一種利用殘余奧氏體提高冷軋雙相鋼伸長率的方法
【技術領域】
[0001] 本發明屬于鋼鐵材料技術領域，特別是提供了一種利用殘余奧氏體提高冷軋雙相 鋼伸長率的方法，通過一定量的殘余奧氏體發生相變誘發塑性，從而大幅提高伸長率。
【背景技術】
[0002] 為了滿足汽車工業對汽車材料強度級別和使用性能不斷提高的要求，具有高均勻 延伸率、高η值、高強塑積TSXEt的先進高強度鋼的開發已經成為汽車輕量化的關鍵。作 為第一代先進高強度鋼的典型代表，雙相鋼（Dual Phase steel)以其較高的強度、較好的 延伸率和成型性、較強的吸收碰撞能量等優點（強塑積在15GPa%左右），目前已經成為車 身輕量化趨勢應用中最廣泛、技術最成熟的高強鋼材料。1994年-1998年實施的"ULSAB" 項目中，車體上的高強度鋼板和先進高強鋼板的使用率到達9 0 %，其中雙相鋼的使用率為 22%。2011年初，國際鋼鐵協會又提出了"未來鋼車身"（FSV)項目，高強度鋼和先進高強 度鋼的使用率到達了 97%，其中先進高強度鋼的使用率達到54%，而雙相鋼的使用率則達 到了 31%。可見，雙相鋼仍然將是未來汽車車體的主要材料。
[0003] 雙相鋼（DP-Dual Phase Steel)，其組織是由軟的鐵素體和硬的馬氏體兩種相組 成的，通常金相組織特征是在連續的鐵素體基體（白色）上均勻分布著大約5%~30%的 細小馬氏體相（黑色），以此來提高鋼的強度、協調材料的韌塑性，同時馬氏體的含量越大， 鋼的強度就越高，其抗拉強度范圍450MPa~1470MPa。
[0004] 但是蒂森鋼公司在2007年提出了新型高塑性雙相鋼，其顯微組織中觀察到少量 殘余奧氏體，但是并沒有引起重視。同時國內近幾年一直研宄開發的冷軋雙相鋼中一直沒 有引入殘余奧氏體，其組織仍然是鐵素體和一定量的馬氏體。
[0005] 目前查到的國內外專利中對冷軋雙相鋼的顯微組織描述中，只有蒂森克虜伯申請 的〇附018022334專利中提到20~70%馬氏體，至多8%殘余奧氏體，以及余量的鐵素體或 貝氏體。其余公司顯微組織描述中均為鐵素體和馬氏體，均未明確提到有殘余奧氏體。

【發明內容】

[0006] 本發明的目的在于提供一種利用殘余奧氏體提高冷軋雙相鋼伸長率的方法。通 過一定量的殘余奧氏體發生TRIP效應，即相變誘發塑性，從而大幅提高伸長率。與蒂森克 虜伯申請的專利進行對比，其成分系C-Si-Mn-Cr-Ti-Mo-P-N-B，同時冷軋雙相鋼的熱軋卷 取溫度為550°C，較本發明的低，經50~70 %冷軋壓下率后的冷軋板性能為Rm = 955~ 1102MPa, RpO. 2 = 580~675, A8tl彡8. 3~17. 1 %，顯微組織分析為20~70 %馬氏體，至多 1~6. 5%的殘余奧氏體，以及少量的鐵素體和貝氏體，同時該鋼屈服強度較高，屈強比較 高，約0. 57~0.61。而本發明采用不同的成分系，C-Si-Mn-Cr或Nb系，而且采用不同的熱 軋工藝，卷取溫度650°C，同時通過調整連續退火工藝參數可以獲得鐵素體約50%，馬氏體 約43%，殘余奧氏體為4.9%~6.95%。另外力學性能：1^1 = 389~4351〇^，1^1 = 830~ 882MPa，YS/TS = 0· 44 ~0· 51，A5tl= 20 ~22. 3%，Agt = 11. 5 ~15. 5%，η = 0· 17 ~ 0. 21，r = 0. 68~0. 98 ;具有較低屈強比、高伸長率、高η值等性能特點，各方面綜合性能優 良。
[0007] 本發明的工藝步驟及在工藝中控制的技術參數如下：
[0008] 本發明在成分設計時采用相變強化為主，結合固溶強化、細晶強化、析出強化的復 合強化方式。通常各合金元素對相變的作用主要有：
[0009] I) Si, P，Al有加快鐵素體形成的作用，對生產DP，TRIP鋼起著重要的作用。
[0010] 2) C，Mn, B，Cr有延緩鐵素體形成的作用，對生產馬氏體鋼MS，復相鋼CP起著重要 的作用。
[0011] 3)添加 Mo, Cr能夠延緩珠光體和貝氏體的形成，對生產DP, CP鋼有利。
[0012] 4) Si能夠抑制貝氏體轉變時滲碳體的析出，對生產TRIP鋼有利。通過分析各主 要合金元素的作用和對相變行為的影響，同時在成分設計時綜合低成本、良好的焊接性能 等因素，本發明的含殘余奧氏體的冷軋雙相鋼主要考慮添加的合金元素有c、Si、Mn、A1、 Cr、Nb等。這種低屈強比冷軋雙相鋼重量百分比組成為：C0.0 8-0. 18%，SiO. 2-0. 6%， MnL 5-2. 0%，A10. 02-0. 07%，P 彡 0. 015%，S 彡 0. 01%，CrO ~0. 50%、NbO ~0. 05%， Fe余量。冶煉成合格的鑄還。
[0013] 將鋼坯隨爐加熱至1150~1250°C，保溫1. 5~3h，隨后進行熱軋，粗軋開軋溫度 控制為1050~1100°C，精軋開軋溫度控制為950~1000°C，精軋終軋溫度控制為850~ 880°C，卷取溫度控制為640~680°C。
[0014] 冷軋雙相鋼板進行酸洗、冷軋，乳制成厚度為1.0-1. 5mm的鋼板，但不限于此厚 度；
[0015] 在連續退火過程中首先在760-860°C溫度下等溫保持90~120s，經過20~30s 的緩冷時間，緩慢冷卻到680~740°C，然后控制冷速在40 < Vc < 66°C /s范圍內，快速冷 卻至馬氏體點Ms以下，約280-320°C，在該溫度下繼續等溫保持300-450S ;終冷處理溫度為 100~170°C，時間為100~130s。然后空冷至室溫。
[0016] 通過調整連續退火工藝參數，控制鐵素體、馬氏體的形態分布、含量以及碳化物的 析出，同時在顯微組織中引入不同含量的（2~7%左右）殘余奧氏體，使得顯微組織由傳統 的鐵素體（α )+馬氏體（M)變為鐵素體（α )+馬氏體（M) +殘余奧氏體（RA.)，在獲得高強 度的同時獲得好的塑性，伸長率較常規工藝生產的增加4~5%。
[0017] 本發明的主要技術創新點如下：
[0018] 1、本方法通過柔性連退工藝技術，在開發的冷軋DP600和DP800引入一定量的 (2~7%左右）殘余奧氏體，使得雙相鋼組織由傳統的鐵素體（α )+馬氏體（M)變為鐵素 體（α)+馬氏體（M) +殘余奧氏體（RA.)。本發明的殘余奧氏體組織在SEM高倍數觀察下 (10000X)尺寸約為0.7~1.3 μ m，EBSD測定含量約為1.58~2. 3%左右，XRD測定含量 約為0· 9~6. 95%。
[0019] 2.由于殘余奧氏體的存在，綜合性能良好。在獲得高強度的同時獲得良好的塑性， 且伸長率較常規雙相鋼增加4~5%。
[0020] 這種含量約2~7%的殘余奧氏體組織在應力作用下發生TRIP效應，從而在提高 鋼材的抗拉強度、應變硬化能力的同時提高均勻伸長率，近而對提高材料的抗沖撞性能起 著重要作用。
【附圖說明】
[0021] 圖1實施例1中顯微組織1000倍L印era試劑后腐蝕的彩色金相形貌（板寬心部 軋向）。
[0022] 圖2實施例1中顯微組織5000倍SEM掃描形貌。
[0023] 圖3實施例1中EBSD相分布圖（其中紅色為BCC相：98. 4%，藍色為FCC相（殘 余奧氏體RA) :1.58% )。
[0024] 圖4實施例2中DP800殘余奧氏體SEM形貌。
[0025] 圖5實施例2中EBSD相分布圖（藍色為殘余奧氏體RA，2. 3 % )。
【具體實施方式】
[0026] 實施例1 :
[0027] 1)冷軋雙相鋼DP600的內控化學成分：C 0· 08~0· 11%、Si 0· 25~0· 35%、Mn 1. 5 ~1. 7%、Α10· 027%、Ρ0· 01%，CrO. 3 ~0· 5%，Fe 余量。
[0028] 2)對鑄坯常規加熱后進行熱軋，乳制厚度為2. 7mm，控制終軋溫度在：880°C ;
[0029] 3)進行常規卷取，控制卷取溫度在650°C ;
[0030] 4)進行常規酸洗；
[0031] 5)進行冷乳，控制冷軋累計壓下率為63% ;乳制成厚度為1.0 mm的鋼板；
[0032] 6)在連續退火過程中首先在820°C溫度下等溫保持100s，經過20s的緩冷時間，緩 慢冷卻到700°C，然后以40彡Vc彡66°C /s的冷速，快速冷卻至馬氏體點Ms以下，約320°C， 在該溫度下繼續等溫保持420s ;終冷處理溫度為170°C，時間為122s。然后空冷至室溫，即 可得到不同殘余奧氏體含量的冷軋雙相鋼。
[0033] 獲得的顯微組織為鐵素體、馬氏體、殘余奧氏體。經儀器檢測：鐵素體73.9~ 77. 9%，馬氏體25. 2% -20. 2%，EBSD測定的殘余奧氏體為0.68-1. 58%，XRD測定的殘余 奧氏體為〇. 9-1. 9%，具體顯微組織觀察結果見表1。本發明通過SEM和EBSD的方法進行 了殘余奧氏體形貌和比例，如圖1所示。
[0034] 表1顯微組織觀察結果匯總
[0035]
【主權項】
1. 一種利用殘余奧氏體提高冷軋雙相鋼伸長率的方法，其特征在于： 含殘余奧氏體的冷軋雙相鋼重量百分比組成為：C0.0 8-0. 18 %，SiO. 2-0. 6 %， MnL 5-2. 0%，A10. 02-0. 07%，P 彡 0. 015%，S 彡 0. 01%，CrO ~0. 50%、NbO ~0. 05%， Fe余量，冶煉成合格的鑄坯；工藝中控制的技術參數為： (1) 將鋼坯隨爐加熱至1150~1250°C，保溫1. 5~3h，隨后進行熱軋，粗軋開軋溫度控 制為1050~1100°C，精軋開軋溫度控制為50~1000°C，精軋終軋溫度控制為880~850°C， 卷取溫度控制為640~680 °C ; (2) 冷軋雙相鋼板進行酸洗、冷軋，乳制成厚度為I. 0-1. 5mm的鋼板，但不限于此厚度； (3) 在連續退火過程中首先在760-860°C溫度下等溫保持90~120s，經過20~30s 的緩冷時間，緩慢冷卻到680~740°C，然后控制冷速在40 < Vc < 66°C /s范圍內，快速 冷卻至馬氏體點Ms以下，280-320°C，在該溫度下繼續等溫保持300-450S ;終冷處理溫度為 100~170°C，時間為100~130s，然后空冷至室溫。
2. 按照權利要求1所述的方法，其特征在于，冷軋雙相鋼在顯微組織含2~7%的殘余 奧氏體，使得顯微組織變為鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體，在獲得高強度的同時獲得好的塑 性，伸長率較常規工藝生產的增加4~5%。
【專利摘要】一種利用殘余奧氏體提高冷軋雙相鋼伸長率的方法，屬于鋼鐵材料技術領域。采用獨特的化學成分設計，結合熱軋形變熱處理TMCP工藝、柔性連續退火工藝獲得了在細化鐵素體為基體彌散分布的島狀馬氏體，同時還有殘余奧氏體2～7％的復相組織，使得雙相鋼組織變為鐵素體+馬氏體+殘余奧氏體。殘余奧氏體的含量通過成分-連續退火工藝來進行控制，生成的馬氏體的硬化性能比相變前的奧氏體有較大的提高，增加了材料的均勻變形能力，由此帶來了材料塑性的提高。通過力學性能的檢驗結果表明，在獲得高強度的同時獲得好的塑性，且伸長率較常規工藝生產的增加4～5％。
【IPC分類】C22C38-12, C22C38-26, C22C38-18, C21D8-00, C22C38-06, C22C38-38
【公開號】CN104862597
【申請號】CN201510280762
【發明人】王衛衛, 李光瀛, 張江玲, 胡霄雨, 白宇
【申請人】鋼鐵研究總院
【公開日】2015年8月26日
【申請日】2015年5月27日