CN113502382A - 一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法，通过调控冷轧退火钢板的初始组织，制备出不同屈服强度的1000MPa超高延展性冷轧带钢，具体工艺路线是将冷轧板在不同临界区温度保温80～300s后快速淬火至室温，随后再次加热至A_C1～A_C3之间某一温度退火80～360s，然后在360～420℃进行300～600s过时效处理后冷却至室温，得到抗拉强度≥980MPa，屈服强度500～800MPa，强塑积30GPa·％以上的冷轧带钢。本发明基于低碳低合金成分体系，采用工业友好的临界区双退火工艺，成功地获得了具有超高强塑积的冷轧先进高强钢，其力学性能达到第三代中锰钢的水平，然而其冶炼、连铸、轧制及退火全流程生产制造难度及成本大幅度降低，能够满足复杂汽车结构件等对成型、焊接和使用性能的要求，具有良好的应用前景。

Description

一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法

技术领域

本发明属于材料热处理技术领域，尤其涉及一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法。

背景技术

目前，车用高强钢的使用是实现汽车轻量化和满足节能减排要求的最有效途径之一。然而，商业化汽车钢在满足高强度时牺牲了塑性及成型性能，基于新合金和新工艺的高性能钢则很难适应现有生产工艺及装备。因此，开发具有更高塑性和成型性能，同时合金成本低廉、工业友好的新型先进高强钢势在必行。

迄今为止，先进高强钢(Advanced High Strength Steel，AHSS)已经发展到了第三代，主要包括中锰钢(Medium Mn，MM)以及淬火配分钢(Quenching and partitioning，Q&P)等。Q&P钢有良好的强塑性匹配，其核心是利用残余奥氏体发生TRIP效应达到增强增塑的目的，是第三代先进高强钢的代表性钢种。但是现有Q&P钢的强塑积通常在20GPa·％左右，有限的塑性和成型性能难以满足复杂汽车结构件冷成型的要求，大大限制了其推广和应用。中锰钢(Medium Mn)与Q&P钢同为第三代先进高强钢，其核心是利用锰元素稳定更多的残余奥氏体，可以获得优异的塑性和强度匹配，通常强塑积可以达到30GPa·％。但其锰含量较高，给现有生产工艺(冶炼、连铸、轧制和退火)以及使用性能(表面质量、焊接)等带来很多瓶颈问题，至今难以实现规模化生产和应用。

从目前实际应用情况来看，大多数高强钢(≥980MPa)的延展性不足，导致其难以满足复杂零部件的成型要求，因此各大企业和许多知名研发机构纷纷提出了改善高强钢延展性的计划。但是，拥有新技术手段和新成分体系的高强钢制备复杂，成本和能耗普遍较高，难以满足现有工业设备。因此基于低合金成分体系开发高强度(≥980MPa)、超高延伸率(≥30％)和强塑积(≥30GPa·％)的新钢种，具有十分重要的应用价值及广阔的市场前景。

公开号为CN106636925A的中国专利申请公开了一种高强塑积冷轧TRIP钢及其制备方法。工艺上，通过在高温A_C3以上温度，约1050～1250℃进行完全奥氏体化的预淬火工艺制备冷轧初始基体，得到的组织在退火前全部为马氏体。然而在实际工业生产过程中，出于对连退生产线加热能力以及对节能降耗和工业生产稳定性等考虑，选择高温完全奥氏体化退火的可行性较低。性能上，热处理后所得高强塑积钢虽然满足了高延伸率，但抗拉强度较低≤977MPa，不能满足高强度的要求，并且不能控制钢板的屈强比。成分上，其化学成分中含有较高Al元素，Al含量为1.6～2.5wt％，而Al含量高于1％时将导致连铸过程中出水口堵塞等问题，增加冶炼难度，不利于工业生产。

公开号为CN109182923A的中国专利申请公开了一种低碳微合金化高强塑积冷轧TRIP980钢的热处理方法，与CN106636925A专利的基本原理类似，其热处理需要在900℃的高温下进行完全奥氏体化预淬火工序，随后依靠全部是马氏体板条的初始组织对奥氏体形态进行调控，从而改善TRIP钢的力学性能。此外，该专利申请依赖Nb、Ti等微合金元素的析出强化作用，得到了强塑积＜30GPa·％的TRIP980钢。

公开号为CN108570627A的中国专利申请公开了一种生产不同屈服强度级别的冷轧DP980钢的方法，其通过改变冷轧压下率实现对屈服强度的调控。虽然热处理后所得钢板抗拉强度＞980MPa，满足了高强钢强度要求，但其延伸率较低≤16.2％，塑性较差，缺乏良好的强塑性匹配，不利于后续成型和加工。

公开号为CN102011051A的中国专利申请公开了一种高强度高塑性的中碳相变诱发塑性钢及其制备方法。其机理是利用残余奥氏体发生TRIP效应增强增塑，最终获得了强塑积为17.6GPa·％的高强钢。该专利申请中将C含量规定为0.24～0.30wt％，目的是增加残余奥氏体量并增强其稳定性，但过高的C含量会导致后续焊接难度加大，不能满足后续加工应用要求。

公开号为CN106191390A的中国专利申请公开了一种中锰TRIP钢及其制备方法。该专利申请中将Mn含量规定为3.0～10.0wt％，其机理是利用高含量的Mn元素稳定残余奥氏体，使其在变形过程中发生TRIP效应，从而兼顾强度和塑性。但过高的Mn含量会给冶炼、浇注、焊接等带来一系列问题，不具备大规模应用和推广的条件。

发明内容

综上可知，依据上述专利得到的高强钢，其强塑性匹配欠佳，例如在中国专利CN106636925A中，虽然延伸率为29.3～33.6％，但强度较低为869～977MPa。为了获得更好的强度和延展性匹配，上述制备方法需要添加较高的合金元素。其中Al元素过多添加会增加冶炼难度，且易造成连铸过程中出水口堵塞、连铸裂纹等问题，并且能显著提高奥氏体化温度，对连退炉加热能力有很大挑战；C元素过多添加会恶化焊接性能，Mn过多添加会增加冶炼难度，导致成分偏析等问题，很难与现有生产工艺、装备及应用条件相适应；依赖Nb、Ti等微合金元素的析出强化作用，提高了生产成本，不利于企业降本增利。

鉴于以上问题，本申请从低碳、低锰、低合金化路线以及工业可行性角度出发，采用独特的两步临界区退火工艺进行组织和性能调控：第一步，通过临界区预淬火工艺获得含马氏体(M)和铁素体(F)的复相初始组织并对各相体积分数、形态特征等进行调控；第二步，采用二次临界区退火促进初始马氏体、铁素体基体上超细晶奥氏体和细晶铁素体的形成。相比于单一的全马氏体初始组织，引入一定量的一次铁素体后，①能多次促进C、Mn原子的配分，在临界区预淬火时C、Mn原子初次向奥氏体富集，二次退火时溶质原子再次向奥氏体配分，剧烈的浓度起伏形成元素蓄水池效应，极大地增加了奥氏体的形核位置；②能进一步分割和细化组织，大幅增加了相界面位置，使奥氏体不仅在M板条中形核，还在M/F界面处、细化铁素体界面及其内部形核，从而细化了奥氏体晶粒；③组织中一定比例的一次铁素体大幅度地提高了组织的变形协调性，进一步增强了实验钢塑性；④细小奥氏体有助于残余奥氏体(RA)的保留，最终TRIP效应和晶粒细化相结合有效地提高了实验钢的塑性。同时，和冷轧板退火的临界区铁素体相比较，由初始马氏体回火得到的铁素体非常细小，能够极大地提高实验钢的屈服强度。因此，随着组织中初始马氏体含量增加，实验钢屈服强度提高，进而能够制备出超高延展性冷轧高强钢，其抗拉强度≥980MPa，屈服强度500～800MPa，强塑积30GPa·％以上。本发明新钢种能直接应用于现有高强钢生产线，并能够根据不同用户对强度、延伸凸缘和冲压性能的个性化需求提供不同屈服强度和抗拉强度相匹配的高成形性产品，具有广阔的应用前景。

本发明具体技术方案如下：实验用钢的化学成分(质量百分数)为：C：0.18～0.22％，Mn：1.8～2.2％，Si：1.2～1.8％，Nb：0～0.04％，7i：0～0.06％，P：≤0.02％，S：≤0.008％；余量为Fe和不可避免的杂质；

本发明的另一目的是提供上述超高延展性冷轧高强钢的制备方法，请参见图2，本申请实施方式的制备方法主要包括：P1：制备带钢工序，P2：临界区预淬火工序，P3：二次退火工序，P4：过时效工序。合理地控制上述工序关键参数，能够保证获得理想的显微组织和力学性能。具体包括以下步骤：

P1.制备带钢：制备板坯，加热工序，热轧，冷却卷取，酸洗冷轧等，得到后续热处理所需的带钢；

P2.临界区预淬火，具体地，依据热动力学结果，将P1步骤中所述冷轧带钢在临界区进行加热并保温，随后进行淬火，进而在退火之前获得含有不同初始马氏体体积分数的带钢。加热，从室温加热至临界区进行均热，保温80～300S，使带钢部分奥氏体化，随后淬火至室温，获得马氏体含量为51～95％的基体组织；

P3.二次退火，具体地，将经过步骤P2所述的带钢，在连续退火炉中进行退火，分两阶段加热，其中第一阶段先从室温预加热到660～700℃，加热速率为10～35℃/s；第二段从第一段的预热目标温度加热至780～820℃进行均热，加热速率为10℃/s，保温80～360s，

P4.过时效，经过上述退火后的带钢，缓冷至680～750℃，缓冷速率为5～20℃/s，再以25～80℃/s快速冷却至360～420℃进行过时效处理，过时效时间300～600s，最后将带钢冷却至室温，得到成品带钢。

本发明的化学成分及其作用原理：

C：0.18～0.22％，碳是稳定奥氏体的最主要元素，能有效降低钢的Ms点，在室温下保留更多残余奥氏体，从而在钢变形过程中发挥7RIP效应，达到增强增塑目的。此外碳在基体中有很强的间隙固溶强化作用，能显著提高基体强硬度。但碳含量过高会导致可焊性变差，过少则不足以稳定足够量的残余奥氏体，因此本发明的碳含量优选在0.18～0.22％。

Mn：1.8～2.2％，锰是奥氏体稳定化元素，能显著提高钢的淬透性，推迟珠光体、贝氏体等相变，同时具有固溶强化与细化晶粒的作用。但过高的锰元素含量将大大增加冶炼难度，增加成本，并且不利于焊接等后续加工，本发明中将锰元素优选在1.8～2.2％之间。

Si：1.2～1.8wt％，硅元素一方面能够起到固溶强化的作用，提高基体的强硬度，另一方面有效抑制渗碳体的析出，从而使更多的碳配分至奥氏体中，稳定残奥；但硅含量的增加会使带钢表面质量变差，尤其给镀锌带来困难，因此本发明将硅含量优选在1.2～1.8wt％之间。

Nb：0～0.04％，Nb属于微合金元素，能够起到细化晶粒、影响相变动力学、促进形核等作用。Nb与C和N结合形成细小的碳氮化物，阻止晶粒长大和位错开动，有明显强化基体的效果。因此，本申请将Nb的含量优选在0～0.04％。

Ti：0～0.06％，Ti为强碳化物形成元素，能同时起到沉淀强化和细晶强化的作用，能够明显提高钢的抗拉强度。本申请将Ti的含量优选在0～0.06％。

其他元素跟据实际情况的需要酌情添加，或者是作为杂质元素存在。

与现有技术相比，本发明的有益效果如下：

1.本发明在充分考虑了高强钢优异力学性能和工业生产可行性的基础上，采用低碳低锰低合金化路线和新颖的临界区双退火工艺，制备出一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢。工艺简单可行，合金成本低，生产效率高，能够满足不同强度、成型性能的要求。

2.本发明的超高延展性冷轧高强钢，其微观组织包括回火马氏体、一次铁素体(Ferrite，F)、无碳化物贝氏体(Bainite，B)、RA和新鲜马氏体(M/A)等。经过临界区预淬火处理后的初始组织中包含不同比例的马氏体和一次铁素体，二次退火时奥氏体易于在低形核能垒的一次铁素体/初始马氏体相界面、初始马氏体板条间以及细化铁素体界面之间和内部等位置迅速形核，同时初始马氏体回火将得到更加细小的铁素体，从而使最终组织更加均匀细化，力学性能大幅度提高。经XRD检测，最终组织中RA含量显著增加，在变形过程中发生积极的TRIP效应。此外，组织中一定比例的一次铁素体能大幅增加实验钢的变形协调性，使延伸率进一步提高，因此在屈服和抗拉强度逐渐升高时，仍拥有≥30％断裂延伸率，强塑积≥30GPa·％，综合性能远高于类似合金成分、相同强度级别的其他产品。

3.本发明钢的性能优异，其抗拉强度≥980MPa，屈服强度为500～800MPa，强塑积≥30GPa·％。该新钢种能够取代同级别双相钢(DP)钢、TRIP钢、Q&P钢、中锰钢等先进高强钢。本发明钢与同强度级别DP钢相比，在保证超高强度的同时延展性提高近2倍，能用于各种复杂零件的加工制造；与同强度级别Q&P钢相比，屈服强度和延展性进一步提高，工艺简单可行，且均匀性和稳定性更好，具有低成本优势；比同级别传统TRIP钢以及新一代中锰钢相比，添加更少的合金元素，大幅降低了工业化生产和后续焊接的难度，热处理制度更简单可行，适于推广应用。

其它应用领域将根据本文中提供的描述而变得明显。本申请内容的描述和具体示例仅旨在例示的目的，并非旨在限制本申请的范围。

附图说明

图1为本发明的热处理工艺示意图；

图2为本发明实施方式的一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法的流程图；

图3为本发明强塑积31.7GPa·％的实施案例4的最终组织SEM图片；

图4为本发明强塑积22.5GPa·％的对比例1的最终组织SEM图片；

具体实施方式

下面结合附图和具体实施案例对本发明作进一步详细说明，但本发明的保护范围不受附图和实施案例限制。

首先按照上述成分范围(表1)进行冶炼、连铸、热轧、卷取和冷轧，并将冷轧板按照标准加工成拉伸试样。

表1本发明实验用钢的化学成分，各成分单位为质量百分数(wt.％)

实施例	C	Mn	Si	Nb	Ti	P	S
								成分1	0.21	2.0	1.6	0.02	0.05	<0.01	<0.005
成分2	0.22	1.9	1.3	0.04	0.02	<0.01	<0.005
								成分3	0.22	2.1	1.4	0	0	<0.01	<0.005

根据实验用钢的基本参数设计好具体的热处理工艺，具体实施见表2，结合图1对实施例1进行举例说明。步骤①：将带钢加热至临界区A_C1～A_C3之间的765℃保温300s，随后淬火至室温；步骤②：加热阶段，先将带钢从室温预加热到680℃，加热速率为20℃/s；步骤③：在第一段的预热温度基础上，加热带钢至800℃，加热速率为10℃/s；步骤④：在800℃保温180s；步骤⑤：将带钢缓冷至680℃，冷却速率为10℃/s；步骤⑥：将带钢快冷至400℃，冷却速率为30℃/s；步骤⑦：将带钢在400℃进行过时效处理，保温500s，随后冷却至室温。每组实验取两个拉伸试样进行热处理，随后在INSTRON万能拉伸机上进行拉伸，每组实验的力学性能取两个试样的平均值作为最终的力学性能，具体如表3所示。

表2本发明实施例和对比例的主要热处理工艺(升温及降温速率省略)。

表3本发明实施案例及对比案例的力学性能参数

由表3可知：

(1)本发明的实施案例具有超高的强塑积(≥30GPa·％)和良好的延伸性(≥30％)，例如成分1实施例4中抗拉强度为1022MPa，延伸率31％，强塑积为31.7GPa·％；此外，实施案例能够在很宽范围内调节屈强比，屈服强度约在500～800MPa范围；本发明中对比例的强塑性匹配较差，例如对比例1，抗拉强度最大1012MPa时延伸率仅为22.5％，相比之下不同成分实施例的力学性能皆大幅度提高。

(2)相比于本发明的实施案例，CN108570627A的中国专利申请的热处理后所得DP钢抗拉强度＞980MPa，虽满足了高强度要求，但其延伸率较低≤16.2％，塑性较差。本专利与其相比，通过独特的临界区双退火工艺，实现了大范围的屈强比控制，在保证高强度的同时，带钢的塑性得到了大幅度提高。公开号为CN106636925A的中国专利申请，性能上，热处理后所得高强塑积冷轧TRiP钢虽然满足了高延伸率，但抗拉强度较低≤977MPa，不能满足高强度的要求，并且不能控制钢板的屈强比。成分上，其Al含量为1.6～2.5wt％，冶炼难度大，不利于工业生产。工艺上，采用1050～1250℃高温完全奥氏体化退火，不利于节能减排和实际工业生产。公开号为CN106244924A的中国专利申请，通过常规的临界区退火工艺，获得由临界区铁素体、贝氏体、马氏体及残余奥氏体组成的微观组织，热处理后所得钢板强度大于≥980MPa，但其强塑积较低＜30GPa％，缺乏良好的强塑性匹配。公开号为CN109182923A的中国申请专利，通过高能耗的完全奥氏体化预淬火工艺，得到了全马氏体的初始组织。依赖于昂贵的Nb、Ti元素的析出强化作用，热处理后所得TRIP钢虽满足了强度要求，但强塑积较低＜30GPa％，且屈服强度调控范围有限(730～800MPa)。

(3)本发明的不同成分实施例与对比例相比，实施例采用不同温度的临界区预淬火+临界区退火的双退火工艺，对比例只采用一次临界区退火工艺，因此实施例组织主要包括回火马氏体(初始马氏体)、一次铁素体(F)、贝氏体(B)、残余奥氏体和新鲜马氏体(M/A)，对比例组织包括临界区铁素体(IF)、贝氏体(B)、残余奥氏体和新鲜马氏体(M/A)。实施例及对比例的代表性显微组织分别参见图3、图4。

(4)本发明采用不同温度的临界区预淬火工艺对实施例的初始组织进行调控，得到了不同马氏体和一次铁素体比例的冷轧初始基体。材料热动力学计算表明，不同比例的复相初始基体将影响二次退火过程中奥氏体形核位置、奥氏体形核驱动力、各相分布情况等，进而得到更加均匀细化的组织，从而达到调控性能的目的，为高强塑积冷轧带钢生产提供了新的思路和方法。

Claims (8)

1.一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法，其特征在于，具体的生产步骤包括：

(1)临界区预淬火，将酸洗冷轧后的带钢加热至临界区A_C1～A_C3之间某一温度，使带钢部分奥氏体化，通过调节保温温度获得不同的奥氏体比例，随后淬火至室温，进而获得马氏体和铁素体复相组织，其中马氏体含量范围为51～95％；

(2)二次退火，将步骤(1)得到的带钢在连续退火炉中再次进行临界区退火，分两阶段加热至目标温度，并进行保温；

(3)过时效，将步骤(2)得到的带钢进行过时效，保温一段时间后将带钢冷却至室温，得到包含回火马氏体、铁素体、贝氏体、残余奥氏体和新鲜马氏体等组织的成品高强钢。

2.如权利要求1所述的一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法，其特征在于，所得的高强钢其强塑积大于≥30GPa·％。

3.如权利要求1所述的一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法，其特征在于，

所述超高延展性冷轧高强钢的屈服强度为500～800MPa；

所述超高延展性冷轧高强钢的抗拉强度≥980MPa；

所述超高延展性冷轧高强钢的断后延伸率≥30％。

4.如权利要求1所述的一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢，其特征在于，各相含量：10～20％为残余奥氏体，20～30％为新鲜马氏体，25～35％为贝氏体，其余组织为10～35％铁素体和回火马氏体。

5.如权利要求1所述的一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法，其特征在于，

临界区预淬火工序，将带钢加热至临界区A_C1～A_C3之间某一温度，保温80～300s，通过调节保温温度获得不同的奥氏体和一次铁素体比例；

二次退火，将上述带钢在连续退火炉中再次进行退火，分两阶段加热至目标临界区温度并保温；其中第一阶段先从室温预加热到660～700℃，加热速率为10～35℃/s；第二段从第一段的预热目标温度加热至780～820℃某一温度之间，加热速率为10℃/s，并保温80～360s；

在完成二次临界区退火工序后，所述方法还包括：

将带钢缓冷至680～750℃，缓冷速率为5～20℃/s；然后以25～80℃/s快冷至360～420℃，过时效时间300～600s，最后冷却至室温。

6.如权利要求1所述的生产步骤，在完成临界区预淬火之前，所述方法还包括：制备板坯，板坯的厚度为≥50mm；

加热，将上述板坯在1200℃保温1～4h，将各种合金元素充分固溶，消除元素偏析，得到各向同性的板坯；

热轧，将上述板坯采用两阶段控轧轧制，粗轧阶段温度900～1100℃，在再结晶区压下率80～85％；在未再结晶区压下率70～90％，终轧温度为850～900℃；

完成热轧工序后，得到的热轧板厚度为3.0～6.0mm；

冷却卷取，将上述热轧板进行连续冷却，冷却速率为10～100℃/s，然后在650～750℃进行卷取；

酸洗冷轧，将热轧板酸洗去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧获得冷轧带钢，冷轧压下率为60～80％；

完成冷轧工序后，得到的成品冷轧板厚度0.5～2.5mm。

7.一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢，其特征在于，化学成分(质量百分比)为：C：0.18～0.22％，Mn：1.8～2.2％，Si：1.2～1.8％，Nb：0～0.04％，Ti：0～0.06％，P：≤0.02％，S：≤0.008％；余量为Fe和不可避免的杂质。

8.如权利要求7所述的一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢，其特征在于，所述超高延展性冷轧高强钢的C含量为0.18～0.22％。

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