CN115181890A - 1180MPa级别低碳低合金双相钢及快速热处理制造方法 - Google Patents

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Abstract

1180MPa级别低碳低合金双相钢及快速热处理制造方法，该钢化学成分质量百分比为：C 0.05～0.10％，Si 0.1～0.5％，Cr 0.2～0.6％，Mo 0.1～0.4％，Mn 1.6～2.5％，Ti 0.01～0.05％，P≤0.015％，S≤0.003％，Al 0.02～0.05％，还可含有Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。其制造方法包括：冶炼、铸造、热轧、冷轧和快速热处理工序；快速热处理全过程用时41～297s。本发明通过控制快速热处理过程中快速加热、短时保温和快速冷却过程，改变变形组织的回复、再结晶及奥氏体相变过程，增加形核率(包括再结晶形核率和奥氏体相变形核率)，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，提高了材料的强度，扩展了材料性能区间范围。

Description

1180MPa级别低碳低合金双相钢及快速热处理制造方法
技术领域
本发明属于材料快速热处理技术领域，特别涉及一种1180MPa级别低碳低合金双相钢及快速热处理制造方法。
背景技术
随着人们对能源节约以及材料服役安全意识的逐步提高，很多汽车制造商选择高强钢作为汽车用材，汽车行业采用高强度钢板减薄钢板厚度的同时，能够提高汽车的抗凹陷性能、耐久强度、大变形冲击韧性和碰撞安全性，因此汽车用钢板必将朝着高强、高韧、易成型的方向发展。
在汽车用高强钢中，双相钢应用最为广泛并且应用前景最好。低碳低合金双相钢具有屈强比小、初始加工硬化速率高以及强度和塑性匹配性好等特点，成为目前广泛使用的强度高、成形性好的汽车结构冲压用钢。
双相钢是由冷轧的低碳钢或低合金高强度钢经临界区均热退火后快速冷却处理或热轧控轧控冷而得到，其显微组织主要由铁素体和马氏体组成。双相钢利用“复合材料”的原理使得钢中各相(铁素体和马氏体)的优点尽可能得到发挥，同时使某一相的劣势或缺点由于其它相的存在而减轻或消除。
双相钢的力学性能主要取决于以下三个方面：
一、基体相的晶粒大小、合金元素分布；
二、第二相的大小、形状、分布和体积分数；
三、基体和第二相二者相结合的特点。
因此如何获得低成本、高性能具有良好强塑性匹配的双相钢产品成为各大钢铁企业追求的目标，受到了钢企和汽车用户的广泛关注。
冷轧双相钢是通过临界区温度均热后快速冷却处理工艺得到的，该工艺主要包括三步：
第一步：将带钢加热到铁素体和奥氏体两相临界区温度均热保温；
第二步：将试样以高于临界冷却速度的冷速冷却到Ms～Mf之间的某一温度，得到一定量的马氏体和铁素体的双相组织；
第三步：将带钢保温或加热至不高于Ms的温度下保温，进行回火处理，获得硬相马氏体与软相铁素体的良好组织匹配，最终得到马氏体和铁素体的双相组织。
目前，通过传统连续退火方式生产的1180MPa级冷轧双相钢，由于其加热速率慢，为了获得完全的退火组织，其加热时间及均热时间都相对较长，整个连续退火周期需要5-8min；其加热过程中的再结晶及相变过程分别依次进行，一般不会发生重叠现象，因此其铁素体再结晶晶粒及奥氏体晶粒都分别形核和充分长大，最终其所获得的铁素体和马氏体两相晶粒组织尺寸相对较大，通常在5-15μm左右。
现有技术中针对双相钢的主要调控手段是通过添加合金元素、调整退火工艺中淬火及回火过程的温度及时间来改变双相钢的相组织比例及分布，得到相对优化的产品性能。
中国专利CN102021483B公开了“一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法”，该发明的高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.19～0.21％，Si：0.7～0.9％，Mn：1.9～2.1％，Cr：0.01～0.02％，Nb：0.02～0.04％，P≤0.005％，S≤0.003％，其余为Fe和其他不可避免杂质元素。其采用传统连续退火工艺：加热速率是10℃/s，退火温度是820～860℃，均热保温时间100～200s，缓冷速率是5℃/s，缓冷终点温度和快冷开始温度710℃，急冷速度45～65℃/s，过时效温度为240～320℃，过时效时间200s～260s；所得到的屈服强度范围在580～660MPa，抗拉强度范围在1200～1205MPa，延伸率在8～10％。该发明钢具有较高的C、Si元素含量，这就使得其易发生元素偏析导致组织不均匀，为解决该问题，于是其采用了高温(820～860℃)长时间(100～200s)均热处理，这就使能源消耗增加，同时带来焊接性能下降等相应问题。
中国专利CN100392135C公开了“一种超高强带钢及其生产方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.10～0.20％，Si<0.6，Mn≤0.26％，Cr：0.35～0.90％，Nb：0.015～0.05％，Ti：0.015～0.05％，B：0.0005～0.003％，Al：0.02～0.08％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。该发明钢采用传统连续退火方法进行生产，其中快速冷却部分采用的是辊冷和喷气冷却复合冷却方法或高速气体喷射冷却(H-GJC高氢)，因冷速不及水淬或气雾冷却，所以其合金元素添加了较多的C、Cr以及B元素，目的在于增加材料淬透性；同时还复合添加了较多的Nb、Ti微合金化元素，而且Si、Mn合金元素也不低，因此增加了合金成本，另外多合金元素的添加也会增加热处理之前的各工序制造难度。
中国专利CN109207841A公开了“一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.1～0.125％，Si：0.4～0.80％，Mn：2.6～2.9％，Al：0.01～0.05％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。该发明钢的主要特征在于，通过常规的合金元素和常规连退制造工艺设计，获得铁素体和马氏体双相组织。该发明所得到的屈服强度大于850MPa，抗拉强度大于1180MPa，延伸率在8-10％。该发明具有较高的Mn元素含量，这就使得其制造过程中易发生元素偏析导致组织不均匀，同时其对热轧工序要求进行特殊的低温卷取，低温卷取温度为400-500℃贝氏体相变区卷取，保证热轧组织中贝氏体含量在80％以上，显然这将会增加热轧工序的工艺难度，不利于组织生产。
中国专利CN108193139A公开了“一种1180MPa级汽车用冷轧高强双相钢及其生产方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.1～0.13％，Si：0.45～0.68％，Mn：2.25～2.55％，P≤0.02％，S≤0.008％，Ti：0.1～0.14％，Cr：0.4～0.65％，Mo：0.17～0.21％，N≤0.005％，Al：0.025～0.06％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。该发明钢的主要特征在于采用传统的加热、热轧、冷轧、连续退火工序，通过添加较大量的的合金元素，确保钢的淬透性和强度，同时通过微合金化进行细化晶粒，提高屈服强度。所得到的屈服强度为800-950MPa，抗拉强度为1180-1312MPa，延伸率为9-12％。
中国专利CN108642379A公开了“一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法”，该发明钢化学成分质量百分比为：C：0.09～0.13％，Si：0.1～0.4％，Mn：2.0～2.6％，P≤0.01％，S≤0.01％，Al：0.02～0.06％，Cr：0.3～0.6％，Mo：0.1～0.3％，Nb：0.01～0.04％，Ti：0.01～0.04％，N：0.001～0.003％，余量为Fe和其它不可避免的杂质元素。该发明钢的主要特征在于，采用传统气冷冷却方式的连退产线进行生产，因此，为保证其淬透性和最终强度，该发明钢添加了一定数量的合金元素，同时通过添加较多的Mo、Nb、Ti等复合微合金化处理，成本较高。
中国专利CN105543674B公开了“一种高局部成型性能冷轧超高强双相钢的制造方法”，该发明的高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.08～0.12％、Si：0.1～0.5％、Mn：1.5～2.5％、Al：0.015～0.05％，其余为Fe和其他不可避免杂质。将该化学成分选配原料，熔炼成铸坯；将铸坯在1150～1250℃加热1.5～2小时后进行热轧，热轧开轧温度1080～1150℃，终轧温度为880～930℃；轧后以50～200℃/s的冷却速度冷却至450～620℃进行卷取，得到以贝氏体为主要组织类型的热轧钢板；将热轧钢板进行冷轧，随后以50～300℃/s的速度加热至740～820℃进行退火，保温时间30s～3min，以2～6℃/s的冷速冷至620～680℃，之后以30～100℃/s的冷速冷至250～350℃过时效处理3～5min，得到铁素体+马氏体双相组织的超高强双相钢。该超高强双相钢的屈服强度为650～680MPa，抗拉强度为1023～1100MPa，延伸率为12.3～13％，沿轧制方向180°弯曲不开裂。
该专利的最主要特征为将热轧后冷却条件控制与连续退火过程中的快速加热相结合，即通过控制热轧后冷却工艺，消除带状组织，实现组织均匀化；在后续连续退火过程中采用快速加热，在保证组织均匀性的基础上实现组织细化。可见该专利技术采用快速加热退火，其前提是热轧后获得以贝氏体为主要组织的热轧原料，其目的主要在于保证组织均匀性，避免出现带状组织而导致局部变形不均。
该专利的不足主要在于：
第一，要获得具有贝氏体组织的热轧原料，该热轧原料强度高、变形抗力大，为后续酸洗和冷轧生产都带来了很大的困难；
第二，其对快速加热的理解仅限于缩短加热时间，细化晶粒的层面，其加热速率未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行划分，而全部以50-300℃/s的速度加热，导致快速加热生产成本的提高；
第三，均热时间30s-3min，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果，对材料强度和韧性提高不利；
第四，该方法必须进行3-5分钟的过时效处理，这实际上对快速热处理DP钢而言时效时间过长了，没有必要。而且均热时间和过时效时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行，显然这也不是严格意义上的快速热处理过程。
中国专利201711385126.5公开了“一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢”，其化学成分质量百分比为：C：0.16-0.22％，Si：1.2-1.6％，Mn：1.6-2.2％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，其通过下述快速热处理工艺获得：带钢由室温快速加热至790～830℃奥氏体和铁素体两相区，加热速率为40～300℃/s；在两相区加热目标温度区间停留时间为60～100s；带钢从两相区温度快速冷却至410～430℃，冷却速度为40～100℃/s，并在此温度区间停留200～300s；带钢从410～430℃快速冷却至室温。其特征在于：所述的TRIP钢金相组织为贝氏体、铁素体、奥氏体三相组织；所述的TRIP钢平均晶粒尺寸明显细化；抗拉强度950～1050MPa；延伸率21～24％；强塑积最大可达到24GPa％。
该专利的不足主要有以下几个方面：
第一，该专利公开的是一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢产品及其工艺技术，但该TRIP钢产品的抗拉强度为950～1050MPa该强度作为780MPa级的产品抗拉强度显得太高了，用户使用效果不可能好，而作为980MPa级别抗拉强度又偏低了，不能很好地满足用户的强度要求；
第二，该专利采用一段式快速加热，在整个加热温度区间均采用了同一个快速加热速率，未根据不同温度段的材料组织结构变化需要进行区别处理，而全部以40～300℃/s的速度快速加热，必然导致快速加热过程生产成本的提高；
第三，该专利均热时间定为60～100s，这和传统连退的均热时间差不多，均热时间的增加必然部分减弱快速加热产生的细化晶粒效果对材料强度和韧性提高非常不利；
第四，该专利必须进行200～300s的贝氏体等温处理时间，这实际上对快速热处理产品而言等温处理时间过长了，起不到应有的作用，没有必要。而且均热时间和等温处理时间的增加都不利于节约能源、降低机组设备投资和机组占地面积，更不利于带钢在炉内的高速稳定运行，显然这也不是严格意义上的快速热处理过程。
中国专利CN108774681A公开了“一种高强钢的快速热处理方法”，该方法采用陶瓷片电加热装置，可获得最大值达到400℃/s的加热速率，加热到1000～1200℃后，采用风机吹风冷却，最快冷速近3000℃/s的冷速冷至室温。该发明方法中采用陶瓷片电加热的热处理装置处理速度为50cm/min。该发明钢的特征在于其含碳量高达0.16～0.55％，且同时含有：Si、Mn、Cr、Mo等合金元素；该方法主要适合于钢丝、盘条或5mm以下的钢带。该专利阐述了一种通过陶瓷片电加热的快速热处理方法；该发明的主要目的在于解决高强钢丝和盘条等产品热处理效率低，浪费能源及环境污染的问题；未提及快速加热对材料组织性能的影响及作用；该发明未结合钢种牌号成分及组织特点，采用风机吹风冷却的方式，最快冷速接近3000℃/s应该是指的高温段的瞬时冷速，平均冷速是达不到3000℃/s的；同时高温段采用过高的冷速生产宽薄带钢会导致内应力过大、钢板板型不良等问题，不适用于宽薄钢板的大规模工业化连续热处理生产。
中国专利CN106811698B公开了“一种基于组织精细控制的高强钢板及其制造方法”，该高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.08～0.40％、Si：0.35～3.5％、Mn：1.5～7.0％、P≤0.02％，S≤0.02％，Al：0.02～3.0％，还含有Cr：0.50～1.5％、Mo：0.25～0.60％、Ni：0.5～2.5％、Cu：0.20～0.50％、B：0.001～0.005％、V：0.10～0.5％、Ti：0.02～0.20％、Nb：0.02～0.20％中的至少一种，其余为Fe和其他不可避免杂质。其力学性能：抗拉强度Rm大于1000MPa，延伸率A50mm大于28％。该发明成分C、Si、Mn的含量都比较高，通过在传统连续退火生产线上进行免均热退火，采用去除均热保温段的方式对不同成分的钢带进行再结晶退火。具体退火参数范围为：20℃/s以上快速加热至800～930℃以后，马上以40℃/s以上冷速冷却到Ms-Mf点，而后再加热至Mf～Mf+100℃温度保温30s到30min，最后冷却至室温。
该发明的主要特征在于通过控制马氏体高强相的形态和结构，获得具有细小针状和短棒状的精细马氏体组织，通过再加热使得C原子向残余奥氏体中扩散，最终得到较稳定的残余奥氏体，使得其具有一定的变形能力，从而提高高强钢的塑性和韧性。
该发明的所谓快速加热，实际其加热速率较低，加热速率为20～60℃/s，属于中等加热速率，冷却速率为40～100℃/s。其对于快速加热、快速冷却及省略均热段的考虑是为了缩短高强钢在高温段的停留时间，确保钢在奥氏体化过程中晶粒细小，组织和化学成份未完全均一化，从而保证冷却后不会生成大量的大尺寸板条状马氏体，同时获得一定量的膜状残余奥氏体组织。但这样必然带来加热温度很难控制，且组织结构和性能波动加大。
该方法仍是基于现有传统连续退火机组的加热技术和冷却技术，通过省略均热段(缩短均热时间至0)、增加合金含量和进行淬火、回火处理后，最终获得具备一定强韧性配合的高强钢产品，该发明也未针对每一个强度级别的钢种牌号进行具体细化研发。而且加热速率属于中等加热速率，不属于快速加热且没有均热时间，因此未能体现真正意义上的快速热处理方法和完整退火周期，所以没有商业化应用的前景。
中国专利CN107794357B和美国专利US2019/0153558A1公开了“一种超快速加热工艺生产超高强度马氏体冷轧钢板的方法”，该高强度双相钢化学成分按重量百分数计为：C：0.10～0.30％、Mn：0.5～2.5％、Si：0.05～0.3％、Mo：0.05～0.3％、Ti：0.01～0.04％、Cr：0.10～0.3％、B：0.001～0.004％、P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe和其他不可避免杂质。该双相钢的力学性能：屈服强度Rp0.2大于1100MPa，抗拉强度Rm＝1800-2300MPa，延伸率最大12.3％，均匀延伸率5.5～6％。该发明提供了一种超高强度马氏体冷轧钢板的超快速加热生产工艺，其工艺特征首先将冷轧钢板以1～10℃/s加热到300～500℃，然后以100～500℃/s的加热速率再加热至单相奥氏体区850～950℃；之后，钢板在保温不超过5s后立即水冷到室温，得到超高强度冷轧钢板。
该专利所述工艺的不足之处包括：
第一，该发明钢退火温度已经进入到奥氏体单相区的超高温温度范围，而且还含有较多的合金元素，屈服强度和抗拉强度均超过了1000MPa，所以这给热处理本工艺、热处理前工序制造及后续用户使用带来较大的困难。
第二，该发明的超快速加热退火方法，其采用不超过5s的保温时间，不仅加热温度的可控性差，而且还会导致最终产品中合金元素分布不均匀，导致产品组织性能的不均匀和不稳定。
第三，最后的快冷其采用的是水淬冷却到室温，未进行必要的回火处理，这样其所得到的最终产品组织性能及最终组织结构中的合金元素分布情况不能使产品获得最佳的强韧性，导致最终产品强度过剩有余，而塑性和韧性不足。
第四，该发明的方法由于水淬冷速过高会导致钢板板型不良和表面氧化等问题，因此该专利技术没有实际应用价值或实际应用价值不大。
当前受传统连续退火炉生产线设备能力所限，冷轧双相钢产品及退火工艺相关研究都是基于现有工业装备的加热速率(5～20℃/s)对带钢进行慢速加热，使其依次完成回复、再结晶和奥氏体化相变，因此加热和均热时间都比较长、能耗高，同时传统连续退火生产线还存在带钢在高温炉段停留时间长，经过的辊子数目较多等问题。传统连续退火机组根据产品大纲和产能要求，一般均热时间要求在1～3min，对于机组速度在180米/分左右的传统产线，其高温炉段内的辊子数目一般在20～40根不等，使带钢表面质量控制难度增大。
发明内容
本发明的目的在于提供一种1180MPa级别低碳低合金双相钢及快速热处理制造方法，通过快速热处理改变变形组织的回复、再结晶、再结晶晶粒长大、奥氏体相变过程及晶粒长大等过程，增加形核率(包括再结晶形核率和奥氏体相变形核率)，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，获得双相钢的屈服强度为714～919MPa，抗拉强度为1188～1296MPa，延伸率为10.4～12.8％，强塑积为12～16GPa％；利用该方法获得的双相钢在同级别钢中合金含量较低，在提高材料强度的同时获得良好的塑性和韧性；同时，采用快速热处理工艺提高生产效率，降低生产成本及能耗，显著减少炉辊数量，提高钢板表面质量。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
1180MPa级别低碳低合金双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.05～0.10％，Si：0.1～0.5％，Cr：0.2～0.6％，Mo：0.1～0.4％，Mn：1.6～2.5％，Ti：0.01～0.05％，P≤0.015％，S≤0.003％，Al：0.02～0.05％，还可含有Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，并通过下述工艺获得：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率为40～85％；
4)快速热处理
冷轧后的钢板快速加热至750～845℃，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s；采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；之后进行均热，均热温度为750～845℃，均热时间为10～60s；
均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃，随后从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至室温；
或者，从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃，并在此温度区间进行过时效保温，过时效保温时间：小于等于200s；最后以30～50℃/s冷却至室温。
优选的，所述C含量为0.07～0.10％。
优选的，所述Si含量为0.1～0.4％。
优选的，所述Mn含量为1.8～2.3％。
优选的，所述Cr含量为0.25～0.35％。
优选的，所述Mo含量为0.15～0.25％。
优选的，所述快速热处理全过程用时为41～297s。
优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
优选的，步骤4)中，均热时间为10～40s。
优选的，步骤4)中，所述快速冷却速率为50～150℃/s。
本发明所述双相钢的显微组织为均匀分布的平均晶粒尺寸在1～5μm的铁素体和马氏体双相组织。
本发明所述双相钢的屈服强度为714～919MPa，抗拉强度为1188～1296MPa，延伸率为10.4～12.8％，强塑积为12～16GPa％。
在本发明钢的成分与工艺设计中：
C：碳是钢中最常见的强化元素，碳使钢的强度增加，塑性下降，但对冷冲压成形钢板而言，需要的是低的屈服强度、高的均匀延伸率和高的总延伸率，故碳含量不宜过高。碳在钢中的相一般有两种存在方式：铁素体和渗碳体。碳含量对钢的力学性能影响十分大，随着含碳量的升高，珠光体等强化相的数量会增加，使钢的强度与硬度大幅提高，但是其塑性与韧性会明显下降，若含碳量过高，钢中便会出现明显的网状碳化物，网状碳化物的存在会使其强度、塑性与韧性都明显下降，钢中含碳量的升高所产生的强化效果也会显著减弱，使钢的工艺性能变差，所以在保证强度的前提下应尽量降低碳含量。
对于双相钢而言，碳元素主要影响退火过程中形成的奥氏体的体积分数，在奥氏体的形成过程当中，碳元素在奥氏体或铁素体中的扩散过程实际上起到了控制奥氏体晶粒长大的作用。随碳含量升高或临界区加热温度升高，奥氏体体积分数增加，进而冷却后所形成的马氏体相组织增加，材料的强度增加，但同时塑性下降。碳含量的增加将使得热处理前工序的制造难度增加，所以综合考虑材料强韧性匹配、快速热处理特征和碳对最终产品组织性能变化规律，本发明将含碳量限定在0.05～0.10％范围之内。
Mn：锰可以与铁形成固溶体，进而提高碳钢中铁素体与奥氏体的强度及硬度，并使钢材在热轧之后的冷却过程中获得较细小且强度较高的珠光体，而且珠光体的含量也会随着Mn含量的增加而有所增加。锰同时又是碳化物的形成元素，锰的碳化物能够溶入渗碳体，从而间接地增强珠光体的强度。锰还可以强烈增强钢的淬透性，进一步提高其强度。
对于双相钢而言，锰元素是明显影响临界区退火时奥氏体形成动力学的元素之一，锰主要影响奥氏体生成后向铁素体转变并长大的过程，以及奥氏体与铁素体的最终平衡过程。由于锰元素在奥氏体中的扩散速度远小于其在铁素体中的扩散速度，受锰扩散控制的奥氏体长大所需时间较长，而锰元素在奥氏体内达到均匀分布的时间会更长。在临界区快速加热时，如果保温时间较短，锰元素在奥氏体内达不到均匀分布，随后冷却速率不足时，就得不到较均匀的马氏体奥氏体岛(简称马奥岛)组织。在采用快速加热工艺生产的双相钢中(如快速感应加热或快速直火加热且水淬冷却的连续退火生产线)，由于含锰量一般较高基体中存在的大量珠光体，致使局部率先生成的奥氏体生成后即具有较高的锰含量，保证了奥氏体岛的淬透性，冷却后易得到较均匀的马氏体奥氏体岛(简称马奥岛)组织和较均匀的性能。此外，锰元素扩大γ相区，降低Ac1和Ac3温度，因此含锰钢在同样热处理条件下将比低碳钢得到更高的马氏体体积分数。但锰含量进一步提高时，有使钢中晶粒粗化的趋势，并且增加钢的过热敏感性，而且当熔炼浇注与锻轧之后冷却不当时，容易使碳钢中产生白点。锰含量的增加将使得热处理前工序的制造难度增加。综合以上因素考虑，本发明将含锰量设计在1.8～2.5％范围之内。
Si：硅在铁素体或奥氏体中形成固溶体，从而增强钢的屈服强度与抗拉强度，而且硅可增加钢的冷加工变形硬化速率，是合金钢中的有益元素。另外硅在硅锰钢的沿晶断口表面有着明显的富集现象，硅在晶界位置的偏聚能够减缓碳与磷沿晶界的分布，进而改善晶界的脆化状态。硅可以提高钢的强度、硬度与耐磨性，而且在一定范围内不会使钢的塑性明显下降。硅脱氧的能力较强，是炼钢时常用的脱氧剂，硅还能够增大钢液的流动性，所以一般钢中都含硅，但是当钢中硅的含量过高时，其塑性与韧性会显著下降。
对于双相钢而言，硅对奥氏体长大速率没有明显影响，但对奥氏体的形成形态和分布有明显影响。硅含量的增加将使得热处理前工序的制造难度增加，本发明为了降低热处理前工序制造难度、降低成本并提高焊接性能。综合以上因素，本发明将含硅量确定在0.1～0.5％范围之内。
Ti：Ti是微合金元素，属于封闭γ区的铁素体形成元素，它可提高钢的临界点，钢中的Ti和C可形成十分稳定的TiC，在一般热处理的奥氏体化温度范围内，TiC极难溶解。由于TiC颗粒使奥氏体晶粒细化，奥氏体分解转变时，新相晶核形成的机会增多，这些都加速了奥氏体转变。另外，Ti可与C，N形成TiC、TiN析出相，比Nb、V的碳氮化物更稳定，显著降低C在奥氏体中的扩散速度，使奥氏体形成速度大幅度降低，形成的碳氮化物在基体中沉淀，钉扎在奥氏体的晶界，阻碍奥氏体晶粒长大。在冷却过程中，析出的TiC具有沉淀强化作用；在回火过程中，Ti减缓C在α相中的扩散，减缓Fe、Mn等碳化物的析出与长大，增加回火稳定性，并可通过析出TiC而起到二次硬化作用。通过Ti的微合金化可提高钢的高温强度。在钢中添加微量的Ti，一方面，可在减少碳当量含量的同时提高强度、提高钢的焊接性能；另一方面，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；其次，由于其微观质点的作用，例如TiN在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中Ti元素为有益且必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
Cr：铬在钢中的主要作用是提高淬透性，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能。铬与铁形成连续固溶体，缩小奥氏体相区城，铬与碳形成多种碳化物，与碳的亲和力大于铁和锰元素。铬与铁可形成金属间化合物σ相(FeCr)，铬使珠光体中碳的浓度及奥氏体中碳的极限溶解度减少；铬减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性。但亦增加钢的回火脆性倾向。铬元素可提高钢的强度和硬度同时加入其他合金元素时，效果较显著。由于Cr提高了钢在空冷时的淬火能力，因而对钢的焊接性能有不利的影响。但是在含铬量小于0.3％时，对焊接性的不利影响可以忽略；大于此含量时，容易在焊接时产生裂纹和夹渣等缺陷。当Cr与其他合金元素同时存在(如和V共存)时，Cr对焊接性的不利影响大大减小。如当Cr、Mo、V等元素同时存在于钢中时，即使含Cr量达到1.7％，对钢的焊接性能尚无显著的不利影响。本发明中铬元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多，因此，本发明将铬含量确定在0.2～0.6％范围之内。
Mo：钼元素能抑制铁的自扩散和其他元素的扩散速度。Mo原子半径比α-Fe原子大，当Mo溶解在α固溶体时，使固溶体发生强烈的晶格畸变，同时Mo能增加晶格原子键引力，提高α铁素体的再结晶温度。Mo在珠光体型、铁素体型、马氏体型钢中，甚至在高合金奥氏体钢中的强化作用也十分明显。Mo在钢中的良好作用还需视与钢中其他合金元素间的相互作用而定。在钢中加入强碳化物形成元素V、Nb、Ti时，Mo的固溶强化作用更加显著。这是因为当强碳化物形成元素与C结合成稳定的碳化物时，能促进Mo更有效地溶入固溶体中，从而更有利于钢的热强性提高。加入Mo还可以增加钢的淬透性。Mo会抑制珠光体区的转变，使中温区转变加快，因而含Mo钢在冷却速度较大的情况下也能形成一定数量的贝氏体，并且消除铁素体的形成，这是Mo对低合金耐热钢热强性产生有利影响的原因之一。Mo还能显著降低钢的热脆倾向，并减小珠光体球化速度。当Mo含量在0.15％以下时，对钢的焊接性能无不利的影响。本发明中钼元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多，因此，本发明将Mo含量控制在0.1～0.4％范围之内。
Nb：Nb元素是碳化物和氮化物的形成元素，且在比较低的浓度下就能满足这种要求。常温时，在钢中大部分以碳化物、氮化物、碳氮化物形式存在，少部分固溶在铁素体中。加入Nb可以阻止奥氏体晶粒长大，提高钢材晶粒的粗化温度。Nb元素与碳生成十分稳定的NbC，在钢中添加微量的Nb元素可以利用其析出强化的效果，提高基体的强度。Nb元素对铁素体再结晶的长大和奥氏体的晶粒长大有明显的阻碍作用，能够细化晶粒，提高钢的强度和韧性；Nb元素可以影响晶界的移动性，对相变行为和碳化物的形成也有影响。Nb可使碳在残余奥氏体中的含量升高，阻碍贝氏体的形成，促使马氏体形核，获得弥散分布的马氏体组织，并且能够提高残余奥氏体的稳定性，通过添加Nb元素来提高双相钢的强度可以做在较低含量的马氏体和低C含量的条件下得到一定强度的双相钢，提高双相钢的强韧性；同时添加Nb元素的另外一个好处是可以在一个较宽的退火温度范围内提高钢的强度。本发明中Nb元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
V：V是铁素体稳定元素，且是强碳化物形成元素，具有强烈的细化晶粒作用，可使钢的组织致密。钢中添加V可使钢的强度、塑性和韧性同时得到改善。钒还可以提高结构钢的高温强度。钒不能提高淬透性。在钢中添加微量的微合金元素V，可保证钢在碳当量较低的情况下，通过其碳、氮化物质点(尺寸小于5nm)的弥散析出及V的固溶，细化晶粒，极大地提高钢的强度、韧性，特别是低温韧性，使钢具有良好的可焊性等使用性能。在钢中添加微量的V，一方面，可在减少碳当量含量的同时提高强度、提高钢的焊接性能；另一方面，将不纯物质如氧、氮、硫等固定起来，从而改善钢的可焊性；其次，由于其微观质点的作用，例如V(CN)在高温下的未溶解性，可阻止热影响区晶粒的粗化，提高热影响区的韧性，从而改善钢的焊接性能。本发明中微合金元素为有益且非必要添加元素，考虑成本增加等因素添加量不宜过多。
本发明通过快速热处理方法(包括快速加热、短时保温和快速冷却过程)来精细化控制轧硬带钢在热处理过程中变形组织的回复、再结晶和相变过程，最终获得细小、均匀、弥散分布的各项组织结构和良好的强塑性匹配。
具体原理在于：加热过程不同温度阶段采用不同加热速率，低温段主要发生变形组织的回复，可采用相对低的加热速率以降低能耗；高温段主要发生不同相组织的再结晶和晶粒长大，必须要采用相对高的加热速率来缩短组织在高温区间的停留时间才能确保晶粒无法长大。通过控制加热过程中的加热速率抑制加热过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，最终细化晶粒。通过短时保温和快速冷却，缩短均热过程晶粒长大的时间，确保晶粒组织细小、均匀分布。
中国专利CN106811698B中公开的热处理工艺，其未对整个加热过程进行区分处理，且其加热过程采用的加热速率为20-60℃/s属于中等加热速率，是基于现有传统连续退火机组的加热技术实现的，无法根据材料组织转变的需要进行大范围的调控。
中国专利CN107794357B和美国专利US2019/0153558A1公开的热处理工艺中，虽然也对加热过程进行了分段处理：先以1-10℃/s的加热速率加热到300-500℃，然后以100-500℃/s的加热速率加热至单相奥氏体区850-950℃，保温不超过5s后水淬到室温。该处理方法要求必须将钢板加热到单相奥氏体的高温区，这提高了设备的耐高温要求，增加了制造难度，同时其采用水冷的冷却方式，虽然冷速极高，可大幅度减少晶粒组织在高温区间的长大时间，但是也不可避免的带来最终产品中合金元素分布不均匀，导致产品组织性能的不均匀和不稳定，冷速过高也会导致钢板板型不良和表面氧化等一系列问题。
只有通过综合控制整个热处理过程：包括快速加热(分区段控制加热速度)、短时均热和快速冷却过程，才能获得精细控制的最优的晶粒尺寸、合金元素和各相组织均匀分布，最终获得最优的强韧性匹配产品。
通过本发明的快速热处理方法后所获得均匀分布的铁素体和马氏体的双相组织，其平均晶粒尺寸在1～5μm，比现有传统技术生产的产品晶粒尺寸(通常在3～8μm)减小10～30％，通过晶粒细化可提高材料的强度，同时获得良好的塑性和韧性，提高材料的使用性能；而且本发明获得的铁素体和马氏体组织具有块状，条状，颗粒状等多种形态，且二者分布更加均匀，从而可获得更好的强塑性。
本发明所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率40～85％，获得轧硬态带钢或钢板；
4)快速热处理
a)快速加热
将冷轧带钢或钢板由室温快速加热至750～845℃奥氏体和铁素体两相区目标温度，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s，采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；
b)均热
在奥氏体和铁素体两相区目标温度750～845℃进行均热，均热时间为10～60s；
c)冷却
将带钢或钢板均热后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃；随后从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至室温；
或者，从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃进行过时效保温，过时效保温时间：小于等于200s，过时效保温后以30～50℃/s冷却至室温。
优选的，所述快速热处理全过程用时为41～297s。
优选的，步骤2)中，所述热轧温度≥Ar3。
优选的，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
优选的，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
优选的，步骤4)中，所述快速加热最终温度为790～845℃。
优选的，步骤4)中，所述快速冷却速率为50～150℃/s。
优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热。
优选的，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过845℃，降温后温度不低于750℃。
优选的，步骤4)中，均热时间为10～40s。
在本发明所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法中：
1、加热速度控制
连续加热过程的再结晶动力学可以由受加热速率影响的关系式来定量描述，连续加热过程中铁素体再结晶体积分数与温度T的函数关系式为：
Figure BDA0003005366230000171
其中，X(T)为铁素体再结晶体积分数；n为Avrami指数，与相变机制有关，取决于再结晶形核率的衰减周期，一般在1～4的范围内取值；T为热处理温度；Tstar为再结晶开始温度；β是加热速率；b在给定等温温度下是常数，改变等温温度，b随之变化，b(T)由下式所获得：
b＝b0exp(-Q/RT)
从以上公式及有关实验数据可以得出，随加热速率增加，再结晶开始温度(Tstar)及结束温度(Tfin)均升高；加热速率在50℃/s以上时，奥氏体相变与再结晶过程将重叠，再结晶温度升高至两相区温度，加热速率越快，铁素体再结晶温度也越高。
传统热处理过程中受限于加热技术的影响均为慢速加热，该条件下变形基体依次发生回复、再结晶及晶粒长大，而后发生铁素体向奥氏体的相转变，奥氏体相变形核点主要集中在已经长大的铁素体晶界处，形核率较低。因此最后得到双相钢的晶粒组织相对粗大。
在快速加热条件下，变形基体刚刚完成再结晶或还没有完成再结晶(甚至还没有充分回复)，就开始发生铁素体向奥氏体的相转变，由于刚刚完成再结晶或还没有完成再结晶时晶粒细小、晶界面积大，相变形核率显著提高，奥氏体晶粒明显细化。特别是当铁素体再结晶过程与奥氏体相变过程发生重叠，由于铁素体晶体内保留了大量位错等晶体缺陷，为奥氏体提供了大量的形核点，使得奥氏体的形核呈现爆发式形核，因此奥氏体晶粒进一步细化，而且这些高密度的位错线缺陷也成为了碳原子高速扩散的通道，使得每一个奥氏体晶粒都能快速生成并长大，因此奥氏体晶粒细小而且体积分数增大。
快速加热过程为快速冷却过程奥氏体向马氏体相转变奠定了良好的基础。综合考虑快速加热细化晶粒的效果、制造成本以及可制造性等因素，本发明将一段式快速加热时加热速率定为50～500℃/s，采用两段式快速加热时加热速率定为15～500℃/s。
由于不同温度区间范围内，快速加热对材料的回复、再结晶和晶粒长大等组织演变过程所产生的影响不同，为获得最优的组织控制，因此不同的加热温度区间其优选的加热速率也不相同：从20℃到550～650℃，加热速率对回复过程的影响最大，控制加热速率为15～300℃/s，进一步优选为50～300℃/s；加热温度从550～650℃到奥氏体化温度750～845℃，加热速率对形核率和晶粒长大过程影响最大，控制加热速率为50～300℃/s；进一步优选为80～300℃/s。
2、均热温度控制
均热温度的选择需结合加热过程各温度阶段材料组织演变过程控制，同时需考虑后续快速冷却过程组织的演变和控制，这样才能最终获得优选的组织结构及分布。
均热温度通常取决于C含量，本发明超高强度双相钢中C含量为0.05～0.10％，本发明钢的AC1和AC3分别是730℃和870℃左右。本发明的快速热处理工艺将带钢从室温快速加热到AC1到AC3之间，利用快速加热技术使材料在未充分再结晶的铁素体中保留大量位错，为奥氏体转变提供了更大的形核驱动力，所以较传统连续退火工艺，本发明的快速热处理方法可获得更多更细小的奥氏体组织。
本发明对于均热温度的控制，率先提出均热温度在一定范围内进行升高和降温：即均热过程倾斜升温和倾斜降温，但均热温度必须保持在一定范围之内。这样做的好处在于：在两相区温度范围内快速升降温过程，实际上就是进一步增加过热度和过冷度便于快速相转变过程，当升降温幅度、速率均足够大时，可以通过反复的铁素体向奥氏体相转变以及奥氏体向铁素体相转变进一步细化晶粒，同时对碳化物形成及合金元素的均匀分布也起到一定的影响，最终形成更细小的组织及具有均匀分布的合金元素。
冷轧后双相钢中有大量未溶解的细小均匀分布的碳化物，这些碳化物不仅可以成为奥氏体的形核点，而且在加热和均热过程中，能够对奥氏体晶粒的长大起到机械阻碍的作用，有利于细化合金钢的晶粒度。但是如果加热温度过高，就会使未溶解的碳化物数目大量减少，削弱这种阻碍作用，增强晶粒的长大倾向，进而降低钢的强度。当未溶碳化物的数量过大时，又有可能引起聚集，造成局部化学成分的不均匀分布，该聚集处的含碳量过高时，还会引发局部过热。所以理想情况下，钢中应该均匀分布着少量细小的颗粒状未溶碳化物，这样既可以防止奥氏体晶粒异常长大，又能够相应地提高基体中的各合金元素的含量，达到改善合金钢的强度与韧性等力学性能的目的。
均热温度的选取还应以获得细小均匀的奥氏体晶粒为目的，以达到在冷却之后能够得到细小的马氏体组织的目的。过高的均热温度会使奥氏体晶粒粗大，快冷后获得的马氏体组织也会较粗大，使钢的力学性能不佳；还会增加残余奥氏体的数量、减少马氏体的数量，降低钢的硬度与耐磨性。过低的均热温度，不仅减少奥氏体的数量，而且使奥氏体中的碳以及合金元素含量不足，令奥氏体中合金元素浓度分布不均，使钢的淬透性大幅降低，对钢的力学性能造成不利影响。亚共析钢的均热温度应该为Ac3+30～50℃。对于超高强度钢来说，存在碳化物形成元素，会阻碍碳化物的转变，所以均热温度可以适当的提高。综合以上因素，本发明选取750～845℃作为均热温度，以期获得更理想更合理的最终组织。
3、均热时间控制
由于本发明采用快速加热，在两相区材料含有大量残余位错，为奥氏体形成提供大量的形核点，并且为碳原子提供了快速扩散通道，所以奥氏体可以极快的形成，而且均热保温时间越短碳原子扩散距离越短，奥氏体内碳浓度梯度越大，最后保留下来的残余奥氏体碳含量越多；但是如果保温时间过短，会使钢中合金元素分布不均，导致奥氏体化不充分；保温时间过长又容易导致奥氏体晶粒粗大。均热时间的影响因素也取决于钢中碳以及合金元素的含量，当钢中碳以及合金元素含量升高时，不仅会导致钢的导热性降低，而且因为合金元素比碳元素的扩散速度更慢，合金元素会明显延滞钢的组织转变，这时就要适当延长保温时间。所以均热时间的控制需严格结合均热温度、快速冷却及快速加热过程综合考虑制定，才能最终获得理想的组织和元素分布。综上，本发明将均热保温时间定为10～60s。
4、快速冷却速度控制
为了获得马氏体强化相，快冷时材料的冷速必须大于临界冷却速度才能够得到马氏体组织，临界冷却速度主要取决于材料成分，本发明中优化后的Si含量为0.1～0.5％，Mn含量为1.8～2.5％，Mn很大程度加强了双相钢的淬透性，降低了临界冷却速度的要求。
冷却速率还需综合考虑加热过程和均热过程的组织演变及合金扩散分布结果，以最终获得合理的各相组织分布及合金元素分布，确保最终获得理想的各相组织及元素合理分布的材料组织。冷却速率太低无法获得马氏体组织，会导致强度下降，力学性能无法满足要求；而太大的冷速又会产生较大的淬火应力(即组织应力与热应力)引起板形不良，甚至容易导致试样严重变形和开裂。所以本发明将快速冷却速度设置为50～200℃/s。
5、过时效控制
传统热处理后，过时效主要对淬硬马氏体进行回火改善双相钢的综合性能。过时效温度与时间设定不当会使得马氏体分解，直接恶化双相钢的力学性能。过时效温度与时间的设定需综合考虑马氏体组织形貌和分布、元素含量和分布及其他组织的大小和分布。因此过时效控制需综合前面加热过程、均热过程及冷却过程的各项参数来制定。本发明结合快速加热、短时保温和快速冷却过程的组织演变和元素分布情况，将过时效温度范围设定为230～280℃；过时效时间控制为小于等于200s。
本发明通过对传统连续退火机组进行快速加热和快速冷却工艺改造，使其实现快速热处理工艺，可以极大的缩短退火炉加热及均热段的长度(较传统连续退火炉至少能缩短三分之一)，提高传统连续退火机组的生产效率，降低生产成本及能耗，显著减少连续退火炉炉辊数量，特别是高温炉段炉辊数量，这可以提高带钢表面质量控制能力，获得高表面质量的带钢产品。同时，通过建立快速热处理工艺技术的新型连续退火机组，可实现机组短小精悍、材料过渡灵活、调控能力强等目的；对产品材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理前工序制造难度，提高材料的成型、焊接等用户使用性能。
本发明相对于传统技术所具有的优点：
(1)本发明通过快速热处理抑制热处理过程中变形组织的回复及铁素体再结晶过程，使再结晶过程与奥氏体相变过程重叠，增加了再结晶晶粒和奥氏体晶粒的形核点，缩短晶粒长大时间，细化晶粒，所获得的双相钢的显微组织为均匀分布的铁素体和马氏体双相组织，且平均晶粒尺寸在1～5μm，比现有传统技术生产的产品晶粒尺寸(通常在3～8μm)减小10～30％；而且本发明获得的铁素体和马氏体组织具有块状，条状，颗粒状等多种形态，且两者分布更加均匀，从而可获得更好的强塑性；在提高材料强度的同时获得良好的塑性和韧性，提高材料的使用性能。
(2)相比于传统热处理方式所得双相钢，本发明得到的双相钢晶粒尺寸减小10～30％，材料的强韧性明显提高，屈服强度为714～919MPa，抗拉强度为1188～1296MPa，均可控制在较小区间范围内，产品力学性能的稳定性明显提高；延伸率依然保持在10.4～12.8％，强塑积为12～16GPa％，成型性能优越。
(3)根据本发明所述的低碳低合金超高强度1180MPa级双相钢快速热处理工艺，热处理全过程用时可缩短至41～297s，大大降低了整个热处理工艺过程的时间(传统连续退火工艺时间通常在5～8min)，提高了生产效率、减少了能耗，降低了生产成本。
(4)相比于传统的双相钢及其热处理工艺，本发明的快速热处理方法加热段和均热段时间缩短了60～80％，整个热处理工序时间缩短至41～297s，可节能减排降耗，显著降低炉子设备的一次性投资，显著降低生产运行成本和设备维护成本；另外，通过快速热处理生产相同强度等级的产品可以降低合金含量，降低热处理及前工序的生产成本，降低热处理之前各工序的制造难度。
(5)相比于传统连续退火处理得到的双相钢，由于快速热处理工艺技术使得加热过程和均热过程时间减少、炉子长度缩短、炉辊数量减少，使得炉内产生表面缺陷的几率减少，因此产品表面质量将显著提高；另外由于产品晶粒的细化和材料合金含量的减少，采用本发明技术得到的双相钢扩孔性能和弯折性能等加工成形性能、焊接性能等用户使用性能也有所提高。
本发明得到的低碳低合金1180MPa级双相钢对新一代轻量化汽车、火车、船舶、飞机等交通运输工具的发展及相应工业以及先进制造业的健康发展均具有重要价值。
附图说明
图1是本发明试验钢A按实施例1所生产的双相钢显微组织图片。
图2是本发明试验钢A按传统工艺1所生产的双相钢显微组织图片。
图3是本发明试验钢F按实施例6所生产的双相钢显微组织图片。
图4是本发明试验钢M按实施例12所生产的双相钢显微组织图片。
图5是本发明试验钢S按实施例23所生产的双相钢显微组织图片。
图6是本发明试验钢M按实施例24所生产的双相钢显微组织图片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明作进一步说明，实施例以本发明技术方案为前提进行实施，给出了详细的实施方式和具体操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。
本发明试验钢的成分参见表1，本发明实施例及传统工艺的具体参数参见表2和表3，表4和表5为本发明试验钢成分按实施例及传统工艺制备所得钢的主要性能。
从表1～表5可以看出，通过本发明的方法，可降低同级别钢中的合金含量，细化晶粒、获得材料组织构成及强度和韧性的匹配。通过本发明的方法获得的双相钢屈服强度为714～919MPa，抗拉强度为1188～1296MPa，延伸率为10.4～12.8％，强塑积为12～16GPa％，高于传统工艺生产的双相钢。
图1为典型成分A钢经过实施例1获得的组织图，图2为典型成分A钢经过传统工艺例1获得的组织图。从图上看，不同热处理方式处理后的组织存在非常大的区别。经过本发明实施例快速热处理工艺处理后获得的双相钢组织为铁素体、马氏体及少量的碳化物组成，且铁素体、马氏体晶粒组织及碳化物都非常细小且均匀分布于基体中，这对提高材料强度和塑性都是非常有利的。经过传统工艺处理获得的双相钢则为典型的双相钢组织图，晶粒粗大，且存在一定的带状组织，马氏体及碳化物沿铁素体晶界呈网状分布，铁素体晶粒相对粗大，铁素体及马氏体两相组织分布不均匀。
图3为典型成分F钢经过实施例6获得的组织图，图4为典型成分M钢经过实施例12获得的组织图。图5为典型成分S钢经过实施例23获得的组织图，图6为典型成分M钢经过实施例24获得的组织图。实施例6、12、23、24均为整个热处理周期较短的工艺。从图中可见，采用本发明方法，去除过时效处理段也可以获得非常均匀、细小、弥散分布的各相组织。因此本发明的双相钢制备方法可细化晶粒，使材料各相组织均匀分布于基体中，进而改善材料组织，提高材料性能。
本发明可通过采用快速加热和快速冷却工艺对传统连续退火机组进行改造，使其实现快速热处理工艺，可以极大的缩短传统连续退火炉加热段及均热段的长度，提高传统连续退火机组的生产效率，降低生产成本及能耗，减少连续退火炉的炉辊数量，这可以提高带钢表面质量的控制能力，获得高表面质量的带钢产品；同时通过建立采用快速热处理工艺技术的新型连续退火机组，使得连续热处理机组短小精悍、材料过渡灵活、而且调控能力强等优点；对材料而言则可细化带钢晶粒，进一步提高材料强度，降低合金成本及热处理前工序制造难度，提高材料焊接等用户使用性能。
综上所述，本发明通过采用快速热处理工艺，对冷轧带钢的连续退火工艺技术进步产生了极大的促进作用，冷轧带钢从室温开始到最后完成奥氏体化过程可望在几十秒、十几秒甚至几秒内完成，大大缩短了连续退火炉子加热段长度，便于提高连续退火机组的速度和生产效率，显著减少连续退火机组炉内辊子数目，对于机组速度在180米/分左右的快速热处理产线，其高温炉段内的辊子数目不超过10根，可明显提高带钢表面质量。同时，在极短时间内所完成的再结晶和奥氏体化过程的快速热处理工艺方法也将提供更加灵活及柔性化的高强钢组织设计方法，进而在无需改变合金成分以及轧制工艺等前工序条件前提下改善材料组织，提高材料性能。
以双相钢为代表的先进高强钢有着广阔的应用前景，而快速热处理技术又有着巨大的开发应用价值，两者的结合必将会为双相钢的开发和生产提供更大的空间。
Figure BDA0003005366230000241
Figure BDA0003005366230000251
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Figure BDA0003005366230000301

Claims (30)

1.1180MPa级别低碳低合金双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.05～0.10％，Si：0.1～0.5％，Cr：0.2～0.6％，Mo：0.1～0.4％，Mn：1.6～2.5％，Ti：0.01～0.05％，P≤0.015％，S≤0.003％，Al：0.02～0.05％，还可含有Nb、V中的一种或两种，且Cr+Mo+Ti+Nb+V≤0.5％，余量为Fe和其它不可避免的杂质，并通过下述工艺获得：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率为40～85％；
4)快速热处理
冷轧后的钢板快速加热至750～845℃，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s；采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；之后进行均热，均热温度为750～845℃，均热时间为10～60s；
均热结束后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃，随后从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至室温；
或者，从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃，并在此温度区间进行过时效保温，过时效保温时间：小于等于200s，最后以30～50℃/s冷却至室温。
2.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述C含量为0.07～0.10％。
3.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述Si含量为0.1～0.4％。
4.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述Mn含量为1.8％～2.3％。
5.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述Cr含量为0.25～0.35％。
6.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述Mo含量为0.15～0.25％。
7.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述快速热处理全过程用时为41～297s。
8.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤2)中，热轧温度≥Ar3。
9.如权利要求1或8所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
10.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
11.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
12.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
13.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热：第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
14.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤4)中，所述均热时间为10～40s。
15.如权利要求1所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，步骤4)中，所述快速冷却速率为50～150℃/s。
16.如权利要求1～15任一项所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述双相钢的显微组织为均匀分布的平均晶粒尺寸在1～5μm的铁素体和马氏体双相组织。
17.如权利要求1～16任一项所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢，其特征是，所述双相钢的屈服强度为714～919MPa，抗拉强度为1188～1296MPa，延伸率为10.4～12.8％，强塑积为12～16GPa％。
18.如权利要求1～17任一项所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，包括以下步骤：
1)冶炼、铸造
按所述的化学成分冶炼并铸造成板坯；
2)热轧、卷取
卷取温度550～680℃；
3)冷轧
冷轧压下率40～85％，冷轧后获得轧硬态带钢或钢板；
4)快速热处理
a)快速加热
将冷轧带钢或钢板由室温快速加热至750～845℃奥氏体和铁素体两相区目标温度，所述快速加热采用一段式或两段式；采用一段式快速加热时，加热速率为50～500℃/s，采用两段式快速加热时，第一段以15～500℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃，第二段以50～500℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃；
b)均热
在奥氏体和铁素体两相区目标温度750～845℃进行均热，均热时间为10～60s；
c)冷却
将带钢或钢板均热后以5～15℃/s的冷却速率缓慢冷却至670～770℃；随后从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至室温；
或者，从670～770℃以50～200℃/s的冷却速率快速冷却至230～280℃进行过时效保温，过时效保温时间：小于等于200s，过时效保温后以30～50℃/s冷却至室温。
19.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，所述快速热处理全过程用时为41～297s。
20.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤2)中，热轧温度≥Ar3。
21.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤2)中，所述卷取温度为580～650℃。
22.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤3)中，所述冷轧压下率为60～80％。
23.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用一段式加热时加热速率为50～300℃/s。
24.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以15～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以50～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
25.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速加热采用两段式加热，第一段以50～300℃/s的加热速率从室温加热至550～650℃；第二段以80～300℃/s的加热速率从550～650℃加热至750～845℃。
26.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，所述快速加热最终温度为790～845℃。
27.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述快速冷却速率为50～150℃/s。
28.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)均热过程中，带钢或钢板加热至所述奥氏体和铁素体两相区目标温度后，保持温度不变进行均热。
29.如权利要求18所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)均热过程中，带钢或钢板在均热时间段内进行小幅度升温或小幅度降温，升温后温度不超过845℃，降温后温度不低于750℃。
30.如权利要求18或28或29所述的1180MPa级别低碳低合金双相钢的快速热处理制造方法，其特征是，步骤4)中，所述均热时间为10～40s。
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