一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于耐磨钢领域，涉及一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢及其制造方法， 热轧Q&P钢的屈服强度彡600MPa，抗拉强度彡1300MPa，延伸率彡10%，屈强比彡0. 5。
【背景技术】
[0002] 淬火-配分钢，即Q&P钢，是近年先进高强钢领域的研宄热点，其主要目的是在提 高钢的强度的同时，提高钢的塑性，即提高钢的强塑积。
[0003] 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 的某一温度以获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。
[0004] Q&P钢最初的研宄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钢的工艺实现过程可以看出，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的过程。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，可以采用一步法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。
[0005] 中国专利CN102226248A介绍了一种碳硅锰热轧Q&P钢，但合金成分设计上没有进 行微Ti处理；专利CN101775470A介绍了一种复相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；专利CN101487096A介绍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。
[0006] 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】
[0007] 本发明的目的在于提供一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢及其制造方法，该钢种 综合性能优异，具有三相显微组织，具体为：1〇?25% (体积分数）先共析铁素体、65? 85%马氏体和5?10%残余奥氏体；其屈服强度彡600MPa，抗拉强度彡1300MPa，同时具有 良好的延伸率（彡10%)，表现出优异的强塑性匹配，低屈强比0.5)可应用于要求易 变形且耐磨钢领域。
[0008] 为了达到上述目的，本发明主要采用如下技术方案：
[0009] 一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其化学成分重量百分比为：
[0010] C:0? 2 ?0? 3%，Si:1. 0 ?2. 0%，Mn:1. 5 ?2. 5%，P:彡 0? 015%，S:彡 0? 005%， A1 :0? 5 ?1. 0%，N:彡 0? 006%，Nb:0? 02 ?0? 06,Ti:彡 0? 03%，0 彡 0? 003%，其余为Fe 以及其它不可避免的杂质。
[0011] 优选的，所述低屈强比超高强度热轧Q&P钢的化学成分中，以重量百分比计，Si的 含量范围为1. 3?1. 7% ;Mn的含量范围为1. 8?2. 2% ;A1的含量范围为0. 6?0. 8% ; N的含量< 0.004%;Nb的含量范围为0.03?0.05%。
[0012] 所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的显微组织为10?25 %先共析铁素 体+65?85 %马氏体+5?10 %残余奥氏体三相组织，屈服强度彡600MPa，抗拉强度 彡1300MPa，屈强比彡0? 5。
[0013] 在本发明的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的成分设计中：
[0014] 在普通C-Mn钢的成分基础上，提高Si含量，抑制渗碳体的析出；提高A1含量，一方面可以加快钢板空冷阶段奥氏体向先共析铁素体的转变动力学过程，另一方面A1含量 的增加可以提高残余奥氏体中的碳含量，从而提高残余奥氏体的热稳定性，使得钢卷在缓 冷过程中有更多的残余奥氏体保留下来；加入微量Nb或Nb+Ti可进一步细化马氏体板条组 织，从而最大限度地在保证钢板超高强度的同时仍具有较好的低温冲击韧性。
[0015] 具体地说：
[0016]C:碳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。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， 同时对Q&P钢中残余奥氏体的热稳定性影响最大。通常情况下，钢的强度越高，延伸率越 低。本发明中为了保证获得抗拉强度1300MPa以上的高强度热轧钢板，钢中碳的含量通常 至少要达到0. 2%。碳含量低于0. 2%，钢板在析出一定量铁素体之后抗拉强度难以达到 1300MPa以上，同时较低的碳含量也不能保证钢板在线淬火卷取后缓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。另一方面，钢中的 含碳量也不宜过高，若含碳量大于0.3%，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，含碳量过高，高温奥氏体稳定性提 高，在现有的轧制工艺条件下，难以保证析出一定量的先共析铁素体，而先共析铁素体的析 出必然导致剩余未转变的奥氏体中富碳，这部分奥氏体在淬火后得到的高碳马氏体延伸率 太低，使得最终钢板的延伸率降低。因此，既要考虑碳含量对强度的贡献，又要考虑碳含量 对铁素体析出的抑制作用以及对马氏体性能的影响，本发明钢中比较合适的碳含量应控制 在0. 2?0. 3%，可保证钢板具有超高强度和较好的塑性匹配。
[0017] Si:娃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。Si在一定温度范 围内可抑制渗碳体的析出，但对e碳化物的抑制作用比较有限。Si抑制渗碳体析出使得碳 原子从马氏体中扩散至残余奥氏体中从而稳定残余奥氏体。虽然加入较高的A1和P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，而且板坯连铸时容易出现表面纵裂等缺陷；而P含量高容易导致晶界脆性，钢板的冲 击韧性很低，焊接性变差。所以，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%，否则不能起到抑制渗碳体析出的作用；Si的含量 一般也不宜超过2.0%，否则钢板焊接时容易出现热裂，对钢板的应用造成困难，故钢中Si 的含量通常控制在1. 〇?2. 0%，优选范围为1. 3?1. 7%。
[0018] Mn: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。在本发明中，为保证钢板的强度，Mn含量一般应控制在1.5% 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 类型的组织如索氏体等；同时，Mn的含量一般也不宜超过2. 5%，炼钢时容易发生Mn偏析， 同时板坯连铸时易发生热裂。因此，钢中Mn的含量一般控制在1. 5?2. 5%，优选范围为 1. 8 ?2. 2%〇
[0019]P: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（彡0. 1%)时， 形成Fe2P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% 以内较好且不提高炼钢成本。
[0020] S:硫是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是当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。故钢中S的含量越低越好，实际生产时 通常控制在0.005%以内。
[0021]A1 :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