CN104532129B

CN104532129B - 汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板及其制造方法

Info

Publication number: CN104532129B
Application number: CN201510005588.4A
Authority: CN
Inventors: 谢胜涛; 刘振宇; 王国栋
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2015-01-06
Filing date: 2015-01-06
Publication date: 2017-02-22
Anticipated expiration: 2035-01-06
Also published as: CN104532129A

Abstract

一种汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板及其制造方法，属于冶金技术领域。其成分按重量百分比含Cr 11.0～17.0％，C 0.01～0.12％，Mn 0.2～0.5％，Si 0.2～1.1％，Al 0.005～0.5％，Ni＜0.3％，Nb＜0.2％，Ti＜0.2％，V＜0.2％，Mo＜0.1％，Cu＜0.03％，N＜0.05％，P＜0.03％，S＜0.003％，余量为Fe；其制造方法包括浇铸、热轧、冷轧和基于淬火‑配分Q&P工艺的热处理。本发明汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板免除了表面镀锌，材料成本显著低于奥氏体不锈钢，组织包含马氏体、残余奥氏体和可选择的铁素体，具有良好的强度和塑性组合，特别适用于加工汽车用结构件和加强件等。

Description

汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板及其制造方法

技术领域

本发明属于冶金技术领域，特别涉及一种汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板及其制造方法。

背景技术

随着汽车工业的迅速发展，我国已成为世界第三大汽车生产国和第二大汽车消费国，年生产汽车超过2000万辆，年消费各类汽车用板材超过2200万吨。当前，降低油耗和提高车身安全性是汽车发展中的突出要求。减轻车身重量是降低油耗的有效途径，然而，若仅减小汽车构件的截面尺寸，又会导致车身强度不足，因此，为了同时满足降低重量和提高车身安全性的要求，汽车用钢必然需要提高强度。目前，强度和塑韧性均较好的先进高强度钢(AHSS)成为汽车制造领域重点开发和应用的材料，其包括双相(DP)钢、相变诱导塑性(TRIP)钢和淬火-配分(Q&P)钢等。在普通汽车和高档汽车中，先进高强度钢的使用比例分别达到了50％和80％。

长寿命化是汽车用钢的另一个重要发展要求。其可以增强汽车安全性，降低汽车全生命周期成本，提高资源利用效率。汽车用钢的使用寿命标准已由先前的6年提高至目前的～12年，不久还会提高至与～20年的整车寿命同步。耐蚀性是决定汽车用钢使用寿命的一个关键因素。然而，属于普碳钢的先进高强度钢的耐蚀性根本不能满足汽车用钢使用寿命的要求，目前广泛采用的改善措施是在其表面镀锌。表面镀锌的先进高强度钢在普通汽车和高档汽车中的使用比例已占全部先进高强度钢的60％和90％，重点应用于易受腐蚀的底盘、前机舱、行李箱、车门和外覆盖件等部位。

热镀锌DP钢是目前应用比例最多的汽车用先进高强度钢。例如专利CN101781739公开了一种热镀锌冷轧DP钢：其制备工艺主要为将冷轧板加热至(奥氏体+铁素体)两相区温度720～820℃保温25～100s，再以15～35℃/s的速率冷却至～460℃的锌池，进行10～30s的热镀锌，然后，以＞15℃/s的速率冷却至室温，整个冷却过程中奥氏体主要相变为马氏体；成品组织主要为马氏体和铁素体；成品获得了610～670MPa的抗拉强度和20～26％的断裂延伸率。热镀锌DP钢综合利用了马氏体强度高和铁素体塑性好的优点，然而，由于铁马两相的强度和塑性差异较大，其扩孔性和折弯性等成型性偏低。

热镀锌TRIP钢是一种新型的汽车用先进高强度钢。例如专利CN1985016公开了一种热镀锌冷轧TRIP钢：其制备工艺主要为将冷轧板加热至750～900℃的(奥氏体+铁素体)两相区、并保温10s～360s，再以2～200℃/s的速率冷却至350～500℃的贝氏体相变温度区间(B_s～B_f)、并保温＜600s，使奥氏体部分发生贝氏体相变，然后，浸入450～600℃的锌池、并保温5～120s，在进行热镀锌同时使碳由贝氏体向未转变奥氏体中富集，最后，以＞5℃/s的速率冷却至＜250℃，部分奥氏体保留至室温；成品组织主要为贝氏体、铁素体和残余奥氏体；成品获得了590～1080MPa的抗拉强度和18～36％的断裂延伸率。热镀锌TRIP钢利用了残余奥氏体在成品加工、变形过程中发生马氏体相变，减轻了材料内的应力集中而提高了材料的成型性和塑韧性。然而，虽然奥氏体可以产生加工硬化效果，但是其含量有限，而含量占主要部分的贝氏体和铁素体强度较低，因此，在同等化学成分体系下，热镀锌TRIP钢的抗拉强度偏低。

热镀锌Q&P钢是一种最新的汽车用先进高强度钢，例如专利W02014075405公开了一种热镀锌冷轧Q&P钢：其制备工艺主要为将冷轧板加热至840～920℃保温40～80s后，以3～10℃/s的速率冷却至720～800℃的(奥氏体+铁素体)两相区，再以≥50℃/s的速率冷却至260～360℃的马氏体相变温度区间(M_s～M_f)，使奥氏体部分发生马氏体相变，然后，浸入460～470℃的锌池、并保温60～120s，在进行热镀锌同时使碳由马氏体向未转变奥氏体中富集，最后，冷却至室温，部分奥氏体保留至室温；成品组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体；成品获得了980～1200MPa的抗拉强度和15～22％的断裂延伸率。热镀锌Q&P钢综合利用了前两种钢的优点，获得了较好的强度、塑韧性和成形性的组合。

然而，镀锌板的使用存在三方面的问题。其一，汽车用镀锌板在二次加工和汽车日常运行、偶然碰撞中，一旦表面锌层破损，其耐蚀性将严重下降，直接威胁其使用寿命和整车安全。其二，我国每年报废400～600万辆汽车，然而汽车用镀锌板在回收再冶炼过程中，相当一部分锌以氧化锌的形式混在烟尘中排入大气。这造成我国镀锌板的锌回收率十分低下，即使在钢铁业发达国家，镀锌板的锌回收率也低于80％。而且，我国的锌资源状况又十分严峻，锌资源的储量和储量基础的静态保证年限分别仅为12和18年。这严重制约着我国汽车产业的长远发展。其三，镀锌板再冶炼时，未挥发的锌会混入钢水中，其后，锌难以从钢水中分离，这会不可避免地造成锌在新冶炼钢中不断沉积。这给全局性的钢材循环利用过程中的成分控制带来很大难度。

不锈钢却不存在这三方面的问题。其一，不锈钢含有＞11％的耐蚀元素Cr，表面能够形成含Cr的致密钝化膜，故具有良好的耐蚀性，不需要表面镀锌；而且，其表面钝化膜具有自钝化功能，能够自我修复受损区域。因此，不锈钢具有良好且稳定的耐蚀性。其二，不锈钢在回收再冶炼过程中，可以很容易实现接近100％的收得率，这极大地降低了不锈钢在循环利用和长远发展过程中对矿产资源的依赖程度。其三，不锈钢的废钢与新钢成分统一、再冶炼工艺简单，这极大地降低了全局性的钢材循环利用过程中的成分控制难度。

目前，车辆用高强度不锈钢主要有两种类型：一种是亚稳态奥氏体不锈钢；一种是(马氏体+铁素体)双相不锈钢。它们主要应用于火车、地铁和客车等公共交通运输工具的车身、结构件和加强件等。

专利CN101984123公开了一种高速列车车厢用亚稳态奥氏体不锈钢：其制备工艺主要为将热轧板在1050～1100℃固溶处理10～30min，组织全部相变为奥氏体，然后，热轧板酸洗，再进行总压下率为70～88％的冷轧，部分奥氏体相变为马氏体，最后，冷轧板在780～1100℃退火1～3min，马氏体发生回火，部分回火马氏体会逆相变为奥氏体；成品组织为奥氏体和回火马氏体；成品获得了850～1090MPa的抗拉强度和28～48％的断裂延伸率。亚稳态奥氏体不锈钢利用了奥氏体相变和孪生诱导塑性、加工硬化率高和马氏体强度高的特点，获得了良好的强度和塑性；但是，由于含有7～8％的昂贵Ni，其材料成本过高。

专利CN1550565公开了一种车辆结构件用(马氏体+铁素体)双相不锈钢：其制备工艺主要为将冷轧板加热至850～1250℃的(奥氏体+铁素体)两相区温度、并保温30s，然后，以＞1℃/s的速率冷却至室温，冷却过程中奥氏体主要相变为马氏体；成品组织为马氏体和铁素体；成品获得了730～1200MPa的抗拉强度和10～15％的断裂延伸率。(马氏体+铁素体)双相不锈钢基本不含Ni、材料成本低，综合利用了马氏体强度高和铁素体塑性好的优点，然而，由于铁马两相的强度和塑性差异较大，其扩孔性和折弯性等成型性偏低。

发明内容

本发明的目的是提供一种汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板及其制造方法，通过合理的成分设计和工艺步骤，制备出性能优良的用于制造对强度、塑性和耐蚀性要求均较高的汽车用结构件和加强件。

本发明的汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板的成分按重量百分比含Cr11.0～17.0％，C 0.01～0.12％，Mn 0.2～0.5％，Si 0.2～1.1％，Al 0.005～0.5％，Ni＜0.3％，Nb＜0.2％，Ti＜0.2％，V＜0.2％，Mo＜0.1％，Cu＜0.03％，N＜0.05％，P＜0.03％，S＜0.003％，余量为Fe。

本发明的汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢的屈服强度为280～870MPa，抗拉强度为500～1280MPa，断裂延伸率为15.5～29.0％，强塑积12000～27500MPa·％。

本发明的汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板的组织中，残余奥氏体的体积分数为1～15％，铁素体的体积分数为0～65％，其余为马氏体。

本发明的汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板的制造方法按以下步骤进行：

1、浇铸：按设定成分冶炼，并浇铸制成铸锭或连铸坯；

2、热轧：将铸锭或连铸坯加热至1100～1250℃，保温0.5～3h，然后进行热轧，开轧温度为1050～1200℃，终轧温度为750～900℃，热轧总压下率为92～98％，最后在450～650℃卷取，获得热轧钢板；

3、冷轧：将热轧钢板进行退火，退火温度为750～950℃，时间为4min～480min，然后冷却至常温，酸洗除去热轧板表面氧化铁皮，再进行冷轧，冷轧总压下率为40～90％，获得冷轧钢板；

4、热处理：

4.1、将冷轧钢板加热至温度T_a，保温0.5～10min进行奥氏体化；其中A_c1＜T_a＜A_c5，所述的A_c1为组织由单一α铁素体相转变为奥氏体+铁素体两相的温度，所述的A_c5为组织由奥氏体+铁素体两相转变为单一δ铁素体相的温度；

4.2、然后将冷轧钢板以15～100℃/s的冷却速率降温至温度T_q，使奥氏体部分相变为马氏体；其中M_s＜T_q＜M_f，所述的M_s为组织由奥氏体向马氏体相变的开始温度，所述的M_f为组织由奥氏体向马氏体相变的结束温度；

4.3、再将冷轧钢板升温至温度T_p，保温0.5～60min进行C配分；其中T_q≤T_p＜600℃；

4.4、最后将冷轧钢板以10～100℃/s的冷却速率降温至室温，获得汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板。

本发明在制造过程中的组织演变如下：

热轧前1150～1250℃的加热温度，对于基本不含Ni的上述不锈钢，通常是其(奥氏体+铁素体)两相区或者单一δ铁素体相区，这是因为上述不锈钢中含有高于11％的Cr，其高温奥氏体相区被严重压缩，以至于大部分C含量低于0.05％的不锈钢高温不存在单一奥氏体相区；

热轧过程中，奥氏体和铁素体在轧制变形的同时，还会以再结晶和回复的形式进行软化，这使得它们的加工硬化程度在整个热轧过程中始终不高，此外，奥氏体还随着温度的降低和变形的进行不断相变为铁素体；热轧结束时，大部分奥氏体已相变为铁素体，而铁素体基本表现为沿厚度方向压扁、沿轧制方向拉长、但内部加工硬化程度并不高的形变状态；当热轧结束温度较低或者上述不锈钢的A_c1温度较高时，热轧组织全部为形变铁素体组织；

热轧后的冷却过程中，若热轧组织中仍含有奥氏体，则其会发生相变；此相变在冷却速率较慢时为铁素体相变，在冷却速率较快时为马氏体相变；这是由于上述不锈钢中加入了＞11％的Cr，Cr是提高钢材淬透性的元素，因此，上述不锈钢的淬透性很好，奥氏体一股仅发生马氏体或铁素体相变，不发生贝氏体相变；

在热轧和轧后冷却过程中，随着温度的降低和变形的积累，在铁素体基体内会有(Cr，Fe)₂₃C₆析出；而对于含有Nb、Ti、V等微合金元素的不锈钢，铁素体内还有这些微合金元素的碳化物MC析出；

热轧板的退火通常在单一铁素体的再结晶温度区间进行，这是为了使热轧组织以再结晶的形式演变为单一再结晶铁素体组织，从而在后续冷轧过程中获得较低的轧制负荷和较为均匀的冷轧组织；

冷轧过程中，冷轧板内的单一铁素体组织仅会不断发生加工硬化，而无软化发生，冷轧结束时，冷轧组织为加工硬化程度较高的单一形变铁素体组织；

将冷轧板加热至奥氏体化温度T_a，形变铁素体组织发生奥氏体化；对于大部分C含量高于0.05％的不锈钢，其高温存在单一奥氏体相区，此工艺步骤的奥氏体化包括部分奥氏体化和全部奥氏体化两种可能；而对于大部分C含量低于0.05％的不锈钢，其高温不存在单一奥氏体相区，而仅有(奥氏体+铁素体)两相区，此工艺步骤的奥氏体化只能是部分奥氏体化；当奥氏体化为部分奥氏体化时，温度T_a决定形成的高温奥氏体和铁素体的相比例；高温铁素体在后续热处理过程中不会发生形态上的改变，一直保持至室温的成品组织中；对于含有Nb、Ti、V等微合金元素的不锈钢，奥氏体化过程中还伴有这些微合金元素的碳化物的部分或全部地溶解；

淬火至温度T_q，T_q会选取在马氏体相变开始温度M_s与马氏体相变结束温度M_f之间，这样奥氏体会部分相变为马氏体、部分未相变，T_q值决定马氏体和未相变奥氏体的相比例；

保温或升温至温度T_p，这样一方面可以阻止马氏体相变的继续进行，另一方面使已相变成的马氏体发生回火，其内部过饱和的固溶C原子会向溶C能力强的奥氏体中扩散，从而使奥氏体由于C浓度的提高而更加稳定，也更容易保留至室温；温度T_p越高，固溶C原子的扩散速率越快；马氏体在回火的过程中，若钢中Si和Al含量较低(一股(Si+A1)＜1.0％)，则一股还会有渗碳体(Fe，Cr)₃C析出；若钢中Si和Al含量较高(一股(Si+Al)＞1.0％)，则一股不会有渗碳体的析出；当回火马氏体内有渗碳体析出时，其内固溶C原子的浓度会降低，则固溶C原子向奥氏体中的扩散会被削弱，甚至会被逆转；

对于含有Nb、Ti、V等微合金元素的不锈钢，在淬火和配分过程中，还伴有这些微合金元素的碳化物MC的析出。这些碳化物的形成同渗碳体的形成一样，会减少固溶C原子向奥氏体中的扩散；但是，这些碳化物尺寸较为细小，会起到一定程度的析出强化作用；

由配分温度T_p淬火至室温，其间，部分奥氏体会保留至室温，部分奥氏体会相变为马氏体。

本发明钢的化学成分中各化学元素的作用及其含量的设计原理是：

Cr：是不锈钢中最重要的耐蚀元素，其耐蚀机理是在不锈钢表面形成富Cr的致密钝化膜，阻碍外部介质与基体反应，而且此钝化膜具有自钝化功能，可以自我修复受损区域。实际中，不锈钢的Cr含量很大程度上取决于对材料耐蚀性的要求，为使本发明不锈钢具有良好且稳定的耐蚀性，从而达到免镀锌的目的，其Cr含量应在11％以上。而且，Cr还提高钢的淬透性，大量Cr的添加使不锈钢具有极好的淬透性，促进奥氏体发生马氏体相变的临界冷速很低，十分利于本发明钢获得设计的成品组织；

但是，Cr又是促进铁素体形成元素，会抑制高温奥氏体的形成，为了获得所设计的成品组织，Cr对奥氏体形成的抑制作用需要增加奥氏体形成元素C、Mn、Ni来平衡，而C、Mn的增加又会过度提升材料的强度水平，这就需要Cr与C、Mn之间优化平衡。而且，高于17％的Cr含量既提高成本，又会降低韧性、塑性和焊接部位加工性。因此，设计Cr含量为11～17％；

C：是钢中最重要的强化元素，可以起到多种强化作用。在本发明钢中，由于Cr的大量加入，使高温奥氏体的形成受到很大抑制，此时，C促进高温奥氏体形成的作用尤为重要；C还可以提高钢的淬透性，促进高温奥氏体在对冷却速率要求不高的较快速冷却工艺下相变为高位错密度的马氏体，起到相变强化的作用。大部分C会固溶于马氏体中，起到固溶强化作用。C还可以与钢中强碳化物形成元素Nb、Ti、V、Mo等结合，形成细小的硬质析出相，起到析出强化作用；在配分工艺过程中，固溶于马氏体中的C会由扩散至奥氏体中，提高奥氏体稳定性，促进其残留至室温。因此，设计C含量高于0.01％，是要通过多种强化形式来提高钢的强度，同时保证获得一定量的残余奥氏体，以在高强度基础上提高塑性；

但是，当C含量过高时，固溶C过多的马氏体的脆性会过强，从而损害钢的塑性和韧性。而且，C含量过高还会引发碳化物析出过多，会导致钢的耐蚀性和焊接性过差。因此，设计C含量为0.01～0.12％；

Mn：在钢中的作用与C有较大程度的相似性。Mn可以固溶强化；可以提高奥氏体的稳定性，促进高温奥氏体的形成，促进高温奥氏体残留至室温；还可以提高钢的淬透性，降低奥氏体发生马氏体相变的临界冷速。与C不同的是，Mn除了形成MnS外，不易形成其它析出相，不易损害钢的塑性和韧性；

但是，随着Mn含量的升高，高温下的奥氏体比例升高、铁素体比例降低，热处理后获得铁素体的难度增大，难以保证成品组织为设计的复相组织。而且，钢板在冷加工过程中变形抗力增大，加工难度增大，此外，钢板耐蚀性也会降低；因此，设计Mn含量为0.2～0.5％；

Si：可以起固溶强化作用。在配分工艺过程中，Si抑制回火马氏体内渗碳体析出，使更多的C扩散至奥氏体中，利于奥氏体保留至室温；但是，Si含量过高，热加工过程中钢板表面容易形成难以除去的氧化物，损害钢板的表面质量和涂镀性能；对于需要表面涂镀的钢板，Si含量要有限制；然而，本发明钢是免涂镀的，对Si含量的限制较小，因此，设计Si含量为0.2～1.1％；

Al：在钢中的作用与Si较为相似，Al可以固溶强化，Al可以抑制渗碳体的析出，而且，Al通常用做炼钢时的脱氧剂，Al对钢板表面质量和涂镀性能的损害作用弱于Si，用Al替代部分Si，可以减轻对钢板表面质量和涂镀性能的损害；但是，Al含量过高时，会增加炼钢时炉渣的粘度，降低钢液的导热和流动性能，损害钢液的浇铸性能，因此，设计Al含量为0.005～0.5％；

Ni：可以提高不锈钢表面钝化膜的稳定性，尤其是在强腐蚀性介质中，Ni促进高温奥氏体形成，也促进奥氏体保留至室温；Ni是奥氏体不锈钢的重要组成元素；但是，Ni的价格要显著高于Cr，显著提高材料成本，在本发明不锈钢中属于控制元素，应尽量减少因废钢带来的Ni；因此，设计Ni含量为＜0.3％；

Ti、Nb、V：均为强碳、氮化物形成元素，Ti还是强硫化物形成元素，它们是不锈钢中常用的稳定化元素，防止形成富Cr的碳化物而引起基体Cr浓度降低，继而导致材料耐蚀性降低。它们与C结合，会形成细小的碳化物，可以起析出强化作用；它们的碳化物的析出通常发生于热轧及轧后冷却过程中，可以细化热轧组织，这种细化作用会遗传至后续的组织演变中，最终起到细晶强化作用；但是，它们的碳化物的析出会降低钢中整体固溶C含量，在配分过程中，会减少固溶C向奥氏体中的扩散，阻碍奥氏体保留至室温。因此，设计Ti、Nb、V三者含量均＜0.2％；

N：在钢中的作用与C十分相似。C具有多种强化作用。但是，一方面由于冶炼过程中N的添加要比C困难很多；另一方面，由于N会与Al、Ti等在液相中形成氮化物，继而成为氧化物、硫化物的形成核心，它们容易发展成为较粗大的夹杂物，损害钢的韧性；因此，设计N含量为＜0.05％；

Mo：可以提高不锈钢的耐蚀性，尤其是耐氯离子和还原性介质的腐蚀性能和焊接部位的耐蚀性。但是，添加Mo会增加材料成本，在保证耐蚀性前提下，一股不添加Mo；因此，设计Mo含量为＜0.1％。；

Cu：可以提高不锈钢的耐蚀性，主要来自于炼钢时加入的不锈钢废钢。但是，在满足使用性能要求下，一股不添加Cu。因此，设计Cu含量为＜0.03％；

P、S：均为炼钢时加入的原料中的杂质元素，会严重影响不锈钢的耐蚀性和加工性，应尽量降低；因此，设计P含量为＜0.03％，S含量为＜0.003％。

本发明的汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板的制造方法包括浇铸、热轧、退火、酸洗、冷轧和热处理；流程原理如下：

将满足上述化学成分的钢水浇铸成连铸坯或者铸锭，不对连铸坯或者铸锭的尺寸规格作特别要求，可以是各种形状的铸锭，也可以是各种厚度的连铸坯；

连铸坯或者铸锭的加热温度选取1100～1250℃，保温时间选取0.5～3h；当加热温度低于1100℃或者保温时间少于0.5h时，凝固组织和成分的中心偏析不易消除；若钢中添加有Nb、Ti、V等微合金元素，其碳化物不易全部溶解，容易造成成品组织不均匀；而且，会使热轧负荷较大、故障概率较高；当加热温度高于1250℃或者保温时间多于3h时，组织容易粗大，限制成品强度水平的提高；板坯表面氧化严重，板坯收得率较低；加热设备损耗严重，能源消耗过多；

热轧过程中，热轧开轧温度选取1050～1200℃，此温度取决于板坯加热温度，一股比板坯加热温度低50～100℃；由于初始连铸坯或者铸锭的厚度一股为60～200mm，热轧板终了厚度一股为3～5mm，因此，热轧总压下率为92～98％。对于热轧的道次数、各道次的温度和压下率，本发明不作明确要求，可依据实际情况灵活调整。热轧终了温度选取750～900℃；当热轧终了温度高于900℃时，本发明钢一股会含有较多的奥氏体，在热轧后的冷却过程中，由于本发明钢的淬透性很强，容易生成较多的马氏体，从而，在卷取过程中，容易造成卷取困难、热轧板内生成微裂纹等问题。当热轧终了温度低于750℃时，在精轧过程的中后阶段，较低的变形温度导致基体组织的软化能力较弱，加工硬化积累显著，钢板变形抗力较大，精轧负荷较大，热轧板的厚度和形状控制较为困难；

热轧后，对热轧板进行冷却，本发明不对冷却形式作出限定，可以是空冷，也可以是水冷。优选冷却后组织主要为铁素体和碳化物，尽量控制马氏体为＜30％。若马氏体含量过多，会造成钢板卷取困难，钢板内部生成微裂纹等问题。防止冷却后马氏体含量过多，需要热轧终了温度和冷却速率的配合；

冷却后，热轧板的卷取温度选取450～650℃。当卷取温度高于650℃时，热轧板中的碳化物易粗大化，此碳化物主要为(Cr，Fe)₂₃C₆，当钢中含有Nb、Ti、V等微合金元素时，此碳化物还有MC；若此碳化物粗大，其不易在冷轧板的奥氏体化过程中完全溶解，继而会降低奥氏体中的C含量，不利于奥氏体保留至室温；当卷取温度低于450℃时，钢板变形抗力较大，卷取稳定性较低；

热轧板进行退火，可以软化、细化和均匀化热轧组织，继而，既可以降低后续冷轧负荷，又可以细化、均匀化后续演变组织，提高成品综合力学性能；退火温度一股选取单一铁素体区的(A_c1-50)～(A_c1-20)，避免奥氏体生成，从而避免在退火冷却后生成马氏体，继而导致冷轧负荷过大、冷轧组织不均匀；由于C、Cr含量变化范围较大，故其A_c1温度的变化范围较大，因此，退火温度选取在750～950℃；

退火温度的变动，会导致再结晶动力学水平变动，继而导致退火时间存在较大变动；当退火温度接近750℃时，退火时间会长达～8h；当退火温度接近950℃时，退火时间会短至～4min。因此，退火时间选取4min～8h；

热轧板的酸洗只要可以除去热轧板表面氧化铁皮，对所用溶液的化学成分不做明确要求；

冷轧过程中，由于本发明的不锈钢在汽车结构件中的应用部位不同，对成品厚度的要求不同，其冷轧板厚度可为0.4～2.5mm，因此，冷轧总压下率选取40～90％；

冷轧板的热处理过程包括：奥氏体化、淬火至M_s～M_f、配分和淬火至室温四个阶段：

奥氏体化温度T_a选取A_c1～A_c5；此奥氏体化包括部分奥氏体化和全部奥氏体化两种可能；由于本发明的不锈钢中加入了高于11％的Cr，高温奥氏体相区被严重缩小，大部分C含量低于0.05％的本发明的不锈钢，高温没有单一奥氏体相区，仅存在(奥氏体+铁素体)两相区，即仅存在由单一α铁素体相区进入(奥氏体+铁素体)两相区的温度A_c1和由(奥氏体+铁素体)两相区进入单一δ铁素体相区的温度A_c5，而不存在由(奥氏体+α铁素体)两相区进入单一奥氏体相区的温度A_c3和由单一奥氏体相区进入(奥氏体+δ铁素体)两相区的温度A_c4，为了统一描述奥氏体化温度的变动范围，本发明要求A_c1＜T_a＜A_c5；需要强调的是，奥氏体化温度决定高温奥氏体和铁素体的相比例，而此相比例会在很大程度上决定成品的强度和塑性的匹配，因此，奥氏体化温度的选取对成品的力学性能十分重要；

在奥氏体化温度下的保温时间选取0.5～10min；当保温时间少于0.5min时，由铁素体向奥氏体的相变和碳化物的溶解均进行得不充分，奥氏体的相比例和其内的C浓度均达不到稳定值，最终，不能得到足够量的马氏体和残余奥氏体；当保温时间多于10min时，高温奥氏体和铁素体晶粒会粗大化，导致后续演变组织也粗大化，从而降低成品的强度水平；

由奥氏体化温度T_a淬火至温度T_q，选取M_s＜T_q＜M_f，这样可以使一部分奥氏体相变为马氏体，一部分奥氏体不发生相变，为后续保留一定量奥氏体至室温做准备；由于本发明钢的化学成分变化范围较大，其M_s和M_f温度值的变化范围也较大，因此，T_q值的变化范围统一要求为M_s＜T_q＜M_f；淬火温度是决定残余奥氏体数量的十分关键的一项参数，为了获得尽量多的残余奥氏体，T_q不宜过于靠近Ms或者M_f；当T_q过于接近M_s时，虽然大部分奥氏体在淬火至T_q后不发生相变，但是由于马氏体内的固溶C总量有限，在配分后，奥氏体内的C浓度整体较低，在淬火至室温的过程中，绝大部分奥氏体会相变为马氏体，很少保留至室温，因此，残余奥氏体量很少；当T_q过于接近M_f时，绝大部分奥氏体在淬火至T_q后相变为马氏体，虽然配分后，未相变奥氏体内的C浓度较高，在淬火至室温后基本能保留下来，但是，残余奥氏体量总量也会很少；

由温度T_a淬火至温度T_q的冷却速率选取15～100℃/s；一股地，为了保证马氏体的生成，由T_a至T_q的冷却速率的下限值应当是马氏体相变发生的临界冷却速率，但是，对于本发明的不锈钢，即使在1℃/s的冷却速率下、铁素体相变量较多时，也会有马氏体相变发生；因此，为了较好地抑制铁素体相变，保证有较多马氏体相变的发生，选取冷却速率＞15℃/s；但是，大于100℃/s的冷却速率不仅难以实现，而且容易产生冷却不均，导致钢板形状畸变和内部组织不均匀；

在温度T_q下或者升温至温度T_p进行C配分，T_p值选取T_q≤T_p＜600℃；这样：一方面，阻止马氏体相变继续进行；另一方面，相变马氏体会发生回火，其内部位错密度适当降低，其塑性和韧性适当提高；再一方面，马氏体中过饱和固溶C原子向未相变奥氏体中扩散，提高奥氏体稳定性，以利于其保留至室温；当本发明钢的Si和Al的含量较低时((Si+Al)＜1.0％)，一股回火马氏体内还有渗碳体析出；T_p值越高，固溶C原子的扩散速率越快，同时，渗碳体的析出速率也越快，然而，两者对配分后奥氏体内固溶C原子富集的影响是相反的；因此，T_p值的选取需要权衡两者的相对关系，尽量使奥氏体内固溶C原子的富集达到高水平；当T_p值高于6000时，马氏体回火和渗碳体析出的动力学水平均会过高，马氏体甚至发生再结晶，这样会过于降低钢板的强度、减少奥氏体保留至室温；因此，选取T_q≤T_p＜600℃；

在温度T_q下的保温时间选取0.5～60min；当保温时间少于0.5min时，奥氏体内固溶C原子的富集很难达到高水平，不利于奥氏体保留至室温，同时，马氏体的回火也很难充分；当保温时间多于60min时，马氏体中碳化物的析出倾向增强，C原子由马氏体向未转变奥氏体中的迁移会被抑制，最终导致残余奥氏体数量不足。实际实施过程中，当配分时间被设备的能力限制得较短时，需要与较高的配分温度配合，来达到较充分的配分效果；

由配分温度T_q淬火至室温的冷却速率选取10～100℃/s；经配分后的奥氏体内的固溶C浓度虽然升高，但是其在冷却至室温的过程中，一股仍然不能全部保留下来，较快的冷却速率利于更多的奥氏体保留至室温。当冷却速率＜10℃/s时，奥氏体容易发生分解而不易保留至室温；然而＞100℃/s的冷却速率不仅难以实现，而且容易产生冷却不均，导致钢板形状畸变和内部组织不均匀。

本发明的有益效果是：

化学成分中含有＞11％的Cr，具有良好且稳定的耐蚀性，免除了表面镀锌，避免了镀锌普碳先进高强度钢在使用中存在的耐蚀性不稳定、使用寿命短、再生产对矿产资源依赖度高、长远发展受严峻锌资源制约度大、钢材循环利用体系的成分控制难度大等问题；

化学成分中基本不含Ni，材料成本显著低于奥氏体不锈钢；

产品的显微组织在马氏体和铁素体的基础上，添加了一定量残余奥氏体，获得了比(马氏体+铁素体)双相钢更优的强度、塑性和成型性。

本发明的方法利用了Q&P工艺，既有利于获得上述显微组织，又发挥了不锈钢由于含有的Cr使其淬透性极好、发生马氏体相变的临界冷速很低的优势。

附图说明

图1为本发明实施例1的汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板(编号1)的扫描电子显微组织照片图，图中晶粒内部平滑的为铁素体，晶粒内部具有板条状纹理的为马氏体和残余奥氏体。

图2为本发明实施例1的汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板(编号1)的透射电镜组织照片图，图中(a)为由透射光呈现的明场像，(b)为由残余奥氏体的衍射光呈现的暗场像；图(a)中上方中部、左下角和右下角区域中晶粒内部位错密度较低的为铁素体；其余大部分区域中晶粒内部位错密度较高的为由高温奥氏体演变成的马氏体和残余奥氏体，马氏体呈板条状，残余奥氏体呈薄膜状分布于马氏体板条之间和高温奥氏体晶粒的晶界处；图(b)中明亮的、薄膜状的区域基本为分布于马氏体板条之间和高温奥氏体晶粒晶界处的残余奥氏体。

具体实施方式

本发明实施例中采用的扫描电子显微镜的型号为Zeiss Ultra 55。

本发明实施例中采用的透射电子显微镜的型号为FEI Techni G²。

本发明实施例中残余奥氏体的含量是通过Bruker D8-advance X射线衍射仪来测定的。

本发明实施例中的力学性能是通过室温拉伸实验来测定的，实验设备为Instron拉伸机，所依据的标准为国标(GB228-2010)，拉伸试样的平行段长度为75mm、宽度为12.5mm，纵向引伸计标距为50mm，拉伸速率为3mm/min。

本发明的A_c1、A_c5、M_s和M_f是由热膨胀仪测定，热膨胀仪型号为FUJI Formastor-FII。

以下通过实施例来具体说明；

各实施例中不同化学成分的A#、B#、C#、D#和E#钢及其相变温度如表1所示；

表1

发明钢	A#	B#	C#	D#	E#
						Cr	11.8	11	17	12.2	12.5
C	0.01	0.025	0.05	0.03	0.12

Mn	0.3	0.35	0.5	0.2	0.4
						Si	0.5	1.1	0.28	0.2	0.35
Ni	0.2	/	0.1	0.05	0.11
						Al	0.005	0.03	0.006	0.5	0.01
Ti	0.18	/	/	/	/
						Mo	0.08	/	/	/	/
Nb	/	/	0.18	/	/
						V	/	/	/	0.19	/
N	0.006	0.005	0.04	0.015	0.02
						Cu	0.01	0.01	0.02	0.02	0.02
P	0.005	0.01	0.02	0.02	0.02
						S	0.001	0.001	0.001	0.001	0.002
A_c1	945	960	860	820	800
						A_c3	无	无	无	无	890
M_s	386	410	223	325	320
						M_f	294	280	90	165	110

其中A_c1、A_c3、M_s和M_f四种相变温度是用热膨胀仪来测定的；在测定A_c1和A_c3温度时，试样的升温制度为，当＜600℃时，升温速率为10℃/_s，当＞600℃时，升温速率为1℃/s；在测定M_s和M_f温度时，试样的温度变化制度为，试样的升温制度为：当≤600℃时，升温速率为10℃/s，当＞600℃时，升温速率为1℃/s；升温至1040℃(A#和B#钢)或者1000℃(C#、D#和E#钢)，保温5min，再以50℃/s的速率降温至室温；

实施例1

A#钢的制造方法为：按设定成分冶炼，并浇铸制成连铸坯；铸坯加热温度为1150℃、保温时间为1h；热轧开轧温度为1100℃，终轧温度为900℃，热轧总压下率为92％，卷取温度为650℃；热轧板退火温度为950℃、保温时间为4min；冷轧总压下率为80％；冷轧板奥氏体化温度为1040℃、保温时间为2min，然后以80℃/s的速率快速冷却至300～380℃，再加热至350～450℃、并保温2.5～60min，最后以100℃/s的速率快速冷却至室温；A#钢的显微组织包含铁素体、马氏体和残余奥氏体，其中，铁素体的体积分数为65％，残余奥氏体的体积分数为1～5％，其余为马氏体；

A#钢的力学性能为屈服强度278～311MPa，抗拉强度498～537MPa，断裂延伸率25.3～28.5％，强塑积12699～14763MPa·％；

具体的热处理工艺参数及力学性能如表2所示；

表2

其中表中各符号的含义为：

T_a：奥氏体化温度；

t_a：在奥氏体化温度下的保温时间；

T_q：淬火结束温度；

T_p：配分温度；

t_p：在配分温度下的保温时间；

R_p：屈服强度，当拉伸实验表现出非连续式屈服时，R_p为屈服平台对应的强度，当拉伸实验表现出连续式屈服时，R_p为R_p0.2；

R_m抗拉强度；

A₅₀：标距为50mm的拉伸试样的断裂延伸率；

R_m·A₅₀：强塑积，即抗拉强度与断裂延伸率的乘积；

n：加工硬化系数。

实施例2

B#钢的制造方法为：按设定成分冶炼，并浇铸制成铸锭；铸锭加热温度为1100℃、保温时间为1h；热轧开轧温度为1050℃，终轧温度为850℃，热轧总压下率为92％，卷取温度为600℃；热轧板退火温度为880℃、保温时间为10min；冷轧总压下率为40％；冷轧板奥氏体化温度为1040℃、保温时间为2min，然后以80℃/s的速率快速冷却至300～400℃，再加热至350～450℃、并保温15～60min，最后以100℃/s的速率快速冷却至室温；B#钢的显微组织包含铁素体、马氏体和残余奥氏体，其中，铁素体的体积分数为55％，残余奥氏体的体积分数为2～8％，其余为马氏体；

B#钢的力学性能为屈服强度391～428MPa，抗拉强度668～702MPa，断裂延伸率17.2～20.4％，强塑积12074～13628MPa·％；

具体的热处理工艺参数及力学性能如表3所示；

表3

各符号的含义同实施例1。

实施例3

C#钢的制造方法为：按设定成分冶炼，并浇铸制成连铸坯；铸坯加热温度为1200℃、保温时间为2h；热轧开轧温度为1150℃，终轧温度为800℃，热轧总压下率为95％，卷取温度为500℃；热轧板退火温度为800℃、保温时间为8h；冷轧总压下率为75％；冷轧板奥氏体化温度为1000℃、保温时间为2min，然后以20℃/s的速率快速冷却至100～200℃，再加热至450～575℃、并保温1～60min，最后以20℃/s的速率快速冷却至室温；

C#钢的显微组织包含铁素体、马氏体和残余奥氏体，其中铁素体的体积分数为55％，残余奥氏体的体积分数为2～12％，其余为马氏体；

C#钢的力学性能为屈服强度392～416MPa，抗拉强度707～740MPa，断裂延伸率25.0～27.9％，强塑积18500～19778MPa·％；

具体的热处理工艺参数及力学性能如表4所示；

表4

各符号的含义同实施例1。

实施例4

D#钢的制造方法为：按设定成分冶炼，并浇铸制成连铸坯；铸坯加热温度为1200℃、保温时间为2.5h；热轧开轧温度为1150℃，终轧温度为800℃，热轧总压下率为98％，卷取温度为500℃；热轧板退火温度为800℃、保温时间为8h；冷轧总压下率为75％；冷轧板奥氏体化温度为1000℃、保温时间为2min，然后以20℃/s的速率快速冷却至180～300℃，再加热至450～575℃、并保温1～60min，最后以20℃/s的速率快速冷却至室温；

D#钢的显微组织包含铁素体、马氏体和残余奥氏体，其中铁素体的体积分数为27％，残余奥氏体的体积分数为2～9％，其余为马氏体；

D#钢的力学性能为屈服强度530～604MPa，抗拉强度825～857MPa，断裂延伸率15.5～18.7％，强塑积13801～15577MPa·％；

具体的热处理工艺参数及力学性能如表5所示；

表5

各符号的含义同实施例1。

实施例5

E#钢的制造方法为：按设定成分冶炼，并浇铸制成连铸坯；铸坯加热温度为1250℃、保温时间为0.5h；热轧开轧温度为1200℃，终轧温度为750℃，热轧总压下率为98％，卷取温度为450℃；热轧板退火温度为750℃、保温时间为8h；冷轧总压下率为90％；冷轧板奥氏体化温度为1000℃、保温时间为2min，然后以15℃/s的速率快速冷却至125～300℃，再加热至450～575℃、并保温1～60min，最后以15℃/s的速率快速冷却至室温；

E#钢的显微组织不含有铁素体，仅包含马氏体和残余奥氏体，其中残余奥氏体的体积分数为3～15％，其余为马氏体；

E#钢的力学性能为屈服强度792～872MPa，抗拉强度1205～1282MPa，断裂延伸率17.7～22.3％，强塑积22691～27429MPa·％；

具体的热处理工艺参数及力学性能如表6所示；

表6

各符号的含义同实施例1。

Claims

1.一种汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板的制造方法，其特征在于按以下步骤进行：

（1）浇铸：按设定成分冶炼，并浇铸制成铸锭或连铸坯，其成分按重量百分比含Cr12.5%，C 0.12%，Mn 0.4%，Si 0.35%，Al 0.01%，Ni 0.11%，Cu 0.02%，N 0.02%，P <0.03%，S<0.003%，余量为Fe；

（2）热轧：将铸锭或连铸坯加热至1250℃，保温0.5h，然后进行热轧，开轧温度为1200℃，终轧温度为750℃，热轧总压下率为98%，最后在450℃卷取，获得热轧钢板；

（3）冷轧：将热轧钢板进行退火，退火温度为750℃，时间为480min，然后冷却至常温，酸洗除去热轧板表面氧化铁皮，再进行冷轧，冷轧总压下率为90%，获得冷轧钢板；

（4）热处理：

（4.1）将冷轧钢板加热至温度T _a 1000℃，保温2min进行奥氏体化；其中A _c1<T _a<A _c5，所述的A _c1为组织由单一α铁素体相转变为奥氏体+铁素体两相的温度，所述的A _c5为组织由奥氏体+铁素体两相转变为单一δ铁素体相的温度；

（4.2）然后将冷轧钢板以15℃/s的冷却速率降温至温度T _q125~300℃，使奥氏体部分相变为马氏体；其中M _s<T _q<M _f，所述的M _s为组织由奥氏体向马氏体相变的开始温度，所述的M _f为组织由奥氏体向马氏体相变的结束温度；

（4.3）再将冷轧钢板升温至温度T _p450~575℃，保温1~60min进行C配分；其中T _q≤T _p<600℃；

（4.4）最后将冷轧钢板以15℃/s的冷却速率降温至室温，获得汽车用免镀锌高强度和塑性冷轧不锈钢板，其屈服强度792~872MPa，抗拉强度1205~1282MPa，断裂延伸率17.7~22.3%，强塑积22691~27429MPa∙%。