一种用于高强度低合金钢生产的弛豫－析出－控制相变技术

摘要

本发明涉及一种用于高强度低合金钢生产的弛豫－析出－控制相变的工艺技术和相应的合金设计,通过控制终轧后到开始加速冷却前的组织及变形晶体内的缺陷弛豫状态、控制微合金元素的析出行为等物理冶金过程、实现控制钢的相变,最终获得超细复合组织,强化、韧化基体之目的。本发明不仅降低了钢的成本,而且屈服强度可达800MPa以上。

说明书

本发明涉及一种在制造高强度低合金钢时所采用的机械热处理工艺和相应的合金设计，属于国际专利分类C21D8/02。

高强度低合金钢生产过程中微合金化和机械热处理工艺(TMCP)是得到高性能低合金高强度钢的重要环节，在机械热处理过程中，通过奥氏体两阶段形变达到细化组织的目的，同时，微合金元素Nb、Ti、V、B等在TMCP工艺中对综合细化组织，控制相变，析出强化等有重要作用。目前，控轧终轧后加速冷却和直接淬火工艺已被用于在线生产，由于免去了再加热淬火工序，对降低成本十分有益。通常通过TMCP+加速冷却/直接淬火工艺后钢的抗拉及屈服强度可比调质处理提高20％左右。直接淬火/加速冷却-回火工艺也是制造600MPa以上级别高强度、高韧性可焊接钢有效、可行的技术。

但是文献(K.Okamoto,A.Yoshie,H.Nakao“Physical Metallugy of DirectQuenched SteelPlates and its Application for Commercial Processes andProducts”,Physical Metallugy of Direct Quenched Steels,Edited byK.A.Taylor,S.W.Thompson and F.B.Fletcher,The Minerals,Metals&MaterialsSociety,1993,P339)阐明，目前已经广泛采用的TMCP+直接淬火或加速冷却工艺中均只注重选择在再结晶温度区或非再结晶温度区进行奥氏体轧制，或两相区压力加工后直接淬火或加速冷却。而一直未考虑压力加工完成后变形晶体内位错、变形带、亚晶等的恢复与演变过程，以及在弛豫过程中微合金析出的影响和作用，从而无法充分发挥晶内微结构组态对改善最终组织与性能的影响。

从目前国内外已使用的钢种看，已使用的700-800MPa级钢主要是较高合金含量的调质钢，这种钢含碳量较高，强韧性匹配不足，焊接性能较差。由于合金含量大，成本较高，采用调质处理造成能耗很大。国外也发展了一批低碳贝氏体钢，由于只采用常规控轧控冷及调质工艺，因此合金含量仍较高，成本难以下降，如表1所示。

         表1国外采用通常控轧控冷及调质工艺的合金成分

钢种WELTEN100 HSLA100海军板TD桥板屈服强度，MPa＞700(调质)＞700(调质)＞780(直淬)C量(％)0.16＜0.06＜0.06合金含量(不计Mn,Si)％3.526.392.90

本发明的目的在于提出一种特殊的弛豫-析出-控制相变的机械热处理工艺技术(TMCP+RPC)和相应的合金设计。该技术在充分考虑合金设计、成分控制、热加工(TMP)及冷却工艺的基础上，有效利用微合金元素的作用，通过特殊的机械热处理工艺来控制相变，细化组织，强化、韧化基体。本发明特别提出控制终轧后到开始加速冷却前的组织及变形晶体内的缺陷弛豫状态、控制微合金元素的析出行为等物理冶金过程、实现控制钢的相变，最终获得超细复合组织。使合金含量低，原控轧及调质处理后强度为600MPa的低合金中厚板钢，屈服强度达到800MPa以上，同时降低钢的成本。

本发明所涉及的弛豫-析出-控制相变技术基于以下基本原理：

1、通过微合金化设计使钢在950℃时就已进入非再结晶温度区。这时Nb,Ti,B等合金元素在变形基体内偏聚与析出使再结晶难以进行，这样在轧制时，变形奥氏体内畸变积累，位错密度很快升高。在终轧后，变形奥氏体内存在有大量变形位错，形变带以及各种大小的微合金元素析出物。

 2、在终轧变形后钢板按空冷1～2℃/s冷速缓冷，在此弛豫过程中变形晶体内会发生回复及多边形化过程，变形位错会重新排列或消失，在变形奥氏体中形成3-5微米直径的胞状亚结构或亚晶。Nb,Ti,B等微量元素在这些由位错组成的胞状结构边界上会发生非平衡偏聚与析出，即变形诱导析出。

 3、在经过上述弛豫-析出-控制相变过程(RPC工艺)后，在大于Ar₃温度区进行直接淬火或加速冷却。由于缓冷阶段形成的亚结构及析出物，特别是那些尺寸较大与基体失去共格关系的析出相，可以成为相变有利位置，因此在冷却时，在它们上面会首先形成新相，优先形成晶内针状铁素体或贝氏体并把原始奥氏体晶粒分割成不同区域。在进一步冷却发生贝氏体与马氏体相变时，相变产物的板条尺寸受亚晶边界以及早期形成的针状铁素体或贝氏体的限制，使最终得到的板条组织更细、更短，实现了组织的超细化，其过程示意如附图1。

图1(a)为不经RPC处理钢冷却后组织，这时板条长度基本贯穿整个变形奥氏体晶粒。(b)为由于弛豫阶段晶内形成大角度亚结构，限制板条组织长大引起细化，(c)由于早期出现的针状铁素体分割晶粒引起最终组织的细化，(d)冷却时亚结构及析出物上形核位置大量增加，也引起细化。

本技术是在贝氏体与马氏体相变前要在变形晶粒内形成针状铁素体或贝氏体，这种针状组织的形成通常要有两个条件，首先要求钢种贝氏体相变温度较低，同时要求变形晶粒内形成较多细小的贝氏体形核有利位置。这两个要求只有在变形奥氏体晶内的缺陷与析出达到一定状态时才能实现。

本发明所选用的钢种基本成分范围如表2。钢种总合金含量，不计Mn,Si，不超过1.4％，钢种碳当量＜0.4，在Cromrile图上处于焊接时HAZ冷裂纹不敏感的第Ⅰ区内。

                        表2钢种成分范围(重量％)

 C Mn Si PS   Nb Ti 0.03～0.07 1.3～1.8 0.15～0.5 ≤0.01≤0.005   0.03-0.10 0.02-0.10 B Ni Mo Cu 0.0005～0.0025 0.2～0.4 0.05～0.35 0.2～0.6

实施本发明的技术方案是：采用弛豫-析出-控制相变的机械热处理工艺技术，选用钢坯1200-1250℃加热，开轧温度为1150℃，在1000℃以上变形量为50-80％，在950℃到终轧温度之间变形量为50～70％，终轧温度在900-800℃范围。轧后在终轧温度到700℃之间钢板空冷10-100秒，然后直接淬火或以10℃/s以上冷速加速冷却到室温。本发明的优点及效果在于：

(1)采用轧后弛豫析出控制并快冷后，中温转变产物可实现超细化。热模拟结果显示，采用RPC工艺后冷却的试样在相变后的贝氏体束尺寸比变形后立即冷却试样的贝氏体尺寸减小8-10倍。

(2)本发明提供了一个低成本、节能及工艺相对简单可行的生产技术。钢种合金含量(不计Mn,Si等常用元素)≤1.4％，比一般同强度调质钢的合金量少50％以上。节能，节工时，不需要进行二次加热的调质处理即可提供屈服强度达到800MPa级，具有良好强韧性配合及良好可焊性的高强度低合金钢。

(3)本发明是综合利用微合金元素及晶体缺陷的复合作用，使贝氏体马氏体组织超细化，实现微合金钢高强韧化的形变热处理新技术。

下面结合实施例进一步说明本发明。

低合金钢采用真空炉冶炼，钢锭重量为25kg，钢的化学成分分析结果如表3。试验钢经1200℃加热后热锻成42mm厚板坯。板坯在1200℃加热后经两阶段五道次控轧到6mm板，各道次的轧制温度及压下量见表4。830℃终轧后钢板空冷弛豫40s，待温到750℃，然后以冷却速度20℃/s快速冷却至室温。轧制过程中，高温再结晶区轧2道，总变形量64％。非再结晶区轧3道，总变形量60％。该成分实验钢实测结果表明，实验钢的再结晶停止温度为950℃，当冷速大于1℃/s，冷却时不发生先共析铁素体转变，得到的是贝氏体和马氏体的复合组织，试验钢板经过回火后使用。整个过程称为控轧+弛豫析出与控制相变+回火(CR+RPC+T)工艺。试样拉伸实验按GB228-87进行，样品厚度为板材原始厚度(6.2-6.5mm)。由于钢板轧制厚度为6mm，所以冲击试样尺寸为半宽度试样(5×10×55mm)。冲击实验温度分别为室温(21℃),-20℃,-40℃。

                   表3钢的化学成分(重量％)

C Mn Si Nb Ti Mo Ni Cu B实施例钢0.036 1.74 0.16 0.091 0.08 0.31 0.25 0.20 0.0010S＜0.005％,P＜0.010％

                                   表4轧制流程

轧制道次    1    2    3    4    5    水冷每道次厚度(mm)    23    15    11    8    6变形率(％)    44    35    27    27    25轧制温度(℃)    1150    1000    930    860    830    750终轧后到快冷前的空冷弛豫时间(s)：    40

图2(a)为轧态组织的金相照片(800×)；(b)为轧态组织的扫描电镜照片(1800×)。

图3为轧态试样复合组织的电镜照片(10000×)。

经上述工艺制备后钢的轧态金相组织如图2。由图2(a)可见，由于热轧时进行了两阶段分区控制，在非再结晶区轧制后，钢中奥氏体变形晶粒形态保持为压扁变形晶粒；相变组织为粒状贝氏体，板条贝氏体与马氏体的混合物，形状不规则的粒状贝氏体分割变形奥氏体晶粒，粒状贝氏体之间是贝氏体板条及少量细片状马氏体。压扁的变形奥氏体晶粒中，沿长度方向分成不同的贝氏体领域，在扁晶粒厚度方向，有时分区，有时不分。

电镜观察表明低倍下观察到的复合组织均由细板条组成，板条宽度在0.3微米左右，长度在4-6微米左右。典型照片如图3。

该成分低碳钢经CR+RPC工艺及回火处理后的力学性能见表5，表中还列出了同成分钢未经RPC工艺，控轧终轧后直接空冷到室温，再经950℃调质处理后的力学性能。

                   表5经不同回火制度后实验钢的力学性能

力学性能屈服强度(MPa)抗拉强度(MPa)延伸率(％)实例钢650℃回火1.5h    820    860    15实例钢675℃回火1.5h    770    795    17与实例钢同成分950℃调质处理(600℃回火1h)    600    650    19

由表可见，经650℃和675℃回火1.5小时后，试验钢力学性能均较佳，屈服强度σs在770-820MPa之间，延伸率δ大于15％。表明利用本发明的工艺可得到屈服强度大于800MPa级的低合金钢。另由表可见，经控轧但未经RPC和加速冷却控制的钢板，即使采用600℃回火的调质处理后，其力学性能较由RPC工艺制备的钢板差很多，σs仅为600MPa量级。两种工艺的抗拉强度和屈服强度的对比可见，CR-RPC-T工艺生产的钢板抗拉强度，屈服强度均可比经调质处理钢高200MPa，即CR+RPC+AC工艺制备钢性能可比同成分调质处理钢的性能提高约30％。