一种低碳合金钢的处理方法与流程

本发明属于金属加工技术领域，尤其涉及一种低碳合金钢的处理方法。

背景技术：

Q&P处理钢多为C-Si-Mn系钢，碳含量一般在0.2～0.6(质量分数，％)，较高的碳含量不仅提高强度，还可以增强配分效果，起到提高强塑积的作用，但C含量过高也会加大钢的淬透性，在焊接时增大热影响区而导致焊接开裂，降低焊接性能，增加钢的冷脆性和时效敏感性。因此，作为汽车用钢的碳含量一般不超过0.2％；但碳含量又不能过低，否则将使碳配分效果受到一定限制，一方面使淬火后残余奥氏体量减少，不利于塑性提高；另一方面使板条马氏体中碳含量减少，降低板条马氏体强度。为了解决这一矛盾，研究发现了合金元素Mn配分也是调控残余奥氏体量的一种有效手段，在临界区进行退火时，锰元素向奥氏体的扩散对提高奥氏体的稳定性起到了一定的作用，Seawoong Lee等的研究结果也表明，锰元素可以在双相区退火时向奥氏体中短程富集，提高奥氏体的稳定性。因此，可以利用Mn元素在双相区中向奥氏体内富集的行为，并对低碳钢进行Q&P工艺处理，达到稳定更多残留奥氏体的效果，但锰为置换型元素，它在奥氏体内迁移的速率很慢且扩散能力有限，最终稳定下来的奥氏体量也是很少的。

H.P.Liu等人在Q&P工艺基础上，采用新型的热冲压和淬火-配分工艺，引入奥氏体热压变形获得细晶奥氏体，淬火配分后可以得到破碎细化的不规则的马氏体、分散的马氏体板和薄膜状、高密度位错密度的相变强化的残余奥氏体，通过马氏体中的高密度位错以提高马氏体的强度，从而提高钢材的强度和伸长率，达到强塑积最佳组合。通过热变形工艺不仅细化了晶粒，而且增加了位错和空位浓度，提供了元素扩散通道，为稳定更多残余奥氏体量提供了可能。但是，该方法获得的钢材的强塑积需要进一步提高。

技术实现要素：

有鉴于此，本发明的目的在于提供一种低碳合金钢的处理方法，本发明提供的方法处理后的低碳合金钢能够促进合金元素配分，从而进一步提高其强塑积。

本发明一种低碳合金钢的处理方法，包括以下步骤：

a)铸造低碳合金钢坯，将所述低碳合金钢坯锻造为板坯；

b)将所述板坯进行热轧，得到终轧板；

c)将所述终轧板升温至双相区温度后立即变形，保温处理后水淬至室温。

本发明提供的方法结合低碳合金钢双相区保温合金元素配分行为、双相区热变形产生空位和间隙原子等实现促进合金元素配分的效果，不仅发挥了钢中固有合金元素的作用，而且在充分发挥原有C配分的基础上，提高合金元素在奥氏体(室温马氏体)中的聚集程度，为后续的Q&P处理工艺中稳定更多残余奥氏体，弥补低碳带来的强塑积降低提供有利支撑。实验结果表明，本发明所述利用双相区变形促进合金元素配分的方法，可使合金元素的富集程度提高2％～5％。

本发明首先铸造低碳合金钢钢坯，然后将其锻造为板坯。具体而言，所述低碳合金钢可以为低碳硅锰钢。在一个实施例中，低碳合金钢的组成为：0.18wt％的C；1.58wt％的Si；2.06wt％的Mn；0.41wt％的Cu；0.33wt％的Ni；0.008wt％的P；0.005wt％的S；0.0017wt％的B；余量的Fe。在另一个实施例中，低碳合金钢的组成为：0.19wt％的C；1.5wt％的Si；1.3wt％的Mn；0.010wt％的P；0.017wt％的Al；0.009wt％的S；0.0003wt％的B；余量的Fe。本发明可以在ZG-50真空感应熔炼炉中冶炼钢坯，然后将其锻造为板坯。

锻造为板坯后，将其进行热轧处理，得到终轧板。具体而言，首先将所述板坯在1100～1300℃保温处理2～4h后进行热轧，开轧温度为1000～1200℃，经3道次轧制后冷却至900～1000℃经过5道次轧制，车削后得到终轧板。在一个具体实施例中，将所述板坯在1200℃保温处理3h后进行热轧，开轧温度为1100℃，经3道次轧制后冷却至950℃，再经过5道次轧制，车削后得到终轧板。在另一个具体实施例中，热轧分为粗轧与精轧依次进行，粗轧开轧温度1100℃，粗轧道次变形量为33％，精轧总变形量为70％，终轧温度为950℃，终轧板厚为15mm。在一个具体实施例中，板坯厚度为75mm，在1200℃保温处理3h后进行热轧，开轧温度为1100℃，经3道次轧制到50mm，冷却至950℃，再经过5道次轧制成厚度为15mm的热轧板，采用线切割机床加工成Φ8mm×12mm的终轧板。

得到终轧板后，将其升温至双相区温度后立即变形，保温处理后水淬至室温。其中，双相区温度为740～770℃，优选以5～15℃/s，更优选10℃/s的速率升温至双相区温度。升温至双相区温度后，立即变形，所述变形的变形量为5％～15％，优选为10％，优选以1s^-1的变形速率变形。所述变形处理是在Gleeble3500热模拟机上完成的，热压缩实验过程中，在试样中间位置焊接一对热电偶，通过电脑接收该热电偶的反馈信号来自动控制试样的温度。变形完毕后进行保温处理，所述保温处理的时间为600～1800s。

参见图1，图1是本发明提供的处理方法的热处理工艺示意图，其中，升温至740～770℃后保温600～1800s再水淬至室温是未变形的处理方式，升温至740～770℃后立即变形10％再保温600～1800s然后水淬至室温是本发明提供的变形的处理方式。

经过上述处理后，观察得到的低碳合金钢，结果表明，本发明提供的处理后获得钢样中室温组织为铁素体和马氏体(双相区奥氏体)相。经过本发明提供的方法处理后，C、Mn、Cu等合金元素在室温组织中马氏体和铁素体中的分布发生明显变化，在马氏体中出现明显富集，未变形与变形的EPMA像作对比，发现在相同的保温时间下，变形的实验钢在双相区中C、Mn、Cu元素富集现象提前出现，并且富集程度提高，即本发明提供的方法能够促进元素配分。

本发明以原始组织为铁素体与珠光体的实验钢为原料，采用双相区保温+变形-淬火处理工艺，利用双相区热变形能使组织产生高密度位错、空位以及较高的弹性应变能、畸变能，为合金元素扩散提供扩散通道，变形也为原子扩散提供了额外的驱动力，从而促进合金元素配分，增加合金元素在奥氏体(室温马氏体)中得聚集效果。

本发明利用双相区变形促进合金元素配分，达到以下目的：①在双相区变形能够产生大量空位、间隙原子等点缺陷来促进合金元素在铁素体(α)相与奥氏体(γ)相中的扩散；②在双相区变形能够促使合金元素由铁素体(α)相至奥氏体(γ)相中的配分行为，其合金元素配分效果更好、元素富集程度更高。

附图说明

图1是本发明提供的处理方法的热处理工艺示意图；

图2是本发明实施例1获得的钢材的室温组织SEM图；

图3是本发明比较例1获得的钢材的室温组织SEM图；

图4是本发明实施例1获得的钢材的室温组织微观组织图；

图5是本发明实施例1获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图；

图6是本发明实施例1获得的钢材室温组织中Mn元素分布的EPMA图；

图7是本发明比较例1获得的钢材室温组织的微观组织图；

图8是本发明比较例1获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图；

图9是本发明比较例1获得的钢材室温组织中Mn元素分布的EPMA图；

图10是本发明实施例2获得的钢材室温组织的SEM图；

图11是本发明比较例2获得的钢材室温组织的SEM图；

图12是本发明实施例2获得的钢材室温组织的微观组织图；

图13是本发明实施例2获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图；

图14是本发明实施例2获得的钢材室温组织中Cu元素分布的EPMA图；

图15是本发明比较例2获得的钢材室温组织的微观组织图；

图16是本发明比较例2获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图；

图17是本发明比较例2获得的钢材室温组织中Cu元素分布的EPMA图。

具体实施方式

实施例1

在ZG-50真空感应熔炼炉中冶炼以下组成的钢坯，并将其锻造成厚度为75mm的板坯；

0.19wt％的C；1.5wt％的Si；1.3wt％的Mn；0.010wt％的P；0.017wt％的Al；0.009wt％的S；0.0003wt％的B；余量的Fe；

将所述板坯在高温箱式加热炉中加热至1200℃保温3h使合金元素成分均匀化，然后对其进行热轧，开轧温度为1100℃，经3道次轧制到50mm，冷却至950℃后经过5个道次轧制成厚度为15mm的热模拟实验用热轧板，并车削成Φ8mm×12mm圆柱样；

将所述试样以10℃/s的速率加热至770℃，然后将试样立即以1s^-1的变形速率压缩10％，保温1800s，然后水淬至室温。

比较例1

与实施例1的区别在于，将所述试样以10℃/s的速率加热至770℃后不进行变形，直接保温1800s，然后水淬至室温。

分别观察实施例1和比较例1获得的钢材，结果参见图2、图3、图4、图5、图6、图7、图8和图9，图2是本发明实施例1获得的钢材的室温组织SEM图，图3是本发明比较例1获得的钢材的室温组织SEM图，图4是本发明实施例1获得的钢材的室温组织微观组织图，图5是本发明实施例1获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图，图6是本发明实施例1获得的钢材室温组织中Mn元素分布的EPMA图，图7是本发明比较例1获得的钢材室温组织的微观组织图，图8是本发明比较例1获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图，图9是本发明比较例1获得的钢材室温组织中Mn元素分布的EPMA图。

由图2和图3可知，经过本发明提供的方法处理后获得钢样中室温组织为铁素体和马氏体(双相区奥氏体)相。

由图4～图8可知，经过本发明提供的方法处理后，C、Mn在室温组织中马氏体和铁素体中的分布发生明显变化，在马氏体中出现明显富集，未变形与变形的EPMA像作对比，发现在相同的保温时间下，变形的实验钢在双相区中C、Mn元素富集现象提前出现，并且富集程度提高，表明低碳硅锰钢在双相区变形促进元素配分。

实施例2

在ZG-50真空感应熔炼炉中冶炼以下组成的钢坯，并将其锻造成厚度为75mm的板坯；

0.18wt％的C；1.58wt％的Si；2.06wt％的Mn；0.41wt％的Cu；0.33wt％的Ni；0.008wt％的P；0.005wt％的S；0.0017wt％的B；余量的Fe；

将所述板坯在高温箱式加热炉中加热至1200℃保温3h使合金元素成分均匀化，然后对其进行热轧，开轧温度为1100℃，经3道次轧制到50mm，冷却至950℃后经过5个道次轧制成厚度为15mm的热模拟实验用热轧板，并车削成Φ8mm×12mm圆柱样；

将所述试样以10℃/s的速率加热至740℃，然后将试样立即以1s^-1的变形速率压缩10％，保温600s，然后水淬至室温。

比较例2

与实施例2的区别在于，将所述试样以10℃/s的速率加热至740℃后不进行变形，直接保温600s，然后水淬至室温。

分别观察实施例2和比较例2获得的钢材，结果参见图10、图11、图12、图13、图14、图15、图16和图17，图10是本发明实施例2获得的钢材室温组织的SEM图，图11是本发明比较例2获得的钢材室温组织的SEM图，图12是本发明实施例2获得的钢材室温组织的微观组织图，图13是本发明实施例2获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图，图14是本发明实施例2获得的钢材室温组织中Cu元素分布的EPMA图，图15是本发明比较例2获得的钢材室温组织的微观组织图，图16是本发明比较例2获得的钢材室温组织中C元素分布的EPMA图，图17是本发明比较例2获得的钢材室温组织中Cu元素分布的EPMA图。

由图10和图11可知，经过本发明提供的方法处理后获得钢样中室温组织为铁素体和马氏体(双相区奥氏体)相。

由图12～图17可知，经过本发明提供的方法处理后，Cu在室温组织中马氏体和铁素体中的分布发生明显变化，在马氏体中出现明显富集现象，通过未变形与变形的EPMA像作对比，发现在相同的保温时间下，变形的实验钢在双相区中C、Cu元素富集现象提前出现，并且富集程度提高，表明含Cu低碳硅锰钢在双相区变形能促进合金元素配分。

由上述实施例可知，本发明提供的方法促进了合金元素在奥氏体/铁素体双相区发生配分行为，不仅使配分行为提前进行，而且提高了在奥氏体中富集程度。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。