CN115216595A - 一种冷轧复相钢及其退火方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开的一种冷轧复相钢及其退火方法，所述退火方法包括以下步骤：将冷轧带钢加热保温，随后缓冷至640～730℃，再快冷至360～Ms℃，并在360～Ms℃进行保温，然后缓冷至250～300℃，最后进行终冷，该方法可实现冷轧复相钢组织结构的多相控制，从而获得一种兼具高强度、高翻边、高拉延和低回弹的冷轧复相钢。

Description

一种冷轧复相钢及其退火方法

技术领域

本发明属于冶金板材生产技术领域，具体涉及一种冷轧复相钢及其退火方法。

背景技术

长期以来，钢铁一直是汽车工业的基础材料。汽车用钢通常包括板带、型钢、棒材、钢管和特殊合金钢，其中板带占比70％左右。目前，以高强钢为代表的汽车板已经成为车身结构材料的首选，主流的品种有：高强度无间隙原子钢(HSSIF)、烘烤硬化钢(BH)、碳锰钢(CMn)、低合金高强钢(HSLA)、双相钢(DP)、复相钢(CP)、马氏体钢(MART)、热成形钢(PHS)。

随着汽车轻量化的不断发展，市场对高强钢的成形性能提出了更高的要求。为此，钢铁行业推出了高塑性双相钢(DH)、淬火延性钢(Q&P)、中锰钢(Medium Mn steels)、孪晶诱导塑性钢(TWIP)、高塑性复相钢(CH)、相变诱发塑性钢(TRIP)和无碳化物贝氏体钢(TBF)。中锰钢和孪晶诱导塑性钢的冶炼难度大，高塑性复相钢和无碳化物贝氏体钢的工艺实现难度大，高塑性双相钢、淬火延性钢和相变诱发塑性钢存在回弹弊端。因此，在高强钢的主流品种和新兴品种之间寻找相对折中的解决方案是钢铁行业的重要课题。

发明内容

为解决上述技术问题，本发明提供了一种冷轧复相钢及其退火方法，该方法可实现冷轧复相钢组织结构的多相控制，从而获得一种兼具高强度、高翻边、高拉延和低回弹的冷轧复相钢。

为实现上述目的，本发明采取的技术方案如下：

一种冷轧复相钢的退火方法，所述退火方法包括以下步骤：

(1)加热：将冷轧带钢加热；

(2)保温Ⅰ；

(3)缓冷Ⅰ：缓冷至640～730℃；

(4)快冷：快冷至360～Ms℃；

(5)保温Ⅱ：在360～Ms℃进行保温；

(6)缓冷Ⅱ：缓冷至250～300℃；

(7)终冷；

其中，Ms为马氏体开始转变温度；

即将冷轧带钢加热保温，随后缓冷至640～730℃，再快冷至360～Ms℃，并在360～Ms℃进行保温，然后缓冷至250～300℃，最后进行终冷。

所述退火方法具体包括以下步骤：将冷轧带钢加热保温，随后以1.5～15℃/s的冷却速度缓冷至640～730℃，再以≥20℃/s的冷却速度快冷至360～Ms℃，并在360～Ms℃保温10～20s，然后以2～5℃/s的冷却速度缓冷至250～300℃，最后进行终冷。

所述快冷的冷却速度优选为20～60℃/s。

其中，冷轧带钢以≥1.5℃/s的加热速度加热至770～860℃保温60～180s。

终冷的冷却速率≥0.5℃/s，优选为0.5～5℃/s。

终冷至170℃以下。

所述冷轧复相钢中的化学成分及重量百分比满足以下条件：0.05％≤C≤0.11％、0.2％≤Si+Al≤0.6％、1.5％≤Mn+Cr≤2.8％、Nb+Ti≤0.08％、Mo≤0.3、V≤0.15％、B≤0.003％。

Ms＝635.02-549.82C-85.441Mn-68.967Si-18.07Cr-30.965Ni-69.301Mo-6.603V+420.26Nb+553.8Ti-1746.5B，式中C、Mn、Si、Cr、Ni、Mo、V、Nb、Ti、B为对应元素的质量百分含量。

所述冷轧带钢的厚度为0.5～2.5mm。

本发明还提供了利用本发明所述的退火方法处理得到的冷轧复相钢，其金相组织为铁素体、马氏体、渗碳体和贝氏体，金相组织中残余奥氏体的体积百分比<3％。抗拉强度为590～690MPa时，断后伸长率A80≥26％，扩孔率≥60％；抗拉强度为780～880MPa时，断后伸长率A80≥18％，扩孔率≥35％。

本发明提供的冷轧复相钢的退火方法包括加热、保温Ⅰ、缓冷Ⅰ、快冷、保温Ⅱ、缓冷Ⅱ和终冷的步骤，退火原料为冷轧带钢，带钢退火过程中，加热温度为780～830℃、保温Ⅰ温度为770～860℃、保温Ⅰ时间为60～180s、缓冷Ⅰ温度为640～730℃、缓冷Ⅰ平均冷速为1.5～15℃/s、快冷温度为Ms-30～Ms℃、快冷平均冷速≥20℃/s、保温Ⅱ温度为360～Ms℃、保温Ⅱ时间为10～20s、缓冷Ⅱ温度为250～300℃，缓冷Ⅱ平均冷速为2～5℃/s、终冷温度≤170℃，终冷平均冷速≥0.5℃/s。快冷温度如果超过Ms点，贝氏体转变过多，降低强度；快冷温度如果低于360℃，保温Ⅱ期间不易获得渗碳体和贝氏体。保温Ⅱ时间过长和过短都不合适，高于20s，奥氏体分解量加大，降低强度；低于10s，奥氏体分解量少，影响技术效果。缓冷Ⅱ温度设定为250～300℃，是为了保证尚未转变的奥氏体充分转变为马氏体。缓冷Ⅱ的冷却速率过大和过小都不合适，大于5℃/s时马氏体逐步回火的效果减弱；小于2℃/s时马氏体过度回火，降低强度，同时马氏体转变较慢，促进碳的配分，残余奥氏体容易超过3％。

在本发明的退火工艺下生产出来的冷轧复相钢的组织包括铁素体、马氏体、渗碳体和贝氏体，允许含有第二相析出物和残余奥氏体，其中残余奥氏体，采用XRD检测时含量<3％。

上述冷轧复相钢，抗拉强度为590～690MPa时，断后伸长率A₈₀≥26％，扩孔率≥60％；抗拉强度为780～880MPa时，断后伸长率A₈₀≥18％，扩孔率≥35％。

组织决定性能。对于以相变强化为主的高强钢，组织硬度差是影响翻边、扩孔和弯曲性能的关键因素。本发明采用铁素体、马氏体、渗碳体和贝氏体的主体组织设计，不仅可以实现组织硬度的多梯度分布，而且可以避免TRIP效应所固有的冲压回弹。

成分影响组织。化学成分是钢板材料的根基，成分设计缺陷往往很难通过后续工序消除。C是钢中最基本的强化元素，过高时形成带状组织，过低时马氏体硬度降低，因此含量限定为0.05％≤C≤0.11％。由于Al、Si抑制渗碳体析出，因此含量限定为0.2％≤Si+Al≤0.6％。由于C的扩散率高，需要添加常见的奥氏体淬透性元素Mn、Cr，含量限定为1.5％≤Mn+Cr≤2.8％。

工艺影响组织。采用“缓冷—快冷—保温—缓冷”的分级冷却，辅以合适的工艺设计，不仅可以获得适量的渗碳体和贝氏体，而且可以获得多种形态的马氏体以及减少残余奥氏体含量。

与现有技术相比，本发明的有益效果在于：

1)本发明提供的冷轧复相钢的退火方法，采用了不同于现有高强钢的组织设计。设计退火后的冷轧复相钢的组织包括铁素体、马氏体、渗碳体和贝氏体，允许含有第二相析出物和残余奥氏体，实现了组织硬度的多梯度分布。

2)本发明提供的冷轧复相钢的退火方法，采用了不同于现有高强钢的退火工艺，通过“缓冷—快冷—保温—缓冷”的分级冷却，不仅引入了适量的渗碳体和贝氏体，而且获得了多种形态的马氏体，同时残余奥氏体较少。

3)相比现有高强钢，通过本发明的退火方法得到的冷轧复相钢综合优势十分明显；冶炼难度低，工艺简单，力学性能优异；产品兼具高强度、高翻边、高拉延和低回弹的特点。

附图说明

图1为本发明中的退火工艺的示意图。

具体实施方式

本发明提供了一种冷轧复相钢的退火方法，包括以下步骤：将冷轧带钢以≥1.5℃/s的加热速度加热至770～860℃保温60～180s(保温Ⅰ)，随后以1.5～15℃/s的冷却速度缓冷至640～730℃(缓冷Ⅰ)，再以≥20℃/s的冷却速度快冷至360～Ms℃(快冷)，并在360～Ms℃保温10～20s(保温Ⅱ)，然后以2～5℃/s的冷却速度缓冷至250～300℃(缓冷Ⅱ)，最后以≥0.5℃/s的冷却速率终冷至170℃以下(终冷)。

其中，

Ms＝635.02-549.82C-85.441Mn-68.967Si-18.07Cr-30.965Ni-69.301Mo-6.603V+420.26Nb+553.8Ti-1746.5B，式中C、Mn、Si、Cr、Ni、Mo、V、Nb、Ti、B为对应元素的质量百分含量。

所述冷轧复相钢中的化学成分及重量百分比满足以下条件：0.05％≤C≤0.11％、0.2％≤Si+Al≤0.6％、1.5％≤Mn+Cr≤2.8％、Nb+Ti≤0.08％、Mo≤0.3、V≤0.15％、B≤0.003％。

下面结合实施例对本发明进行详细说明。

各实施例及对比例中的冷轧复相钢中的化学成分及重量百分比如表1所示，余量为铁及不可避免的杂质。

表1

各实施例及对比例中的冷轧复相钢中的退火工艺及参数如表2所示。

表2

各实施例及对比例中的冷轧复相钢在退火后的性能和组织对比如表3所示。

表3

注1：表3中F代表铁素体，M代表马氏体，B代表贝氏体。

注2：力学性能的测定方法采用国家标准GB/T 228.1-2010，试样类型为P6，试样方向为纵向，扩孔率的测定方法采用国家标准GB/T 15825.4-2008，选用冲孔以及锥形凸模。

实施例1-2和对比例1-4的主要化学成分、退火工艺、力学性能、组织结构的对比情况分别如表1-3所示。实施例1和实施例2相比，成分和退火工艺不同，最终产品性能不同，实施例1的抗拉强度达到590MPa级，实施例2的抗拉强度达到780MPa级。采用本发明方案生产的冷轧复相钢，拥有铁素体+马氏体+渗碳体+贝氏体的主体组织，强塑性匹配出色，具有高强度、高翻边、高拉延、低回弹的性能特点。

对比例1和实施例1相比，退火流程和退火工艺有所不同，最终产品的组织和性能不同，对比例1中的断后伸长率A₈₀仅21.5％，扩孔率仅20％。

对比例2和实施例1相比，Si+Al和Mn+Cr的含量有所不同，退火工艺相同，尽管残余奥氏体达到6％，但扩孔率仅56％。

对比例3和实施例1相比，Mn+Cr含量有所不同，尽管断后伸长率A₈₀和扩孔率很高，但抗拉强度明显降低，性能特点趋同于以铁素体+珠光体为组织特征的碳锰高强钢。

对比例4和实施例1相比，缓冷Ⅱ平均冷速有所不同，尽管具有更高的断后伸长率和扩孔率，但残余奥氏体达到5％，增加冲压回弹风险。

上述参照实施例对一种冷轧复相钢及其退火方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种冷轧复相钢的退火方法，其特征在于，所述退火方法包括以下步骤：

(1)加热：将冷轧带钢加热；

(2)保温Ⅰ；

(3)缓冷Ⅰ：缓冷至640～730℃；

(4)快冷：快冷至360～Ms℃；

(5)保温Ⅱ：在360～Ms℃进行保温；

(6)缓冷Ⅱ：缓冷至250～300℃；

(7)终冷；

其中，Ms为马氏体开始转变温度。

2.根据权利要求1所述的退火方法，其特征在于，所述退火方法包括以下步骤：将冷轧带钢加热保温，随后以1.5～15℃/s的冷却速度缓冷至640～730℃，再以≥20℃/s的冷却速度快冷至360～Ms℃保温10～20s，然后以2～5℃/s的冷却速度缓冷至250～300℃，最后进行终冷。

3.根据权利要求1或2所述的退火方法，其特征在于，冷轧带钢以≥1.5℃/s的加热速度加热至770～860℃保温60～180s。

4.根据权利要求1或2所述的退火方法，其特征在于，终冷的冷却速率≥0.5℃/s；终冷至170℃以下。

5.根据权利要求1或2所述的退火方法，其特征在于，所述冷轧复相钢中的化学成分及重量百分比满足以下条件：0.05％≤C≤0.11％、0.2％≤Si+Al≤0.6％、1.5％≤Mn+Cr≤2.8％、Nb+Ti≤0.08％、Mo≤0.3、V≤0.15％、B≤0.003％。

6.根据权利要求1或2所述的退火方法，其特征在于，所述Ms＝635.02-549.82C-85.441Mn-68.967Si-18.07Cr-30.965Ni-69.301Mo-6.603V+420.26Nb+553.8Ti-1746.5B，式中C、Mn、Si、Cr、Ni、Mo、V、Nb、Ti、B为对应元素的质量百分含量。

7.根据权利要求1或2所述的退火方法，其特征在于，所述冷轧带钢的厚度为0.5～2.5mm。

8.利用如权利要求1-7任意一项所述的退火方法处理得到的冷轧复相钢。

9.根据权利要求8所述的冷轧复相钢，其特征在于，所述冷轧复相钢的金相组织为铁素体、马氏体、渗碳体和贝氏体，金相组织中残余奥氏体的体积百分比<3％。

10.根据权利要求8所述的冷轧复相钢，其特征在于，所述冷轧复相钢的抗拉强度为590～690MPa时，断后伸长率A80≥26％，扩孔率≥60％；抗拉强度为780～880MPa时，断后伸长率A80≥18％，扩孔率≥35％。

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