專利名稱：一種低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋q&p鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于耐磨鋼領(lǐng)域，涉及一種低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼及其制造方法，該熱軋Q&P鋼的屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度IOOOMPa以上，屈強(qiáng)比0.50 0.60。
背景技術(shù)：
淬火-配分鋼即Q&P鋼是近十年高強(qiáng)鋼領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)，其最主要的目的是在提高鋼的強(qiáng)度的同時(shí)，提高鋼的塑性，即提高鋼的強(qiáng)塑積。目前，Q&P鋼已經(jīng)公認(rèn)為汽車用鋼領(lǐng)域第三代先進(jìn)高強(qiáng)鋼中的一類重要新鋼種。Q&P鋼的主要工藝為:將鋼加熱到完全奧氏體區(qū)或部分奧氏體區(qū)，均勻化處理一段時(shí)間后，迅速淬火到Ms和Mf (Ms和Mf分別表示馬氏體轉(zhuǎn)變開始溫度和結(jié)束溫度)之間的某一溫度以獲得具有一定量殘余奧氏體的馬氏體+殘余奧氏體組織，隨后在淬火停冷溫度或略高于停冷溫度下保溫一定時(shí)間使碳原子從過飽和的馬氏體中向殘余奧氏體中擴(kuò)散富集，從而穩(wěn)定殘余奧氏體，然后再次淬火至室溫。Q&P鋼最初的研究和應(yīng)用主要著眼于汽車行業(yè)對(duì)高強(qiáng)度高塑性鋼材的需求。從Q&P鋼的工藝實(shí)現(xiàn)過程不難看出，其工藝路線較為復(fù)雜，鋼板經(jīng)過第一次淬火之后，需要快速升溫至某一溫度并停留一段時(shí)間。這種兩步法Q&P工藝對(duì)于熱軋生產(chǎn)過程難以實(shí)現(xiàn)，但是對(duì)熱軋高強(qiáng)鋼的生產(chǎn)有很好的借鑒意義。在熱軋過程中，可采用一步法Q&P工藝即終軋結(jié)束后，在線淬火至Ms以下一定溫度后卷取。Q&P鋼典型組織為馬氏體+ —定量殘余奧氏體，故具有高強(qiáng)度和良好的塑性。中國(guó)專利CN102226248A公開了一種碳硅錳熱軋Q&P鋼，但合金成分設(shè)計(jì)上沒有進(jìn)行微Ti處理；中國(guó)專利CN101775470A公開了一種復(fù)相Q&P鋼的生產(chǎn)工藝，實(shí)際上是一種兩步法生產(chǎn)Q&P鋼的工藝；中國(guó)專利CN101487096A公開了一種用兩步熱處理法生產(chǎn)C-Mn-Al系Q&P鋼，其主要特點(diǎn)是延伸率很高，但強(qiáng)度較低。上述專利采用熱處理的方法，通過在兩相區(qū)加熱可以較為容易地控制鐵素體的體積分?jǐn)?shù)，但對(duì)于熱連軋過程而言，加熱溫度通常在完全奧氏體區(qū)且終軋溫度一般在780°C以上，而鐵素體的開始析出溫度大多在700°C以下。因此，通過降低終軋溫度來獲得一定量的鐵素體在熱軋實(shí)際生產(chǎn)中難以實(shí)現(xiàn)。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼及其制造方法，其屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度在IOOOMPa以上，屈強(qiáng)比為0.50-0.60，且合金成本大幅降低，具有低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)度的優(yōu)勢(shì)，可應(yīng)用于要求易變形且耐磨的領(lǐng)域。本發(fā)明的設(shè)計(jì)思路如下:本發(fā)明 通過低成本成分設(shè)計(jì)，在普通C-Mn鋼的成分基礎(chǔ)上，通過提高Si含量抑制滲碳體的析出，微Ti處理細(xì)化奧氏體晶粒，同時(shí)采用熱連軋工藝，配合采用分段冷卻工藝可獲得含有一定量體積分?jǐn)?shù)的先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體組織。通過控制三種不同相的相對(duì)含量，可獲得屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度在IOOOMPa以上的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼。為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明采用如下的技術(shù)方案:一種低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼，其化學(xué)成分的重量百分含量為:C:0.20% 0.40%, Si:1.0% 2.0%, Mn:1.5% 3.0%, P 彡 0.015%, S 彡 0.005%, Al:0.02 0.08%,N彡0.006%, T1:0.005% 0.015%，其余為Fe以及其它不可避免的雜質(zhì)，所述低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度在IOOOMPa以上，其屈強(qiáng)比為0.50-0.60。優(yōu)選的，所述熱軋Q&P鋼的化學(xué)成分中，S1:1.3 1.7%wt.%;Mn:1.8 2.5wt.% ;Al:0.03 0.06wt.% ；N ^ 0.004wt.% ；T1:0.008 0.012wt.% ；0 ^ 30ppm。本發(fā)明的低屈強(qiáng) 比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼化學(xué)成分設(shè)計(jì)中:碳:碳是鋼中最基本的元素，同時(shí)也是本發(fā)明低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼中最重要的元素之一。碳作為鋼中的間隙原子，對(duì)提高鋼的強(qiáng)度起著非常重要的作用，對(duì)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度影響最大。通常情況下，鋼的強(qiáng)度越高，延伸率越低。本發(fā)明為了保證獲得抗拉強(qiáng)度IOOOMPa以上的高強(qiáng)度鋼板，鋼中碳的含量通常不低于0.2wt.%，過低的碳含量不能保證鋼板在淬火卷取后緩慢冷卻過程中碳從過飽和的馬氏體向殘余奧氏體中充分?jǐn)U散，從而影響殘余奧氏體的穩(wěn)定性。鋼中的含碳量也不宜過高，若含碳量大于0.4wt.%，雖然可以保證鋼的高強(qiáng)度，但由于本發(fā)明的目的是為了獲得一定量先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體組織，先共析鐵素體的析出必然導(dǎo)致剩余的未轉(zhuǎn)的變奧氏體中富碳，這部分奧氏體在淬火后得到的高碳馬氏體延伸率太低，從而使得最終鋼板的延伸率降低。因此，鋼中比較合適的碳含量應(yīng)控制在0.2 0.4wt.%，可保證鋼板具有良好的強(qiáng)度和較好的塑性匹配。硅:硅是鋼中最基本的元素，同時(shí)也是本發(fā)明鋼中最重要的元素之一。與傳統(tǒng)的熱軋高強(qiáng)鋼相比，目前熱軋高強(qiáng)Q&P鋼基本都是采用高Si的成分設(shè)計(jì)原則。除C、S1、Mn外，基本不添加或僅添加少量其他合金元素。Si在一定溫度范圍內(nèi)可抑制滲碳體的析出，但對(duì)ε碳化物的抑制作用比較有限。Si抑制滲碳體析出使得碳原子從馬氏體中擴(kuò)散至殘余奧氏體中從而穩(wěn)定殘余奧氏體。雖然加入較高的Al和P也可以抑制滲碳體的析出，但Al含量高使得鋼液比較粘稠，連鑄時(shí)很容易堵塞水口，降低澆鋼效率；而P含量高容易導(dǎo)致晶界脆性，鋼板的沖擊韌性很低。因此，綜合來看，高Si的成分設(shè)計(jì)仍是目前熱軋Q&P鋼最重要的成分設(shè)計(jì)原則之一。Si的含量一般不低于1.0wt.%，否則不能抑制滲碳體析出；Si的含量一般也不宜超過2.0wt.%，否則鋼板焊接時(shí)容易出現(xiàn)熱裂，對(duì)鋼板的應(yīng)用造成困難，故本發(fā)明鋼中Si的含量通?？刂圃?.0 2.0wt.%，優(yōu)選為1.3 1.7%wt.%。錳:錳是鋼中最基本的元素，同時(shí)也是本發(fā)明鋼中最重要的元素之一。眾所周知，Mn是擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩(wěn)定奧氏體，細(xì)化晶粒，推遲奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。本發(fā)明為了保證鋼板的強(qiáng)度，Mn含量一般應(yīng)控制在1.5wt.%以上，Mn含量過低，在分段冷卻的第一階段空冷時(shí)，過冷奧氏體不穩(wěn)定，容易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w類型的組織；同時(shí)，Mn的含量一般也不宜超過3.0wt.%，超過3.0wt.%時(shí)，煉鋼時(shí)容易發(fā)生Mn偏析，同時(shí)板坯連鑄時(shí)易發(fā)生熱裂，不利于生產(chǎn)效率的提高。因此，本發(fā)明鋼中Mn的含量一般控制在1.5 3.0wt.%，優(yōu)選為1.8 2.5wt.%。磷:磷是鋼中的雜質(zhì)元素。P極易偏聚到晶界上，鋼中P的含量較高(> 0.1%)時(shí)，形成Fe2P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故其含量越低越好，一般控制在0.015wt.%以內(nèi)較好且不提高煉鋼成本。硫:硫是鋼中的雜質(zhì)元素。鋼中的S通常與Mn結(jié)合形成MnS夾雜，尤其是當(dāng)S和Mn的含量均較高時(shí)，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續(xù)軋制過程中MnS沿軋向發(fā)生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。故本發(fā)明鋼中S的含量越低越好，實(shí)際生產(chǎn)時(shí)通?？刂圃?.005wt.%以內(nèi)。鋁:鋁在鋼中的作用主要是在煉鋼過程中進(jìn)行脫氧。除此之外，Al還可與鋼中的N結(jié)合形成A1N，而AlN可以細(xì)化晶粒。鋼的晶粒度大小與Al含量直接相關(guān)，Al含量低于0.02wt.%，細(xì)化晶粒效果不明顯；A1含量大于0.08wt.%時(shí)，不僅不能細(xì)化晶粒，而且容易使得鋼發(fā)生石墨化，從而導(dǎo)致鋼板的失效。因此，本發(fā)明鋼中Al的含量要控制在合適的范圍內(nèi)，通?？刂圃?.02 0.08wt.%即可，優(yōu)選范圍為0.03 0.06wt.%。氮:氮在本發(fā)明鋼中屬于雜質(zhì)元素，其含量越低越好。N也是鋼中不可避免的元素,通常情況下,鋼中N的殘余含量在0.002 0.004wt.%之間，這些固溶或游離的N元素可以通過與酸溶Al結(jié)合而固定。為了不提高煉鋼成本，本發(fā)明鋼中N的含量控制在0.006wt.%以內(nèi)即可，優(yōu)選范圍為小于0.004wt.%。鈦:鈦的加入量與鋼中氮的加入量相對(duì)應(yīng)。鋼中Ti和N的含量控制在較低的范圍內(nèi)，熱軋時(shí)可在鋼中形成大量細(xì)小彌散的TiN粒子；同時(shí)鋼中Ti/N需控制在3.42以下以保證Ti全部形成TiN。細(xì)小且具有良好的高溫穩(wěn)定性的納米級(jí)TiN粒子在軋制過程中可有效細(xì)化奧氏體晶粒；若Ti/N大于3.42，則鋼中容易形成比較粗大的TiN粒子，對(duì)鋼板的沖擊韌性造成不利影響，粗大的TiN粒子可成為斷裂的裂紋源。另一方面，Ti的含量也不能太低，否則形成的TiN數(shù)量太少，起不到細(xì)化奧氏體晶粒的作用。因此，本發(fā)明鋼中鈦的含量要控制在合適的范圍，通常鈦的加入量在0.005 0.015wt.%，優(yōu)選范圍為0.008
0.012wt.%。氧:氧是煉鋼過程中不可避免的元素，對(duì)本發(fā)明而言，鋼中O的含量通過Al脫氧之后一般都可以達(dá)到30ppm以下，對(duì)鋼板的性能不會(huì)造成明顯不利影響。因此，將本發(fā)明鋼中的O含量控制在30ppm以內(nèi)即可。本發(fā)明的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的制造方法，包括如下步驟:I)冶煉、_■次精煉、鑄造:按下述成分采用轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉、真空爐二次精煉、鑄造形成鑄坯或鑄錠，化學(xué)成分的重量百分含量為:C:0.20% 0.40%, Si:1.0% 2.0%, Mn:1.5% 3.0%, P 彡 0.015%,
S彡 0.005%, Al:0.02 0.08%, N 彡 0.006%, Ti:0.005% 0.015%，其余為 Fe 以及其它不可避免的雜質(zhì)；2)加熱、熱軋:將步驟I)獲得的鑄坯或鑄錠加熱到1100 1200°C并保溫I 2h，開軋溫度為1000 1100°C，多道次軋制且累計(jì)變形量彡50%，主要目的是細(xì)化奧氏體晶粒；隨后待中間坯溫度降至900 950°C時(shí)進(jìn)行3 5個(gè)道次軋制且累計(jì)變形量彡70% ；3)分段冷卻:熱軋后的軋件在800 900°C之間以>50°C /s的冷速快速水冷至500 600°C，然后空冷5 10s，再繼續(xù)以>50°C /s的冷速冷卻至100 300°C (即Ms-Mf之間)之間的某一溫度以獲得先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體組織，最后卷取后緩慢冷卻至室溫，獲得所述低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼。較佳的，步驟2)中的多道次軋制為5 7次軋制；步驟3)中的卷取后緩慢冷卻的速度為8 12°C /h。上述先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體組織中，其先共析鐵素體組織的體積百分比為10 20%，殘余奧氏體組織的體積百分比大于5%且小于10%。本發(fā)明的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼，通過合理的成分設(shè)計(jì)，同時(shí)配合創(chuàng)新性的熱軋+分段冷卻的新工藝可獲得綜合性能優(yōu)異的鋼板，即獲得屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度在IOOOMPa以上，其屈強(qiáng)比為0.50 0.60的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼。本發(fā)明的分段冷卻中，第一階段快速水冷的主要目的在于提高過冷奧氏體的相變驅(qū)動(dòng)力，便于在后續(xù)空冷階段析出足夠的先共析鐵素體(10 20wt%)，以保證鋼板的低屈服強(qiáng)度。試驗(yàn)鋼的成分設(shè)計(jì)需要較高的碳和錳以便鋼板卷取之后的碳分配并穩(wěn)定殘余奧氏體，但另一方面，碳和錳也是奧氏體穩(wěn)定化元素不利于在第一階段快速水冷后的空冷階段析出鐵素體，因此，合金的成分的配比和熱軋、冷卻工藝必須獲得很好地控制，這一階段的水冷速度越快越好，這也是本發(fā)明專利的創(chuàng)新點(diǎn)之一；第一階段水冷之后的鋼板需要經(jīng)過5 IOs空冷，其主要目的是析出一定量的先共析鐵素體，為保證鋼板的低屈服強(qiáng)度，先共析鐵素體的數(shù)量應(yīng)控制在10 20wt%之間可保證較低的屈服強(qiáng)度；空冷結(jié)束之后第二階段淬火停冷溫度必須控制在一定的溫度范圍內(nèi)而非室溫，否則無法完成碳原子的分配且殘余奧氏體數(shù)量太低，導(dǎo)致鋼板延伸率降低。目前常用的在線淬火工藝都是直接淬火至室溫，而本發(fā)明的又一創(chuàng)新點(diǎn)在于將卷取溫度控制在一定的低溫范圍內(nèi):一方面可以保留較多的殘余奧氏 體(> 5wt%)，但此時(shí)的殘余奧氏體不穩(wěn)定，若冷卻至室溫，殘余奧氏體將轉(zhuǎn)變?yōu)槠渌M織，因此在成分設(shè)計(jì)上添加一定量的Si元素可以抑制殘余奧氏體中碳化物的析出，減少碳的消耗；另一方面，由于碳原子在馬氏體中的化學(xué)勢(shì)高于在殘余奧氏體中的化學(xué)勢(shì)，二者的化學(xué)勢(shì)之差為碳原子從馬氏體向殘余奧氏體中擴(kuò)散提供了驅(qū)動(dòng)力，使得殘余奧氏體中的碳含量顯著增加，從而使得殘余奧氏體在室溫下可穩(wěn)定地存在。通過成分配比和冷卻工藝的巧妙配合，可獲得一定量鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體組織的鋼板，從而獲得性能優(yōu)異的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼。另外，鋼坯的加熱溫度若低于1100°C以及保溫時(shí)間過短，則不利于合金元素的均勻化；而當(dāng)溫度高于1200°C時(shí)，不僅提高了制造成本，而且使得鋼坯的加熱質(zhì)量有所下降。因此，鋼坯的加熱溫度控制在1100 1200°C比較合適。同樣，加熱的保溫時(shí)間也需要控制在一定范圍內(nèi)。保溫時(shí)間過短，溶質(zhì)原子如S1、Mn等的擴(kuò)散不夠充分，鋼坯的加熱質(zhì)量得不到保證；而保溫時(shí)間過長(zhǎng)則使得奧氏體晶粒粗大以及提高了制造成本，故加熱的保溫時(shí)間應(yīng)控制在I 2小時(shí)之間。加熱溫度越高，相應(yīng)的保溫時(shí)間可適當(dāng)縮短。本發(fā)明的生產(chǎn)工藝可用于制造屈服強(qiáng)度彡700MPa，抗拉強(qiáng)度彡lOOOMPa，且厚度在3 12mm的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P耐磨鋼板，同時(shí)具有較好的延伸率(> 8%)，該鋼板表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配，由此帶來以下幾個(gè)方面的有益效果:1、本發(fā)明的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼板，其合金成本大幅降低。與傳統(tǒng)的低合金高強(qiáng)鋼相比，沒有添加任何貴重金屬元素如Nb、V、Cu、N1、Mo等，大大降低了合金成本。采用熱連軋工藝生產(chǎn)比用厚板線生產(chǎn)還可進(jìn)一步降低生產(chǎn)成本，因此，鋼板的生產(chǎn)成本很低；2、本發(fā)明的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼板，其力學(xué)性能優(yōu)異，用戶綜合使用成本降低。由于鋼板的屈服強(qiáng)度較低，而抗拉強(qiáng)度高，屈強(qiáng)比低，由此帶來的一個(gè)最大好處是，許多高強(qiáng)鋼用戶無需改造現(xiàn)有的加工設(shè)備就可對(duì)鋼板進(jìn)行折彎等工藝，省卻了改造設(shè)備的費(fèi)用；同時(shí)也減少了磨具的損耗、延長(zhǎng)磨具的使用壽命等；3、采用本發(fā)明的鋼板具有低成本、低屈強(qiáng)比和高強(qiáng)度優(yōu)勢(shì)，特別適合于需要對(duì)鋼板進(jìn)行折彎成形且要求耐磨的領(lǐng)域，鋼中保留的亞穩(wěn)態(tài)殘余奧氏體，在磨粒磨損等條件下可以轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，進(jìn)一步提高鋼板的耐磨性。


圖1為本發(fā)明低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的生產(chǎn)工藝流程圖；圖2為本發(fā)明低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的軋制工藝圖；圖3為本發(fā)明低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的軋后冷卻工藝圖；圖4為本發(fā)明實(shí)施例1#試驗(yàn)鋼的典型金相照片；圖5為本發(fā)明實(shí)施例3#試驗(yàn)鋼的典型金相照片；圖6為本發(fā)明實(shí)施例5#試驗(yàn)鋼的典型金相照片；圖7為本發(fā)明實(shí)施例7#試驗(yàn)鋼的典型金相照片。
具體實(shí)施方式
下面結(jié)合具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明的技術(shù)方案進(jìn)一步詳細(xì)描述。本發(fā)明的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的制造方法，其生產(chǎn)工藝流程為:轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉一真空爐二次精煉一鑄坯(錠)一鋼坯(錠)再加熱一熱軋+分段冷卻工藝一鋼卷，如圖1所示。實(shí)施例實(shí)施例1-9的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的制造，具體包括如下步驟:1)冶煉、_■次精煉、鑄造:
按照表I中各鋼的化學(xué)成分采用轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉、真空爐二次精煉、鑄造形成鑄坯或鑄錠；鑄坯厚度120mm ；2)加熱、熱軋:將步驟1)獲得的鑄坯或鑄錠加熱到1100 1200°C并保溫I 2h，開軋溫度為1000 1100°C，5 7道次熱軋且大壓下的累計(jì)變形量彡50%,隨后待中間坯溫度降至900 950°C時(shí)進(jìn)行3 5個(gè)道次軋制且累計(jì)變形量> 70% ;其熱軋工藝如圖2所示；各實(shí)施例具體的加熱和熱軋工藝參數(shù)如表2所示；3)分段冷卻:熱軋后的軋件在800 900°C之間以> 50°C /s的冷速快速水冷至500 600°C，然后空冷5 10s，再繼續(xù)以> 50°C /s的冷速冷卻至100 300°C (即Ms-Mf之間)之間的某一溫度以獲得一定量鐵素體+馬氏體+ —定量的殘余奧氏體組織，最后卷取后緩慢冷卻至室溫(冷速為8 12°C /h)，獲得各實(shí)施例的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼；其軋后冷卻工藝如圖3所示；各實(shí)施例具體的軋后冷卻工藝參數(shù)如表2所示。經(jīng)檢測(cè)，實(shí)施例1-9獲得的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的力學(xué)性能如表3所示；實(shí)施例1、3、5和7的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的典型金相照片分別如圖4 圖7所示。從圖4 圖7的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的典型金相照片上可以清楚地看出，鋼板的組織主要為針狀或等軸狀先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體。根據(jù)X-射線衍射結(jié)果可知，實(shí)施例1、3、5和7號(hào)鋼板中殘余奧氏體的含量分別為5.47%,6.14%,5.56%和
6.82%。針狀或等軸狀先共析鐵素體的體積百分含量均在10 20%之間。在500 600°C的溫度范圍內(nèi)，停冷溫度越低，越容易形成針狀先共析鐵素體；停冷溫度越高，越容易形成等軸狀先共析鐵素體，二者均可以滿足性能要求。因此，本發(fā)明鋼板的微觀組織為針狀或等軸狀先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體。由于殘余奧氏體的存在，使得鋼板在拉伸或磨損過程中發(fā)生相變誘導(dǎo)塑性(TRIP)效應(yīng)，從而提高了鋼板的耐磨性。從表3可知，本發(fā)明的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼板，其屈服強(qiáng)度彡700MPa，抗拉強(qiáng)度彡lOOOMPa，其屈強(qiáng)比為0.50 0.60，同時(shí)具有> 8%的較好的延伸率，該鋼板表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)塑性匹配。表I單位:重量百分比
權(quán)利要求
1.一種低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼，其化學(xué)成分的重量百分含量為:c:0.20% 0.40%, Si:1.0% 2.0%, Mn:1.5% 3.0%, P 彡 0.015%, S 彡 0.005%, Al:0.02 0.08%,N彡0.006%, T1:0.005% 0.015%,其余為Fe以及其它不可避免的雜質(zhì)；所述熱軋Q&P鋼的屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度在IOOOMPa以上，其屈強(qiáng)比為0.50 0.60。
2.如權(quán)利要求1所述的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼，其特征在于，所述熱軋Q&P鋼的化學(xué)成分中，S1:1.3 1.7%wt.% ；Mn:1.8 2.5wt.% ；A1:0.03 0.06wt.% ；N ( 0.004wt.% ；Ti:0.008 0.012wt.% ；0 ^ 30ppm。
3.如權(quán)利要求1或2所述的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的制造方法，具體包括如下步驟: 1)冶煉、二次精煉、鑄造: 按下述成分采用轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉、真空爐二次精煉、鑄造形成鑄坯或鑄錠，其化學(xué)成分的重量百分含量為:C:0.20% 0.40%, Si:1.0% 2.0%, Mn:1.5% 3.0%, P^0.015%,S^0.005%, Al:0.02 0.08%, N^0.006%, Ti:0.005% 0.015%，其余為 Fe 以及其它不可避免的雜質(zhì)； 2)加熱、熱軋: 將步驟I)獲得的鑄坯或鑄錠加熱到1100 1200°C并保溫I 2h，開軋溫度為1000 1100°C，多道次軋制且累計(jì)變形量2 50%,隨后待中間坯溫度降至900 950°C時(shí)進(jìn)行3 5個(gè)道次軋制且累計(jì)變形量> 70% ； 3)分段冷卻: 熱軋后的軋件在800 900°C之間以>50°C /s的冷速快速水冷至500 600°C，然后空冷5 10s，再繼續(xù)以>50°C /s的冷速冷卻至100 300°C之間的某一溫度以獲得先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體組織，最后卷取后緩慢冷卻至室溫，獲得所述低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼。
4.如權(quán)利要求3所述的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的制造方法，其特征在于，步驟2)中的多道次軋制為5 7次軋制；步驟3)中的卷取后緩慢冷卻的速度為8 12°C /h。
5.如權(quán)利要求3所述的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的制造方法，其特征在于，獲得的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼中，其先共析鐵素體組織的體積百分比為10 20%，殘余奧氏體組織的體積百分比大于5%且小于10%。
6.如權(quán)利要求3 5任一所述的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的制造方法，其特征在于，獲得的低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼的屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度在IOOOMPa以上，屈強(qiáng)比為0.50 0.60。
全文摘要
一種低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋Q&P鋼及其制造方法，其化學(xué)成分含量為C0.20%～0.40%，Si1.0%～2.0%，Mn1.5%～3.0%，P≤0.015%，S≤0.005%，Al0.02～0.08%，N≤0.006%，Ti0.005%～0.015%，其余為Fe及不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明通過低成本成分設(shè)計(jì)，在普通C-Mn鋼的成分基礎(chǔ)上，通過提高Si含量抑制滲碳體的析出，微Ti處理細(xì)化奧氏體晶粒，同時(shí)采用熱連軋工藝，配合分段冷卻工藝可獲得含有先共析鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體組織；其屈服強(qiáng)度在700MPa以下，抗拉強(qiáng)度1000MPa以上，屈強(qiáng)比為0.50～0.60；且合金成本大幅降低。
文檔編號(hào)C22C38/14GK103233161SQ20131012158
公開日2013年8月7日 申請(qǐng)日期2013年4月9日 優(yōu)先權(quán)日2013年4月9日
發(fā)明者王煥榮, 李自剛, 王巍, 張建蘇 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司