一种提高低碳硅锰系冷轧双相钢力学性能的方法

摘要

本发明属于轧钢技术领域，涉及提高低碳硅锰系冷轧双相钢力学性能的方法。低碳硅锰系冷轧双相钢经冶炼和锻造制成板坯，加热至1100～1250℃保温，820～1100℃粗轧和精轧，热轧终轧温度(A

说明书

技术领域

本发明属于轧钢技术领域，特别涉及一种提高低碳硅锰系冷轧双相钢力学性 能的方法。

背景技术

近几年，气候变化、能源短缺等问题对现代工业的发展及人们的日常生活产 生着日益严重的影响。节能减排、低碳环保已经是当今各国工业发展所亟待解决 的问题。作为现代工业的标志与象征的汽车工业既是拉动国民经济发展的支柱产 业，也是高消耗、高排放，造成环境污染的重点行业，其所产生的一系列环境负 面影响构成了汽车工业可持续发展面临要解决的首要问题。

安全、舒适、节能、环保是人们对现代汽车提出的新要求。研究表明：在其 它条件不变的情况下，汽车质量每减轻10%，则油耗可下降8～10%。因此，在 保证整车性能的前提下实现轻量化，已成为各汽车企业研发新产品的目标，而实 现轻量化的主要手段是对结构的设计优化和新材料、新工艺的应用。钢铁是汽车 制造的主要材料，但钢铁工业增长的同时也带来了能源的巨大消耗，如产钢所需 要的煤炭﹑电力和向各种用途钢材里添加的微合金元素都在逐年增加。降低微合 金元素的使用量，通过设计合理的工艺制度来改造生产同等级别的钢材，降低含 有合金元素钢材的成本，实现节能﹑环保，是当今世界实现可持续发展所面临的 巨大挑战。

CN102943205A公开了一种双相钢，其合金设计成分简单，只要求添加适 量的C﹑Si﹑Mn﹑Ti，但在TMCP工艺控制过程中，对精轧后两次控冷温度参 数的要求过于严格，而且只能制备出抗拉强度580MPa级的双相钢产品。

CN101802233A公开了一种双相钢制备的扁钢产品及其制备方法，该双相钢 具有至少950MPa的强度﹑良好的可变形性能以及具有一定的表面光洁度。但其 合金成分设计中要求添加贵金属铬0.20％～0.80％，钛0.02％～0.08％，而且延 伸率仅为10％左右。

CN102703815A公开了一种应用半无头轧制工艺，能解决轧制薄规格﹑带材 纵向性能均匀等问题，不仅能具有可观的经济效应，同时节能降耗﹑降低CO₂排放量，是一种节约型﹑环境友好型的新技术。但是此发明对设备能力要求较高， 在合金成分设计上必须加入贵金属铬0.5％～0.7％，而且抗拉强度最高只能达到 650MPa左右。

发明内容

针对上述问题，本发明提供一种提高低碳硅锰系冷轧双相钢力学性能的方 法，目的是在现有低成本低碳硅锰系冷轧双相钢化学成分设计的基础之上，采用 本发明的新工艺，提高其力学性能，这将为进一步提高低碳硅锰系冷轧双相钢综 合性能及发展高强低碳硅锰系冷轧双相钢的生产工艺提供新思路。

双相钢由铁素体与马氏体组成，以相变强化为基础，具有低屈强比，高的初 始加工硬化速率，良好的强度和延性配合等特点。冷轧双相钢的生产过程包括冶 炼、热轧、酸洗、冷轧、连续退火等工艺。合理的成分设计、适合的热轧组织对 冷轧双相钢的性能都有重要影响，而退火参数对双相钢的最终组织形貌和力学性 能具有最重要的影响。

本发明提供一种低碳硅锰系冷轧双相钢，由19.0～26.0％体积比的马氏体、 74.0～81.0％体积比的铁素体构成，并且其化学组成按质量百分比为C：0.06%～ 0.20%，Si：0.1%～0.8%，Mn：1.0%～2.0%，Nb≤0.05%，V≤0.05%，P≤0.035%， S≤0.035%，余量为Fe。

优选的，所述低碳硅锰系冷轧双相钢，由于化学成分添加量和工艺参数在要 求范围内的变化，使得屈服强度290～438/MPa，抗拉强度540～826/MPa，屈强 比0.46～0.58，延伸率24.7～30.1%。

力学性能(屈服强度﹑抗拉强度﹑屈强比﹑延伸率)的测定方法采用中华人 民共和国国家标准GB/T 228-2002。

本发明的还提供所述低碳硅锰系冷轧双相钢的制备方法，包括下列步骤：

(1)选取低碳硅锰系冷轧双相钢，经过冶炼和锻造制成板坯，加热至1100～ 1250℃保温，在820～1100℃条件下进行热轧，热轧终轧温度为(A_r3+30)℃～(A_r3+100)℃，并在热轧终轧后以10～30℃/s的冷速层流冷却至(A_r3－50)℃～(A_r3－ 100)℃，然后空冷至室温得到热轧钢坯；

(2)酸洗上述热轧钢坯得到冷轧用钢板，以去除氧化物，得到冷轧用钢板；

(3)将冷轧用钢板采用≥80%的压下量进行冷轧，以利于在变形期内显著增加 位错密度，贮存更多的畸变能；

(4)将冷轧带钢以至少80℃/s的加热速率加热到(A_c3－50℃)～(A_c3+10℃)， 退火处理10～20s后以5～8℃/s的速率缓冷至600～720℃，然后以≥30℃/s的速 率冷却到250～300℃，等温处理120～300s，最后空冷﹑水冷或自然冷却至室温。

所述的A_r3为铁素体相变开始温度，所述的A_c1为退火加热过程中铁素体向奥 氏体转变开始温度，A_c3为退火加热过程中铁素体向奥氏体转变结束温度。由于 钢的成分不同(如碳含量﹑硅含量等的变化)﹑工艺参数变化(如加热速率)，A_c1﹑A_c3﹑都会随之发生变化。本发明所采用的钢由热膨胀曲线测得其A_c1和A_c3。而 化学成分﹑轧制工艺参数等对A_r3有着显著影响。

优选的，步骤1）的保温时间为1～2小时。

更优选的，步骤1）所述的热轧包括粗轧和精轧，粗轧过程为3～5道次，粗 轧开轧温度为1000～1150℃，获得厚度为15～25mm的中间坯；精轧过程为4～6 道次，精轧开轧温度为950～1050℃，精轧终轧温度为820～950℃，精轧后热轧 板的厚度为4～8mm。

更优选的，步骤1）所述的粗轧和精轧，粗轧过程为4道次，粗轧开轧温度为 1050～1100℃，获得厚度为20mm的中间坯；精轧过程为5道次，精轧开轧温度为 980～1000℃，精轧终轧温度为840～880℃，精轧后热轧板的厚度为6mm。

优选的，步骤1）的热轧终轧温度为(A_r3+30)℃～(A_r3+60)℃。

优选的，步骤1）的冷速为15～25℃/s；更优选的步骤1）的冷速为18～22℃ /s；最优选的，步骤1）的冷速为20℃/s。

优选的，步骤2）所述的酸洗为使用硫酸或盐酸洗去钢材表面上的氧化铁皮 （FeO、Fe₃O₄、Fe₂O₃），使用的酸的浓度及使用方法均可采用现有技术。

优选的，步骤4）的加热速率为80～150℃/s；步骤4）的冷却速率为≥30℃/s。

本发明的特点和有益效果是：

采用本发明的制备方法能够获得力学性能优异的冷轧双相钢，其强度﹑断后 总伸长率和加工硬化指数得以提高，尤其是强度显著增加。

本发明的原理是：

首先，制备热轧板坯时，改变了常规工艺制备时在热轧终轧后直接空冷至室 温的轧后冷却方式，而是在热轧终轧后以～20℃/s的冷速层流冷却至(A_r3－ 50)℃～(A_r3－100)℃，然后空冷至室温得到热轧钢坯，这将使热轧初始组织的平 均晶粒尺寸显著减小至<6μm。减小热轧初始组织的晶粒尺寸，可增大晶界面积， 同时界面能升高，因而增加奥氏体长大的驱动力；加之在退火保温处理时，在细 晶组织中奥氏体长大所需的碳和锰的扩散距离相对较短。这些因素致使热轧初始 组织晶粒尺寸减小时，奥氏体在初始细晶组织中的形核和长大相对容易，因而退 火等温后的奥氏体体积分数较多，而双相钢组织中的马氏体是由两相区生成的奥 氏体转变而来的，因而两相区形成的奥氏体量直接决定了最终成品钢中的马氏体 体积分数，所以同一退火工艺下得到的马氏体体积分数较高，从而提高其强度。 此外，热轧初始组织的平均晶粒尺寸显著减小，同时导致成品双相钢铁素体晶粒 减小，众所周知，细化晶粒是惟一既能提高强度，同时又增加其塑性性能的有效 措施，因而成品双相钢的强度和塑性同步增加。

其次，增加冷轧压下量(≥80%)，这将直接影响双相钢在连续退火加热过程中 奥氏体再结晶晶粒的大小。冷轧过程中存在一个临界变形量，当冷轧压下量达到 此变形量，可使钢板获得粗大的再结晶晶粒；大于此变形量，则随着变形程度的 增加，其退火晶粒越小；反之，低于此临界变形量，则几乎无再结晶现象，即钢 板在退火后仍保持其原始晶粒。增大冷轧变形量所具有的细化晶粒的现象，简单 地讲，就是由于大量的变形所造成钢板组织的破碎，使再结晶时产生的均匀分布 的晶核所引起的。而再结晶奥氏体晶粒的细化直接细化了退火双相钢的晶粒组 织，从而致使综合力学性能显著增加。

再者，在其设备能力允许条件下，增加退火过程中的加热速率。快速加热使 连续退火加热过程中的再结晶开始温度升高，再结晶温度范围扩大，而最终再结 晶晶粒尺寸减小。再结晶晶粒尺寸的减小受形核率和长大率的控制，快速加热时， 在形核初期没有足够的时间发生回复，因而再结晶前回复所消耗的形变储能相对 于加热速率较低时来说很少，同时再结晶温度被推迟到相对高的温度，这也是退 火温度参数制定为(A_c3－50℃)～(A_c3+10℃)，相对于常规双相钢退火温度要高的 缘故。快速加热时因为要在有限的时间内要求达到可观的形核量，所以在较高的 再结晶温度下增加了形核率，结果使得晶粒尺寸更为细小，而细化晶粒是惟一既 能提高强度，同时又增加其塑性性能的有效措施，因而成品双相钢的强度和塑性 同步增加。

附图说明

图1为本发明实施例1中低碳硅锰系冷轧双相钢的热轧板坯金相组织；

其中(a)：工艺1-I热轧终轧后按照常规的制备方法直接空冷至室温得到热轧 钢坯的金相组织，(b)：工艺1-II热轧终轧后以～20℃/s的冷速层流冷却至～620℃， 然后空冷至室温得到热轧钢坯的金相组织。

图2为本发明实施例2-II中新发明工艺制备的低碳硅锰系冷轧双相钢成品板 材经过Lepera试剂进行腐蚀后观察到的金相组织。

具体实施方式

本发明实施实例中采用的低碳硅锰系冷轧双相钢的化学组成按质量百分比 为C：0.06%～0.20%，Si：0.1%～0.8%，Mn：1.0%～2.0%，Nb≤0.05%，V≤0.05%， P≤0.035%，S≤0.035%，余量为Fe。

本发明实施实例中板坯在热轧时，加热至1100～1250℃，在820～1100℃条 件下进行粗轧和精轧，热轧终轧温度为(A_r3+30)℃～(A_r3+100)℃，并在热轧终 轧后以～20℃/s的冷速层流冷却至(A_r3－50)℃～(A_r3－100)℃，然后空冷至室温 得到热轧钢坯。

本发明实施实例中冷轧用钢板采用≥80%的压下量进行冷轧。

本发明实施实例中冷轧后的钢板在退火处理时，加热速率≥80℃/s；退火温 度在(A_c3－50℃)～(A_c3+10℃)范围，退火处理10～20s；然后以5～8℃/s的速率 缓冷至600～720℃，以≥30℃/s的速率冷却到250～300℃，等温处理120～300s， 最后空冷﹑水冷或自然冷却至室温。

本发明实施实例中从制备得到的退火钢板上切割出金相试样，经研磨﹑光后 采用4%的硝酸酒精溶液和Lepera试剂(1%Na₂S₂O₅水溶液与质量分数4%的苦味酸 酒精溶液按体积比1：1混合)进行腐蚀，经Lepera试剂腐蚀方法可以区分组织中 呈白色的组织为马氏体，呈灰色的组织为铁素体。

本发明实施实例中从制备得到的退火钢板上取样进行分析马氏体体积分数 和组织的晶粒尺寸；马氏体体积分数应用Leica图像分析软件进行计算；晶粒尺 寸采用割线法来测定。

本发明实施实例中从制备得到的退火钢板上取样按标准制成拉伸试样，有效 标距为50×15mm，拉伸速度5mm/min。

下面对本发明的具体实施方式作进一步详细说明，但本发明的实施方式不限 于此。

实施例1

采用的低碳硅锰系冷轧双相钢的化学组成按质量百分比为C：0.06%，Si： 0.25%，Mn：1.71%，P：0.003%，S：0.016%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其 A_c1和A_c3分别为759和890℃。

采用上述低碳硅锰系双相钢，经冶炼和锻造制成70mm厚的板坯，加热至 1100℃，保温1h，进行粗轧，粗轧过程为4道次，粗轧开轧温度为1050℃，获得 厚度为20mm的中间坯。

将中间坯进行精轧，精轧过程为5道次，精轧开轧温度为980℃，精轧终轧温 度为840℃，精轧后热轧板的厚度为6mm。

热轧终轧后工艺1-I按照常规的制备方法直接空冷至室温，热轧板坯金相组 织如图1(a)所示，热轧初始组织的平均晶粒尺寸为～17.8μm；1-II～1-Ⅸ则以～ 20℃/s的冷速层流冷却至～620℃，然后空冷至室温得到热轧钢坯，工艺1-II的热 轧板坯金相组织如图1(b)所示，热轧初始组织的平均晶粒尺寸显著减小至～ 5.5μm。

酸洗上述热轧钢坯，以去除氧化物，得到冷轧用钢板。

将冷轧用钢板分别采用不同的冷轧压下量进行冷轧，具体的冷轧和退火工艺 参数见表1。1-I为常规工艺技术制备的冷轧双相钢，冷轧压下量为58.3%，加热 速率为10℃/s；1-II～1-Ⅸ为采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢，冷轧压下 量为81.2～83.2%，加热速率为80～150℃/s，退火温度在(A_c3－50℃)～(A_c3+10℃) 范围，退火处理10～20s；退火处理后以5～8℃/s的速率缓冷至670～720℃(表中 简称此温度为快冷始温)，然后以≥30℃/s的速率冷却到250～290℃（表中简称此 温度为过时效温度/），等温处理150～300s，最后水冷至室温。

表1 实施例1的冷轧和退火工艺参数

冷轧双相钢的力学性能见表2。与常规工艺技术制备得到的冷轧双相钢相比， 采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢的显微组织中，马氏体分数增加了 3.7～8.0%，而力学性能显著提高，其中屈服强度增加了29～78MPa，抗拉强度 增加了35～127MPa，延伸率提高了0.9～3.9%。可见，采用本发明的制备方法能 够获得力学性能优异的冷轧双相钢，其强度﹑断后总伸长率和加工硬化指数得以 提高，尤其是强度显著增加。

表2 实施例1的力学性能与组织体积分数

实施例2

采用的低碳硅锰系冷轧双相钢的化学组成按质量百分比为C：0.11%，Si： 0.14%，Mn：1.81%，P：0.015%，S：0.01%，余量为Fe。由热膨胀曲线测得其 A_c1和A_c3分别为746和854℃。

采用上述低碳硅锰系双相钢，经冶炼和锻造制成60mm厚的板坯，加热至 1200℃，保温1h，进行粗轧，粗轧过程为4道次，粗轧开轧温度为1100℃，获得 厚度为20mm的中间坯。

将中间坯进行精轧，精轧过程为5道次，精轧开轧温度为1000℃，精轧终轧 温度为880℃，精轧后热轧板的厚度为6mm。

热轧终轧后工艺2-I按照常规的制备方法直接空冷至室温，热轧初始组织的 平均晶粒尺寸为～19.1μm；2-II～2-Ⅵ则以～20℃/s的冷速层流冷却至～645℃， 然后空冷至室温得到热轧钢坯，热轧初始组织的平均晶粒尺寸显著减小至～ 5.7μm。

酸洗上述热轧钢坯，以去除氧化物，得到冷轧用钢板。

将冷轧用钢板分别采用不同的冷轧压下量进行冷轧，；具体的冷轧和退火工 艺参数见表3。2-I为常规工艺技术制备的冷轧双相钢，冷轧压下量为69.8%，加 热速率为10℃/s；2-II～2-Ⅵ为采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢，冷轧压 下量为83.0～83.7%，加热速率为80～150℃/s，退火温度在(A_c3－44℃)～(A_c3+ 6℃)范围，退火处理15～20s；退火处理后以5～8℃/s的速率缓冷至650～710℃(表 中简称此温度为快冷始温)，然后以≥30℃/s的速率冷却到250～280℃，等温处理 120～200s，最后水冷至室温。图2为本发明实施例2-II中新发明工艺制备的低碳 硅锰系冷轧双相钢成品板材经过Lepera试剂进行腐蚀后观察到的金相组织，可 见，马氏体均匀﹑弥散地分布于组织中。

表3 实施例2的冷轧和退火工艺参数

冷轧双相钢的力学性能见表4。与常规工艺技术制备得到的冷轧双相钢相比， 采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢的显微组织中，马氏体分数增加了 3.0～5.2%，而力学性能显著提高，其中屈服强度增加了10～37MPa，抗拉强度 增加了29～84MPa，延伸率提高了0.4～3.7%。可见，采用本发明的制备方法能 够获得力学性能优异的冷轧双相钢，其强度﹑断后总伸长率和加工硬化指数得以 提高，尤其是强度显著增加。

表4 实施例2的力学性能与组织体积分数

实施例3

采用的低碳硅锰系冷轧双相钢的化学组成按质量百分比为C：0.16%，Si： 0.5%，Mn：1.54%，V：0.05%，P：0.019%，S：0.016%，余量为Fe。由热膨胀 曲线测得其A_c1和A_c3分别为728和865℃。

采用上述低碳硅锰系双相钢，经冶炼和锻造制成60mm厚的板坯，加热至 1200℃，保温1h，进行粗轧，粗轧过程为4道次，粗轧开轧温度为1100℃，获得 厚度为20mm的中间坯。

将中间坯进行精轧，精轧过程为5道次，精轧开轧温度为990℃，精轧终轧温 度为876℃，精轧后热轧板的厚度为6mm。

热轧终轧后工艺3-I按照常规的制备方法直接空冷至室温，热轧初始组织的 平均晶粒尺寸为～17.4μm；3-II～3-Ⅶ则以～20℃/s的冷速层流冷却至～670℃， 然后空冷至室温得到热轧钢坯，热轧初始组织的平均晶粒尺寸显著减小至～ 5.4μm。

酸洗上述热轧钢坯，以去除氧化物，得到冷轧用钢板。

将冷轧用钢板分别采用不同的冷轧压下量进行冷轧，具体的冷轧和退火工艺 参数见表5。3-I为常规工艺技术制备的冷轧双相钢，冷轧压下量为69.0%，加热 速率为10℃/s；3-II～3-Ⅶ为采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢，冷轧压下 量为83.2～83.8%，加热速率为80～150℃/s，退火温度在(A_c3－25℃)～(A_c3+10℃) 范围，退火处理10～20s；退火处理后以5～8℃/s的速率缓冷至660～700℃(表中 简称此温度为快冷始温)，然后以≥30℃/s的速率冷却到255～295℃，等温处理 120～200s，最后水冷至室温。

表5 实施例3的冷轧和退火工艺参数

冷轧双相钢的力学性能见表6。与常规工艺技术制备得到的冷轧双相钢相比， 采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢的显微组织中，马氏体分数增加了 5.3～7.6%，而力学性能显著提高，其中屈服强度增加了1～24MPa，抗拉强度增 加了28～107MPa，延伸率提高了3.4～4.9%。可见，采用本发明的制备方法能够 获得力学性能优异的冷轧双相钢，其强度﹑断后总伸长率和加工硬化指数得以提 高，尤其是强度显著增加。

表6 实施例3的力学性能与组织体积分数

实施例4

采用的低碳硅锰系冷轧双相钢的化学组成按质量百分比为C：0.20%，Si： 0.81%，Mn：1.90%，Nb：0.04%，P：0.006%，S：0.024%，余量为Fe。由热膨 胀曲线测得其A_c1和A_c3分别为705和882℃。

采用上述低碳硅锰系双相钢，经冶炼和锻造制成60mm厚的板坯，加热至 1200℃，保温1h，进行粗轧，粗轧过程为4道次，粗轧开轧温度为1050℃，获得 厚度为20mm的中间坯。

将中间坯进行精轧，精轧过程为5道次，精轧开轧温度为980℃，精轧终轧温 度为865℃，精轧后热轧板的厚度为6mm。

热轧终轧后工艺4-I按照常规的制备方法直接空冷至室温，热轧板坯金相组 织如图1(a)所示，热轧初始组织的平均晶粒尺寸为～18.0μm；4-II～4-Ⅶ则以～ 20℃/s的冷速层流冷却至～680℃，然后空冷至室温得到热轧钢坯，热轧初始组 织的平均晶粒尺寸显著减小至～5.6μm。

酸洗上述热轧钢坯，以去除氧化物，得到冷轧用钢板。

将冷轧用钢板分别采用不同的冷轧压下量进行冷轧，具体的冷轧和退火工艺 参数见表7。4-I为常规工艺技术制备的冷轧双相钢，冷轧压下量为68.3%，加热 速率为10℃/s；3-II～3-Ⅶ为采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢，冷轧压下 量为81.5～83.8%，加热速率为80～150℃/s，退火温度在(A_c3－47℃)～(A_c3+8℃) 范围，退火处理10～15s；退火处理后以5～8℃/s的速率缓冷至690～720℃(表中 简称此温度为快冷始温)，然后以≥30℃/s的速率冷却到250～300℃，等温处理 120～200s，最后水冷至室温。

表7 实施例4的冷轧和退火工艺参数

冷轧双相钢的力学性能见表8。与常规工艺技术制备得到的冷轧双相钢相比， 采用本发明的制备方法获得的冷轧双相钢的显微组织中，马氏体分数增加了 3.5～5.8%，而力学性能显著提高，其中屈服强度增加了21～72MPa，抗拉强度 增加了55～136MPa，延伸率提高了1.6～4.1%。可见，采用本发明的制备方法能 够获得力学性能优异的冷轧双相钢，其强度﹑断后总伸长率和加工硬化指数得以 提高，尤其是强度显著增加。

表8 实施例4的力学性能与组织体积分数