【摘 要】
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本文针对“两步法”（快冷终止温度低于配分温度）的Q&P钢生产工艺,在考虑连续退火生产线特点、产品成本、性能及可应用性的基础上,设计了方便焊接的1000MPa级Q&P钢成分:0.2%C-1.25%Si-2.0%Mn。利用连续退火模拟试验机模拟不同的Q&P工艺,对不同工艺下的试样进行室温拉伸性能检测,利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、XRD等设备研究了不同工艺条件下实验钢的组织和成分的变化规律。利用
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本文针对“两步法”（快冷终止温度低于配分温度）的Q&P钢生产工艺,在考虑连续退火生产线特点、产品成本、性能及可应用性的基础上,设计了方便焊接的1000MPa级Q&P钢成分:0.2%C-1.25%Si-2.0%Mn。利用连续退火模拟试验机模拟不同的Q&P工艺,对不同工艺下的试样进行室温拉伸性能检测,利用光学显微镜、扫描电镜、透射电镜、XRD等设备研究了不同工艺条件下实验钢的组织和成分的变化规律。利用热膨胀仪、透射电镜等设备研究了实验钢快冷过程中不同成分的奥氏体（通过临界区处理获得）向马氏体转变的相变规律,基于此提出了适合于本实验钢的修正CCE模型。针对配分工艺,研究了配分过程中碳在马氏体、奥氏体之间的扩散规律,并通过实验进行了验证。在上述实验研究的基础上,进行Q&P980的工业试制,对工业试制钢板进行了评价。为了确定采用本实验钢生产1000MPa级Q&P钢的连续退火工艺窗口,设计了三种不同的Q&P处理工艺,它们的区别在于“Q”过程不同,分别为:单相区均热后直接淬火、单相区均热后先缓冷再淬火和临界区淬火,然后都进行相同的“P”过程:420℃配分时间为370s。结果表明,单相区快速淬火的Q&P工艺下,实验钢组织全部为板条马氏体组织+薄膜奥氏体。快冷终止温度对强度影响不大,抗拉强度在1182.4MPa～1249.5MPa的范围;对延伸率有一定影响,在3.75%～7.5%之间变化。当快冷终止温度为270℃时,薄膜残余奥氏体厚度达到最大为0.085μm,此时实验钢延伸率也最高,为7.5%,强塑积也达到最大值8.87GPa%。单相区均热后先缓冷再淬火的Q&P工艺下,实验钢组织为板条马氏体组织+薄膜奥氏体、先共析铁素体、块状残余奥氏体及马奥岛。当缓冷终止温度为680℃时,铁素体的体积分数约为25%,抗拉强度达到994.3MPa。在此条件下,当快冷终止温度为250℃时,延伸率达到最大值为22.8%,强塑积为22.6GPa%,其最终组织为68%板条马氏体组织+薄膜奥氏体+23%铁素体+8%马奥岛+块状残余奥氏体。临界区淬火的Q&P工艺条件下,当均热温度为790℃时,铁素体体积分数约为22%,抗拉强度达到1046.9MPa。在此条件下,当快冷终止温度达到220℃时,延伸率达到最大值为14.5%,强塑积为15.2GPa%,其最终组织为43%板条马氏体组织+薄膜奥氏体+22%再结晶铁素体+33%马奥岛+块状残余奥氏体。对比可见,针对1000MPa级Q&P钢的性能要求,适合的工艺是采用单相区均热后先缓冷再淬火的Q&P工艺。为了准确预测本实验钢经过Q&P工艺处理后获得最大残余奥氏体体积分数的最佳快冷结束温度,通过对试样在临界区和奥氏体区（760～850℃）进行保温处理,获得不同碳含量的奥氏体,建立了马氏体相变开始温度与奥氏体碳含量、马氏体相变动力学常数a与奥氏体碳含量的关系;确认了添加Si、Mn合金以后仍然可以用Fe-C二元系的等活度关系。在上述基础上获得了适用于本实验钢的修正的CCE模型,在预测三种不同Q&P工艺条件下残余奥氏体体积分数与快冷终止温度的关系方面,其较经典的CCE模型具有更高的准确度。在配分初期,马氏内部的碳快速扩散至奥氏体内部,配分时间约1s以后,马氏体内部的碳含量接近平衡成分,大大延长了渗碳体的孕育期,在配分400s的时间内马氏体内未观测到渗碳体析出。配分初期,奥氏体内部的碳分布是不均匀的,奥氏体并不稳定,表现为XRD检测的碳含量波动大,二次淬火以后残余奥氏体体积分数低,Q&P钢的位错密度大。配分时间≥20s以后,奥氏体内部碳的浓度分布趋于均匀,达到了稳定残余奥氏体的目的。配分100s时,实测的碳浓度与理论计算值接近。根据实验室研究的Q&P钢相关技术成果,在邯钢连续退火生产线上进行了Q&P980钢板的工业试制,钢板整体指标满足CR550/980QP的技术要求:抗拉强度1006-1020MPa,屈服强度632-635MPa,延伸率22.2%-22.6%,强塑积22.6-22.7GPa%。与同强度级别双相钢DP980相比,Q&P980的延伸率大幅度提高,从13.5%提高至22%以上,强塑积从13.9GPa%提高至22GPa%以上,且钢板焊接效果良好。工业试制Q&P980钢板的成型性与DP780大致相当,具有在DP780零件上进行材料替代和轻量化优化的潜力。
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