《800MPa级冷轧双相钢的实验研究－北科张增良.pdf》由会员分享，可在线阅读，更多相关《800MPa级冷轧双相钢的实验研究－北科张增良.pdf（6页珍藏版）》请在三一文库上搜索。
1、2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会 2007年5月 沈阳 280 800MPa级冷轧双相钢的实验研究 张增良1，宋仁伯2 ，3，程知松4，赵征志1，刘光明3，熊爱明3 （1 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083；2 北京科技大学材料科学与工程学院 北京 100083；3 首钢技术研究院 北京 100041；4 高效轧制国家工程研究中心 北京 100083） 摘摘 要要：在实验室试制了800MPa级别的高强度低成本C-Mn-Si系双相钢，研究了双相钢的双相处理工艺、组织和性 能。 结果表明,通过对三种不同成分的双相钢在(+)两相区的加热淬火处理获得了不同F+M比例的双相钢钢板
2、,其性能 可通过调整双相处理工艺来调节。 关键词关键词:双相钢；连续退火；组织；力学性能 Experimental Research on 800MPa Cold Rolling Dual Phase Steels Zhang Zengliang1，Song Renbo2 ，3，Cheng Zhisong4，Zhao Zhengzhi1 （1 Institute of Metallurgy Engineering Research,USTB,Bei Jing 100083;2 School of Materials Science and Engineering,University of S
3、cience and Technology BeiJing 100083;3 Shougang Research Institute of Technology BeiJing 100041;4 National Engineering Research Center for Advanced Rolling Technology， USTB,BeiJing 100083） Abstract: 800MPa grade dual phase steels were piloted based on lower cost C-Mn-Si alloy system in laboratory. T
4、his paper investigates the technique of the (+) intercritical heat treatment of dual phase steels. The results show that three kinds of different components can obtain different proportion of F and M by the (+) intercritical heat treatment. And the properties are different by adjusting the processes
5、 of intercritical annealing. Key words: dual phase steel; continuous annealing; texture; mechanical property 1 前言 由低碳钢或低合金钢经临界区加热淬火或通过控轧而得到的主要由铁素体(F)和马氏体(M)所组 成的双相钢, 以相变强化为基础,具有屈服点低、连续屈服、低的屈强比、初始加工硬化速率高以及 强度和延性匹配好等特性，已发展成为一种汽车用高强度新型冲压用钢1。 神户制钢公司开发的双相组织的590780MPa级合金化热镀锌钢板不仅具有优异的延展性和涂 镀性，而且作为车身用钢板具有良好
6、的点焊性。美国开发出的“DUAl-TEN590”双相钢与高强度低合 金钢相比， 在屈服强度相同时， 抗拉强度约提高20%； 疲劳强度约能提高35%， 冲击吸收能力提高20%。 我国DP钢的研制开发工作较晚，大部分还在试制和试生产中。武钢、鞍钢和上海大学等对DP 钢进行了研究。目前，我国已成功开发了抗拉强度分别为540、590和640MPa等级别的DP钢，但是产 量很低，大批量工业生产及应用则还未见报道，在汽车中的应用范围有待进一步扩大。 本文试制了高强度级别C-Mn-Si系双相钢钢板，研究了双相连续退火处理工艺、组织和性能, 本 工作通过实验室模拟试制,研究了双相钢生产中的若干值得注意的问题,
7、为工业生产提供参考依据。 2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会 2007年5月 沈阳 281 冷轧双相钢的生产过程包括冶炼,热轧,酸洗冷轧,连续退火,平整等工序。合理的成分设计可以 保证在低成本下得到所需的性能,合适的热轧组织对冷轧和轧后热处理都有重要影响,而连续退火参 数对双相钢的最终组织形貌与力学性能具有重要影响作用。 2 实验材料与方法 2.1 成分设计及冶炼 冷轧双相钢的成分主要以低碳低合金元素为主，由于合金元素含量不高，所以成本较低。不同 合金元素对双相钢的组织形成和性能所起的作用不同，双相钢中各元素的具体作用如下： （1）c直接影响临界区处理后双相钢中马氏体的体积分数和马氏
8、体碳含量。 （2）Mn的加入除了有置换固溶强化作用以外，它加入钢中的主要使命还在于提高马氏体淬透 性，以保证构件在热处理后获得均匀的马氏体组织。例如，Mn最高可提高马氏体体积百分含量达 6.5%，从而使双相钢强化。 （3）Si和P都是置换固溶强化铁素体很有效的元素。Si能扩大+两相区，加宽奥氏体化的温度 范围，为两相区热处理提供方便。它还能改变加热时形成的奥氏体形态，从而在快冷后得到均匀分 布的马氏体组织。但是由于高Si钢板构件的表面质量较差，因此其含量受到限制，双相钢中Si含量一 般不高于1.5%。 P降低断裂塑性， 提高冷脆转化温度， 按理应加以严格控制， 如使其含量降低到0.030% 以
9、至0.01%。但另一方面加入P有好处：乃置换固溶铁素体强化最有力的元素，且可提高耐大气腐蚀 性，故P被作为强化合金元素而加进双相钢。 （4）Nb、Ti等形成的碳化物在正常加热时不易溶解，有阻碍晶粒长大作用。V的碳化物在通常 的正火加热条件下便可以部分的溶入奥氏体，提高奥氏体再结晶温度，从而在控制轧制中增加形核 中心而细化晶粒。在双相钢中加入适量的V是对性能有利的2。 基于以上双相钢中各元素的作用，设计出了实验用钢的合金元素及其含量，其化学成分范围见 表1，本成分采用C-Mn-Si系，成分2不添加任何微合金元素，成分1和3分别添加了少量的V和Nb。实 验用钢在真空感应炉中冶炼, 所得坯料的重量为
10、25kg，经过1250扩散退火4h，以减轻高Mn引起的 偏析。 表1 实验用钢化学成分(质量分数/%) Table 1 Chemical composition of experimental steels (mass fraction/ %) 2.2 轧制工艺 实验用钢经感应炉冶炼、锻造后进行热轧,热轧在实验室的双辊实验轧机上经过 8 道次轧制到 3.5mm 厚, 加热温度 1200,保温 2h,开轧温度1150,高温段终轧温度大于 1000,低温段开轧温 度小于 950，控制终轧温度在 800830范围内,水冷至 650，模拟卷取，空冷至室温。热轧 板经酸洗后进行冷轧,三种成分冷轧后的厚度
11、分别为 1.0，1.04，1.36mm，冷轧压下率在 65%73% 之间。 编号 C Si Mn Nb V P S No.1 0.140.16 0.30.5 1.41.6 0.030.050.03 0.02 No.2 0.170.19 0.40.6 1.71.9 0.03 0.02 No.3 0.190.21 0.70.8 1.92.10.020.04 0.03 0.02 2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会 2007年5月 沈阳 282 2.3 连续退火工艺 根据静态连续冷却转变实验测得的实验用钢的理论相变点，如表2所示，制定退火工艺参数。 表2 实验用钢的理论相变点 Table 2
12、 Transformation points of experimental steels 编号 相变点 No.1 No.2 No.3 1 Ac/ 654 645 628 3 Ac/ 784 848 812 将冷轧后的三种不同成分钢板切成50mm165mmh（h为钢板的厚度）规格的试样，为做盐浴 退火实验做试样准备。首先在两个盐浴炉中分别加入配好的高温盐和低温盐，把高温盐的温度加热 到F+A两相区，把低温盐的温度加热到过时效温度，然后将切好的试样放入高温盐浴中，并进行计 时，保温一定时间后，将试样从盐浴中取出，在空气中缓冷一定时间后放入低温盐中进行保温过时 效处理模拟退火工艺与主要参数范围如图
13、13。 Fig.1 Salt-Bathing Annealing Process of DP steels 将热处理后的双相钢钢板试样加工成50mm标距拉伸试样进行力学性能测定。 再截取试样进行磨 制,抛光,浸蚀进行金相和扫描电镜观察,制取双喷减薄试样在透射电境下观察马氏体结构。 3 实验结果与分析 3.1 退火后钢板的金相组织 冷轧后的钢板在(+)两相区不同温度加热后, 经过缓冷段，快冷段和回火处理后得到了F+M双 相组织, 如图2和3所示，分别为光学和扫描电镜组织。侵蚀剂为4%的硝酸酒精溶液。由图2可见, 在 (+)两相区加热淬火后钢板的组织为铁素体基体上分布着岛状马氏体(M)。白色的组织
14、为多边形铁 素体，灰白色的组织是马氏体，而且三种不同成分的钢种在退火工艺参数基本相同的的情况下（保 温温度相同，No.2的保温时间少10s,其它退火工艺参数均相同），而且随着钢中碳含量的升高，马氏 体的含量也随之增加，从而最终影响双相钢的力学性能。 温度 时间 720830 80s、 90s 快速加热 50 280，250s 空冷 680 图1 盐浴退火实验工艺 缓冷段 2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会 2007年5月 沈阳 283 图2 三种成分钢退火后的横向金相组织 (a) No.1 800保温90s（b）No.2 780保温80s (c) No.3 780保温90s Fig.
15、 2 Transverse Microscopic Structure of Three Kinds of Components (a) No.1 soaking at 800 for 90s; (b) No.2 soaking at 780 for 80s;(c) No.3 soaking at 780 for 90s 图3为实验用钢的扫描电镜组织。在扫描电镜下观察时，马氏体一般呈亮白色，铁素体一般呈暗 黑色。从图3可以观察到暗黑色的铁素体基体上分布着亮白色的马氏体，同时还可以观察到具有亮白 色边圈，心部呈黑色的岛状组织，这是由于Mn通过铁素体或沿铁素体晶界扩散时，在奥氏体岛的周 围形成了高
16、Mn的边圈，使得奥氏体岛的边部比中心有更高的淬透性，从而在冷却过程中形成了高锰 的马氏体边圈及中心部分形成的渗碳体加铁素体的聚合体。 图3 双相钢的扫描照片（a）No.1成分(b)No.2成分(c)No.3成分 Fig. 3 Stereoscan Photographs of DP steels (a)component No.1 (b) component No.2 (c) component No.3 3.2 透射电镜形貌观察 用透射电镜主要观察双相钢中马氏体周边的铁素体中的位错形态和马氏体的亚结构如图4所示。 在马氏体周边的铁素体由于在奥氏体()马氏体(M)相变时的比容发生变化受到挤压而
17、生成高 密度的位错。 马氏体相变导致体积膨胀,在与之相邻的铁素体内诱发大量可动位错(图4),在较低应力下 位错源就被激活,因此双相钢表现出低屈服与连续屈服的特征。 图4 双相钢退火试样的TEM照片（a）双相结构(铁素体+马氏体)No.2成分（20000） ； (b)马氏体附近的位错，No.3成分（15000） Fig.4 TEM Photographs of annealed samples of DP steels(a) dual phase structure ( F + M) component No.2 (20000); (b) the dislocation near martens
18、ite component No.3(15000) （a） （b）（c） （a）（b） （a） （b）（c） F M M F Dislocation F M 2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会 2007年5月 沈阳 284 3.3 力学性能 表3为三种不同成分的双相钢双相处理后测得的力学性能、 拉伸应变硬化指数(n值)和塑性应变比 (r值)。由于双相钢在拉伸时无明显屈服点出现,就用条件应力0.2代替。 从实验结果可知，实验用钢具有高的抗拉强度和低的屈强比，低的屈服强度，抗拉强度大于 800MPa，No.1 和No.2的屈强比小于0.60；高的初始加工硬化速率，n值大于0.23，高的n
19、值能够有利 于防止材料在成形过程中早期鼓起和褶皱的发生。从图5的应力-应变曲线可以看出，应力-应变曲线 平滑，无物理屈服点和屈服延伸区，而且均匀延伸区范围较宽。原因：双相钢是经过+两相区热处 理,铁素体中的大量碳(氮)化物溶解或部分溶解,在快冷过程中来不及析出或者以极细小的颗粒重新析 出,当质点的尺寸很小时,位错线将切过粒子而不发生弯曲,这样就大大减弱了原来的强化效应。同时, 由于双相区热处理以及其后的缓冷过程中新生铁素体的析出,使C， Mn等元素充分向奥氏体转移(这部 分奥氏体在快冷中转化为马氏体),因而最终的F+M双相组织中,铁素体比较“纯净”,在外力加载下,柔 软的铁素体首先屈服使得双相
20、钢具有低的屈服强度。同时,在快冷过程中,马氏体相变导致体积膨胀, 在与之相邻的铁素体内诱发大量可动位错(图4b) ,在较低应力下位错源就被激活,因此双相钢表现出 低屈服与连续屈服的特征3。 成分No.2和No.3由于延伸率偏低故没有测出r值，成分No.3的均匀延伸率太低，原因可能是双相 区退火温度780偏低，组织中的铁素体不太纯净，从而使铁素体的延性降低，屈服强度升高。 表3 实验用钢的力学性能、n值和r值 Table 3 Mechanical properties, n value and r value of tested steel 编号 双相区 淬火工艺 屈服强度 0.2/MPa 抗拉
21、强度 b/MPa 延伸率 A % 0.2/bn值 r值 No.1 800 455 830 17.3 0.550.23460.5088 No.2 780 425 810 14.0 0.520.3314 No.3 780 500 815 0.610.3502 图 5 实验用钢的应力应变曲线 Fig.5 The stress-strain curve of tested steel 4 结论 (1) 在实验室试制了三种不同成分的高强度C-Mn-Si系双相钢,屈服强度最低为425MPa,抗拉强度最 高达到830MPa，屈强比小于0.60，50mm标距的拉伸试样延伸率达到17.3%，加工硬化指数n值 /
22、MPa 0.000.020.040.060.080.100.120.140.160.18 0 100 200 300 400 500 600 700 800 900 2007年全国塑性加工理论与新技术学术研讨会 2007年5月 沈阳 285 超过了0.23，No.1 和No.2的力学性能还可以，但No.3的延伸率太低，这可能与退火工艺或成分 有关。退火后的显微组织为马氏体岛分布于铁素体基体或分布于铁素体晶界。 (2) 由于测得的相变点有误差，所以临界区加热温度相对高一点对最终的组织性能是有利的，例如 成分No.1 800加热,而No.1和No.2的性能就不理想，680 快冷有利于新生铁素体的形
23、成,有利 于降低屈强比,提高延伸率。 (3) 双相钢钢板用临界区不同温度加热淬火,获得了不同(M+F)比例的双相钢。可以通过调整两相区 的淬火加热温度和随后的回火工艺来调节钢板的力学性能。 参考文献 1 马鸣图,吴宝榕. 双相钢-物理和力学冶金. 北京:冶金工业出版社,1988. 2 张梅,车用双相钢钢板强韧性研究.上海大学硕士学位论文, 2000. 3 R.O. Rocha, T.M.F. Melo, E.V. Pereloma, D.B.Santos. Microstructural evolution at the initial stages of continuous annealing of cold rolled dual-phase steel ,Materials Science and Engineering A 391 (2005) 296304. 4 邝霜,康永林等. 600MPa级冷轧双相钢的试制与研究. 材料工程, 2006(增刊1):330-331.