技术领域

本发明属于耐磨钢领域， 涉及一种 700MPa级高强度热轧 Q&P钢及 其制造方法， 热轧 Q&P钢的屈服强度≥700MPa, 抗拉强度≥1300^«^, 延 伸率 >10%。

背景技术

淬火-配分钢即 Q&P钢是近十年高强钢领域的研究热点， 其最主要的 目的是在提高钢的强度的同时，提高钢的塑性 ， 即提高钢的强塑积。 目前， Q&P 钢已经公认为汽车用钢领域第三代先进高强钢 中的一类重要新钢 种。

Q&P 钢的主要工艺为： 将钢加热到完全奥氏体区或部分奥氏体区， 均匀化处理一段时间后， 迅速淬火到 Ms和 Mf(Ms和 Mf分别表示马氏体 转变开始温度和结束温度)之间的某一温度以� �得具有一定量残余奥氏体 的马氏体 +残余奥氏体组织， 随后在淬火停冷温度或略高于停冷温度下保 温一定时间使碳原子从过饱和的马氏体中向残 余奥氏体中扩散富集，从而 稳定残余奥氏体， 然后再次淬火至室温。

Q&P 钢最初的研究和应用主要着眼于汽车行业对高 强度高塑性钢材 的需求。 从 Q&P钢的工艺实现过程不难看出， 其工艺路线较为复杂， 钢 板经过第一次淬火之后， 需要快速升温至某一温度并停留一段时间。 这种 两步法 Q&P工艺对于热轧生产过程难以实现， 但是对热轧高强钢的生产 有很好的借鉴意义。 在热轧过程中， 可采用一步法 Q&P工艺即终轧结束 后， 在线淬火至 Ms以下一定温度后卷取。 Q&P钢典型组织为马氏体 +— 定量残余奥氏体， 故具有高强度和良好的塑性。

中国专利 CN102226248A公开了一种碳硅锰热轧 Q&P钢， 但合金成 分设计上没有进行微 Ti处理； 中国专利 CN101775470A公开了一种复相 Q&P钢的生产工艺， 实际上是一种两步法生产 Q&P钢的工艺； 中国专利 CN101487096A公开了一种用两步热处理法生产 C-Mn-Al系 Q&P钢， 其 主要特点是延伸率很高， 但强度较低。

上述专利采用热处理的方法，通过在两相区加 热可以较为容易地控制 铁素体的体积分数， 但对于热连轧过程而言， 加热温度通常在完全奥氏体 区且终轧温度一般在 780°C以上， 而铁素体的开始析出温度大多在 700°C 以下。 因此， 通过降低终轧温度来获得一定量的铁素体在热 轧实际生产中 难以实现。 发明内容

本发明的目的在于提供一种 700MPa级高强度热轧 Q&P钢及其制造 方法， 该钢种具有一定量的铁素体、 马氏体和一定量的残余奥氏体组织且 综合性能优异， 其屈服强度≥700MPa, 抗拉强度≥1300^«^, 延伸率 >10%, 且合金成本大幅降低， 可应用于要求易变形且中等耐磨的领域。

本发明的设计思路如下：

本发明通过合理的成分设计， 在普通 C-Mn钢的成分基础上， 通过提 高 Si含量抑制渗碳体的析出， 微 Ti处理细化奥氏体晶粒， 提高 A1含量 加快空冷过程的奥氏体转变动力学； 同时采用热连轧工艺配合采用分段冷 却工艺， 获得含有先共析铁素体 +马氏体 +残余奥氏体组织。通过控制三种 不同相的相对含量， 可获得屈服强度 700MPa以上， 抗拉强度在 1300MPa 以上的高强度热轧 Q&P钢。

具体地， 本发明的技术方案是：

一种 700MPa级高强度热轧 Q&P钢，其化学成分的重量百分含量为： C: 0.15%~0.40%, Si: 1.0%~2.0%, Mn: 1.5%~3.0%, P<0.015%, S<0.005%, Al: 0.3%~1.0%, N<0.006%, Ti: 0.005%~0.015%, 其余为 Fe以及其它不 可避免的杂质； 所述 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的屈服强度≥700MPa, 抗拉强度≥1300^«^, 延伸率 > 10%。

优选的，所述热轧 Q&P钢的化学成分中， Si: 1.3-1.7 wt.%; Mn: 1.8-2.5 wt.%; N<0.004wt.%; Ti: 0.008-0.012 wt.%; O≤30ppm。

本发明的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的化学成分的作用和含量控 制如下：

碳： 碳是钢中最基本的元素， 同时也是本发明 700MPa级高强度热轧 Q&P 钢中最重要的元素之一。 碳作为钢中的间隙原子， 对提高钢的强度 起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉 强度影响最大。通常情况下， 钢的强度越高， 延伸率越低。 本发明为了保证获得抗拉强度 lOOOMPa 以 上的高强度钢板， 钢中碳的含量通常不低于 0.15%, 过低的碳含量不能保 证钢板在淬火卷取后緩慢冷却过程中碳从过饱 和的马氏体向残余奥氏体 中充分扩散， 从而影响残余奥氏体的稳定性。 钢中的含碳量也不宜过高， 若含碳量大于 0.4% , 虽然可以保证钢的高强度， 但由于本发明的目的是 获得一定量先共析铁素体 +马氏体 +残余奥氏体组织，先共析铁素体的析出 必然导致剩余的未转的变奥氏体中富碳，这部 分奥氏体在淬火后得到的高 碳马氏体延伸率太低， 从而使得最终钢板的延伸率降低。 因此， 钢中比较 合适的碳含量应控制在 0.15~0.4wt.%可保证钢板具有良好的强度和较好 的塑性匹配；

硅：硅是钢中最基本的元素，同时也是本发明 钢中最重要的元素之一。 与传统的热轧高强钢相比， 目前热轧高强 Q&P钢基本都是采用高 Si的成 分设计原则。 除（3、 Si、 Mn外， 基本不添加或仅添加少量其他合金元素。 Si在一定温度范围内可抑制渗碳体的析出，但� �� ε碳化物的抑制作用比较 稳定残余奥氏体。 虽然加入较高的 A1和 Ρ也可以抑制渗碳体的析出， 但 A1 含量高使得钢液比较粘稠， 连铸时很容易堵塞水口， 降低浇钢效率； 而 Ρ含量高容易导致晶界脆性， 钢板的沖击韧性很低。 因此， 综合来看， 高 Si 的成分设计仍是目前热轧 Q&P 钢最重要的成分设计原则之一。 Si 的含量一般不低于 1.0 wt.%, 否则不能抑制渗碳体析出； Si的含量一般也 不宜超过 2.0 wt.% , 否则钢板焊接时容易出现热裂， 对钢板的应用造成困 难，故本发明钢中 Si的含量通常控制在 1.0~2.0 wt.% ,优选范围在 1.3~1.7 wt.%;

锰：锰是钢中最基本的元素，同时也是本发明 钢中最重要的元素之一。 众所周知， Mn是扩大奥氏体相区的重要元素， 可以降低钢的临界淬火速 度， 稳定奥氏体， 细化晶粒， 推迟奥氏体向珠光体的转变。 本发明为保证 钢板的强度， Mn含量一般应控制在 1.5 wt.%以上， Mn含量过低， 在分段 冷却的第一阶段空冷时， 过冷奥氏体不稳定， 容易转变为珠光体类型的组 织； 同时， Mn的含量一般也不宜超过 3.0 wt.%, 炼钢时容易发生 Mn偏 析， 同时板坯连铸时易发生热裂， 不利于生产效率的提高。 因此， 本发明 钢中 Mn的含量一般控制在 1.5~3.0 wt.% , 优选范围在 1.8~2.5 wt.%;

磷： 磷是钢中的杂质元素。 P极易偏聚到晶界上， 钢中 P的含量较高 (≥0.1wt.%)时， 形成 Fe ₂ P在晶粒周围析出， 降低钢的塑性和韧性， 故其含 量越低越好， 一般控制在 0.015 wt.% 内较好且不提高炼钢成本；

硫： 硫是钢中的杂质元素。 钢中的 S通常与 Mn结合形成 MnS夹杂， 尤其是档 S和 Mn的含量均较高时， 钢中将形成较多的 MnS, 而 MnS本 身具有一定的塑性， 在后续轧制过程中 MnS沿轧向发生变形， 降低钢板 的横向拉伸性能。 故本发明钢中 S的含量越低越好， 实际生产时通常控制 在 0.005 wt.% 内；

铝： 铝是本发明钢中最重要的合金元素之一。 A1 的基本作用是在炼 钢过程中进行脱氧。此外， A1还可与钢中的 N结合形成 A1N并细化晶粒。 除上述作用外， 本发明钢中加入较多的 A1的主要目的是加快分段冷却过 程中空冷阶段奥氏体向铁素体的转变动力学过 程， 同时与 Si—起共同抑 制渗碳体的析出， 从而获得较多的亚稳态残余奥氏体。 钢中 A1的含量若 低于 0.3 wt.%, 铁素体难以在空冷的几秒钟内充分析出； 若钢中 A1的含 量高于 1.0 wt.%, 钢液变得较为粘稠， 连铸过程容易堵塞水口， 影响生产 效率。因此，本发明钢中 A1的含量需控制在合适的范围内，控制在 0.3~1.0 wt.%;

氮： 氮在本发明钢中属于杂质元素， 其含量越低越好。 N也是钢中不 可避免的元素，通常情况下，钢中 N的残余含量在 0.002~0.004 wt.%之间， 这些固溶或游离的 N元素可以通过与酸溶 A1结合而固定。 为了不提高炼 钢成本，Ν的含量控制在 0.006\¥1.%以内即可，优选范围为小于 0.004wt.%; 钛： 钛的加入量与钢中氮的加入量相对应。 钢中 Ti和 N的含量控制 在较低的范围内， 热轧时可在钢中形成大量细小弥散的 TiN粒子； 同时钢 中 Ti/N需控制在 3.42以下以保证 Ti全部形成 TiN。 细小且具有良好的高 大于 3.42, 则钢中容易形成比较粗大的 TiN粒子，对钢板的沖击韧性造成 不利影响， 粗大的 TiN粒子可成为断裂的裂纹源。 另一方面， Ti的含量 也不能太低， 否则形成的 TiN数量太少， 起不到细化奥氏体晶粒的作用。 因此， 本发明钢中钛的含量要控制在合适的范围， 钛的加入量在 0.005-0.015 wt.%, 优选范围为 0.008-0.012 wt.%;

氧： 氧是炼钢过程中不可避免的元素， 对本发明而言， 钢中 0 的含 量通过 A1脱氧之后一般都可以达到 30ppm以下， 对钢板的性能不会造成 明显不利影响。 因此， 将本发明钢中的 0含量控制在 30ppm以内即可。 本发明的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的制造方法， 具体包括如下 步骤：

1 ) 冶炼、 二次精炼、 铸造：

按下述成分采用转炉或电炉冶炼、 真空炉二次精炼、铸造形成铸坯或 铸锭， 化学成分的重量百分含量为： C: 0.15%~0.40%, Si: 1.0%~2.0%, Mn: 1.5%~3.0%, P<0.015%, S<0.005%, Al: 0.3%~1.0%, N<0.006%, Ti: 0.005%~0.015%, 其余为 Fe以及其它不可避免的杂质；

2 ) 力口热、 热库 L:

将步骤 1 )获得的铸坯或铸锭加热到 1100~1200°C并保温 l~2h, 开轧 温度为 1000~1100°C, 多道次轧制且累计变形量≥50%, 主要目的是细化 奥氏体晶粒； 随后待中间坯温度降至 900~950°C时进行 3~5个道次轧制且 累计变形量≥70%； 其热轧工艺如图 2所示； 上述多道次热轧的次数如 5~7 多道次；

3) 分段冷却：

热轧后的轧件在 800~900 °C之间以 >50 °C /s 的冷速快速水冷至 500-600 °C ,然后空冷 5~10s,再继续 >50°C/s的冷速冷却至 100~300°C (即 Ms-Mf之间）之间的某一温度以获得先共析铁素� �� +马氏体 +残余奥氏体组 织， 最后卷取后緩慢冷却至室温， 获得所述 700MPa级高强度热轧 Q&P 钢； 其轧后冷却工艺如图 3所示。

较佳的， 步骤 2) 中的多道次轧制为 5~7次轧制； 步骤 3 ) 中的卷取 后緩慢冷却的速度为 8~12°C/h。

上述先共析铁素体 +马氏体 +残余奥氏体组织中，先共析铁素体组织的 体积百分比为 10~20%, 残余奥氏体组织的体积百分比大于 5%且小于 10%。

本发明的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢， 通过合理的成分设计， 同 时配合创新性的热轧 +分段冷却的新工艺可获得综合性能优异的钢� �， 即 获得屈服强度≥700MPa, 抗拉强度≥1300^«^, 延伸率 >10%的 700MPa级 高强度热轧 Q&P钢。

本发明的分段冷却中，第一阶段快速水冷的主 要目的在于提高过冷奥 氏体的相变驱动力，便于在后续空冷阶段析出 足够的先共析铁素体（ 10~20 Wt% ) 以保证钢板板较低的屈服强度。 通常为了提高钢板的抗拉强度， 需 要增加碳和锰的含量， 而碳和锰均为奥氏体稳定化元素， 提高碳和锰的含 量势必造成在空冷阶段有限的时间内铁素体析 出数量不足甚至无法析出。 因此， 本发明的创新点之一在成分设计上大幅提高了 铝的含量， 为一般钢 中铝含量的十倍以上。大幅增加铝含量的目的 在于在碳和锰含量较高的情 况下加快空冷阶段铁素体的析出。 但铝含量也不宜过高， 否则容易使钢液 变得粘稠， 浇铸时易堵塞水口且导致钢种氧化铝夹杂增多 。 因此， 合金的 成分配比和热轧、 冷却工艺必须控制获得很好地控制， 这一阶段的水冷速 度越快越好；

空冷结束之后第二阶段淬火停冷温度必须控制 在一定的温度范围内 而非室温， 否则无法完成碳原子的分配且残余奥氏体数量 太低， 导致钢板 延伸率降低。 目前常用的在线淬火工艺都是直接淬火至室温 ， 而本发明的 又一创新点在于将卷取温度控制在一定的低温 范围内：一方面可以保留较 多的残余奥氏体（>5\¥1% ) , 但此时的残余奥氏体不稳定， 若冷却至室温， 残余奥氏体将转变为其他组织， 因此在成分设计上添加一定量的 Si元素 可以抑制残余奥氏体中碳化物的析出， 减少碳的消耗； 另一方面， 由于碳 原子在马氏体中的化学势高于在残余奥氏体中 的化学势，二者的化学势之 差为碳原子从马氏体向残余奥氏体中扩散提供 了驱动力，使得残余奥氏体 中的碳含量显著增加， 从而使得残余奥氏体在室温下可稳定地存在。 通过 成分配比和冷却工艺的巧妙配合，可获得一定 量铁素体 +马氏体 +残余奥氏 体组织的钢板， 从而获得性能优异的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢。

另外， 钢坯的加热温度若低于 1100°C以及保温时间过短， 则不利于 合金元素的均匀化； 而当温度高于 1200°C时， 不仅提高了制造成本， 而 且使得钢坯的加热质量有所下降。 因此， 钢坯的加热温度一般控制在 1100~1200 °C比较合适。

同样， 加热的保温时间也需要控制在一定范围内。 保温时间过短， 溶 质原子如 Si、 Mn等的扩散不够充分， 钢坯的加热质量得不到保证； 而加 热的保温时间过长则使得奥氏体晶粒粗大以及 提高了制造成本，故保温时 间应控制在 1~2小时之间。 加热温度越高， 相应的保温时间可适当缩短。

本发明的生产工艺可用于制造屈服强度≥700MPa , 抗拉强度

>1300MPa, 且厚度在 3~12mm的高强度热轧 Q&P耐磨钢板， 同时具有良 好的延伸率 (>10%), 该钢板表现出优异的强塑性匹配， 由此带来以下几个 方面的有益效果：

1、 本发明的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢板的合金成本大幅降低。 与传统的低合金高强钢相比， 没有添加任何贵重金属元素如 Nb、 V、 Cu、 Ni、 Mo等， 大大降低了合金成本。 采用热连轧工艺生产比用厚板线生产 还可进一步降低生产成本， 因此， 钢板的生产成本很低；

2、 本发明的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢板的力学性能优异， 用户 综合使用成本降低。 由于钢板的屈服强度较低， 而抗拉强度高，屈强比低。 这样带来的一个最大好处是，许多高强钢用户 无需改造现有加工设备就可 以对钢板进行折弯等工艺， 省却了改造设备的费用； 同时也减少了磨具的 损耗、 延长磨具的使用寿命等；

3、 采用本发明的钢板具有低成本、 低屈强比和高强度优势， 特别适 合于需要对钢板进行折弯成形且要求耐磨的领 域。钢中保留的亚稳态残余 奥氏体， 在磨粒磨损等条件下可以转变为马氏体， 进一步提高钢板的耐磨 性。 附图说明

图 1为本发明 700MPa级高强度热轧 Q&P钢生产工艺流程图； 图 2为本发明 700MPa级高强度热轧 Q&P钢轧制工艺图；

图 3为本发明 700MPa级高强度热轧 Q&P钢轧后冷却工艺图； 图 4为本发明实施例 1#试验钢典型金相照片；

图 5为本发明实施例 3#试验钢典型金相照片；

图 6为本发明实施例 5#试验钢典型金相照片。 具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明的技术方案进一 步详细描述。

本发明的一种 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的制造方法， 其生产工 艺流程为： 转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯 (锭)→钢坯 (锭)再加 热→热轧 +分段冷却工艺→钢卷， 如图 1所示。 实施例 实施例 1~5的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的制造， 具体包括如下 步骤：

1 ) 冶炼、 二次精炼、 铸造：

按照表 1中各钢的化学成分采用转炉或电炉冶炼、 真空炉二次精炼、 铸造形成铸坯或铸锭；

2 ) 力口热、 热库 L:

将步骤 1 )获得的铸坯或铸锭加热到 1100~1200 °C并保温 l~2h, 开轧 温度为 1000~1100 °C , 5~7次轧制且累计变形量≥50%； 随后待中间坯温度 降至 900~950°C时进行 3~5 个道次轧制且累计变形量≥70%； 其热轧工艺 如图 2所示； 各实施例具体的加热和热轧工艺参数如表 2所示， 钢坯厚度 120mm;

3 ) 分段冷却：

热轧后的轧件在 800~900 °C之间以 >50 °C /s 的冷速快速水冷至 500-600 °C ,然后空冷 5~10s,再继续 >50 °C /s的冷速冷却至 100~300 °C (即 Ms-Mf之间）之间的某一温度以获得一定量铁素� �� +马氏体 +—定量的残余 奥氏体组织， 最后卷取后緩慢冷却至室温（冷速为 8~12 °C /h ) , 获得各实 施例的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢； 其轧后冷却工艺如图 3所示； 各 实施例具体的轧后冷却工艺参数如表 2所示。

经检测， 实施例 1~5获得的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的力学性 能如表 3所示。 实施例 1、 3和 5的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的典型 金相照片分别如图 4〜图 6所示。

单位： 重量百分比 表 2

表 3 钢板的力学性能

图 4〜图 6的 700MPa级高强度热轧 Q&P钢的典型金相照片上可以清 楚地看出， 钢板的组织主要为等轴状先共析铁素体 +马氏体 +残余奥氏体。

根据 X-射线衍射结果可知， 实施例 1、 3和 5号钢板中残余奥氏体的 体积百分含量分别为 5.55%、 6.78%和 8.11%。 等轴状先共析铁素体的体 积百分含量均在 10~20%之间。 在 500~600°C的温度范围内， 停冷温度越 低， 等轴状先共析铁素体析出量越多。 因此， 本发明钢板的微观组织为等 轴状先共析铁素体 +马氏体 +残余奥氏体。 由于残余奥氏体的存在，使得钢 板在拉伸或磨损过程中发生相变诱导塑性 (TRIP)效应， 从而提高了钢板的 耐磨性。