基于完全奥氏体化的超高强度冷轧中锰QP钢热处理工艺

摘要

本发明属于材料热处理技术领域，尤其涉及基于完全奥氏体化的超高强度冷轧中锰Q&P钢热处理工艺。具体工艺路线是将冷轧板在780‑840℃(均位于完全奥氏体化温度AC3至840℃之间的某一温度)保温180s‑3600s，然后快速冷却至80‑150℃，再加热至450℃进行配分处理，保温300s后快速冷却至室温，得到抗拉强度1312MPa‑1522MPa、屈服强度640MPa‑1422MPa，延伸率14％‑23％的超高强度冷轧中锰Q&P钢。本发明技术方案是在完全奥氏体化的基础上，通过调整奥氏体化参数、淬火温度和配分制度，成功获得具有超高强度和良好塑性的冷轧中锰Q&P钢。

说明书

技术领域

本发明属于材料热处理技术领域，具体涉及基于完全奥氏体化的超高强度冷轧中锰Q&P钢热处理工艺。

背景技术

随着全球能源危机、环境恶化的日益严重，越来越要求汽车制造业在保证安全的前提下注重节能减排，目前，汽车轻量化是实现这一目标的主要途径。

为了实现汽车轻量化标准，先进高强钢(AHSS)应运而生，目前已经发展到了第三代高强钢。第一代高强钢主要有双相钢(Dual Phase，DP)、复相钢(Complex Steel，CP)和马氏体钢(Martensitic,M)等，其基本组织是BCC结构，一般能够满足强度的要求，但延伸率较低；第二代高强钢含有更高的合金成分，包括孪晶诱发塑性钢(Twinning InducedPlasticity，TWIP)等，强塑性较高，但成本较高；第三代高强钢旨在用低合金元素实现强塑性的良好匹配，其中淬火配分钢(Quenching and Partitioning，Q&P)和中锰钢(MediumMn)是典型代表。

Q&P钢由J.G.Speer教授提出，其基本原理是利用碳的配分，实现奥氏体的稳定化，从而保留至室温，利用TRIP效应增加试验钢的塑性，达到强塑性的良好匹配。Q&P钢的具体实施方式为：先将试验钢在奥氏体区或临界区保温，然后淬火至某一温度(介于Ms点和Mf点之间的温度)，得到一部分马氏体组织，然后提升至某一配分温度，实现马氏体中的碳向奥氏体中配分，最后淬火至室温。

目前，Q&P工艺在低锰TRIP钢领域得到广泛应用，但其残余奥氏体含量较少(～10％)，强度提高受到限制，因此为了获得更多的残余奥氏体，从而制备超高强度的Q&P钢，本发明将Q&P工艺应用于中锰钢领域，即通过一种中锰Q&P热处理工艺获得超高强度Q&P钢。在已公开的超高强度Q&P钢专利申请中，公开号为CN105648317A的发明专利介绍了一种高强度高塑性中锰Q&P钢冷轧退火板及其制备工艺，制备出临界区的中锰Q&P钢，碳含量为0.1～0.3wt.％，硅含量为0.8～2.0wt.％，锰含量为4.0～8.0wt.％，磷含量<0.01wt.％，硫含量<0.01wt.％，氮含量<0.01wt.％，其余为铁元素，其力学性能方面，抗拉强度900～1300MPa，延伸率24％～37％。

公开号为CN103805851A的发明专利介绍了一种超高强度低成本热轧Q&P钢及其生产方法，公开号为CN107043895A的发明专利提供了一种1500MPa级低碳中锰含铜钢的成分设计及生产方法，上述两个专利均是将Q&P工艺应用于热轧过程。

发明内容

为了解决上述技术问题，本发明提供了一种基于完全奥氏体化的超高强度冷轧中锰Q&P钢热处理工艺，最终得到马氏体+残余奥氏体的双相组织。

具体技术方案如下：

基于完全奥氏体化的超高强度冷轧中锰Q&P钢热处理工艺，按照以下工艺路线进行：

(1)完全奥氏体化：分为两段加热过程，分别为预加热阶段和最终加热阶段，先以10℃/s预加热至600℃，再以5℃/s将冷轧板最终加热至780～840℃，并保温180s～3600s，使其完全奥氏体化；

(2)初次淬火：以5℃/s冷却至80～150℃，得到一部分马氏体组织；

(3)配分：以20℃/s加热至450℃，保温300s，完成碳的配分；

(4)最终淬火：以50℃/s快速冷却至室温，得到马氏体和残余奥氏体的双相组织。

所述冷轧中锰Q&P钢的各成分质量百分比为：

C：0.2wt.％；

Mn：5.05～5.09wt.％；

Si：1.12～1.56wt.％；

Al：0.046～1.01wt.％；

S：<0.003wt.％；

P：<0.005wt.％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

所述各相含量是跟据电子探针组织图和XRD数据得出：40％～55％的回火马氏体，13％～23％的残余奥氏体，剩余为最终淬火生成的二次马氏体。

与现有技术相比，本发明的有益技术效果如下：

(1)本发明的各成分化学成分及其作用：

C：0.2wt.％，碳是奥氏体稳定化元素，同时又可以起到很强的固溶强化作用。在配分的过程中，一次马氏体中的碳元素向周围奥氏体中富集，起到稳定奥氏体的作用，使残余奥氏体的含量增加，增加试验钢的强度和塑性；由于碳含量过高会导致焊接性能变差，过少又不足以稳定足够的奥氏体，因此本发明的碳含量控制在0.2wt.％。

Mn：5.05～5.09wt.％，锰是奥氏体稳定化元素，并能够显著提高钢的淬透性，还可以起到固溶强化与细化晶粒的作用，随着锰元素含量的增加可以有效降低马氏体转变的临界转变速度，本发明中将锰元素控制在5.05～5.09wt.％之间。

Si：1.12～1.56wt.％，在碳化物的形成过程中，要排出硅元素，在渗碳体中的溶解度极低，因此可以有效抑制渗碳体的析出，从而使更多的碳元素配分至奥氏体中，稳定奥氏体；但随着硅含量的增加会使钢的表面质量变差，因此本发明将硅含量控制在1.12～1.56wt.％之间。

Al：0.046～1.01wt.％，铝元素可以用作炼钢时的脱氧定氮剂，细化晶粒，改善钢在低温时的韧性，特别是降低了钢的脆性转变温度；在本发明中，铝元素的添加作为对比成分，显著提高了试验钢的延伸性能。

其他元素跟据实际情况的需要酌情添加，或者是作为杂质元素存在。

(2)组织与性能

本发明的基本组织主要包括回火马氏体、奥氏体和二次马氏体，在电子探针组织图片中，黑色并凹陷的组织属于回火马氏体，凸出的组织为奥氏体和二次马氏体。

本发明的力学性能：屈服强度为640MPa～1422MPa，抗拉强度为1312MPa～1522MPa，延伸率为14％～23％。

(3)本发明奥氏体温度为780℃～840℃(AC3～AC3+20℃)，防止温度升高导致晶粒粗大，淬火温度在80℃～150℃，防止因淬火温度太高产生过多的二次马氏体。

附图说明

图1为本发明的热处理工艺路线图；

图2为成分1实施例1的电子探针组织图片；

图3为成分1实施例2的电子探针组织图片；

图4为成分1实施例3的电子探针组织图片；

图5为成分1实施例4的电子探针组织图片；

图6为成分1实施例5的电子探针组织图片；

图7为成分1实施例6的电子探针组织图片；

图8为成分1实施例7的电子探针组织图片；

图9为成分2实施例8的电子探针组织图片；

图10为成分2实施例9的电子探针组织图片；

图11为成分2实施例10的电子探针组织图片。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明，但本发明的保护范围不受附图和实施例所限。

首先按照设计的成分(表1)进行冶炼、连铸、热轧、中间退火和冷轧，并将冷轧板(厚度1.2mm)按照ASTM E8标准加工成拉伸试样(标距25mm)。

根据相变仪试验得到试验用钢的基本相变点参数，见表2，其中Ac₁为奥氏体化开始转变温度，Ac₃为完全奥氏体化温度，M_s为马氏体开始转变温度。

表1本发明冷轧中锰Q&P钢的化学成分(wt.％)

编号CMnSiAlONPS成分10.25.051.560.046<0.002<0.002<0.005<0.003成分20.25.071.250.87<0.002<0.002<0.005<0.003成分30.25.091.121.01<0.002<0.002<0.005<0.003

表2本发明冷轧中锰Q&P钢的基本参数(℃)

编号Ac₁Ac₃M_s成分1605775250成分2622815285成分3636828307

根据试验用钢的基本参数设计好具体的热处理工艺，具体实施见表3，每组试验取两个拉伸试样进行热处理，随后在5吨万能拉伸机上进行拉伸，每组试验的力学性能取两个试样的平均值作为最终的力学性能，具体如表4所示。

表3本发明的热处理工艺(升温及降温速率省略)

表4本发明实施案例的力学性能参数

由表4可知，本发明的实施案例具有超高的抗拉强度(>1.3GPa)和良好的延伸性(>14％)，抗拉强度最大可达1522MPa，延伸率最大可达22.7％，说明通过该工艺可以制备出超高强度Q&P钢。

由电子探针组织图可知，其组织主要包括回火马氏体、残余奥氏体和新鲜马氏体。其中残余奥氏体以两种形态存在，分别为条状和块状，并且条状残奥的尺寸更小，两种残奥具有不同的力学稳定性，可以在不同变形阶段发生TRIP效应，提高实验钢的综合力学性能。