CN104862597A

CN104862597A - 一种利用残余奥氏体提高冷轧双相钢伸长率的方法

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Publication number: CN104862597A
Application number: CN201510280762.6A
Authority: CN
Inventors: 王卫卫; 李光瀛; 张江玲; 胡霄雨; 白宇
Original assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Current assignee: Central Iron and Steel Research Institute
Priority date: 2015-05-27
Filing date: 2015-05-27
Publication date: 2015-08-26

Abstract

一种利用残余奥氏体提高冷轧双相钢伸长率的方法，属于钢铁材料技术领域。采用独特的化学成分设计，结合热轧形变热处理TMCP工艺、柔性连续退火工艺获得了在细化铁素体为基体弥散分布的岛状马氏体，同时还有残余奥氏体2～7％的复相组织，使得双相钢组织变为铁素体+马氏体+残余奥氏体。残余奥氏体的含量通过成分-连续退火工艺来进行控制，生成的马氏体的硬化性能比相变前的奥氏体有较大的提高，增加了材料的均匀变形能力，由此带来了材料塑性的提高。通过力学性能的检验结果表明，在获得高强度的同时获得好的塑性，且伸长率较常规工艺生产的增加4～5％。

Description

一种利用残余奥氏体提高冷轧双相钢伸长率的方法

技术领域

本发明属于钢铁材料技术领域，特别是提供了一种利用残余奥氏体提高冷轧双相钢伸长率的方法，通过一定量的残余奥氏体发生相变诱发塑性，从而大幅提高伸长率。

背景技术

为了满足汽车工业对汽车材料强度级别和使用性能不断提高的要求，具有高均匀延伸率、高n值、高强塑积TS×Et的先进高强度钢的开发已经成为汽车轻量化的关键。作为第一代先进高强度钢的典型代表，双相钢(Dual Phase steel)以其较高的强度、较好的延伸率和成型性、较强的吸收碰撞能量等优点(强塑积在15GPa％左右)，目前已经成为车身轻量化趋势应用中最广泛、技术最成熟的高强钢材料。1994年-1998年实施的“ULSAB”项目中，车体上的高强度钢板和先进高强钢板的使用率到达90％，其中双相钢的使用率为22％。2011年初，国际钢铁协会又提出了“未来钢车身”(FSV)项目，高强度钢和先进高强度钢的使用率到达了97％，其中先进高强度钢的使用率达到54％，而双相钢的使用率则达到了31％。可见，双相钢仍然将是未来汽车车体的主要材料。

双相钢(DP—Dual Phase Steel)，其组织是由软的铁素体和硬的马氏体两种相组成的，通常金相组织特征是在连续的铁素体基体(白色)上均匀分布着大约5％～30％的细小马氏体相(黑色)，以此来提高钢的强度、协调材料的韧塑性，同时马氏体的含量越大，钢的强度就越高，其抗拉强度范围450MPa～1470MPa。

但是蒂森钢公司在2007年提出了新型高塑性双相钢，其显微组织中观察到少量残余奥氏体，但是并没有引起重视。同时国内近几年一直研究开发的冷轧双相钢中一直没有引入残余奥氏体，其组织仍然是铁素体和一定量的马氏体。

目前查到的国内外专利中对冷轧双相钢的显微组织描述中，只有蒂森克虏伯申请的CN101802233A专利中提到20～70％马氏体，至多8％残余奥氏体，以及余量的铁素体或贝氏体。其余公司显微组织描述中均为铁素体和马氏体，均未明确提到有残余奥氏体。

发明内容

本发明的目的在于提供一种利用残余奥氏体提高冷轧双相钢伸长率的方法。通过一定量的残余奥氏体发生TRIP效应，即相变诱发塑性，从而大幅提高伸长率。与蒂森克虏伯申请的专利进行对比，其成分系C-Si-Mn-Cr-Ti-Mo-P-N-B，同时冷轧双相钢的热轧卷取温度为550℃，较本发明的低，经50～70％冷轧压下率后的冷轧板性能为Rm＝955～1102MPa,Rp0.2＝580～675，A₈₀≥8.3～17.1％，显微组织分析为20～70％马氏体，至多1～6.5％的残余奥氏体，以及少量的铁素体和贝氏体，同时该钢屈服强度较高，屈强比较高，约0.57～0.61。而本发明采用不同的成分系，C-Si-Mn-Cr或Nb系，而且采用不同的热轧工艺，卷取温度650℃，同时通过调整连续退火工艺参数可以获得铁素体约50％，马氏体约43％，残余奥氏体为4.9％～6.95％。另外力学性能：Rel＝389～435MPa，Rm＝830～882MPa，YS/TS＝0.44～0.51，A₅₀＝20～22.3％，Agt＝11.5～15.5％，n＝0.17～0.21，r＝0.68～0.98；具有较低屈强比、高伸长率、高n值等性能特点，各方面综合性能优良。

本发明的工艺步骤及在工艺中控制的技术参数如下：

本发明在成分设计时采用相变强化为主，结合固溶强化、细晶强化、析出强化的复合强化方式。通常各合金元素对相变的作用主要有：

1)Si,P,Al有加快铁素体形成的作用，对生产DP,TRIP钢起着重要的作用。

2)C,Mn,B,Cr有延缓铁素体形成的作用，对生产马氏体钢MS,复相钢CP起着重要的作用。

3)添加Mo,Cr能够延缓珠光体和贝氏体的形成，对生产DP,CP钢有利。

4)Si能够抑制贝氏体转变时渗碳体的析出，对生产TRIP钢有利。通过分析各主要合金元素的作用和对相变行为的影响，同时在成分设计时综合低成本、良好的焊接性能等因素，本发明的含残余奥氏体的冷轧双相钢主要考虑添加的合金元素有C、Si、Mn、Al、Cr、Nb等。这种低屈强比冷轧双相钢重量百分比组成为：C0.08-0.18％，Si0.2-0.6％，Mn1.5-2.0％，Al0.02-0.07％，P≤0.015％，S≤0.01％,Cr0～0.50％、Nb0～0.05％，Fe余量。冶炼成合格的铸坯。

将钢坯随炉加热至1150～1250℃，保温1.5～3h，随后进行热轧，粗轧开轧温度控制为1050～1100℃，精轧开轧温度控制为950～1000℃，精轧终轧温度控制为850～880℃，卷取温度控制为640～680℃。

冷轧双相钢板进行酸洗、冷轧，轧制成厚度为1.0-1.5mm的钢板，但不限于此厚度；

在连续退火过程中首先在760-860℃温度下等温保持90～120s，经过20～30s的缓冷时间，缓慢冷却到680～740℃，然后控制冷速在40≤Vc≤66℃/s范围内，快速冷却至马氏体点Ms以下，约280-320℃，在该温度下继续等温保持300-450s；终冷处理温度为100～170℃，时间为100～130s。然后空冷至室温。

通过调整连续退火工艺参数，控制铁素体、马氏体的形态分布、含量以及碳化物的析出，同时在显微组织中引入不同含量的(2～7％左右)残余奥氏体，使得显微组织由传统的铁素体(α)+马氏体(M)变为铁素体(α)+马氏体(M)+残余奥氏体(RA.)，在获得高强度的同时获得好的塑性，伸长率较常规工艺生产的增加4～5％。

本发明的主要技术创新点如下：

1、本方法通过柔性连退工艺技术，在开发的冷轧DP600和DP800引入一定量的(2～7％左右)残余奥氏体，使得双相钢组织由传统的铁素体(α)+马氏体(M)变为铁素体(α)+马氏体(M)+残余奥氏体(RA.)。本发明的残余奥氏体组织在SEM高倍数观察下(10000×)尺寸约为0.7～1.3μm，EBSD测定含量约为1.58～2.3％左右，XRD测定含量约为0.9～6.95％。

2.由于残余奥氏体的存在，综合性能良好。在获得高强度的同时获得良好的塑性，且伸长率较常规双相钢增加4～5％。

这种含量约2～7％的残余奥氏体组织在应力作用下发生TRIP效应，从而在提高钢材的抗拉强度、应***化能力的同时提高均匀伸长率，近而对提高材料的抗冲撞性能起着重要作用。

附图说明

图1实施例1中显微组织1000倍Lepera试剂后腐蚀的彩色金相形貌(板宽心部轧向)。

图2实施例1中显微组织5000倍SEM扫描形貌。

图3实施例1中EBSD相分布图(其中红色为BCC相：98.4％，蓝色为FCC相(残余奥氏体RA)：1.58％)。

图4实施例2中DP800残余奥氏体SEM形貌。

图5实施例2中EBSD相分布图(蓝色为残余奥氏体RA，2.3％)。

具体实施方式

实施例1：

1)冷轧双相钢DP600的内控化学成分：C 0.08～0.11％、Si 0.25～0.35％、Mn 1.5～1.7％、Al0.027％、P0.01％，Cr0.3～0.5％，Fe余量。

2)对铸坯常规加热后进行热轧，轧制厚度为2.7mm，控制终轧温度在：880℃；

3)进行常规卷取，控制卷取温度在650℃；

4)进行常规酸洗；

5)进行冷轧，控制冷轧累计压下率为63％；轧制成厚度为1.0mm的钢板；

6)在连续退火过程中首先在820℃温度下等温保持100s，经过20s的缓冷时间，缓慢冷却到700℃，然后以40≤Vc≤66℃/s的冷速，快速冷却至马氏体点Ms以下，约320℃，在该温度下继续等温保持420s；终冷处理温度为170℃，时间为122s。然后空冷至室温，即可得到不同残余奥氏体含量的冷轧双相钢。

获得的显微组织为铁素体、马氏体、残余奥氏体。经仪器检测：铁素体73.9～77.9％，马氏体25.2％-20.2％，EBSD测定的残余奥氏体为0.68-1.58％，XRD测定的残余奥氏体为0.9-1.9％，具体显微组织观察结果见表1。本发明通过SEM和EBSD的方法进行了残余奥氏体形貌和比例，如图1所示。

表1 显微组织观察结果汇总

实施例2：

实验室试制的DP800级冷轧双相钢，由于在铁素体基体与马氏体岛为基本特征的显微组织中引入了少量残余奥氏体，从而保证了在强度级别达到同类钢铁公司水平的同时，延伸率A₅₀稳定提高到20％以上(A₈₀≥18％)。其制造工艺方法如下：

1)冷轧双相钢DP800的内控化学成分C 0.14～0.18％，Si 0.3～0.6％，Mn 1.75～2.0％，Al0.04～0.06％，Nb 0.03～0.05％，余量Fe。

2)对铸坯常规加热后进行热轧，轧制到3.6mm，控制终轧温度在：860℃；

3)进行卷取，控制卷取温度在670℃；

4)进行常规酸洗；

5)进行冷轧，控制冷轧累计压下率为58％；轧制成厚度为1.5mm的钢板；

6)在连续退火过程中首先在800℃温度下等温保持120s，经过30s的缓冷时间，缓慢冷却到720℃，然后以≤60℃/s的冷速，快速冷却至马氏体点Ms以下，约300℃，在该温度下继续等温保持380s；终冷处理温度为170℃，时间为118s。

DP800的显微组织主要由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成。图2为DP800残余奥氏体SEM形貌和EBSD形貌分布。从图中可以看出主要由40～60％铁素体、35～53％马氏体、5～7％残余奥氏体组成(XRD法)，残奥尺寸约0.7～1.3μm。表2是本发明实际力学性能与文献调研的国内外冷轧双相钢的实际力学性能对比，本发明的双相钢A₈₀延伸率高于常规工艺的延伸率约4～5％。

表2 本发明实际力学性能与文献调研的国内外冷轧双相钢的实际力学性能对比

注：a)横向A₅₀试样；其余均为GB228A₈₀试样。经验公式表明，A₅₀的测定值上降低2-3％后可以换算成A₈₀值。

主要结果

本发明主要是采用独特的化学成分设计，结合热轧形变热处理TMCP工艺、柔性连续退火工艺获得了在细化铁素体为基体弥散分布的岛状马氏体，同时还有少量残余奥氏体的复相组织，使得双相钢组织由传统的铁素体(α)+马氏体(M)变为铁素体(α)+马氏体(M)+残余奥氏体(RA.)。同时能够保证冷轧态性能满足国标GB/T20564.2-2007的前提下，使工业生产试制的冷轧双相钢DP600的延伸率A₈₀≥30％，显著高于标准要求A₈₀≥18％；试制的DP800级冷轧双相钢，总伸长率A₈₀≥18％，显著高于标准要求A₈₀≥13％，同时具有低屈强比、较高的n值、力学性能波动范围小等性能特点。

Claims

1.一种利用残余奥氏体提高冷轧双相钢伸长率的方法，其特征在于：

含残余奥氏体的冷轧双相钢重量百分比组成为：C0.08-0.18％，Si0.2-0.6％，Mn1.5-2.0％，Al0.02-0.07％，P≤0.015％，S≤0.01％,Cr0～0.50％、Nb0～0.05％，Fe余量，冶炼成合格的铸坯；工艺中控制的技术参数为：

(1)将钢坯随炉加热至1150～1250℃，保温1.5～3h，随后进行热轧，粗轧开轧温度控制为1050～1100℃，精轧开轧温度控制为50～1000℃，精轧终轧温度控制为880～850℃，卷取温度控制为640～680℃；

(2)冷轧双相钢板进行酸洗、冷轧，轧制成厚度为1.0-1.5mm的钢板，但不限于此厚度；

(3)在连续退火过程中首先在760-860℃温度下等温保持90～120s，经过20～30s的缓冷时间，缓慢冷却到680～740℃，然后控制冷速在40≤Vc≤66℃/s范围内，快速冷却至马氏体点Ms以下，280-320℃，在该温度下继续等温保持300-450s；终冷处理温度为100～170℃，时间为100～130s，然后空冷至室温。

2.按照权利要求1所述的方法，其特征在于，冷轧双相钢在显微组织含2～7％的残余奥氏体，使得显微组织变为铁素体+马氏体+残余奥氏体，在获得高强度的同时获得好的塑性，伸长率较常规工艺生产的增加4～5％。