CN113549745B - 一种低成本第三代汽车钢加工工艺 - Google Patents

一种低成本第三代汽车钢加工工艺 Download PDF

Info

Publication number
CN113549745B
CN113549745B CN202110849374.0A CN202110849374A CN113549745B CN 113549745 B CN113549745 B CN 113549745B CN 202110849374 A CN202110849374 A CN 202110849374A CN 113549745 B CN113549745 B CN 113549745B
Authority
CN
China
Prior art keywords
annealing
blank
cold rolling
rolling
cold
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202110849374.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113549745A (zh
Inventor
董瑞峰
毕晓宏
赵庆波
芦永发
陈子帅
特日格乐
包星
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Inner Mongolia University of Technology
Original Assignee
Inner Mongolia University of Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Inner Mongolia University of Technology filed Critical Inner Mongolia University of Technology
Priority to CN202110849374.0A priority Critical patent/CN113549745B/zh
Publication of CN113549745A publication Critical patent/CN113549745A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113549745B publication Critical patent/CN113549745B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Cleaning And De-Greasing Of Metallic Materials By Chemical Methods (AREA)

Abstract

本发明公开一种低成本第三代汽车钢加工工艺，包括如下步骤：熔炼浇铸：将中锰钢原料置于真空感应炉中进行熔炼浇铸，得到坯料；热轧：将所述坯料置于双辊热轧机中轧制，得到热轧坯料；酸洗：将所述热轧坯料置于酸液中洗至亮白，再用水将所述热轧坯料表面的酸液冲洗干净并吹干，最后进行涂油处理，得到酸洗坯料；冷轧：将所述酸洗坯料采用直拉式四辊可逆冷轧机进行冷轧，得到冷轧第三代汽车钢；退火：将所述冷轧第三代汽车钢进行退火，得到低成本第三代汽车钢。采用本发明的加工工艺生产得到的第三代汽车钢具有成本低、塑性好、成形性能好且强塑积较高等优点，在保证力学性能不下降的同时易于成形，且整个加工工艺流程简单，生产难度低。

Description

一种低成本第三代汽车钢加工工艺
技术领域
本发明涉及高强度汽车钢技术领域。具体地说是一种低成本第三代汽车钢加工工艺。
背景技术
目前市场上多为第一代汽车钢，第一代汽车钢强塑积约在10～20GPa·％。如IF钢，CP钢，DP钢等，组织多为铁素体、马氏体，可能含有少量的奥氏体组织，主要是通过调节马氏体和铁素体比例来实现产品需求。第一代汽车钢虽然成本较低，但强塑积也相对较低，不能满足碰撞安全性的需求。同时第一代汽车钢BCC组织由于滑移系较少，塑性较差导致成形性能较差。因此很多学者研究第二代汽车钢(如TWIP钢)，其强塑积约在50～70GPa·％。第二代汽车钢加入了大量的合金元素，仅Mn含量就达到20％左右，使得组织全部为FCC的奥氏体组织，由于TRIP效应使得强塑积大幅度提高，但合金元素的大量加入，使第二代汽车钢的成本大幅度增加且工艺性较复杂。同时考虑到第二代汽车钢时效问题，随着时间的延长钢板会出现脆化现象，在这样的情况下需要开发高强度低成本的第三代汽车钢。
发明内容
为此，本发明所要解决的技术问题在于提供一种低成本第三代汽车钢加工工艺，以解决当前第一代汽车钢强塑积较低、塑性差、成形性能差以及第二代汽车钢成本高等问题，提供一种低成本第三代汽车钢在保证力学性能不下降的同时易于成形，达到满足实际安全性的需求的同时能够降低实际生产难度。
为解决上述技术问题，本发明提供如下技术方案：
一种低成本第三代汽车钢加工工艺，包括如下步骤：步骤(1)熔炼浇铸：将中锰钢原料置于真空感应炉中进行熔炼，熔炼后进行浇铸，浇铸后，得到坯料；步骤(2)热轧：将所述坯料置于双辊热轧机中轧制，得到热轧坯料；步骤(3)酸洗：将所述热轧坯料置于酸液中洗至亮白，再用水将所述热轧坯料表面的酸液冲洗干净并吹干，最后进行涂油处理，得到酸洗坯料；步骤(4)冷轧：将所述酸洗坯料采用直拉式四辊可逆冷轧机进行冷轧，得到冷轧第三代汽车钢；步骤(5)退火：将所述冷轧第三代汽车钢进行退火，得到低成本第三代汽车钢。
本发明的技术方案取得了如下有益的技术效果：
(1)本发明提供一种低成本第三代汽车钢加工工艺，以中锰钢为加工原料，生产第三代汽车钢，得到的第三代汽车钢具有第一代汽车钢成本低以及第二代汽车钢塑性好、成形性能好且强塑积较高等优点，在保证力学性能不下降的同时易于成形，且整个加工工艺流程简单，生产难度低，在满足实际安全性需求的同时大大降低了实际生产难度。
(2)本发明中，采用先热轧再冷轧的加工工艺，并且在冷轧过程中进行中间退火工艺，冷轧过程中的中间退火工艺可以有效降低第三代汽车钢的屈强比，使其塑性高、具有较高的成形性能，同时还可以缩短拉伸过程的屈服平台，在加工成形时不易出现Luders带现象，提高冲压零件的表面质量。但在冷轧过程中进行中间退火会造成晶粒较粗大，使其屈服强度降低，因而要通过控制中间退火的温度和时间，以及冷轧压下率、冷轧后退火热处理的工艺参数等，使制备得到的第三代汽车钢不仅具有较好的可成形性能，同时还具有满足汽车制备的力学性能。
(3)本发明采用ART退火和两相区直接退火两种退火热处理加工工艺，采用两相区直接退火工艺制备得到的试件其延伸率比采用ART退火工艺试件的延伸率低，但其抗拉强度、屈服强度和强塑积均高于采用ART退火的试件，且具有更好的深冲性能。本发明的加工工艺可以使汽车钢试件中织构含量提高，通过提高试件组织中织构的含量，尤其是有利织构的含量，可以使加工得到的第三代汽车钢具有更好的综合性能。
附图说明
图1本发明实施例中试验钢的研究路线图；
图2本发明实施例中测定Ac1和Ac3的试验工艺图；
图3本发明实施例中热膨胀测量法对试验钢Ac1和Ac3的测定；
图4本发明实施例中测定静态CCT的试验工艺图；
图5a本发明实施例中试验钢在不同冷速下(0.03℃/s)的显微组织；
图5b本发明实施例中试验钢在不同冷速下(0.05℃/s)的显微组织；
图5c本发明实施例中试验钢在不同冷速下(0.2℃/s)的显微组织；
图5d本发明实施例中试验钢在不同冷速下(1℃/s)的显微组织；
图5e本发明实施例中试验钢在不同冷速下(2℃/s)的显微组织；
图6本发明实施例中试验钢不同冷却速度下硬度曲线图；
图7本发明实施例中试验钢的静态CCT曲线图；
图8本发明实施例中冷轧板淬火后的组织形貌图；
图9本发明实施例中630℃不同时间C元素界面浓度梯度图；
图10本发明实施例中630℃不同时间Mn元素界面浓度梯度图；
图11a本发明实施例中不同温度下(620℃)C元素界面浓度梯度图；
图11b本发明实施例中不同温度下(630℃)C元素界面浓度梯度图；
图11c本发明实施例中不同温度下(640℃)C元素界面浓度梯度图；
图12a本发明实施例中不同温度下(620℃)Mn元素界面浓度梯度图；
图12b本发明实施例中不同温度下(630℃)Mn元素界面浓度梯度图；
图12c本发明实施例中不同温度下(640℃)Mn元素界面浓度梯度图；
图13a本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,620℃退火10min的组织图；
图13b本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,630℃退火10min的组织图；
图13c本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,640℃退火10min的组织图；
图14本发明冷轧压下率为66％的试验钢经ART不同退火温度的XRD图；
图15a本发明冷轧压下率55％试验钢经800℃-5min淬火,620℃退火10min的组织图；
图15b本发明冷轧压下率55％试验钢经800℃-5min淬火,630℃退火10min的组织图；
图15c本发明冷轧压下率55％试验钢经800℃-5min淬火,640℃退火10min的组织图；
图16本发明冷轧压下率为66％的试验钢经ART不同退火温度的XRD图；
图17a本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,620℃退火10min的宏观断口形貌图；
图17b本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,620℃退火10min的微观断口形貌图；
图17c本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,630℃退火10min的宏观断口形貌图；
图17d本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,630℃退火10min的微观断口形貌图；
图17e本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,640℃退火10min的宏观断口形貌图；
图17f本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,640℃退火10min的微观断口形貌图；
图18本发明冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火温度的位移-力拉伸曲线；
图19本发明冷轧压下率为55％的试验钢ART不同退火温度的位移-力拉伸曲线；
图20a本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,630℃退火5min的组织图；
图20b本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,630℃退火10min的组织图；
图20c本发明冷轧压下率66％试验钢经800℃-5min淬火,630℃退火15min的组织图；
图21本发明冷轧压下率为66％的试验钢经ART不同退火时间的XRD图；
图22本发明冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火时间的位移-力拉伸曲线；
图23本发明冷轧压下率为66％的试验钢的组织图；
图24a本发明冷轧压下率66％试验钢经两相区退火温度620℃退火10min的组织图；
图24b本发明冷轧压下率66％试验钢经两相区退火温度630℃退火10min的组织图；
图24c本发明冷轧压下率66％试验钢经两相区退火温度640℃退火10min的组织图；
图25a本发明冷轧压下率55％试验钢经两相区退火温度620℃退火10min的组织图；
图25b本发明冷轧压下率55％试验钢经两相区退火温度630℃退火10min的组织图；
图25c本发明冷轧压下率55％试验钢经两相区退火温度640℃退火10min的组织图；
图26本发明冷轧压下率为66％的试验钢两相区直接退火不同退火温度的XRD图；
图27本发明冷轧压下率为55％的试验钢两相区直接退火不同退火温度的XRD图；
图28a本发明冷轧压下率66％两相区直接退火620℃退火10min试验钢宏观断口形貌；
图28b本发明冷轧压下率66％两相区直接退火620℃退火10min试验钢微观断口形貌；
图28c本发明冷轧压下率66％两相区直接退火630℃退火10min试验钢宏观断口形貌；
图28d本发明冷轧压下率66％两相区直接退火630℃退火10min试验钢微观断口形貌；
图28e本发明冷轧压下率66％两相区直接退火640℃退火10min试验钢宏观断口形貌；
图28f本发明冷轧压下率66％两相区直接退火640℃退火10min试验钢微观断口形貌；
图29本发明冷轧压下率66％试验钢两相区直接退火不同退火温度下位移-力拉伸曲线；
图30本发明冷轧压下率55％试验钢两相区直接退火不同退火温度下位移-力拉伸曲线；
图31a本发明冷轧压下率为66％的试验钢经630℃退火5min的微观组织图；
图31b本发明冷轧压下率为66％的试验钢经630℃退火10min的微观组织图；
图31c本发明冷轧压下率为66％的试验钢经630℃退火15min的微观组织图；
图32本发明冷轧压下率为66％的试验钢两相区直接退火不同退火时间的XRD图；
图33本发明冷轧压下率66％试验钢两相区直接退火不同退火时间下位移-力拉伸曲线；
图34a本发明冷轧压下率为66％的试验钢630℃-10min热处理下φ2＝45°ODF截面图；
图34b本发明冷轧压下率为66％的试验钢800℃-10min/630℃-10min热处理下φ2＝45°ODF截面图；
图35a本发明冷轧压下率为55％的试验钢630℃-10min热处理下φ2＝45°ODF截面图；
图35b本发明冷轧压下率为55％的试验钢800℃-10min/630℃-10min热处理下φ2＝45°ODF截面图；
图36a本发明66％的冷轧压下率的冷轧板经热处理退火后的织构含量图；
图36b本发明55％的冷轧压下率的冷轧板经热处理退火后的织构含量图；
图37a本发明轧制过程未中间退火的试件经630℃-10min退火的组织；
图37b本发明轧制过程中间退火的试件经630℃-10min退火的组织；
图38a本发明轧制过程未中间退火的试件经800℃-5min/630℃-10min退火的组织；
图38b本发明轧制过程中间退火的试件经800℃-5min/630℃-10min退火的组织；
图39a本发明轧制过程中间退火和未进行中间退火试件经热处理后的力-位移曲线(800℃-5min/630℃-10min)；
图39b本发明轧制过程中间退火和未进行中间退火试件经热处理后的力-位移曲线(630℃-10min)；
图40a本发明轧制过程未中间退火试样800℃-5min淬火后620℃退火10min的组织；
图40b本发明轧制过程中间退火试样800℃-5min淬火后620℃退火10min的组织；
图40c本发明轧制过程未中间退火试样800℃-5min淬火后640℃退火10min的组织；
图40d本发明轧制过程中间退火试样800℃-5min淬火后640℃退火10min的组织；
图41a本发明轧制过程未中间退火试样800℃-5min淬火后630℃退火5min的组织；
图41b本发明轧制过程中间退火试样800℃-5min淬火后630℃退火5min的组织；
图41c本发明轧制过程未中间退火试样800℃-5min淬火后630℃退火15min的组织；
图41d本发明轧制过程中间退火试样800℃-5min淬火后630℃退火15min的组织；
图42a本发明轧制过程未中间退火试样620℃退火10min的组织；
图42b本发明轧制过程中间退火试样620℃退火10min的组织；
图42c本发明轧制过程未中间退火试样640℃退火10min的组织；
图42d本发明轧制过程中间退火试样640℃退火10min的组织；
图43a本发明轧制过程未中间退火试样经630℃退火5min的组织；
图43b本发明轧制过程中间退火试样经630℃退火5min的组织；
图43c本发明轧制过程未中间退火试样经630℃退火15min的组织；
图43d本发明轧制过程中间退火试样经630℃退火15min的组织；
图44a本发明轧制过程中间退火和未中间退火试件经两相区直接退火热处理后的力-位移曲线(不同温度)；
图44b本发明轧制过程中间退火和未中间退火试件经两相区直接退火热处理后的力-位移曲线(不同时间)；
图44c本发明轧制过程中间退火和未中间退火试件经ART退火热处理后的力-位移曲线(不同温度)；
图44d本发明轧制过程中间退火和未中间退火试件经ART退火热处理后的力-位移曲线(不同时间)；
图45a本发明轧制过程中间退火试件经两相区直接退火620℃-10min的断口形貌；
图45b本发明轧制过程中间退火试件经两相区直接退火630℃-5min的断口形貌；
图46a本发明冷轧压下率79％未中间退火试样在630℃-10min退火后的组织形貌图；
图46b本发明冷轧压下率73％未中间退火试样在630℃-10min退火后的组织形貌图；
图46c本发明冷轧压下率66％未中间退火试样在630℃-10min退火后的组织形貌图；
图47a本发明冷轧压下率66％未中间退火试样在630℃-10min退火后的织构图；
图47b本发明冷轧压下率73％未中间退火试样在630℃-10min退火后的织构图；
图47c本发明冷轧压下率79％未中间退火试样在630℃-10min退火后的织构图；
图48a本发明冷轧压下率66％未中间退火试样630℃-10min退火φ2＝45°ODF截面图；
图48b本发明冷轧压下率73％未中间退火试样630℃-10min退火φ2＝45°ODF截面图；
图48c本发明冷轧压下率79％未中间退火试样630℃-10min退火φ2＝45°ODF截面图；
图49a本发明冷轧压下率66％未中间退火试样630℃-10min退火后{100}的极图；
图49b本发明冷轧压下率66％未中间退火试样630℃-10min退火后{110}的极图；
图49c本发明冷轧压下率66％未中间退火试样630℃-10min退火后{111}的极图；
图49d本发明冷轧压下率73％未中间退火试样630℃-10min退火后{100}的极图；
图49e本发明冷轧压下率73％未中间退火试样630℃-10min退火后{110}的极图；
图49f本发明冷轧压下率73％未中间退火试样630℃-10min退火后{111}的极图；
图49g本发明冷轧压下率79％未中间退火试样630℃-10min退火后{100}的极图；
图49h本发明冷轧压下率79％未中间退火试样630℃-10min退火后{110}的极图；
图49i本发明冷轧压下率79％未中间退火试样630℃-10min退火后{111}的极图；
图50本发明不同冷轧压下率的织构含量。
具体实施方式
第一部分 低成本第三代汽车钢加工工艺
一种低成本第三代汽车钢加工工艺，包括如下步骤：步骤(1)熔炼浇铸：将中锰钢原料置于真空感应炉中进行熔炼，溶炼温度1550℃，保温时间30min,浇铸后，得到坯料；
步骤(2)热轧：将所述坯料置于双辊热轧机中轧制，得到热轧坯料；轧制前，先将坯料在2h内加热至1200℃，然后保温1h，开轧温度为1180℃，终轧温度为930℃；轧制规程如下：将所述坯料的厚度依次轧制至60mm、45mm、25mm、15mm、7mm和4.5mm；
步骤(3)酸洗：将所述热轧坯料置于酸液中洗至亮白，再用水将所述热轧坯料表面的酸液冲洗干净并吹干，最后进行涂油处理，得到酸洗坯料；酸液为质量分数为50wt％的盐酸溶液，且所述酸液的温度为70℃；
步骤(4)冷轧：将所述酸洗坯料采用直拉式四辊可逆冷轧机进行冷轧，得到冷轧第三代汽车钢；在冷轧过程中增加独立的中间退火工序；中间退火的条件为：570℃，退火30min；冷轧压下率为79％。中间退火的初始目的是用以消除加工硬化，但是实践中获得了意外的技术效果，即可以降低材料的屈强比。
步骤(5)退火：将所述冷轧第三代汽车钢进行退火，退火的方式为两相区直接退火，即在630℃，保温10min，接着以空冷的方式冷却至室温,空冷的速度为2℃/s，得到低成本第三代汽车钢。
第二部分 试验材料及方法
2.1材料制备
2.1.1成分设计
在汽车钢中，添加适当的合金元素对材料的力学性能及成形性能有显著的影响。同时考虑到满足需求的同时尽可能的降低生产成本。因此本实施例成分设计如表2-1所示。
表2-1 试验钢的化学成分(质量分数，％)
Figure BDA0003181796090000061
2.1.2研究路线
研究路线如图1所示。
(1)熔炼浇铸：熔炼设备选用额定容量为50kg多功能真空感应炉，极限真空度达6.67×10-2Pa，最高工作温度为1700℃，熔化时间小于90min，本实施例熔炼炉子实际容量为40kg。
(2)热轧：采用Ф450双辊热轧机，将坯料加热至1200℃保温3h(含升温2h，均温1h)进行轧制，开轧温度为1170℃-1180℃，终轧温度为930℃。轧制规程如下：坯料－60-45-25-15-7-4.5(mm)。
(3)酸洗：热轧后由于有氧化皮的产生，直接冷轧会将氧化皮轧入钢板的表面，使得表面质量差且性能下降，因此热轧后需进行酸洗去除氧化皮。用铁砂在50％的热HCl中将热轧后的钢板洗至亮白，再用水将盐酸洗掉后吹干、涂油以防再度氧化。
(4)冷轧/轧制过程中间退火：冷轧的设备是直拉式四辊可逆冷轧机，其压下方式为电动和液压，最大轧制力为2500kN。将4.5mm厚的几组热轧板通过多道次分别压至2.0mm、1.5mm、1.2mm、1.0mm，冷轧压下率分别为55％、66％、73％、79％。一组试件直接冷轧到所需的厚度，热处理后对比分析不同冷轧压下率对组织、织构以及性能的影响；另一组试件在冷轧过程中进行了中间退火，试件轧制后进行热处理，与第一组热处理后试件进行对比分析，得出轧制过程中间退火对组织性能的影响规律。其中轧制过程中间退火在本实施例图标中均简称为中间退火。
(5)两相区直接退火/ART退火：将冷轧后的第三代汽车钢进行ART退火或两相区直接退火处理。研究ART退火不同温度、不同时间下组织性能的变化规律，将冷轧后的第三代汽车钢先800℃-5min淬火后进行620℃-10min、630℃-10min、640℃-10min及630℃-5min、630℃-10min、630℃-15min。研究两相区直接退火不同温度、不同时间下组织性能的变化规律，工艺参数为620℃-10min、630℃-10min、640℃-10min及630℃-5min、630℃-10min、630℃-15min。
2.2微观组织和性能的试样制备及试验设备
2.2.1微观组织试样制备及试验设备
(1)金相组织观察
垂直于轧制方向取样，开始用320目砂纸打磨试件，直至2000目砂纸打磨试样后(在更换砂纸时要注意将上一张砂纸在试样表面留下的划痕转动方向使之与要打磨砂纸的打磨方向垂直，避免进一步加深划痕)。然后将2000目打磨后的试件表面在机械抛光机上用金刚石研磨膏抛光到肉眼看不到划痕为止。用4％的硝酸酒精将抛光后的表面腐蚀10s，用水将腐蚀液冲洗掉，再用酒精冲洗腐蚀面(防止水渍留在腐蚀面上影响观察)，快速用吹风机吹干。采用蔡司光学显微镜观察、分析试样在不同倍数下的组织形貌。
(2)扫描试样制备及试验设备
将试样按照(1)的方式进行处理，不同的是，扫描试件对面也用320目的粗砂纸打磨至光亮，保证试样在样品台上能够导电。将最终处理好的试样放在超声波清洗机里清洗30～60s后取出吹干。然后在FEI QUANTA650型场发射扫描电镜下观察微观组织形貌，观察断口形貌前只需进行超声波清洗，扫描电子显微镜点分辨率为1.3nm，工作电压15kV，工作电流6μA。
(3)XRD试样制备及试验设备
用线切割将试样切成20mm×25mm尺寸的矩形待测样，其中25mm长的方向为轧制方向。将试样表面用砂纸从低目数到高目数逐次打磨后进行机械抛光，需要注意的是试样表面一定要保证平整。通过荷兰帕纳科X Pert PRO MPD型X射线衍射仪对试验钢中的残余奥氏体进行测量，并将测出的α相(200)α、(211)α和γ相(200)γ、(220)γ、(311)γ衍射峰强度代入公式：
Vγ＝1.4Iγ/(Iα+1.4Iγ) (2-1)
计算出奥氏体的含量，其中，Iγ和Iα分别是奥氏体和铁素体的平均积分强度。
将制好的试样放入超声波中清洗干净，采用X射线衍射仪对织构进行测试，RD-TD面作为织构测试面，取向偏差允许在10°以内，ODF截面图用Roe方法表示。通过ResMat-TexTools织构分析软件计算得到各个织构组分的体积分数。
2.2.2性能试样制备及试验设备
(1)拉伸试样制备及试验设备
采用线切割方式将冷轧板切割成比例试样，试样经热处理后，将试样表面的氧化皮用热酸洗至光亮并用水冲洗吹干，以防在拉伸过程中由于氧化皮的脱落导致试样打滑。将拉伸试样的平行部位间隔2mm进行标记，使得在拉伸断裂后能够计算延伸率，通过L0＝5.65√S0计算原始标距。标记过程中切记不可造成应力集中，使得试样由于外部因素断裂。将标记后的试样在SHT-4605型微机控制电子万能试验机上进行拉伸试验，最大试验力为600kN，夹头位移速度为2mm·min-1，拉伸力为20kN，测出抗拉强度(Rm)，屈服强度(Rp0.2)，延伸率(At)以及塑性应变比(r)值。
(2)洛氏硬度试样制备及试验设备
将试样用砂纸打磨至光滑平整后进行抛光，并用HR-150A洛氏硬度计进行测试，每个试样重复测试5次后并记录，去掉最大值和最小值后将其他三个数据取平均值，单位为HRC。
第三部分 热处理工艺对低成本第三代汽车钢组织性能的影响
本实施例采用轧制过程未进行中间退火且冷轧压下率为66％和55％的冷轧板进行试验，分别进行两相区直接退火和ART退火，对比分析两种工艺下的组织和性能随着温度和时间变化差异，从经济效益和力学性能等方面选择出更加有利于工业化生产的热处理工艺。
3.1相变点测试以及CCT曲线的绘制
3.1.1相变点的确定
合金钢材料一般需要通过热处理的方式来改善组织、提高性能，热处理相变温度是确定热处理工艺参数的重要依据。测定合金钢相变温度的方法主要有热膨胀法、热分析法、电阻法、磁性法等。本实施例采用热膨胀法，热膨胀法是在连续加热和冷却的过程中通过试验材料在发生相变时晶体结构的改变引起钢的微小体积膨胀，最终用试样长度或直径的变化来确定相变温度的一种方法。
将试件用线切割取Ф3mm×10mm的圆柱试样，试样中心有一个Ф2mm×2mm的圆柱凹槽。将加工好的试样放在超声波清洗仪中进行清洗，利用全自动相变仪(Formastor-FII)测出钢在升温过程中的Ac1和Ac3以及在连续冷却过程中Ms和Mf的温度。测定Ac1和Ac3的试验工艺如图2所示。
利用Origin软件将原始数据绘制出温度-膨胀量曲线，如图3所示。在曲线上通过切线法可以得到Ac1和Ac3的温度分别是585℃和755℃。
3.1.2CCT曲线的绘制过程
钢的许多热处理工艺是在连续冷却的过程中完成的，如炉冷、空冷、油冷、水冷等。不同成分的钢在相同冷却方式下的组织性能也大不相同，因此对于一种非标准钢不同冷却方式下组织和性能的研究也显得尤其重要。CCT曲线反映了过冷奥氏体在连续冷却的条件(炉冷、空冷、油冷、水冷等)下的转变规律，是分析不同连续冷却方式下转变组织的重要依据。本实施例通过CCT曲线的绘制对冷轧板热处理中冷却方式的选择以及不同冷却方式下生成何种组织提供了理论依据。
CCT曲线是通过热膨胀法和金相硬度法相结合确定的。其中热膨胀法与上述的相变点的确定方法相同。为了能够准确绘制CCT曲线，依照图4的工艺，分别设置不同的冷速观察试件组织，如图5a-e所示。对不同冷速的试件分别打5个洛氏硬度值，去掉5个硬度值中的最大值和最小值，然后取其余3个硬度值求平均值，并将不同冷速的硬度平均值绘制成折线图，硬度变化规律如图6所示。通过热膨胀曲线和金相、硬度多种方式精确的绘制出CCT曲线。
图5a中可以看出冷速为0.03℃/s时，组织中有等轴状的铁素体生成，并在铁素体晶界处围绕着渗碳体组织，同时有明显的条带状珠光体组织存在。铁素体和珠光体组织塑性较好，但强度、硬度较低，此时的硬度只有33.3HRC。从该组织图中可以推断出，当第三代汽车钢随炉冷却时，虽然组织中存在塑性较好的铁素体和珠光体，但网状渗碳体的存在会导致试样发生脆断，使得材料延伸率较低。由于冷却速度与冷却物尺寸有关，因此本实施例中的冷却物尺寸均以本实施例拉伸件的尺寸为准。炉冷冷速大约在0.01℃/s～0.02℃/s之间，根据上述组织的分析可知，冷轧后的第三代汽车钢不论采用两相区直接退火还是ART工艺退火时冷却方式均不能采用随炉冷却，否则除生成铁素体和奥氏体外，在随炉冷却过程中不稳定的残余奥氏体会生成冷速为0.03℃/s类似的组织。在图5b中可知，当冷速为0.05℃/s时，组织多为等轴状铁素体晶粒，渗碳体和珠光体的分布很少，此时硬度值为39.9HRC。由图5c、图5d、图5e中可知，冷却速度为0.2℃/s、1℃/s、2℃/s时，组织均为马氏体组织，且随着冷速的增加，马氏体组织更加细小呈现出针状化，此时硬度值分别为46.3HRC、48.8HRC、49.3HRC。组织虽均为马氏体组织，但从硬度值上看，冷速为0.2℃/s的硬度值较冷速为1℃/s和2℃/s的值相差较大，这是由于冷速较小导致马氏体尺寸较大且大部分为板条状，而在冷速为1℃/s和2℃/s时，冷速较大，多为细小的针状马氏体，细小的针状马氏体硬度相对较高。由此可推断，冷轧后的第三代汽车钢热处理后冷却方式选用空冷(冷速大约在1℃/s～2℃/s之间)时，在两相区形成稳定奥氏体和铁素体外，冷却过程中不稳定的奥氏体一定会转变为马氏体组织。
从图6中可以看出，随着冷却速度的增加，硬度值也逐渐增大，这与图5a-e中的组织图相互吻合。根据组织与硬度值，绘制出CCT曲线如图7所示。
3.2ART退火工艺对低成本第三代汽车钢组织性能的影响
3.2.1冷轧板淬火组织研究
冷轧后的组织并不单一，通过800℃-5min淬火后组织由奥氏体全部转变为马氏体组织。淬火后马氏体在原奥氏体晶粒中形成，因此依然保留了原奥氏体的形貌，原奥氏体的晶界依然存在，如图8所示。
马氏体生成时空间取向并不是任意的，而是近似平行于母相{111}γ晶面，正是这种惯习现象导致在淬火过程中马氏体板条的形成与每一个原奥氏体存在一定的关系，且马氏体板条束不超过原奥氏体晶界，因此原奥氏体晶界得以保存。由于奥氏体向马氏体转变只发生了晶格改组，并没有铁、碳原子的扩散，因此此时马氏体的含碳量与冷却前的奥氏体含碳量相同，属于过饱和状态，这使得材料强度高而塑性较差，因此需进一步退火处理。
3.2.2ART退火工艺的数值分析
通过Dictra软件模拟ART工艺中C、Mn扩散的情况，分析C、Mn扩散的规律。大致确定配分时间和温度，为试验减少试错次数。在第三代汽车钢中，锰为置换原子，碳为间隙原子，因此碳原子比锰原子从马氏体向奥氏体扩散速度快。同时通过查阅文献，在极短的退火时间(几分钟)内，Mn元素能够配分完全。C、Mn完全配分速度较快，所用时间较短，因此模拟过程中模拟了620℃，630℃和640℃下10-5s，0.001s，0.1s，1s，50s，100s，1000s共7个时间的扩散情况。马氏体板条间距约为200nm，初始时奥氏体薄膜尺寸设定为马氏体板条尺寸的1％，即2nm。基于实际的对称条件，计算区域的边界设为封闭边界，元素扩散通量为零。
图9和图10为630℃下C、Mn界面浓度梯度图。从图9中可以发现，10-5s时在奥氏体与铁素体界面上浓度梯度呈现平直状，在0.001s时奥氏体中的C含量达到最大且奥氏体与铁素体界面处的浓度梯度也呈现平直状，之后奥氏体中的C元素在逐渐减少，这是由于相界面移动速度快，奥氏体晶粒长大，导致奥氏体中含碳量降低。同时奥氏体与铁素体界面处浓度梯度呈平直状说明由于奥氏体晶粒比较细小，C原子在奥氏体中均匀化速度较快，随着时间的延长，奥氏体晶粒不断长大，且奥氏体中的碳的浓度降低，C原子均匀化较难，所以在之后的奥氏体中呈现波动状。从图中可看出，50s开始扩散时，即图中相界面距离为0处，此时刚生成的奥氏体与铁素体的浓度差达到最大，说明此时的C元素配分完成，但50s的时间内，由于相界面移动较快，C元素在奥氏体中均匀化程度不高，因此在奥氏体中呈现波动状。而在1000s时C元素在奥氏体中均匀化程度非常高。从图10中可以看出，Mn原子在奥氏体和铁素体中的浓度梯度变化规律与C原子的变化规律大致相似。不同的是，Mn原子配分完全在100s时，且1000s时Mn原子在奥氏体均匀化程度依然不高，这是由于碳原子为间隙原子，而锰原子为置换原子，Mn原子比C原子在界面处所受阻力大，因此碳原子比锰原子从马氏体向奥氏体扩散速度以及在奥氏体中均匀化速度要快。
图11a-c为不同温度下C界面浓度梯度图。从图中可以看出，620℃时C原子在100s完全配分。与630℃相比C完全配分的时间较长，这是因为温度较低时C元素扩散速度下降。同时可以观察到随着温度的升高，奥氏体开始形核时，奥氏体与铁素体的界面处C的浓度逐渐降低，这是由于温度较高导致相界面运动速度提高并且C元素扩散速度加快，使得C元素迅速向晶内扩散，因此温度较高时奥氏体与铁素体的界面处C的浓度较低。从图中也可以看出，随着温度的升高，相同时间的C在奥氏体均匀化程度变高。
图12a-c为不同温度下Mn界面浓度梯度图。从图中可以看出，在640℃时Mn元素100s配分完全，相比620℃和630℃时配分速度提高，这是因为温度升高使得Mn元素的扩散速率加快。同时随着温度的升高奥氏体开始形核时与铁素体的界面处Mn的浓度逐渐降低且相同时间的Mn在奥氏体均匀化程度变高，这个变化规律与C元素相同。
由于试验过程中，试样的薄厚程度、不同热处理炉温度偏差不同等各种实际因素影响，导致模拟结果有一定的偏差。尽管Dictra软件的结果可以根据其变化趋势分析元素扩散的情况，但模拟结果有时候并不能完全指导实际。在试验过程中，除考虑模拟的结果外，也应结合实际对模拟结果进行调整以确定热处理工艺参数。对于本实施例，通过模拟结果并结合试验的各种因素影响推断大约在10min左右C、Mn可完全扩散完成并在奥氏体晶粒内均匀化。
3.2.3ART退火温度对组织性能的影响
对冷轧压下率为55％和66％的冷轧试验钢进行ART退火。先将钢加热到Ac3以上保温，为了保证全奥氏体化且晶粒没有长大，反复试验后选取将钢加热到800℃保温5min淬火。由于碳、锰元素扩散较快，且试样尺寸较小厚度较薄，在Ac1和Ac3之间最终以10℃的温度梯度分别设置温度为620℃，630℃和640℃。经试验时发现640℃时晶粒尺寸已经开始长大导致性能下降，因此之后的温度便不再设定。保温时间依据模拟结果结合实际考虑设定为10min。冷却方式根据CCT设定为空冷。图13a-c是冷轧压下率为66％的ART不同退火温度下的组织图。从图13a-c中可以看出，凸出部分为奥氏体组织(和新马氏体组织)。淬火后的马氏体存在于原奥氏体晶粒中，在原奥氏体晶界处和板条马氏体中开始有奥氏体生成，新生奥氏体核心沿原奥氏体边界或马氏体晶界处形成。凹陷部分为铁素体组织，当碳、锰元素从马氏体向新生成的奥氏体配分后，原来马氏体中的碳元素不再饱和，从而转变为铁素体。奥氏体在原奥氏体边界和马氏体板条间形核长大，随着温度的升高，凸出部分不断增加，碳化物逐渐消失。图13a中，凹陷的部分为铁素体组织，凸出的组织为奥氏体组织。此时，从图中也可看出新形成的奥氏体存在块状和板条状两种形貌。这与奥氏体的形核位置有关，从图中可以观测到板条状奥氏体多形成于板条马氏体间，而块状奥氏体多形成于原奥氏体晶界处。同时有白色颗粒状碳化物出现，如图13a放大处所示。图13b中，碳化物基本消失，奥氏体含量明显增多，当温度升高到640℃时，凸出部分最多，且以板条形式为主，如图13c所示。
图14是冷轧压下率为66％的试验钢经ART不同退火温度的XRD。从图14中计算得到，800℃-5min/620℃-10min的试件残余奥氏体的含量为19.6％。奥氏体含量低的原因一方面是由于低温时碳、锰配分不完全，另一方面是因为生成的碳化物会消耗掉一部分C，使得形成奥氏体含量较少。800℃/5min-630℃-10min残余奥氏体为20.1％，比800℃-5min/620℃-10min的残余奥氏体含量增多，这与图14的组织示意图中吻合。800℃-5min/640℃-10min的残余奥氏体含量为16.8％，这是因为随着温度的升高，奥氏体晶粒有所长大，稳定性降低，在随后的冷却过程中发生了马氏体相变，使得奥氏体含量降低。这也可以说明图13a-c中800℃-5min/640℃-10min的凸出部分并非全部为奥氏体组织，也包含新生成的马氏体组织。
冷轧压下率为55％的试验钢ART退火中随温度的升高组织变化规律和奥氏体含量变化趋势同冷轧压下率为66％的试验经ART退火后，随温度的升高组织和奥氏体含量的变化规律一致，如图15a-c和图16所示。
图17a、图17b和图17e是冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火温度的宏观拉伸断口形貌图。断口平面比较平整，呈结晶状态，并未观察到明显的河流状花样，也不存在分层现象。从图17b、图17d和图17f是冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火温度微观断口形貌图。从图中可以看出断口处有较多的韧窝存在，结合宏观微观的断口形貌可以确定，试件ART退火后断裂方式是韧窝断裂。随着温度的升高，从微观上看韧窝先变大后变小，可以推断材料的塑性在800℃-5min/630℃-10min时最好。
图18是冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火温度后的位移-力拉伸曲线图。图中热处理工艺单位省略，如800℃-5min/620℃-10min简化为800-5/620-10，在之后的拉伸图中均标记简化后的书写。从图中表格可以看出随着温度的升高，屈服强度逐渐降低，这是由于屈服强度主要受晶粒尺寸的影响，随着温度的升高晶粒长大，因此屈服强度逐渐降低。在800℃-5min/620℃-10min时，屈服强度最大，为800MPa。抗拉强度随温度的升高逐渐上升。延伸率随着温度的升高先上升后下降，这与断口形貌变化吻合，延伸率受TRIP效应影响显著。TRIP效应与奥氏体含量之间有着极其重要的关系，往往表现为正相关关系，奥氏体含量随温度的升高先上升后下降，因此延伸率变化与奥氏体含量的先上升后下降变化规律一致。强塑积随温度的升高先上升后下降，800℃-5min/630℃-10min时力学性能达到最佳，强塑积为27.5GPa·％。
冷轧压下率为55％的试验钢ART不同退火温度的拉伸曲线变化规律与上述一致。且依然在800℃-5min淬火后630℃-10min退火的力学性能最佳，如图19所示，证明了该试验钢规律的普遍性。
3.2.4ART退火时间对组织性能的影响
试件淬火后在两相区退火时虽温度梯度设置较为紧凑，但仅能确定大致最佳的C、Mn扩散的温度范围，因此通过不同保温时间的选择可更加精确的确定热处理工艺参数。本实施例800℃-5min淬火后选取最佳的退火温度630℃，设置不同的保温时间，分别为5min、10min和15min。此部分为了更加精确的确定ART热处理工艺参数，因此组织、XRD以及力学性能随时间的变化规律与随温度的变化规律一致。本小节相同现象不进行赘述。
图20a-c是冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火时间的组织图。这与ART不同退火温度的组织现象及变化规律一致,此处不进行重复表述。
图21是冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火时间的XRD图。根据该图计算出不同退火时间的奥氏体含量，奥氏体含量先上升后下降，在800℃-5min/630℃-10min时奥氏体含量最多，为20.1％。此时试样的延伸率最高，强塑积最大。
图22是冷轧压下率为66％的试验钢ART不同退火时间的位移-力拉伸曲线图。ART不同退火时间与不同退火温度相比，数据不同但性能变化规律相同。
3.3两相区直接退火工艺对低成本第三代汽车钢组织性能影响
3.3.1冷轧板组织性能的研究
图23是冷轧压下率为66％的试验钢的组织图。从图中可以看出，组织为拉长的铁素体和板条马氏体组织，这种原始状态的组织不同于淬火后单一的马氏体组织。
表3-1是冷轧压下率为66％的冷轧板的拉伸数据。在表3-1中可以看到其抗拉强度为1640MPa，延伸率仅为8％，这是由于组织中除了畸变能较高的马氏体以外，也存在变形的铁素体，变形的铁素体的强度也较高，导致抗拉强度尤其高。冷轧后位错大量缠结出现加工硬化现象，塑性也随之下降，因此需要进一步热处理改善性能。
表3-1 冷轧压下率为66％的试验钢拉伸数据
Figure BDA0003181796090000111
3.3.2两相区直接退火温度对组织性能的影响
为了与ART工艺形成对比，两相区直接退火的工艺参数与ART淬火后的热处理工艺参数相同。退火温度依然设置为620℃、630℃和640℃，且均保温10min后空冷。图24a-c是冷轧压下率为66％的试验钢冷轧板两相区直接退火不同退火温度的组织图。由图可见，奥氏体首先在马氏体晶界或马氏体和变形铁素体晶界处开始形核，随着温度的升高，凸出的组织不断增加，碳化物逐渐消失，晶粒不断长大，这与冷轧试验钢ART退火后的组织变化规律相同。与ART工艺相比不同的是，试件两相区直接退火的晶粒尺寸细小，这可能是因为冷轧钢板的位错密度要高于淬火后的位错密度，从而导致奥氏体的形核位置增加进而细化晶粒。同时随两相区直接退火温度的升高，冷轧后变形的铁素体逐渐等轴化。而试件ART退火后没有此现象，这是因为ART退火中淬火使得冷轧拉长的晶粒全部转变为等轴的奥氏体随后快冷中转变为马氏体，相当于在马氏体的基础上退火，即原始组织与两相区直接退火不同导致的差异性。
图24a中，有大量的白色碳化物析出，如图24a放大处所示。同时奥氏体形成的含量并不多，此时凸出组织为奥氏体组织。图24b中，随着温度的升高，碳化物逐渐溶解，奥氏体含量增加。有研究表明，新增的奥氏体的碳元素主要来源于碳化物的溶解，并非由马氏体中的碳、锰元素向新生奥氏体中的分配导致的。图24c中，与630℃相比，640℃时铁素体晶粒明显长大且凸出部分也明显增多、长大，但此时凸出部分并非全部为奥氏体，这是由于奥氏体晶粒长大导致单位体积内的C、Mn元素相对含量降低，使得大量奥氏体转变为马氏体。因此此时凸出部分为奥氏体和新生成的马氏体组织，这也可由XRD的结果得到印证，此现象与试件800℃-5min/640℃-10min现象及原因相同。
图25a-c是冷轧压下率为55％的试验钢两相区不同退火温度的组织图。其变化规律与冷轧压下率为66％的冷轧板一致，这里不进行赘述。
图26是冷轧压下率为66％的冷轧板两相区直接退火不同退火温度的XRD图。从图中可以看出，随着温度的升高，奥氏体含量呈先上升后下降的趋势，这与试件ART退火随温度的升高奥氏体变化规律相同，且两种热处理工艺在残余奥氏体含量上也相近。
通过图26可知，620℃的残余奥氏体含量为19.5％，这是由于620℃时一部分C原子形成了碳化物消耗了碳原子导致残余奥氏体含量较低。在630℃时残余奥氏体含量为22.3％，这是因为碳化物逐渐被奥氏体晶粒所取代导致奥氏体含量的增加。在640℃时奥氏体含量为20.7％。
冷轧压下率为55％与冷轧压下率为66％的冷轧板的奥氏体含量变化规律类似，均随温度的变化先上升后下降，如图27所示。
图28a-f是冷轧压下率为66％的冷轧板两相区直接退火不同退火温度下试验钢的断口图。从图中可以看出，宏观断口形貌有明显的分层现象，这与热轧后铁素体的带状组织有关。随着温度的升高，宏观断口裂纹深度先变浅后加深，且裂纹数目也先增多后减少。从断口的微观形貌特征来看，断口均为韧窝断裂，并未观察到解理面。韧窝断口是材料在微区范围内塑性变形产生的显微空洞，经形核、长大、聚集最后相互连接导致试样断裂后在断口表面所留下的痕迹。在变形断裂前，铁素体被拉长且晶粒发生扭转，同时位错不断移动、缠结出现应力集中现象。应力作用在奥氏体上时，使得奥氏体向马氏体转变，即发生TRIP效应，使得应力集中得到了释放，裂纹扩展不能继续。当试件中的奥氏体均转为马氏体时，试件继续拉伸，会使得马氏体硬相从铁素体中拔出形成韧窝。韧窝的大小和深度可反映塑性的好坏，随着温度的增加，韧窝深度先加深、变大，当640℃时，韧窝与620℃时相似，均深度较浅且韧窝较小。从断口形貌上可以看出，在630℃时，韧窝大且深，证明此时材料塑性较好。与ART工艺的断口相比，ART工艺的宏观断口并未出现分层现象且端口平整，由于ART工艺相对于两相区直接退火仅多了淬火的工序，因此对于这种现象的出现推断是淬火时组织完全奥氏体化，使得热轧出现带状的铁素体奥氏体完全消失。ART退火工艺和两相区直接退火的断裂机制相似，两相区直接退火有分层现象，但断裂方式仍为韧窝断裂，而ART工艺无分层现象，从断口形貌上分析，两相区直接退火试件的延伸率略低。
图29是冷轧压下率为66％的冷轧板两相区直接退火不同退火温度下的位移-力曲线拉伸图。
从图中可以看出，随着温度的升高，屈服强度整体呈下降趋势，在620℃-10min和630℃-10min的屈服强度相近。从组织中看出，这两个温度下的晶粒尺寸相差不大，因此屈服强度相近。在640℃屈服强度明显下降，为930MPa。据研究，晶粒细化效应和位错效应是影响屈服强度的两个主要因素，此外，其他强化效果，特别是沉淀强化和相变强化也会影响屈服强度。本实施例中可以看出，620℃时，由于碳化物的析出且此时晶粒细小，晶粒细化和沉淀强化效应使得此时的屈服强度最高，630℃时碳化物逐渐溶解，屈服强度比620℃低。640℃时，虽有马氏体的存在，即相变强化，但同时晶粒的长大导致640℃时屈服强度依然呈下降趋势。与ART工艺相比，由于两相区直接退火的晶粒更加细小，导致两相区直接退火后材料屈服强度整体比ART退火后的试件的屈服强度高。抗拉强度随温度的升高先降低后升高。从组织图看出，620℃时由于仍有较多拉长的铁素体，拉长的铁素体晶粒强度较高塑性较低，使得在620℃退火10min进行拉伸时，19.5％的奥氏体发生TRIP效应且强度较高的变形铁素体共同作用使得620℃比630℃的抗拉强度高。在640℃奥氏体含量低于630℃时的奥氏体含量，TRIP效应相对于630℃时也并不剧烈，但抗拉强度为1260MPa，明显高于630℃时的抗拉强度。与ART退火工艺相比，两相区直接退火的抗拉强度也整体有明显提高，这是由于ART工艺中奥氏体是在淬火后的板条束间形成的，奥氏体多为较为稳定的板条状奥氏体，在拉伸过程中，板条状奥氏体少部分发生TRIP效应，即奥氏体转化率不高，导致ART退火的试样抗拉强度不高。随温度的升高延伸率先升高后下降，与强塑积的变化规律一致，这是由于延伸率受TRIP效应和超细晶铁素体的变形共同作用，在630℃时延伸率最大，这是因为TRIP效应的发生导致颈缩推迟，同时630℃时铁素体恢复为等轴状且晶粒细小，这两个原因共同导致了材料延伸率的提高。ART退火的延伸率高于两相区直接退火的延伸率，这与断口形貌变化规律相吻合。两相区直接退火的强塑积的变化规律与ART工艺的变化规律一致，均先上升后下降。两种热处理工艺在在最佳的热处理工艺参数下(630℃-10min和800℃-5min/630℃-10min)比较，数值上ART工艺下的延伸率略高，但在两相区直接退火的强塑积略高，同时两相区直接退火的抗拉强度和屈服强度优于ART退火工艺的数值，因此对于这种材料而言，可用两相区直接退火代替ART工艺，这样可以保证力学性能不下降的同时达到节约成本的目的。
图30是冷轧压下率为55％的冷轧板两相区直接退火不同温度下的位移-力拉伸曲线图，由于图30与图29的变化规律类似，在此不做重复阐述。
3.3.3两相区直接退火时间对组织性能的影响
两相区直接退火的工艺参数仅确定了最佳的温度范围，为了更精准的确定下热处理工艺参数，本小节将试件进行630℃不同保温时间退火，保温时间分别设置为5min、10min和15min。本小节中，组织、XRD和力学性能与两相区直接退火不同温度的变化规律相同。
图31a-c为两相区直接退火不同保温时间的微观组织图。马氏体向奥氏体逆转变非常迅速，这主要得益于板条马氏体基体上高密度的奥氏体形核位置及马氏体中C的化学势高于奥氏体中C的化学势，导致C原子不断从马氏体向奥氏体扩散。在退火5min时，由于扩散时间较短，冷轧板中的马氏体组织并未完全转变成奥氏体，因此此处奥氏体含量较低。同时保温时间较短，铁素体大部分仍是拉长的状态，这与620℃-10min退火组织相似。图31c中，凸出组织为奥氏体和新生成的马氏体组织，凹陷的部分为铁素体组织，这与640℃-10min的组织相似。
图32是冷轧压下率为66％的试验钢两相区直接退火不同保温时间的XRD图，通过图中衍射峰的强度计算出奥氏体含量，奥氏体在630℃-10min含量最高。
由于两相区直接退火不同退火时间的组织与两相区直接退火不同退火温度的组织相似，且XRD所计算出的奥氏体含量的变化相同，均先上升后下降。因此，在性能上的变化规律也大致相同，如图33所示。
随着退火时间的延长，晶粒细化效应和位错效应均降低，因此在630℃-5min时的屈服强度最高，为1030MPa。抗拉强度随温度的升高先下降后上升，延伸率先上升后下降，这是由于短时间退火使得铁素体仍处于拉长状态，且有原马氏体的存在，使得在拉伸过程中塑性较差。在630℃-10min时奥氏体含量最多，TRIP效应显著，同时此时铁素体等轴化，因此此时塑性最佳。而在630℃-15min时奥氏体的不稳定在冷却过程中转变为马氏体，虽此时的铁素体已经完全等轴化但数量较少，且在630℃-15min晶粒长大，这均使得此时塑性下降。强塑积的变化规律与延伸率一致。
3.4两种最佳热处理工艺下织构及成形性能分析
两种热处理工艺中均选择出最佳的热处理工艺参数，即630℃两相区直接退火10min和800℃-5min淬火后630℃-10min ART退火。由于深冲性能的衡量指标为塑性应变比r值，r值的大小与织构有关，热处理对织构有很大的影响，因此对两种最佳热处理工艺下的试件分别测出其织构，分析比较两种最佳热处理工艺下哪一种更有利于成形。
通过取向分布函数(ODF)分析试验钢的织构种类和密度情况。取向完全随机分布时，即材料各向同性时，取向密度为1。取向分布函数值表示取向密度相对于取向完全随机分布时密度的倍数。在ODF图中，取向线越密集代表取向密度越大。大多数情况下，不需要分析ODF图所提供的所有数据，而往往分析最重要的取向分布变化情况。轧制过程中晶粒取向逐渐收敛于α取向线和γ取向线上，因此观察两条取向线上的织构种类及密度，即φ2＝45°的ODF截面图。图34a-b是冷轧压下率为66％两种热处理工艺下φ2＝45°ODF截面图。从图中可以看出，两种热处理工艺下均存在{001}<110>，{112}<110>，{223}<110>，{111}<110>和{111}<112>织构，两相区直接退火的织构密度较大，密度水平最大为2.30。
表3-2是冷轧压下率为66％的试验钢不同热处理工艺下不同取向的织构体积分数，从表中可以看出，两相区直接退火的{001}<110>、{112}<110>、{223}<110>、{111}<110>、{111}<112>织构的体积分数均高于ART退火对应织构的体积分数。从不同取向上织构体积分数来看，两相区直接退火的深冲性能更优异。
表3-2 冷轧压下率为66％的试验钢不同热处理工艺下不同取向的织构体积分数
Figure BDA0003181796090000141
图35a-b是冷轧压下率为55％两种热处理工艺下φ2＝45°ODF截面图。其织构的变化规律与图34a-b一致。
表3-3是冷轧压下率为55％的试验钢不同热处理工艺下不同取向的织构体积分数，其变化规律与冷轧压下率为66％的冷轧板经最佳热处理工艺退火后的相同。表3-3数据充分说明，两相区直接退火后的试件γ取向线上的{111}<110>和{111}<112>织构有所增强，尤其是{111}<110>织构增强明显。α取向线上的{001}<110>和{112}<110>织构相对较高，这都有利于钢的深冲性能的提高。同时观察织构的变化，有利于分析淬火对织构的影响机理。
表3-3 冷轧压下率为55％的试验钢不同热处理工艺下不同取向的织构体积分数
Figure BDA0003181796090000142
通过ResMat-TexTools织构分析软件的计算，能够得出两种工艺下的{111}、{110}和{100}织构的含量，如图36a-b所示。{111}织构为有利织构，{100}为不利织构，介于二者之间的织构为{110}。大量文献证明{111}能够提高r值,从图36a中看出，压下率为66％的冷轧板两相区直接退火后，{111}织构含量为16.35％，{110}织构含量为22.95％。{111}和{110}织构含量均比ART退火的含量高，而ART工艺下{100}不利织构的含量要比两相区直接退火的含量高。图36b是冷轧压下率为55％的冷轧板两种热处理工艺下的织构含量图，其织构的变化规律与图36a相同，从织构上分析,两相区直接退火试件的深冲性能要比ART退火试件的深冲性能优异。
3.5本部分小结
本部分主要对ART退火和两相区直接退火进行了研究：
通过全自动相变仪确定了相变点温度，结合不同冷速的膨胀曲线、组织及硬度值绘制出CCT曲线，为之后的热处理参数(温度)的选择提供理论依据。确定Ac1为585℃，Ac3为755℃。之后淬火温度在Ac1以上30℃-50℃，即800℃。两相区退火温度在585℃-755℃之间；
利用Dictra软件模拟了在不同退火温度下C、Mn界面浓度梯度，推断出C、Mn完全扩散的大致时间在10min左右；
分析了两种热处理下试样随温度的升高、时间的延长组织性能的变化规律，确定了该种材料两种退火工艺的最佳工艺参数。并通过对比两种工艺的组织及性能的差异性，分析造成差异的本质原因。其中ART退火的最佳工艺参数为800℃-5min/630℃-10min，两相区直接退火的最佳工艺参数为630℃-10min。对比两种热处理工艺在不同退火温度、退火时间下，两相区直接退火试件除延伸率以外，抗拉强度、屈服强度和强塑积均高于ART退火试件；
用两种最佳热处理工艺对试件进行处理，保证力学性能最佳的同时，对比分析两种工艺下织构的种类、不同取向织构的体积分数以及织构含量，揭示出两相区直接退火处理试件的深冲性能优异的原因。
第四部分 轧制过程中间退火对低成本第三代汽车钢组织性能的影响
在冷轧过程中，由于轧机的轧制力不足，经常发生轧不动的现象。此时，工厂将在轧制过程中进行中间退火。在轧制过程中进行中间退火的主要目的是使材料软化并使材料能够继续变形。但是，几乎没有学者研究过轧制过程中的中间退火是否会对组织和性能产生影响。本实施例已通过两组试验，一组在轧制过程中进行中间退火，退火过程为：570℃退火30分钟；另一组不进行中间退火。两组试验钢均冷轧至1.5mm后分别线切割出多个拉伸件。两组试验钢的拉伸件均进行热处理，热处理工艺为：630℃-10min的两相区直接退火或者800℃-5min/630℃-10min的ART退火。比较和分析了两组试验钢的组织和性能差异，并找出了中间退火影响组织和性能的根本原因。然后，将试件用于在其他温度和时间下进行验证，确定是否是偶然现象。
4.1轧制过程中间退火试件经最佳退火工艺处理后的组织研究
图37a-b是轧制过程中的中间退火和非中间退火的试件经630℃-10min两相区直接退火的组织图。
从图37a-b中可以看出，组织均为铁素体和奥氏体。轧制过程中间退火的试样晶粒明显较粗大。这是因为在相同的变形量下，轧制过程中经过中间退火试件的晶粒发生回复导致晶粒变形程度、破碎程度均较小，同时位错密度较小。试件在两相区直接退火后，奥氏体大部分在原子排列无序的地方成核，未中间退火的试件形核位置多导致晶粒更加细小。
图38a-b为轧制过程中间退火和未中间退火的试件经800℃-5min/630℃-10min的ART退火组织图。从图中可以看出，轧制过程中间退火的试样经800℃-5min/630℃-10minART退火形成的组织中奥的氏体多为板条状。这是因为淬火后的组织为板条状马氏体，奥氏体在板条马氏体的边界形核长大，因此形貌大部分为板条状，这是与轧制过程中间退火的试件经两相区直接退火的本质区别。但将图38a和图38b进行比较，可以发现在轧制过程中间退火的试样晶粒明显长大。从组织的角度看，轧制过程中间退火退火后无论ART退火还是两相区直接退火晶粒尺寸均明显增加。
4.2轧制过程中间退火试件经最佳退火工艺处理后的性能研究
图39a显示了在轧制过程中进行和不进行中间退火的试样经ART退火后的拉伸数据。从图中可以看出，在轧制过程中间退火试样的屈服强度明显低于未经中间退火试样的屈服强度，经中间退火试样的屈服强度为660MPa。这是因为屈服强度与晶粒尺寸有关。从上述组织图可以发现，中间退火后的晶粒尺寸相对较粗大，因此其屈服强度较低。中间退火的抗拉强度更高，抗拉强度为1030MPa。中间退火试样的屈强比为0.64，未中间退火试样的屈强比为0.83，对比两组试样的屈强比可以发现，中间退火试样的屈强比明显比未中间退火试样的屈强比低。由此可以看出，在轧制过程中经过中间退火的试样更有利于成形。将中间退火试样的延伸率与没有进行中间退火试样的延伸率进行比较，未经中间退火试样的延伸率较高，塑性较好。这是因为中间退火试样的残留奥氏体相对较粗大，较大尺寸奥氏体不稳定在冷却过程中会向马氏体的转变，在之后的变形过程中不利于TRIP效应的发生。延伸率主要与TRIP效应有关，因此轧制过程未中间退火的试件相比于中间退火的试件经退火后的延伸率较高。轧制过程中间退火和未中间退火试件经两相区直接退火强塑积相近，没有进行中间退火试样的强塑积略高。图39b为轧制过程中间退火和未中间退火的试样经两相区直接退火的拉伸数据，轧制过程中间退火的试样经两相区直接退火后屈服强度、屈强比均较低，其变化规律与图39a一致。
在第三代汽车钢的拉伸试验中，通常会出现一些塑性失稳现象，如Luders带和Portevin-Le-Chatelier(PLC)带。本实施例中，试样轧制过程中不论是否进行中间退火，同时随后的热处理不论是两相区直接退火还是ART退火均有该种现象存在。适当的强塑积、合理的屈强比、连续屈服和稳定应变硬化等性能均是衡量材料具有良好的安全性能和成形性的标准。第三代汽车钢的组织和加工过程对应力应变行为，特别是应变硬化行为都有重要影响。但关于PLC带的解释尚未有明确的定论，很多学者将锯齿状波动归因于不连续TRIP效应。从本实施例的数据来看，在低温或短时保温时也存在TRIP效应，但并未发现PLC效应，可见将锯齿状波动归因于不连续TRIP效应并不准确。在碳化物消失时PLC效应依旧存在，可以看出，PLC效应与碳化物存在有关也不能完全解释这种现象。因此对于该种现象的出现应该是多种因素共同作用的结果。但是，轧制过程中的中间退火会明显影响Luders带。这是因为在轧制过程中没有中间退火的材料具有较高的位错密度，在刃型位错附近经常会吸附大量的异类溶质原子，形成数量较多的“柯氏气团”。“柯氏气团”的存在使得位错在外力作用下发生运动需要克服更大的阻力。出现屈服平台的原因是应力增大到一定程度后间隙原子脱离“柯氏气团”使得应力得到缓解,在应力不变的情况下仍能继续变形。由于没有中间退火试件的“柯氏气团”较多导致出现屈服平台较长。如图39a-b所示，在轧制过程中间退火试样不论随后进行两相区直接退火还是ART退火，其屈服平台较短。屈服平台较短意味着成形后材料的表面质量优异，出现Luders带可能性较小或程度较低。说明了轧制过程中间退火除软化作用以外，可降低材料的屈强比，使得材料易于成形，同时缩短拉伸过程的屈服平台，提高冲压零件的表面质量。
4.3轧制过程中间退火试件经其他热处理工艺后组织性能研究
由于一组试验存在偶然性，并不能说明规律的正确性。因此对两种热处理其他工艺参数下的组织性能进行研究，确定上述所说的规律是否具有普遍性。轧制过程中间退火试样和未中间退火试样分别经800℃-5min/620℃-10min、800℃-5min/640℃-10min、800℃-5min/630℃-5min、800℃-5min/630℃-15min及620℃-10min、640℃-10min、630℃-5min、630℃-15min处理后，分析组织及性能的变化规律。
对比分析轧制过程中间退火和未中间退火的冷轧板800℃-5min淬火后，在620℃和640℃均退火10min以及800℃-5min淬火后在630℃分别保温5min和15min的ART退火组织，如图40a-d，图41a-d所示。图40a-d为轧制过程中间退火和未中间退火试样经800℃-5min淬火后不同退火温度下的组织图。图41a-d为轧制过程中间退火和未中间退火试样经800℃-5min淬火后不同退火时间下的组织图。
从图中可以看出，轧制过程中间退火试样经ART不同温度、不同时间退火的晶粒明显粗化，可见并非偶然现象。轧制过程未中间退火的试样经两相区低温或短时间退火后，能够清晰的看见原奥氏体晶界。但经中间退火后的试件由于中间退火时使得晶粒发生回复再结晶，相对于未中间退火的试样晶粒较为粗大，且晶粒的各向异性程度较低。试件在加热至奥氏体区域后淬火时，生成的马氏体平行于母相{111}γ晶面，中间退火试样的晶粒各向异性较弱，因此即使在两相区低温或者短时间退火时原始奥氏体晶界形貌也完全消失，而未中间退火的试样晶粒各向异性程度较强，加热到奥氏体区域时存在较多平行于{111}晶向的奥氏体晶粒，淬火后形成具有明显边界的形貌，即存在原奥氏体晶界。
对比分析轧制过程中间退火和未进行中间退火的试样在进行620℃和640℃保温10min以及630℃分别保温5min和15min两相区直接退火的组织，分别如图42a-d，图43a-d所示。
从图中看出，轧制过程未中间退火的试样经低温或者短时间退火时仍存在拉长的晶粒。这是由于此时冷轧拉长的晶粒还未完全回复成等轴晶粒，但经中间退火的试样虽在低温或短时间退火时，由于晶粒在轧制过程中已经发生了回复再结晶，在两相区直接退火时，轧制过程中间退火试件晶粒的变形程度相对于轧制过程未中间退火的试样晶粒变形程度较小，因此经退火后拉长晶粒在低温或短时保温时也能回复到等轴状态。但从晶粒尺寸方面来看，轧制过程中间退火和未中间退火试件经两相区不同温度、不同时间直接退火的晶粒均明显长大，这与ART退火工艺的晶粒尺寸变化规律一致。因此，轧制过程中间退火的试样经热处理(ART退火或两相区直接退火)后晶粒明显长大。
在图44a-d中，除了轧制过程中的中间退火试样经620℃-10min或630℃-5min热处理以外，轧制过程中的中间退火试样无论是ART退火还是两相区直接退火的屈服强度均显着低于没有中间退火试样的屈服强度。这是因为中间退火试样的粗大晶粒使得屈服强度降低。绝大多数中间退火试样的延伸率明显低于未中间退火试样的延伸率，这与奥氏体的稳定性有关。轧制过程经中间退火的试样由于晶粒明显长大导致奥氏体稳定性降低，因此退火到室温时，部分奥氏体发生了马氏体相变，这将使得试验钢在拉伸过程中TRIP效应减弱，最终导致轧制过程中间退火试样的延伸率较低。
除轧制过程中间退火试样经630℃-15min和800℃-5min/630℃-10min热处理以外，轧制过程中间退火试样的抗拉强度明显高于未中间退火试样的抗拉强度。在轧制过程中间退火试样经630℃-15min或800℃-5min/630℃-15min热处理后，未中间退火试样的抗拉强度比中间退火试样的抗拉强度均只高出20MPa。其抗拉强度相近，这可能是由于试验环境导致的，并不能解释为特殊现象。630℃-15min退火时，轧制过程中间退火和未中间退火试样屈强比相近。而经800℃-5min/630℃-15min退火时，轧制过程中间退火试样的屈强比仍较低，即成形性能较好。
对于在轧制过程中进行退火的冷轧薄板，在620℃-10min和630℃-5min进行两相区直接退火试件的力学性能显示出较低的延伸率和较差的塑性。据推测，这与热轧铁素体带状组织有关。因此针对这一猜测，需对这两种热处理工艺下试样的断口形貌进行观察分析，如图45a-b所示。
在图45a-b中，可以看到在断裂处有很深的裂缝。一些学者认为分层断裂与平行和垂直于拉伸方向的作用力不同有关。但此处并不以分层现象为主，而是在平行于轧制面处有明显的裂纹存在。可以推测，由于退火温度较低或退火时间较短，热轧态的铁素体带状组织恢复程度较低。在拉伸过程中，由于垂直方向和拉伸方向上的作用力不同，试件直接从第一道裂缝中断裂。因此，在拉伸曲线上不能观察到塑性变形阶段。
4.4本部分小结
本部分将轧制过程中间退火和未中间退火的试样均进行热处理后，对比研究分析可得：
通过对轧制过程中间退火和未中间退火的试样630℃(或者800℃-10min)处理后组织和性能的比较。可发现轧制过程中间退火试样晶粒尺寸明显增大，使得屈服强度明显降低。由于轧制过程中间退火试件抗拉强度较高，这样导致经中间退火试件的屈强比低，在保证力学性能不下降的同时也有利于成形。同时经过中间退火的试件屈服平台较短，在加工成形时不易出现Luders带现象，材料成形后的表面质量高。虽然未中间退火试样的强塑积略高于轧制过程经中间退火处理的试样，但轧制过程进行中间退火的试样表面质量更好更易于成形；
通过对比两种工艺其他热处理参数下的试件发现，轧制过程中间退火的试件的变化规律依然一致，证明了规律的普遍性。说明了轧制过程中间退火除软化作用以外，可降低材料的屈强比，使得材料易于成形，同时缩短拉伸过程的屈服平台，提高材料的表面质量。
第五部分冷轧压下率对低成本第三代汽车钢组织性能的影响
在前面的部分节中，已确定了该材料的最佳热处理工艺路线，该路线可选择出最佳的力学性能以满足实际需求。在钢板的力学性能不会降低的同时，钢板越薄，燃料消耗越低，从而减少了废气排放，达到了保护环境的效果，同时也可分析冷轧压下率对织构和成形性能的影响规律，选择出最有利于成形的工艺参数。因此，有必要研究压下率对冷轧板组织和性能的影响。本实施例选择冷轧压下率分别为66％，73％和79％且轧制过程中未进行中间退火的试样全部在630℃-10min进行退火，以分析和研究组织和性能的变化。
5.1冷轧压下率对组织和织构的影响
图46a-c显示了具有不同冷轧压下率的试件经热处理后的组织。从图中可以看出，压下率分别为66％，73％和79％的冷轧薄板都在两相区直接退火后组织中凹凸部分的含量相似，晶粒尺寸变化不大。可以推断出，不同冷轧压下率的力学性能相近。
r值是评估薄板深冲性能的重要参数。r值越大，起皱的趋势越小，这可以使坯料夹持器的力更小或防止材料因制耳造成浪费，同时也可避免深冲过程中出现裂纹。r值与晶粒的优选取向有关，即与薄板的织构密切相关。垂直于轧制方向和平行于轧制方向的拉伸试样的r值不相同。在该试验中，不同冷轧压下率的拉伸试样取样时均与轧制方向平行。大量文献已经证实，较强的{111}织构可以获得良好的成形性能。退火工艺和冷轧压下率是影响{111}织构的两个重要因素。在第三部分中，研究了不同热处理工艺下的织构和成形性能。在本部分中，研究在最佳热处理工艺下不同冷轧压下率对织构和性能的影响。将热轧压下率为93％的热轧板冷轧，冷轧压下率分别为66％，73％和79％。不同压下率的冷轧试样在同一热处理炉中同时进行630℃-10min的两相区直接退火处理。观察不同冷轧压下率的织构，如图47a-c所示。
由于冷变形织构集中在α和γ方向线上，为了更清晰地观察织构强度的变化，本实施例仅在两条方向线上观察织构，即上面图47a-c中的φ2＝45°织构情况，整理并绘制成48a-c所示的不同冷轧压下率恒φ2＝45°ODF织构图。
从图中可以看出不论压下率为何值时，均存在{001}<110>，{112}<110>，{223}<110>、{111}<110>和{111}<112>织构。
表5-1是通过软件计算出的不同冷轧压下率的试验钢<110>和{111}的织构的体积分数，从表中可以看出，随着压下率的增大，{001}<110>、{112}<110>、{223}<110>、{111}<110>、{111}<112>织构的体积分数均逐渐增大。从不同取向的织构体积分数来看，冷轧压下率为79％的试验钢深冲性能更加优异。
表5-1 不同冷轧压下率的试验钢<110>和{111}的织构体积分数
Figure BDA0003181796090000181
图49a-i是试样冷轧压下率为66％、73％和79％的{100}、{110}和{111}面上的极图(PF)，采用等高线表达了织构分布和强弱情况。由图49a-i可知，从织构分布上看，织构强度最大数值在{100}面，但具体织构含量需进一步通过软件计算。
通过ResMat-TexTools织构分析软件计算不同冷轧压下率下的{111}、{110}、{100}织构含量，并绘制成图，如图50所示。从图中可以明显看出观察到{111}和{110}的织构含量随压下率的增加而逐渐增加，而{100}织构的含量随压下率的增加而逐渐减少。由于{111}为有利织构，{100}是不利织构。从织构含量的分析可以推断，当压下率为79％时，r值最大，最有利于成形。
5.2冷轧压下率对性能的影响
表5-2 热处理后不同冷轧压下率的试验钢的力学性能
Figure BDA0003181796090000191
表5-2显示出了不同冷轧压下率的力学性能和r值。从表中可以看出，随着压下率的增加，力学性能几乎没有变化，但是随着压下率的增加，r值逐渐变大。当冷轧压下率为79％时，r值最大，表明此时的深冲性能最好。这与织构变化是一致的，冷轧压下率为79％时，{111}和{110}有利织构最多，且{100}不利织构最少。
5.3本部分小结
本部分研究了冷轧压下率对组织、织构及力学性能、成形性能的影响规律：
(1)不同冷轧压下率的冷轧板在最佳热处理工艺下处理后，分析研究冷轧压下率对组织及力学性能的影响情况。结果表明，冷轧压下率对组织及力学性能的影响较小。不同压下率的冷轧板在630℃下退火10分钟后的组织相似，力学性能相近；
(2)不同冷轧压下率的冷轧板在最佳热处理工艺下处理后，分析研究冷轧压下率对织构及成形性能的影响情况。随着压下率的增加，有利织构不断增多，不利织构逐渐减少。就成形性能而言的r值的分析，随着压下率的增加，r值越大，深冲性能越好。这表明冷轧压下率的提高将使材料的综合性能更好。因此，79％的冷轧压下率的试样在630℃退火10min后具有更好的综合性能。
综上，本实施例以熔铸→热轧→酸洗→冷轧→热处理为加工工艺，加工第三代汽车钢，并分析其组织和性能。首先，本实施例确定出ART退火工艺和两相区直接退火工艺的最佳热处理工艺参数，同时比较了两种工艺的组织和性能差异。其次，比较冷轧过程中有无中间退火试样的组织和性能，揭示出中间退火的作用。最后，在最佳热处理工艺，分析不同冷轧压下率对组织和性能的影响，确定出最有利于成形的冷轧压下率。从本实施例可知：
(1)在ART退火工艺中，冷轧板经淬火后组织为板条马氏体，并保持原始的奥氏体晶界形态。在随后的两相区退火过程中，随着温度的升高和时间的延长，晶粒逐渐长大，在拉伸断口处没有分层现象，断裂方式为韧窝断裂。奥氏体含量先上升后下降，屈服强度一直下降，抗拉强度逐渐上升，延伸率、强塑积均先上升后下降。当冷轧压下率为66％，并且在轧制过程中未进行中间退火的试样，在800℃保温5min淬火后630℃退火10min时，残余奥氏体的含量为20.1％。{111}织构含量为13.4％，{110}织构含量为20.13％，{100}织构含量为11.02％。且在ART退火工艺中800℃-5min/630℃-10min力学性能最佳，屈服强度为750MPa，抗拉强度为900MPa，延伸率为30.5％，强塑积达到27.5GPa·％。冷轧压下率为55％，轧制过程中不进行中间退火的试样在ART退火后具有上述规律，说明该规律具有普遍性。
(2)冷轧后的第三代汽车钢组织为变形的铁素体和板条马氏体。在两相区直接退火过程中，随着温度的升高和时间的延长，晶粒趋于等轴化并逐渐长大，残余奥氏体的含量先增加后减少。拉伸断口存在分层现象但仍为韧窝断裂。屈服强度持续降低，抗拉强度先降低后升高，延伸率、强塑积均先上升后下降。当冷轧压下率为66％，并且在轧制过程中未进行中间退火的试样，在630℃退火10min时，残余奥氏体含量为22.3％。{111}织构含量为16.35％，{110}织构含量为22.95％，{100}织构含量为9.88％。且在两相区直接退火工艺中630℃-10min力学性能最佳，屈服强度为1000MPa，抗拉强度为1100MPa，延伸率为27.5％，强塑积达到30.3GPa·％。冷轧压下率为55％且在轧制过程中没有中间退火的试样，在两相区直接退火后，同样具有上述规律，表明该规律具有普遍性。说明轧制过程中间退火除软化作用以外，可降低材料的屈强比，使得材料易于成形，同时缩短拉伸过程的屈服平台，提高材料的表面质量。
(3)在轧制过程中间退火和未中间退火的两组试样不论经过ART退火还是两相区直接退火。轧制过程中间退火的试样晶粒明显长大，屈服强度明显较小，抗拉强度稍高，屈强比低，具有良好的成形性能。冷轧压下率为66％，并且在轧制过程中间退火的试样经两种工艺热处理。其最佳工艺和性能分别为：热处理工艺为800℃-5min/630℃-10min时，屈服强度为660MPa，抗拉强度为1030MPa，屈强比为0.64，延伸率为26.1％，强塑积达到26.9GPa·％。在630℃-10min时，屈服强度为866MPa，抗拉强度为1230MPa，屈强比为0.70，延伸率为23.1％，强塑积达到28.4GPa·％。
(4)将具有不同冷轧压下率(66％，73％，79％)的冷轧薄板在630℃退火10分钟。随着冷轧压下率的增加，组织没有明显变化，{111}和{110}织构含量逐渐增多，{100}织构逐渐减少，抗拉强度、屈服强度，延伸率和强塑积几乎相同，并且r值逐渐增加。当冷轧压下率为79％时，{111}织构含量为17.7％，{110}织构含量为25.5％，{100}织构含量为8.7％，屈服强度为981MPa，抗拉强度为996MPa，延伸率为35.6％，强塑积为35.5GPa·％，r值为0.961。

Claims (4)

1.一种低成本第三代汽车钢加工工艺，其特征在于，包括如下步骤：
步骤(1)熔炼浇铸：将中锰钢原料置于真空感应炉中进行熔炼，熔炼后进行浇铸，浇铸后，得到坯料；
步骤(2)热轧：将所述坯料置于双辊热轧机中轧制，得到热轧坯料；
步骤(3)酸洗：将所述热轧坯料置于酸液中洗至亮白，再用水将所述热轧坯料表面的酸液冲洗干净并吹干，最后进行涂油处理，得到酸洗坯料；
步骤(4)冷轧：将所述酸洗坯料采用直拉式四辊可逆冷轧机进行冷轧，得到冷轧第三代汽车钢；
步骤(5)退火：将所述冷轧第三代汽车钢进行退火，得到低成本第三代汽车钢；
在步骤(1)中，溶炼温度1550℃，保温时间30min,所述中锰钢原料中：C的含量为0.12wt％，Mn的含量为5.2wt％，Si的含量为0.04wt％,Al的含量为0.04wt％，Cu的含量为0.24wt％，Ni的含量为0.25wt％，Nb的含量为0.025wt％，Ti的含量为0.022wt％，P的含量为0.011wt％，S的含量为0.004wt％，N的含量为0.005wt％，余量为Fe；
在步骤(2)中，热轧前，先将所述坯料在2h内加热至1200℃，然后保温1h；开轧温度为1170℃-1180℃，终轧温度为930℃；轧制规程如下：将所述坯料的厚度依次轧制至60mm、45mm、25mm、15mm、7mm和4.5mm；
步骤(4)中，冷轧压下率为55％-80％；在冷轧过程中增加独立的中间退火工序；中间退火的条件为：退火温度500～580℃，退火时间20～40min；
在步骤(5)中，退火的方式为两相区直接退火或ART退火；
所述ART退火的方法为：先在780～820℃淬火5～10min，然后在620-640℃保温5-15min，接着以空冷的方式冷却至室温，空冷的速度为1-2℃/s；
所述两相区直接退火的方法为：在620-640℃，保温5-15min，接着以空冷的方式冷却至室温，空冷的速度为1-2℃/s。
2.根据权利要求1所述的一种低成本第三代汽车钢加工工艺，其特征在于，所述ART退火的方法为：先在800℃淬火5min，然后在630℃保温10min，接着以空冷的方式冷却至室温,空冷的速度为1-2℃/s。
3.根据权利要求1所述的一种低成本第三代汽车钢加工工艺，其特征在于，所述两相区直接退火的方法为：在630℃，保温10min，接着以空冷的方式冷却至室温,空冷的速度为1-2℃/s。
4.根据权利要求1所述的一种低成本第三代汽车钢加工工艺，其特征在于，在步骤(4)中，所述酸液为质量分数为50wt％的盐酸溶液，且所述酸液的温度为50～90℃。
CN202110849374.0A 2021-07-27 2021-07-27 一种低成本第三代汽车钢加工工艺 Active CN113549745B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110849374.0A CN113549745B (zh) 2021-07-27 2021-07-27 一种低成本第三代汽车钢加工工艺

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110849374.0A CN113549745B (zh) 2021-07-27 2021-07-27 一种低成本第三代汽车钢加工工艺

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113549745A CN113549745A (zh) 2021-10-26
CN113549745B true CN113549745B (zh) 2022-09-13

Family

ID=78132931

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110849374.0A Active CN113549745B (zh) 2021-07-27 2021-07-27 一种低成本第三代汽车钢加工工艺

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113549745B (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115011884A (zh) * 2022-06-16 2022-09-06 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种断裂为韧性断裂高强度热轧钢板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1788102A (zh) * 2004-04-07 2006-06-14 新日铁住金不锈钢株式会社 成形性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN109023130A (zh) * 2018-08-07 2018-12-18 马鞍山钢铁股份有限公司 一种经济型含Nb冷轧中锰钢及其制备方法
CN109778075A (zh) * 2019-04-02 2019-05-21 东北大学 一种高屈强比且连续屈服的中锰钢材料的制备方法
CN110408861A (zh) * 2019-07-26 2019-11-05 首钢集团有限公司 一种具较低Mn含量的冷轧高强塑积中锰钢及其制备方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6053726B2 (ja) * 1981-07-31 1985-11-27 新日本製鐵株式会社 オ−ステナイト系ステンレス鋼板及び鋼帯の製造方法
JP4443910B2 (ja) * 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
WO2018083028A1 (de) * 2016-11-02 2018-05-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Nahtloses rohr aus einem mittelmanganhaltigen stahl und verfahren zu seiner herstellung
CN109923233A (zh) * 2016-11-02 2019-06-21 德国沙士基达板材有限公司 用于低温应用的中锰钢产品及其制造方法
CN108385037B (zh) * 2018-03-23 2020-05-19 东北大学 一种海洋平台用Ti微合金化中锰钢中厚板及其制备方法
CN109706406A (zh) * 2019-03-13 2019-05-03 河北工程大学 一种含氮的热轧中锰trip钢及其制备方法
CN110724877B (zh) * 2019-10-30 2021-05-28 鞍钢股份有限公司 一种汽车用1180MPa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法
CN113073261B (zh) * 2021-03-22 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1788102A (zh) * 2004-04-07 2006-06-14 新日铁住金不锈钢株式会社 成形性优良的铁素体系不锈钢板及其制造方法
CN109023130A (zh) * 2018-08-07 2018-12-18 马鞍山钢铁股份有限公司 一种经济型含Nb冷轧中锰钢及其制备方法
CN109778075A (zh) * 2019-04-02 2019-05-21 东北大学 一种高屈强比且连续屈服的中锰钢材料的制备方法
CN110408861A (zh) * 2019-07-26 2019-11-05 首钢集团有限公司 一种具较低Mn含量的冷轧高强塑积中锰钢及其制备方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
中锰钢ART退火过程强塑机制的研究;王通 等;《热加工工艺》;20160430;第45卷(第8期);41-45 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN113549745A (zh) 2021-10-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
Dong et al. Carbide precipitation in Nb-V-Ti microalloyed ultra-high strength steel during tempering
Sarkar et al. Implications of microstructure, Taylor factor distribution and texture on tensile properties in a Ti-added Fe-Mn-Al-Si-C steel
Rao et al. Development of high strength and ductile ultra fine grained dual phase steel with nano sized carbide precipitates in a V–Nb microalloyed steel
Ghosh et al. Influence of thermo-mechanical processing and different post-cooling techniques on structure and properties of an ultra low carbon Cu bearing HSLA forging
JPWO2007058364A1 (ja) 温間加工用鋼、その鋼を用いた温間加工方法、およびそれにより得られる鋼材ならびに鋼部品
Zheng et al. Microstructural evolution, coarsening behavior of precipitates and mechanical properties of boron bearing steel 25CrMoNbB during tempering
Zhang et al. Microstructure and mechanical properties of Cr14 ultra-high-strength steel at different tempering temperatures around 773 K
Chen et al. Decomposition characteristic of austenite retained in GCr15 bearing steel modified by addition of 1.3 wt.% silicon during tempering
Järvinen et al. Effect of paint baking treatment on the properties of press hardened boron steels
Im et al. Tensile properties and stretch-flangeability of TRIP steels produced by quenching and partitioning (Q&P) process with different fractions of constituent phases
Białobrzeska et al. The influence of austenitization temperature on phase transformations of supercooled austenite in low-alloy steels with high resistance to abrasion wear
CN113549745B (zh) 一种低成本第三代汽车钢加工工艺
Wang et al. Investigation for enhancing the resistance of H-induced delayed cracking for martensitic steel by quenching tempering and quenching partitioning: Influence of microstructure on hydrogen embrittlement and cracking behavior
Wallner et al. Effect of galvannealing on the microstructural and mechanical properties of a Si and Al alloyed medium-Mn quenching and partitioning steels
Wang et al. Microstructure evolution and mechanical behavior of a novel hot-galvanized Q&P steel subjected to high-temperature short-time overaging treatment
Ding et al. Enhanced strength-plasticity matching of lamellar 1 GPa-grade dual-phase steels via cyclic intercritical quenching
Ueji et al. Bainite transformation and resultant tensile properties of 0.6% C low alloyed steels with different prior austenite grain sizes
Zhang et al. Effect of ultra-fine martensite and retained austenite induced by slow quenching on the mechanical properties of 9Cr 1.5 Mo1Co (FB2) steel
Jiang et al. Deformation behavior of heterogeneous nanostructured austenitic stainless steel at cryogenic temperature
Hong et al. Effect of phosphorous and boron addition on microstructural evolution and Charpy impact properties of high-phosphorous-containing plain carbon steels
Zhao et al. Enhanced Strength and Ductility of 2.4 GPa Hot‐Stamped Steel with an Extremely Thin Oxide Layer
Glover et al. Double soaking of a 0.14 C-7.14 Mn steel
Ghosh et al. Ultrahigh strength hot rolled microalloyed steel: microstructure and properties
Yi et al. Effect of Cu content on microstructures and mechanical properties of ADI treated by two-step austempering process
Li et al. Effects of above-or below-AC3 austenitization on bainite transformation behavior, microstructure and mechanical properties of carbide-free bainitic steel

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant