝氏体为主要组织的热轧原料，其目的主要在于保证组织均匀性，避免出现带状组织而导致局部变形不足。 [0015] 该专利的不足主要在于： [0016] 第一，要获得具有贝氏体组织的热轧原料，该热轧原料强度高、变形抗力大，为后续酸洗和冷轧生产都带来了很大的困难； [0017] 第二，其对快速加热的理解仅限于缩短加热时间，细化晶粒的层面，其加热速率未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行划分，而全部以50‑300℃/s的速度加热，导致快速加热生产成本的提高； [0018] 第三，是均热时间30s‑3min，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果对材料强度和韧性提高不利； [0019] 第四，该专利必须进行3‑5分钟的过时效处理，这实际上对快速热处理DP钢而言时效时间过长了，没有必要。而且均热时间和过时效时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行，显然这也不是严格意义上的快速热处理过程。 [0020] 中国专利201711385126.5公开了“一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢”，其化学成分质量百分比为：C：0.16‑0.22％，Si：1.2‑1.6％，Mn：1.6‑2.2％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素，其通过下述快速热处理工艺获得：带钢由室温快速加热至790℃～830℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为40～300℃/s；在两相区加热目标温度区间停留时间为60s‑100s；带钢从两相区温度快速冷却至410‑430℃，冷却速度为40‑100℃/s，并在此温度区间停留200‑300s；带钢从410‑430℃快速冷却至室温。其特征在于：所述的TRIP钢金相组织为贝氏体、铁素体、奥氏体三相组织；所述的TRIP钢平均晶粒尺寸明显细化；抗拉强度950～ 1050MPa；延伸率21～24％；强塑积最大可达到24GPa％。 [0021] 该专利的不足主要有以下几个方面： [0022] 第一，该专利公开的是一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢产品及其工艺技术，但该TRIP钢产品的抗拉强度为950～1050MPa该强度作为780MPa级的产品抗拉强度显得太高了，用户使用效果不可能好，而作为980MPa级别抗拉强度又偏低了，不能很好地满足用户的强度要求； [0023] 第二，该专利采用一段式快速加热，在整个加热温度区间均采用了同一个快速加热速率，未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行区别处理，而全部以40‑300℃/s的速度快速加热，必然导致快速加热过程生产成本的提高； [0024] 第三，该专利均热时间定为60‑100s，这和传统连退的均热时间差不多，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果对材料强度和韧性提高非常不利； [0025] 第四，该专利必须进行200‑300s的贝氏体等温处理时间，这实际上对快速热处理产品而言等温处理时间过长了，起不到应有的作用，没有必要。而且均热时间和等温处理时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行，显然这也不是严格意义上的快速热处理过程。 [0026] 中国专利CN107794357B和美国专利US2019/0153558A1公开了“一种超快速加热工艺生产超高强度马氏体冷轧钢板的方法”，该高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.10～0.30％、Mn：0.5～2.5％、Si：0.05～0.3％、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.04％、Cr： 0.10～0.3％、B：0.001～0.004％、P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe和其他不可避免杂质。 该双相钢的力学性能：屈服强度Rp0.2大于1100MPa，抗拉强度Rm＝1800‑2300MPa，延伸率最大12.3％，均匀延伸率5.5～6％。该发明提供了一种超高强度马氏体冷轧钢板的超快速加热生产工艺，其工艺特征首先将冷轧钢板以1～10℃/s加热到300～500℃，然后以100～500℃/s的加热速率再加热至单相奥氏体区850～950℃；之后，钢板在保温不超过5s后立即水冷到室温，得到超高强度冷轧钢板。 [0027] 该专利所述工艺的不足之处包括： [0028] 第一，该发明钢退火温度已经进入到奥氏体单相区的超高温温度范围，而且还含有较多的合金元素，屈服强度和抗拉强度均超过了1000MPa，所以这给热处理本工艺、热处理前工序制造及后续用户使用带来较大的困难； [0029] 第二，该发明的超快速加热退火方法，其采用不超过5s的保温时间，不仅加热温度的可控性差，而且还会导致最终产品中合金元素分布不均匀，导致产品组织性能的不均匀和不稳定； [0030] 第三，最后的快冷其采用的是水淬冷却到室温，未进行必要的回火处理，这样其所得到的最终产品组织性能及最终组织结构中的合金元素分布情况不能使产品获得最佳的强韧性，导致最终产品强度过剩有余，而塑性和韧性不足； [0032] 当前受传统连续退火炉生产线设备能力所限，冷轧Q＆P钢产品及退火工艺相关研究都是基于现有工业装备的加热速率(5～20℃/s)对带钢进行慢速加热，使其依次完成再结晶和奥氏体化相变，因此加热和均热时间都比较长、能耗高，同时传统连续退火生产线还存在带钢在高温炉段的辊子数目较多等，传统连续退火机组根据产品大纲和产能要求，一般均热时间要求在1～3min，对于机组速度在180米/分左右的传统产线，其高温炉段内的辊子数目一般在20～40根不等，使带钢表面质量控制难度增大。 发明内容[0033] 本发明的目的在于提供一种1280MPa级别低碳低合金Q＆P钢及其快速热处理制造方法，通过快速热处理改变变形组织的回复、再结晶及奥氏体相变过程，增加形核率(包括再结晶形核率和奥氏体相变形核率)，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，提高残余奥氏体含量，进一步提高材料强度和塑性；其屈服强度754～1112MPa，抗拉强度1235～1350MPa，延伸率19～22.2％，强塑积24.8～28.97GPa％，使材料获得良好的强韧性匹配，提高材料的成型、焊接等用户使用性能；同时，采用快速热处理工艺提高了生产效率，降低同级别钢中的合金含量，从而降低生产成本及热处理前工序制造难度，显著减少炉辊数量，提高表面质量。 [0034] 为达到上述目的，本发明的技术方案是： [0035] 1280MPa级别低碳低合金Q＆P钢，其化学成分质量百分比为：C：0.16～0.23％，Si：1.4～2.0％，Mn：2.4～3.0％，Ti：0.006～0.016％，P≤0.015％，S≤0.002％，Al：0.02～ 0.05％，还可含有Cr、Mo、Nb、V中的一种或两种，且，Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，并通过下述工艺获得： [0037] 按上述化学成分冶炼并铸造成板坯； [0038] 2)热轧、卷取 [0039] 卷取温度550～680℃； [0040] 3)冷轧 [0041] 冷轧压下率为40～85％； [0042] 4)快速热处理 [0043] 冷轧后的钢板快速加热至770～845℃，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时加热速率为50～500℃/s，采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃；之后进行均热，均热温度为770～845℃，均热时间为10～60s； [0044] 均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至700～770℃，随后以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃，并在此温度区间保温2～10s，随后以10～30℃/s的加热速率再加热至300～470℃进行回火处理，回火时间10～60s；回火结束后以30～100℃/s的冷却速率冷却至室温。 [0045] 优选的，所述C含量为0.18～0.21％。 [0046] 优选的，所述Si含量为1.6～1.8％。 [0047] 优选的，所述Mn含量为2.6～2.8％。 [0048] 优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。 [0049] 优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。 [0050] 优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。 [0051] 优选的，所述的快速热处理全过程用时为71～186s。 [0052] 优选的，所述步骤1)中快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。 [0053] 优选的，所述步骤1)快速加热采用两段式加热：第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0054] 优选的，所述步骤1)快速加热采用两段式加热：第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0055] 优选的，步骤4)中，所述带钢或钢板从700～770℃以50～150℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃。 [0056] 本发明所述Q＆P钢的金相组织为马氏体80～90％、残余奥氏体10～20％、铁素体3～5％的多相组织，其基体组织分布均匀，出现明显片层状回火马氏体，晶粒粒径为1‑3μm，马氏体强化相晶粒周围存在均匀分布的铁素体相，马氏体强化相晶粒以片状组织结构为主。 [0057] 本发明所述Q＆P钢的金相组织中奥氏体具有良好的热稳定性，‑50℃奥氏体转变率低于8％，‑190℃奥氏体转变率低于30％。 [0058] 本发明所述Q＆P钢的屈服强度754～1112MPa，抗拉强度1281～1350MPa，延伸率19～22.2％，强塑积24.8～28.97GPa％。 [0059] 在本发明钢的成分与工艺设计中： [0060] C：碳是钢中最常见的强化元素，碳使钢的强度增加，塑性下降，但对成形用钢而言，需要的是低的屈服强度、高的均匀延伸率和总延伸率，故碳含量不宜过高。碳在钢中的相有两种存在方式：铁素体和渗碳体。碳含量对钢的力学性能影响十分大，随着含碳量的升高，马氏体和珠光体等强化相的数量会增加，使钢的强度与硬度大幅提高，但是其塑性与韧性会明显下降，若含碳量过高，钢中便会出现明显的网状碳化物，而网状碳化物的存在会使其强度、塑性与韧性都明显下降，钢中含碳量的升高所产生的强化效果也会显著减弱，使钢的工艺性能变差，所以在保证强度的前提下应尽量降低碳含量。 [0061] 对于Q＆P钢而言，碳元素是马氏体基体最有效的强化元素之一，它固溶于奥氏体中，扩大奥氏体相区，极大的提高奥氏体稳定性，使珠光体和贝氏体的转变C曲线右移，推迟珠光体和贝氏体的转变，降低Ms点温度。含碳量太低会使残余奥氏体的稳定性降低，含碳量过高会使马氏体中出现孪晶，降低钢的塑性、韧性和焊接性。综合考虑本专利将含碳量限定在0.16～0.23％范围之内。 [0062] Mn：锰可与铁形成固溶体，进而提高碳钢中铁素体与奥氏体的强度及硬度，并使钢材在热轧之后的冷却过程中获得较细小且强度较高的珠光体，而且珠光体的含量也会随Mn含量增加而有所增加。锰同时又是碳化物的形成元素，锰的碳化物能够溶入渗碳体，从而间接地增强马氏体和珠光体等强化相的强度。锰还可以强烈增强钢的淬透性，进一步提高其强度。 [0063] 对于Q＆P钢而言，添加锰元素可降低马氏体转变温度Ms，增加残余奥氏体的含量，提高残余奥氏体的稳定性，且锰元素对钢的韧性影响不大。但锰含量较高时，有使钢材晶粒粗化的趋势，并且增加钢的过热敏感性，当熔炼浇注与热轧之后冷却不当时，容易使碳钢中产生白点。本发明将锰含量限定在2.4～3.0％范围之内。 [0064] Si：硅在铁素体或奥氏体中形成固溶体，从而增强钢的屈服强度与抗拉强度，而且硅可增加钢的冷加工变形硬化速率。另外，硅在硅锰钢的沿晶断口表面有着明显的富集现象，硅在晶界位置的偏聚能够减缓碳与磷沿晶界的分布，进而改善晶界脆化状态。硅可提高钢的强度、硬度与耐磨性，而且在一定范围内不会使钢的塑性明显下降。硅脱氧的能力较强，是炼钢时常用的脱氧剂，硅还能够增大钢液的流动性所以一般钢中都含硅，但是当钢中硅的含量过高时，其塑性与韧性会显著下降。对于Q＆P钢而言： [0065] 第一，硅元素是非碳化物形成元素，在碳化物中的溶解度极低，在QP钢等温过程中，能够抑制Fe3C的形成，使未转变的奥氏体富碳，从而大大提高奥氏体的稳定性，使其能够在室温保留下来； [0066] 第二，硅元素是铁素体形成元素，可以提高残余奥氏体的稳定性，起到固溶强化的作用，从而提高钢的强度； [0067] 第三，硅元素有缩小奥氏体相区，提高C元素在铁素体中活度的作用。 [0068] 较高的硅含量有利于获得较多的残余奥氏体，但过高的硅含量会使钢产生坚硬的氧化层、较差的表面性能、降低热轧钢板的润湿性和表面质量。硅对奥氏体长大速率没有明显影响，但对奥氏体的形态和分布有明显影响，硅含量的增加将使得热处理前工序的制造难度增加；本发明将硅含量限定在1.4～2.0％范围之内。 [0069] Ti：Ti是微合金元素，属于封闭γ区的铁素体形成元素，它可提高钢的临界点，钢中的Ti和C可形成十分稳定的TiC，在一般热处理的奥氏体化温度范围内，TiC极难溶解。由于TiC颗粒使奥氏体晶粒细化，奥氏体分解转变时，新相晶核形成的机会增多，这些都加速了奥氏体转变。另外，Ti可与C，N形成TiC、TiN析出相，比Nb、V的碳氮化物更稳定，显著降低C在奥氏体中的扩散速度，使奥氏体形成速度大幅度降低，形成的碳氮化物在基体中沉淀，钉扎在奥氏体的晶界，阻碍奥氏体晶粒长大。在冷却过程中，析出的TiC具有沉淀强化作用；在回火过程中，Ti减缓C在α相中的扩散，减缓Fe、Mn等碳化物的析出与长大，增加回火稳定性，并可通过析出TiC而起到二次硬化作用。通过Ti的微合金化可提高钢的高温强度。在钢中添加微量的Ti，一方面，可在减少碳当量含量的同时提高强度、提高钢的焊接性能；另一方面，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；其次，由于其微观质点的作用，例如TiN在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中Ti元素为有益且必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多，在0.006～0.016％为宜。 [0070] Cr：铬在钢中的主要作用是提高淬透性，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。铬与铁形成连续固溶体，缩小奥氏体相区域，铬与碳形成多种碳化物，与碳的亲和力大于铁和锰元素。铬与铁可形成金属间化合物σ相(FeCr)，铬使珠光体中碳的浓度及奥氏体中碳的极限溶解度减少；铬减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性。但亦增加钢的回火脆性倾向。加入其他合金元素时，铬元素提高钢的强度和硬度效果较显著。由于Cr提高了钢在空冷时的淬火能力，因而对钢的焊接性能有不利的影响。但是在含铬量小于0.3％时，对焊接性的不利影响可以忽略；大于此含量时，容易在焊接时产生裂纹和夹渣等缺陷。当Cr与其他合金元素同时存在(如和V共存)时，Cr对焊接性的不利影响大大减小。如当Cr、Mo、V等元素同时存在于钢中时，即使含Cr量达到1.7％，对钢的焊接性能尚无显著的不利影响。本发明中铬元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0071] Mo：钼元素能抑制铁的自扩散和其他元素的扩散速度。Mo原子半径比α‑Fe原子大，当Mo溶解在α固溶体时，使固溶体发生强烈的晶格畸变，同时Mo能增加晶格原子键引力，提高α铁素体的再结晶温度。Mo在珠光体型、铁素体型、马氏体型钢中，甚至在高合金奥氏体钢中的强化作用也十分明显。Mo在钢中的良好作用还需视与钢中其他合金元素间的相互作用而定。在钢中加入强碳化物形成元素V、Nb、Ti时，Mo的固溶强化作用更加显著。这是因为当强碳化物形成元素与C结合成稳定的碳化物时，能促进Mo更有效地溶入固溶体中，从而更有利于钢的热强性提高。加入Mo还可以增加钢的淬透性，但效果没有C和Cr显著。Mo会抑制珠光体区的转变，使中温区转变加快，因而含Mo钢在冷却速度较大的情况下也能形成一定数量的贝氏体，并且消除铁素体的形成，这是Mo对低合金耐热钢热强性产生有利影响的原因之一。Mo还能显著降低钢的热脆倾向，并减小珠光体球化速度。当Mo含量在0.15％以下时，对钢的焊接性能无不利的影响。本发明中钼元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0072] Nb：Nb元素是碳化物和氮化物的形成元素，且在比较低的浓度下就能满足这种要求。常温时，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，少部分固溶在铁素体中。加入Nb可以阻止奥氏体晶粒长大，提高钢材晶粒的粗化温度。Nb元素与碳生成十分稳定的NbC，在钢中添加微量的Nb元素可以利用其析出强化的效果，提高基体的强度。Nb元素对铁素体再结晶的长大和奥氏体的晶粒长大有明显的阻碍作用，能够细化晶粒，提高钢的强度和韧性；Nb元素可以影响晶界的移动性，对相变行为和碳化物的形成也有影响。Nb可使碳在残余奥氏体中的含量升高，阻碍贝氏体的形成，促使马氏体形核，获得弥散分布的马氏体组织，并且能够提高残余奥氏体的稳定性，通过添加Nb元素来提高双相钢的强度可以做在较低含量的马氏体和低C含量的条件下得到一定强度的双相钢，提高双相钢的强韧性；同时添加Nb元素的另外一个好处是可以在一个较宽的退火温度范围内提高钢的强度。本发明中Nb元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0073] 微合金元素V：V是铁素体稳定元素，且是强碳化物形成元素，具有强烈的细化晶粒作用，可使钢的组织致密。钢中添加V可使钢的强度、塑性和韧性同时得到改善。钒还可以提高结构钢的高温强度。钒不能提高淬透性。在钢中添加微量的微合金元素V，可保证钢在碳当量较低的情况下，通过其碳、氮化物质点(尺寸小于5nm)的弥散析出及V的固溶，细化晶粒，极大地提高钢的强度、韧性，特别是低温韧性，使钢具有良好的可焊性等使用性能。在钢中添加微量的V，一方面，可在减少碳当量含量的同时提高强度、提高钢的焊接性能；另一方面，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；其次，由于其微观质点的作用，例如V(CN)在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中微合金元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。 [0074] 本发明通过快速热处理方法(包括快速加热、短时保温和快速冷却过程)来精细化控制轧硬带钢在热处理过程中变形组织的回复、再结晶和相变过程，最终获得细小、均匀、弥散分布的各项组织结构和良好的强塑性匹配。 [0075] 具体原理在于：加热过程不同温度阶段采用不同加热速率，低温段主要发生变形组织的回复，可采用相对低的加热速率以降低能耗；高温段主要发生不同相组织的再结晶和晶粒长大，必须要采用相对高的加热速率来缩短组织在高温区间的停留时间才能确保晶粒细化。通过控制加热过程中的加热速率抑制加热过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，最终细化晶粒。通过短时保温和快速冷却，缩短均热过程晶粒长大的时间，确保晶粒组织细小、均匀分布。 [0076] 中国专利CN107794357B和美国专利US2019/0153558A1公开的热处理工艺中，虽然也对加热过程进行了分段处理：先以1‑10℃/s的加热速率加热到300‑500℃，然后以100‑500℃/s的加热速率加热至单相奥氏体区850‑950℃，保温不超过5s后水淬到室温。该处理方法要求必须将钢板加热到单相奥氏体的高温区，这提高了设备的耐高温要求，增加了制造难度，同时其采用水冷的冷却方式，虽然冷速极高，可大幅度减少晶粒组织在高温区间的长大时间，但是也不可避免的带来最终产品中合金元素分布不均匀，导致产品组织性能的不均匀和不稳定，水淬冷速过高也会导致钢板板型不良和表面氧化等一系列问题。 [0077] 只有通过综合控制整个热处理过程：包括快速加热(分区段控制加热速度)、短时均热和快速冷却过程，才能获得精细控制的最优的晶粒尺寸、合金元素和各相组织均匀分布，最终获得最优的强韧性匹配产品。 [0078] 通过本发明的快速热处理方法后所获得Q＆P钢的主要相组织为马氏体(体积分数占比80～90％)和残余奥氏体(体积分数占比10～20％)，同时含有极少量的铁素体(体积分数占比3～5％)，因此严格说来其相组织为多相组织，其基体组织分布均匀，出现明显片层状回火马氏体，晶粒粒径为1～3μm，马氏体强化相晶粒周围存在均匀分布的铁素体相，马氏体强化相晶粒以片状组织结构为主。 [0079] 本发明所述的1280MPa级别低碳低合金Q＆P钢的快速热处理制造方法，包括以下步骤： [0080] 1)冶炼、铸造 [0081] 按上述化学成分冶炼并铸造成板坯； [0082] 2)热轧、卷取 [0083] 卷取温度为550～680℃； [0084] 3)冷轧 [0085] 冷轧压下率40～85％，获得轧硬态带钢或钢板； [0086] 4)快速热处理 [0087] a)快速加热 [0088] 将冷轧带钢或钢板由室温快速加热至770～845℃奥氏体和铁素体两相区目标温度；所述快速加热采用一段式或两段式，采用一段式快速加热时加热速率为50～500℃/s，采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃； [0089] b)均热 [0090] 在奥氏体和铁素体两相区目标温度770～845℃区间进行均热，均热时间为10～60s； [0091] c)冷却 [0092] 带钢或钢板均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至700～770℃，随后以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃，并在此温度区间保温2～10s； [0093] d)回火 [0094] 保温结束后，将带钢或钢板以10～30℃/s的加热速率再加热至300～470℃进行回火处理，回火时间10～60s； [0095] e)回火结束后带钢或钢板冷却至室温，冷却速率30～100℃/s。 [0096] 优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。 [0097] 优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。 [0098] 优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。 [0099] 优选的，所述快速热处理全过程用时为71～186s。 [0100] 优选的，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。 [0101] 优选的，所述快速加热采用两段式加热，第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0102] 优选的，所述快速加热采用两段式加热，第一段以30～300℃/s的加热速率从室温加热至550～625℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～625℃加热至770～845℃。 [0103] 优选的，所述快速加热最终温度为790～845℃。 [0104] 优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热，均热时间为10～40s。 [0105] 优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过845℃，降温后温度不低于770℃，均热时间为10～40s。 [0106] 优选的，步骤4)中，所述带钢或钢板从700～770℃以50～150℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃。 [0107] 在本发明所述的1280MPa级别低碳低合金Q＆P钢的快速热处理制造方法中： [0108] 1、加热速度控制 [0109] 一般在传统慢速加热条件下，变形基体都先回复、再结晶及晶粒长大，而后发生铁素体向奥氏体的相转变，而且相变形核主要在已经长大的铁素体晶界处形核，形核率低，最后得到的材料组织晶粒比较粗大。连续加热过程的再结晶动力学可以由受加热速率影响的关系式来定量描述，连续加热过程中铁素体再结晶体积分数与温度T的函数关系式为： [0110] [0111] 其中，X(t)为铁素体再结晶体积分数；n为Avrami指数，与相变机制有关，取决于再结晶形核率的衰减周期，一般在1～4的范围内取值；T为热处理温度；Tstar为再结晶开始温度；β是加热速率；b(T)由下式所获得： [0112] b＝b0exp(‑Q/RT) [0113] 从以上公式及有关实验数据可以得出，随加热速率增加，再结晶开始温度(Tstar)及结束温度(Tfin)均升高；加热速率在50℃/s以上时，奥氏体相变与再结晶过程将重叠，再结晶温度升高至两相区温度，加热速率越快，铁素体再结晶温度也越高。 [0114] 快速加热条件下，变形基体还没有完成再结晶(甚至还没有充分回复)或刚刚完成再结晶，就开始发生铁素体向奥氏体的相转变，由于刚刚完成再结晶时晶粒细小、晶界面积大，因此形核率显著提高，晶粒明显细化。特别是当铁素体再结晶过程与奥氏体相变过程发生重叠后，由于未完全再结晶的部位形变铁素体晶体内保留了大量位错等晶体缺陷，为奥氏体提供了大量的形核点，使得奥氏体的形核呈现爆发式形核，因此奥氏体晶粒进一步细化，而且这些高密度的位错线缺陷也成为了碳原子高速扩散的通道，使得每一个奥氏体晶粒都能快速生成并长大，因此奥氏体体积分数增大。以上快速加热过程为接下来的快速冷却过程奥氏体向马氏体相转变奠定了良好的基础。 [0115] 综合考虑快速加热细化晶粒的效果、制造成本以及可制造性等因素，本发明将一段式快速加热时加热速率定为50～500℃/s，采用两段式快速加热时加热速率定为15～500℃/s。 [0116] 由于不同温度区间范围内，快速加热对材料的回复、再结晶和晶粒长大等组织演变过程所产生的影响不同，为获得最优的组织控制，因此不同的加热温度区间其优选的加热速率也不相同：从20℃到500～625℃，加热速率对回复过程的影响最大，控制加热速率为15～300℃/s，进一步优选为30～300℃/s；加热温度从500～625℃到奥氏体化温度770～ 845℃，加热速率对再结晶形核、相变形核及晶粒长大过程影响最大，控制加热速率为50～ 300℃/s；进一步优选为80～300℃/s。 [0117] 2、均热温度控制 [0118] 均热温度取决于C含量，传统工艺中一般将均热温度设置在AC3以上30～50℃，本发明利用快速加热技术在铁素体中形成大量位错，为奥氏体转变提供了形核功，所以只需要将温度加热到AC1到AC3之间。本发明Q＆P钢中C含量为0.16～0.23％，AC1和AC3分别是730℃和870℃左右。Q＆P钢中有大量未溶解的细小均匀分布的碳化物，在均热处理过程中，能够对奥氏体颗粒的长大起到机械阻碍的作用，有利于细化合金钢的晶粒度，但是如果加热温度过高，就会使未溶解的碳化物数目大量降低，削弱这种阻碍作用，增强晶粒的长大倾向，进而降低钢的强度。当未溶碳化物的数量过大时，又有可能引起聚集，造成局部化学成分的分布不均匀，该聚集处的含碳量过高时，还会引发局部过热。所以理想情况下，合金钢中应该均匀分布着少量细小的颗粒状未溶碳化物，这样既可以防止奥氏体晶粒异常长大，又能够相应地提高基体中的各合金元素的含量，达到改善合金钢的强度与韧性等力学性能的目的。 [0119] 均热温度的选取应以获得细小均匀的奥氏体晶粒为目的，以达到在冷却之后能够得到较高体积分数均匀细小的马氏体组织的最终目的。过高的均热温度会使奥氏体晶粒粗大，淬火过程中工件容易开裂，淬火后获得的马氏体组织也会较粗大，使钢的力学性能不佳；还会降低Q＆P钢中残余奥氏体的数量，降低材料的硬度与耐磨性。过低的均热温度，又会使奥氏体溶入的碳以及合金元素含量不足，令奥氏体碳浓度分布不均，使钢的淬透性大幅降低，对钢的力学性能造成不利影响。亚共析钢的均热温度应该为Ac3+30～50℃。对于超高强度钢来说，存在碳化物形成元素，会阻碍碳化物的转变，所以均热温度可以适当的提高。综合以上因素，本发明选取770～850℃作为均热温度，以期获得更理想更合理的最终组织。 [0120] 3、均热时间控制 [0121] 由于本发明采用快速加热，在两相区材料含有大量位错，为奥氏体形成提供大量的形核点，并且为碳原子提供了快速扩散通道，所以奥氏体可以极快的形成，而且均热保温时间越短碳原子扩散距离越短，奥氏体内碳浓度梯度越大，最后保留下来的残余奥氏体碳含量越多；但是如果保温时间过短，会使钢中合金元素分布不均，导致奥氏体化不充分；保温时间过长又容易导致奥氏体晶粒粗大。均热保温时间的影响因素也取决于钢中碳以及合金元素的含量，当钢中碳以及合金元素含量升高时，会导致钢的导热性降低，而且因为合金元素比碳元素的扩散速度更慢，合金元素会明显延滞钢的组织转变，这时就要适当延长保温时间。综上，本发明将均热保温时间定为10～60s。 [0122] 4、快速冷却速度控制 [0123] 快速冷却过程控制需结合前期加热和均热过程中各组织演变结果及合金扩散分布结果等综合因素，确保最终获得理想的各相组织及元素合理分布的材料组织。 [0124] 为了获得马氏体强化相，快冷时材料的冷速必须大于临界冷却速度才能够得到马氏体组织，临界冷却速度主要取决于材料成分，本发明中的Si含量为1.4～2.0％，Mn含量为2.4～3.0％，含量相对较高，所以Si和Mn很大程度加强了Q＆P钢的淬透性，降低了临界冷却速度。冷却速率太低无法获得马氏体组织，力学性能无法满足要求；而太大的冷速又会产生较大的淬火应力(即组织应力与热应力)引起板形严重不良，容易导致Q＆P钢板带的变形和开裂。所以本发明将快速冷却速度设置为50～200℃/s。 [0125] 5、回火温度控制 [0126] 通常合金钢在150℃以下进行回火时，由于温度过低，合金元素无法进行扩散，只有碳元素还具有一定的扩散能力，因此低温回火钢虽然具备较高的硬度，但其脆性过大，韧性很差，无法满足工件的使用性能要求。当在200℃以上温度进行回火时，马氏体含有的碳元素与其他合金元素会开始大量析出，使残余应力减小直至消失，回火钢的硬度也会随回火温度的上升而逐渐下降，但韧性增强。而当回火温度达到500℃左右时，马氏体分解结束，渗碳体逐渐聚集长大，α相开始发生回复过程，继续升高温度，α相开始再结晶，形成多边形铁素体，强度显著下降。回火温度越高，α相与渗碳体相越粗大，回火钢的硬度也会越低，本发明最终目的是同时获得较好的强度和塑性，所以本发明将回火温度设置在300～470℃。 [0127] 6、回火时间控制 [0128] 钢在回火过程中，回火时间起到三方面的作用：(1)保证组织转变进行充分；(2)降低或消除内应力；(3)与回火温度配合使工件获得所需要的性能。本发明钢中由于采用快速加热技术使得奥氏体晶粒细化，从而将一次快速冷却后生成的残余奥氏体与马氏体的间距缩短，碳原子由过饱和马氏体向残余奥氏体扩散配分的效率提高，因此回火过程所需时间也大大减小。但如果回火时间过短难以消除内应力、降低工件的脆硬性，综合考虑，本发明将回火时间设置在10～60s。 [0129] 本发明通过对传统连续退火机组进行快速加热和快速冷却工艺改造，使其实现快速热处理工艺，可以极大的缩短退火炉加热及均热段的长度(较传统连续退火炉至少能缩短三分之一)，提高传统连续退火机组的生产效率，降低生产成本及能耗，显著减少连续退火炉炉辊数量，特别是高温炉段炉辊数量，这可以提高带钢表面质量控制能力，获得高表面质量的带钢产品。同时，通过建立采用快速热处理工艺技术的新型连续退火机组，可实现机组短小精悍、材料过渡灵活、调控能力强等目的；对产品材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料的强度和塑性，降低合金成本及热处理前工序制造难度，提高材料的成型、焊接等用户使用性能。 [0130] 本发明相对于传统技术所具有的优点： [0131] (1)本发明通过快速热处理抑制热处理过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，所获得的Q＆P钢的金相组织马氏体占80～90％、残余奥氏体占10～20％、铁素体占3～5％的多相组织，其基体组织分布均匀，出现明显片层状回火马氏体，且晶粒尺寸细化到1～3μm，马氏体强化相晶粒周围存在均匀分布的铁素体相，马氏体强化相晶粒以片状组织结构为主；组织中的奥氏体具有块状、条带状、颗粒状等多种形态，具有良好的热稳定性，‑50℃奥氏体转变率低于8％，‑190℃奥氏体转变率低于30％，且可在不同应变条件下持续发生TRIP效应，因此产品力学性能及用户使用性能优异。 [0132] (2)相比于传统热处理方式所得Q＆P钢，该发明得到的Q＆P钢合金成分大幅度降低，晶粒尺寸减小40～70％，其屈服强度754～1112MPa，抗拉强度1281～1350MPa，延伸率19～22.2％，强塑积24.8～28.97GPa％。 [0133] (3)根据本发明所述的低碳低合金1280MPa级Q＆P钢快速热处理工艺，热处理全过程用时可缩短至71～186s，大大降低了整个热处理工艺过程的时间(Q＆P钢传统连续退火工艺时间通常在5‑8min)，提高了生产效率、减少了能耗，降低了生产成本。 [0134] (4)相比于传统的Q＆P钢及其热处理工艺，本发明的快速热处理方法加热段和均热段时间缩短了60‑80％，整个热处理工序时间缩短至71～186s，可节能减排降耗，显著降低炉子等设备的一次性投资，显著降低生产运行成本和设备维护成本；另外，通过快速热处理生产相同强度等级的产品可以降低合金含量，降低热处理及前工序的生产成本，降低热处理之前各工序的制造难度。 [0135] (5)相比于传统工艺生产的Q＆P钢及其热处理工艺，由于快速热处理工艺技术使得加热过程和均热过程时间减少、炉子长度缩短、炉辊数量减少，使得Q＆P钢带钢产品在炉内产生表面缺陷的几率减少，因此产品表面质量将显著提高；另外由于产品晶粒的细化和材料合金含量的减少，采用本发明技术得到的Q＆P钢扩孔性能和弯折性能等加工成形性能、焊接性能等用户使用性能也有所提高。 [0137] 图1是本发明试验钢A按实施例1所生产的Q＆P钢显微组织图片。 [0138] 图2是本发明试验钢A按传统工艺1所生产的Q＆P钢显微组织图片。 [0139] 图3是本发明试验钢K按实施例7所生产的Q＆P钢显微组织图片。 [0140] 图4是本发明试验钢R按实施例8所生产的Q＆P钢显微组织图片。 [0141] 图5是本发明试验钢P按实施例22所生产的Q＆P钢显微组织图片。 [0142] 图6是本发明试验钢S按实施例23所生产的Q＆P钢显微组织图片。 具体实施方式[0143] 下面结合实施例和附图对本发明作进一步说明，本实施例以本发明技术方案为前提进行实施，给出了详细的实施方式和具体操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。 [0144] 本发明试验钢的成分参见表1，本发明实施例及传统工艺的具体参数参见表2和表3，表4和表5为本发明试验钢成分按实施例及传统工艺制备所得钢的主要性能。 [0145] 从表1～表4可以看出，通过本发明的方法，可降低同级别钢中的合金含量，细化晶粒、获得材料组织构成及强度和韧性的良好匹配。通过本发明的方法获得的Q＆P钢的屈服强度754～1112MPa，抗拉强度1281～1350MPa，延伸率19～22.2％，强塑积24.8～28.97GPa％。 [0146] 图1为典型成分A钢经过实施例1获得的组织图，图2为典型成分A钢经过传统工艺例1获得的组织图。从图上看，不同热处理方式处理后的材料组织存在非常大的区别。经过本发明实施例处理的获得钢的组织主要为铁素体基体上弥散分布的细小、均匀的马氏体组织及少量的碳化物组成，马氏体晶粒组织及少量碳化物都非常细小且均匀分布于铁素体基体中，这对提高材料强度和塑性都是非常有利的。而经过传统工艺处理的钢组织则分布相对不均匀，马氏体体晶粒相对较大，马氏体晶界上分布着少量的残余奥氏体和碳化物组织，且分布不均匀。采用传统工艺处理的组织特点是：晶粒相对粗大，且存在一定的组织分布不均匀现象。 [0147] 图3为典型成分K钢经过实施例7获得的组织图，图4为典型成分R钢经过实施例8获得的组织图。图5为典型成分P钢经过实施例22获得的组织图，图6为典型成分S钢经过实施例23获得的组织图。实施例7、8、22、23均为整个热处理周期较短的工艺。从图中可见，采用本发明方法，经过短时间的快速退火处理可获得更加均匀、细小、弥散分布的各相组织。因此本发明的制备方法可细化晶粒，使材料各相组织均匀分布于基体中，进而改善材料组织，提高材料性能。 [0148] 本发明可通过采用快速加热和快速冷却工艺对传统连续退火机组进行改造，使其实现快速热处理工艺，可以极大的缩短传统连续退火炉加热及均热段的长度，提高传统连续退火机组的生产效率，降低生产成本及能耗，减少连续退火炉的炉辊数量，这可以提高带钢表面质量的控制能力，获得高表面质量的带钢产品；同时通过建立采用快速热处理工艺技术的新型连续退火机组，使得该连续热处理机组具有短小精悍、材料过渡灵活、而且调控能力强等优点；对材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理前工序制造成本和制造难度，提高材料的焊接性能等用户使用性能。 [0149] 综上所述，本发明通过采用快速热处理工艺，对冷轧带钢的连续退火工艺技术进步产生了极大的促进作用，冷轧带钢从室温开始到最后完成奥氏体化过程可望在几十秒、十几秒甚至几秒内完成，大大缩短了连续退火炉子加热段长度，便于提高连续退火机组的速度和生产效率，显著减少连续退火机组炉内辊子数目，对于机组速度在180米/分左右的快速热处理产线，其高温炉段内的辊子数目不超过10根，可明显提高带钢表面质量。同时，在极短时间内所完成的再结晶和奥氏体化过程的快速热处理工艺也将提供更加灵活及柔性化的高强钢组织设计方法，进而在无需改变合金成分以及轧制工艺等前工序条件的前提下改善材料组织，提高材料性能。 [0150] 以Q＆P钢为代表的先进高强钢有着广阔的应用前景，而快速热处理技术又有着巨大的开发应用价值，两者的结合必将会为Q＆P钢的开发和生产提供更大的空间。 [0151] [0152] [0153] [0154] [0155] [0156] [0157] [0158] |
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