CN114085971A - 一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体-马氏体双相钢的工艺方法 - Google Patents

一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体-马氏体双相钢的工艺方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体‑马氏体双相钢的工艺方法，属于冶金材料领域。包括以下步骤：(1)将铸锭冶炼浇铸后，锻造成方坯进行热轧处理，制得钢坯；(2)将步骤(1)得到的钢坯进行交叉温轧和连续退火处理，交叉温轧过程为：温轧温度为350～450℃，钢坯轧制过程中每道次旋转90°，累计压下率为50～80％，轧后空冷至室温连续退火过程为：加热到780～850℃保温5‑20min，随后快冷至300～350℃，再慢冷至180～220℃，最后空冷至室温得到铁素体‑马氏体双相钢。本发明的工艺制得的双相钢成本低，强塑积达到23GPa·％以上，拉伸曲线表现为各向同性特征且扩孔性能较好。

Description

一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体-马氏体双 相钢的工艺方法
技术领域
本发明属于冶金材料领域，具体涉及一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体-马氏体双相钢的工艺方法。
背景技术
节能减排是当今国际社会的主题，其中汽车轻量化是节能减排的主要措施，降低车身重量并提高安全性是汽车行业最重要的发展方向。为了实现节能减排和提高安全性这一目标，先进高强度钢(AHSS)应运而生。根据ULSAB-AVC计划，车身利用85％的AHSS，重量可减少了25％，且制造成本几乎没有增加。作为第一代先进高强钢的代表，铁素体-马氏体双相钢由于具有较高的强度和成型能力，较好的焊接性和较低的生产成本一直是汽车制造行业青睐的材料。据统计，虽然第二代和第三代先进高强钢已经在工程上得到了应用，但是双相钢在车身上的应用依然保持在70％以上。
为了满足不同构件的需求，通过调整成分和工艺制度已经生产出DP590、DP780、DP980和DP1180不同级别的双相钢产品。然而，随着强度的提高，双相钢的塑性和成型能力大大降低，研究表明，冷轧双相钢的强塑积小于20GPa·％，这在一定程度上限制了双相钢的进一步应用。为了改善双相钢的力学性能，提高其强度和塑性，目前主要通过细化晶粒的方法，如专利CN200710064150.9、CN201711217801.3、CN201711083897.9等均报道了生产细晶双相钢的方法，提高了双相钢的强度和韧性，但强塑积依然没有较大的改善，高强双相钢的成型能力依然较差。
发明内容
针对以上技术问题，本发明提供了一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体-马氏体双相钢的工艺方法，其目的是提高双相钢的强塑积，增加其成型能力。
为了实现以上目的，本发明的技术方案如下：
本发明一方面提供一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体-马氏体双相钢的工艺方法，所述工艺方法包括以下步骤：
(1)将铸锭冶炼浇铸后，锻造成方坯进行热轧处理，制得钢坯；
(2)将步骤(1)得到的钢坯进行交叉温轧和连续退火处理，交叉温轧过程为：温轧温度为350～450℃，钢坯轧制过程中每道次旋转90°，累计压下率为50～80％，轧后空冷至室温连续退火过程为：加热到780～850℃保温5～20min，随后快冷至300～350℃，再慢冷至180～220℃，最后空冷至室温得到铁素体-马氏体双相钢。
优选地，以重量百分比计，所述钢坯的成分为：C为0.07～0.2wt.％，Mn为1.5～2.5wt.％，Si为0.3～0.8wt.％，Cr为0.3～0.5wt.％，S为≤0.005wt.％，P为≤0.005wt.％，余量为Fe。
优选地，热轧的终轧温度为900～1000℃，热轧后淬火至室温。
优选地，所述钢坯坯板厚度为4～6mm。
优选地，连续退火过程中，加热速率为1～5℃/s，快冷速率为50～100℃/s，慢冷速率为0.5～1℃/s。
优选地，利用四棍轧机进行交叉温轧。
本发明另一方面提供一种上述工艺方法制得的铁素体-马氏体双相钢，室温下，所述双相钢的强塑积达到23GPa·％以上；轧向和横向的强度和延伸率的差值均小于5％；扩孔率λ大于25％。
本发明的原理为：
交叉温轧后，由于激活了滑移系，使组织内位错密度增加，同时马氏体发生回火，析出了大量的碳化物，都为奥氏体的形成提供形核点。此外，交叉温轧也有利于板坯的变形，减少了冷轧出现的边裂现象。
在连续退火阶段，钢板首先以1～5℃/s的加热速率加热到780～850℃(Ac1～Ac3之间)等温5～20min，使铁素体再结晶和奥氏体充分形核和长大，碳在组织中充分扩散。之后以50～100℃/s的冷却速率快速冷却到300～350℃之间(Ms～Mf之间)，在以0.5～1℃/s的冷却速率慢速冷却到180～220℃。快冷阶段使90％以上的临界区奥氏体转变为马氏体，保证了钢的强度，慢冷阶段有利于C从马氏体向残余奥氏体扩散，提高残余奥氏体的稳定性，室温下少量的残余奥氏体将显著改善双相钢的延伸率，慢冷结束后空冷至室温。
上述几个阶段相互配合，细化了双相钢晶粒，得到的铁素体-马氏体双相钢板带具有较高强塑积，拉伸曲线表现为各向同性特征且成型性能较好。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
1)普通的DP钢为了优化力学性能，需要添加大量Mo、Nb、Ni等合金元素，增加了生产成本，本发明成分简单，为C-Mn-Si-Cr，降低了钢的成本；
2)本发明生产工艺简单，没有限定热轧道次，开轧温度等参数，只限定终轧温度，提高了生产效率；
3)本发明得到的双相钢，组织细小均匀，强塑积较高，达到23GPa·％以上，拉伸曲线表现为各向同性特征且成型性能较好。
附图说明
图1为本发明马氏体-铁素体双相钢生产工艺中热处理的温度-时间曲线图；
图2是本发明实施例1制备的双相钢的SEM图；
图3是本发明实施例1制备的双相钢的XRD图；
图4是本发明实施例1制备的双相钢的拉伸曲线；
图5是本发明实施例2制备的双相钢的拉伸曲线；
图6是本发明实施例3制备的双相钢的拉伸曲线；
图7是本发明对比例1制备的双相钢的SEM图；
图8是本发明对比例1制备的双相钢的拉伸曲线。
具体实施方式
为了使本领域技术人员更好地理解本发明方案，下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步详细的说明。
图1为本发明所提供的马氏体铁素体双相钢的生产工艺的一种具体实施方式，将铸锭经冶炼、浇铸、锻造、热轧处理。将所述热轧板坯进行热处理，包括以下工序：交叉温轧和连续退火；交叉温轧过程为：将热轧板坯在350～450℃的温度区间内进行交叉温轧(每个道次将板坯旋转90°)累计压下率为50～80％，轧后空冷到室温；连续退火过程为：温轧后的样品在连续退火炉中退火，连续退火分为5个阶段，1)钢板首先以1～5℃/s的加热速率加热到780～850℃(Ac1～Ac3之间)；2)等温5～20min，使铁素体再结晶和奥氏体充分形核和长大，碳在组织中充分扩散；3)以50～100℃/s的冷却速率快速冷却到300～350℃之间(Ms～Mf之间)；4)以0.5～1℃/s的冷却速率慢速冷却到180～220℃；5)空冷以完成连续退火。
快冷阶段使90％以上的临界区奥氏体转变为马氏体，保证了钢的强度。慢冷阶段有利于C从马氏体向残余奥氏体扩散，提高残余奥氏体的稳定性，室温下少量的残余奥氏体将显著改善双相钢的延伸率。
在一种优选的实施方式中，上述马氏体铁素体双相钢的生产工艺选用的钢坯是经50kg的感应炉熔炼而成，以重量百分比计，其化学成分为C为0.07～0.2wt.％，Mn为1.5～2.5wt.％，Si为0.3-0.8wt.％，Cr为0.3～0.5wt.％，S为≤0.005wt.％，P为≤0.005wt.％余量为Fe。
在一种优选的实施方式中，铸锭冶炼浇铸后，锻造成方坯用于热轧，热轧终轧温度为900～1000℃，轧后淬火到室温，得到4～6mm厚的板坯。
在一种优选的实施方式中，利用四棍轧机对热轧板带进行交叉温轧，温轧温度为350-450℃。
下述非限制性实施例可以使本领域的普通技术人员更全面地理解本发明，但不以任何方式限制本发明。
实施例1
选用铸锭成分重量百分比为：C 0.12％，Mn 1.80％，Si 0.40％，Cr 0.37％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe，经冶炼、浇铸、锻造、热轧，热轧终轧温度为900℃，热轧后板带厚度为4.5mm，轧后淬火至室温；将热轧板坯重新加热到430℃进行交叉温轧，经10道次交叉温轧后，板坯厚度为1.8mm(累计压下率为60％)，温轧后空冷至室温；将温轧后的板坯在连续退火试验机上进行连续退火，加热速率为1℃/s，加热到800℃后保温15min，以60℃/s的冷却速率快冷至330℃，再以0.8℃/s的冷却速率慢冷至220℃，最后空冷至室温得到高强塑积的铁素体-马氏体双相钢。
扫描电镜组织照片如图2所示，XRD如图3所示(表明残余奥氏体的存在，体积分数约4％左右)，拉伸曲线如图4所示，力学性能如表1所示。
实施例2
选用铸锭成分重量百分比为：C 0.15％，Mn 1.50％，Si 0.50％，Cr 0.35％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe，经冶炼、浇铸、锻造、热轧，终轧温度为920℃，热轧后板带厚度为5.0mm，轧后淬火至室温；将热轧板坯重新加热到400℃进行交叉温轧，经12道次温轧后，板坯厚度为1.5mm(累计压下率为70％)，温轧后空冷至室温；将温轧后的板坯在连续退火试验机上进行连续退火，加热速率为2℃/s，加热到820℃后保温12min，以50℃/s的冷却速率快冷至310℃，再以0.8℃/s的冷却速率慢冷至200℃，最后空冷至室温得到高强塑积的铁素体-马氏体双相钢。
拉伸曲线如图5所示，力学性能如表1所示。
实施例3
选用铸锭成分重量百分比为：C 0.17％，Mn 2.0％，Si 0.60％，Cr 0.5％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe，经冶炼、浇铸、锻造、热轧，终轧温度为950℃，热轧后板带厚度为5.0mm，轧后淬火至室温；将热轧板坯重新加热到450℃进行交叉温轧，经12道次温轧后，板坯厚度为1.5mm(累计压下率为70％)，温轧后空冷至室温；将温轧后的板坯在连续退火试验机上进行连续退火，加热速率为2℃/s，加热到850℃后保温7min，以80℃/s的冷却速率快冷至300℃，再以0.6℃/s的冷却速率慢冷至190℃，最后空冷至室温得到高强塑积的铁素体-马氏体双相钢。
拉伸曲线如图6所示，力学性能如表1所示。
对比例1
选用铸锭成分重量百分比为：C 0.12％，Mn 1.80％，Si 0.40％，Cr 0.37％，S≤0.005％，P≤0.005％，余量为Fe，经冶炼、浇铸、锻造、热轧，采用工业常用的热轧方法，即：开轧温度和终轧温度控制在1150℃和850℃左右，轧后快冷至600℃模拟卷取，得到板坯厚度为4.5mm，之后将热轧板坯进行多道次冷轧，冷轧带钢厚度为1.8mm(累计压下率为60％)，之后进行连续退火，升温速率1℃/s，加热到810℃后保温15min，之后以60℃/s的冷却速率快冷至320℃进行失效处理3min，之后空冷到室温得到冷轧退火铁素体-马氏体双相钢。
扫描电镜组织照片如图7所示，拉伸曲线如图8所示，力学性能如表1所示。
表1实施例1～3及对比例1的力学性能测试结果
Figure BDA0003358028910000051

Claims (7)

1.一种利用交叉温轧连续退火生产高强塑积铁素体-马氏体双相钢的工艺方法，其特征在于：所述工艺方法包括以下步骤：
(1)将铸锭冶炼浇铸后，锻造成方坯进行热轧处理，制得钢坯；
(2)将步骤(1)得到的钢坯进行交叉温轧和连续退火处理，交叉温轧过程为：温轧温度为350～450℃，钢坯轧制过程中每道次旋转90°，累计压下率为50-80％，轧后空冷至室温连续退火过程为：加热到780～850℃保温5-20min，随后快冷至300～350℃，再慢冷至180～220℃，最后空冷至室温得到铁素体-马氏体双相钢。
2.根据权利要求1所述的工艺方法，其特征在于：以重量百分比计，所述钢坯的成分为：C为0.07～0.2wt.％，Mn为1.5～2.5wt.％，Si为0.3～0.8wt.％，Cr为0.3～0.5wt.％，S为≤0.005wt.％，P为≤0.005wt.％，余量为Fe。
3.根据权利要求1所述的工艺方法，其特征在于：热轧的终轧温度为900～1000℃，热轧后淬火至室温。
4.根据权利要求1所述的工艺方法，其特征在于：所述钢坯的厚度为4～6mm。
5.根据权利要求1所述的工艺方法，其特征在于：连续退火过程中，加热速率为1～5℃/s，快冷速率为50～100℃/s，慢冷速率为0.5～1℃/s。
6.根据权利要求1所述的工艺方法，其特征在于：利用四棍轧机进行交叉温轧。
7.一种权利要求1-6任一项所述工艺方法制得的铁素体-马氏体双相钢，其特征在于：室温下，所述双相钢的强塑积达到23GPa·％以上；轧向和横向的强度和延伸率的差值均小于5％；扩孔率λ大于25％。
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