CN111826507B

CN111826507B - 一种超高屈强比钢的生产工艺

Info

Publication number: CN111826507B
Application number: CN202010564620.3A
Authority: CN
Inventors: 肖彪
Original assignee: Valin Arcelormittal Automotive Steel Co ltd
Current assignee: Valin Arcelormittal Automotive Steel Co ltd
Priority date: 2020-06-19
Filing date: 2020-06-19
Publication date: 2021-12-03
Anticipated expiration: 2040-06-19
Also published as: CN111826507A

Abstract

本发明所提供一种超高屈强比钢及其生产工艺，在带钢快速冷却后通过预应变处理提供位错源，在预应变处理后采用位错钉扎强化处理；其中，错钉扎强化钢为属低合金化钢，碳含量为0.02%～0.77%；其生产工艺为：所述工艺路径为：冷轧带钢→连续退火→快速冷却→预应变处理→位错钉扎强化处理，本方案的超高屈强比钢有足够的塑性和良好的焊接性能。可用于制作需要形状稳定性好，抗变形能力高，以及高扩孔要求的零件，如汽车的电池护板、保险杠、座椅导轨、加强件以及量具等零件。也可用于制造需要高弹性极限的弹簧钢。

Description

一种超高屈强比钢的生产工艺

技术领域

本发明涉及钢铁材料、冶金相关领域，尤其是指一种超高屈强比钢的生产工艺。

背景技术

一些汽车零部件的制造对所用的材料提出了高的抗变形能力，要求具有足够的形状稳定性和较高的屈服强度，如电池包、座椅的滑轨、防撞梁、加强件等。目前市场上的高强钢包括DP、CP、MP、TRIP和Q&P等系列产品具有足够高的抗拉强度，但这些材料的或是生产工艺复杂，或者成本较高，或是屈服强度不够高，从而不能很好的满足生产和使用要求。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有足够高的屈服强度的超高屈强比钢及其生产工艺。

为实现上述目的，本发明所提供的技术方案为：一种超高屈强比钢及其生产工艺，在带钢快速冷却后通过预应变处理提供位错源，在预应变处理后采用位错钉扎强化处理；其中，错钉扎强化钢为属低合金化钢，碳含量为0.02%～0.77%；其生产工艺为：

所述工艺路径为：冷轧带钢→连续退火→快速冷却→预应变处理→位错钉扎强化处理，其中，

1）、退火温度为确保带钢部分或全部奥氏体化的温度和时间，退火温度730℃～900℃，保温时间≥30秒；

2）、快速冷却应确保存在马氏体的相变，冷却速率≥15℃/s；

3）、预应变处理提供足够的位错源，位错源总变形量0.02%～10%；

4）、足够的位错钉扎强化处理的温度，温度为100℃～550℃；

5）、足够的位错钉扎强化处理的时间，时间≥1分钟。

作为优选，预应变处理为轧制、拉矫、弯曲，预应变处理是在线连续式处理。

作为优选，位错钉扎处理后的带钢，屈服强度相比快速冷却后至少提升35MPa。

作为优选，在预应变处理、位错钉扎强化处理的前或后，采用热镀、电镀和涂镀工艺制成具有金属镀层或非金属镀层的复合材料。

作为优选，在快速冷却之后增加时效处理工艺。

作为优选，在位错钉扎强化处理后增加平整、拉矫工艺。

作为优选，显微组织是铁素体为基体的材料，含有马氏体、回火马氏体、残余奥氏体的体积分数之和至少为10%。

作为优选，位错钉扎强化处理为连续式处理或离线的罩式处理。

作为优选，机械性能满足屈服强度和抗拉强度之比≥0.65。

本发明的超高屈强比钢的屈服强度较相同成分和淬火工艺的DP钢、CP钢等更高，超高屈强比钢有足够的塑性和良好的焊接性能。可用于制作需要形状稳定性好，抗变形能力高的零件，如汽车的保险杠、座椅导轨、加强件等结构件。超高屈强比钢属于冷轧带钢，主要是利用了间隙原子对位错形成钉扎作用提高屈服强度。热处理工艺中的特点是在带钢快速冷却后实施预应变处理以提供足够的位错源，然后实施位错钉扎强化处理，以提高屈服强度。

附图说明

图1为本发明的显微组织结构。

图2为本发明的应力应变拉伸曲线。

图3为本发明的具有上屈服强度的应力应变拉伸曲线。

图4为本发明的化学成分对照表。

具体实施方式

下面结合所有附图对本发明作进一步说明，本发明的较佳实施例为：参见附图1至附图4，本实施例所述的超高屈强比钢在具有足够的塑性和良好的焊接性能同时，具备较高的抗塑性变形能力，可用于制作在高应力作用下保持形状稳定，而不容易发生塑性变形的零件，或安全结构件。和相同成分和淬火工艺的DP、CP等钢相比，本发明塑性稍有下降，但屈服强度更高，甚至抗拉强度也有所增加。因此，本发明提供的生产方法成本低，生产的产品性能稳定、可靠。

1949由Cottrell和Bilby提出了柯氏气团理论，解释了BCC和FCC晶粒中的间隙原子对位错的钉扎作用。本发明的超高屈强比钢主要利用了C、N等间隙原子对位错钉扎现象，以提升钢材的上屈服强度。本发明的连续热处理工艺的主要特点是：带钢在快速冷却后需进行预应变处理，提供足够的变形量；在预应变之后对带钢加热保温，以形成位错钉扎强化。

热处理工艺可为在带钢快速冷却后实施≥0.02%～10%的变形，或更高的变形量，然后对其进行≥1分钟 100℃～550℃的位错钉扎强化处理。较佳的位错钉扎强化处理工艺可为对带钢实施1～20分钟300℃～450℃的处理。或2～25分钟200℃～300℃的处理。或3～30分钟 150℃～250℃的处理。处理时间越长，处理的温度可以小。

位错钉扎处理后，带钢可能出现上屈服点，如图4，在某一工艺处理下可使得上屈服点强度大于等于抗拉强度。然而，在某一位错钉扎强化处理温度时，强度的提升量和预应变处理量成近似的线性关系，抗拉强度和位错钉扎强化处理也存在一定关系。预应变处理前的淬火温度、时效温度和强度提升也存在一定关系。因此，可以通过确定热处理工艺，研究位错钉扎强化温度，配合预应变量设计出合适的强度范围的超高屈强比钢，并可根据需要设计出或避免出现上屈服点大于等于抗拉强度的现象。

本发明所指的抗拉强度是材料屈服变形后均匀塑性形变向局部集中塑性变形过渡的临界值，并非仅仅是在静拉伸条件下的最大应力值。对于连续屈服的材料，是在静拉伸条件下的最大应力值。对于有上下屈服点的材料，是材料在静拉伸条件下出现屈服变形之后最大的应力值。

以下提了供估算屈服强度、抗拉强度的拟合方程，旨在辅助设计出合适的强度的超高屈强比钢，方程的定义域、系数需根据实际材料特性进行确定。

（1）在处理温度、时间等条件一定时，屈服强度变化量和变形量的计算方法可近似如下：

其中：

QUOTE

——屈服强度变化量，MPa；

QUOTE

——一次项系数；

QUOTE

——预应变的变形量，%；

QUOTE

——常数。

（2）在其他条件一定时，屈服强度变化量和位错钉扎强化处理温度的计算方法可近似如下：

其中：

QUOTE

—— 屈服强度变化量，MPa；

QUOTE

—— 二次项系数；

QUOTE

—— 位错钉扎强化处理温度，℃；

QUOTE

—— 一次项强度系数；

QUOTE

—— 常数。

（3）在其他条件一定时，抗拉强度变化量和位错钉扎强化处理温度的计算方法可近似如下：

其中：

QUOTE

—— 抗拉强度变化量，MPa；

QUOTE

—— 三次次项系数；

QUOTE

—— 位错钉扎强化处理温度，℃；

QUOTE

—— 二次项强度系数；

QUOTE

—— 一次项系数；

QUOTE

—— 常数。

超高屈强比钢属于低合金化钢，化学成分可满足：C%为0.02%～0.25%；Si为0.08%～2.2%；Mn为0.8%～3.0%；P≤0.08%；S≤0.03%；Cr+Mo≤1.4%，Nb+Ti≤0.5%；B≤0.005%；V≤0.25%；Cu≤0.20%；Al≥0.01%，其余为Fe和不可避免的杂质元素。带钢采用较低碳当量的成分方案，以获得良好的焊接性能，采用下式计算，一般的碳当量满足≤0.8%。

更有利于焊接的化学成分：C%为0.02%～0.10%；Si%为0.1%～0.4%；Mn为1.0%～2.8%；P≤0.05%；S≤0.025%；B≤0.005%；Cr≤0.5%；Mo≤0.5%；V≤0.5%；Ni≤0.5%；Nb≤0.15%；Ti≤0.15%；Al≥0.01%，其中Cr+Mo≤1.4%，Nb+Ti≤0.20%。其余为Fe和不可避免的杂质元素。且碳当量满足≤0.65%。为提高焊接性能降低碳当量，以上合金成分可以进一步降低。

带钢的退火温度选择为部分奥氏体或全奥氏体化温度区域。在快速冷却中，这些奥氏体将会出现马氏体、贝氏体、残余奥氏体等的相变，超高屈强比钢的显微组织是铁素体为基体，含有的马氏体、回火马氏体、残余奥氏体的体积分数之和至少为10%。因此，超高屈强比钢的显微组织是以铁素体为基体，含有马氏体、贝氏体、残余奥氏体等的双相或多相组织。

预应变处理的目的是给位错钉扎强化处理提供足够的位错源，一般可以采用轧制、弯曲、拉矫等变形方式，预应变处理是在线连续式的处理，即生产时保持不同钢卷在开卷后进行头、尾对焊，实现了连续式生产。

本发明的利用了柯氏气团效应、马氏体回火、参与奥氏体的分解和第二相粒子的析出等影响，提高屈服极限或上屈服强度，从而提高屈强比，或弹性极限。其中主要运用了柯氏气团效应和第二相粒子对位错钉扎作用，位错钉扎处理的目的之一是使得在位错钉扎处理时，C、N等间隙原子在获得能量后向位错聚集，形成柯氏气团，从而对位错形成钉扎。实际上在快速冷却过程中，马氏体周围会出现自由位错，这部分位错也会提供位错钉扎强化作用。超高屈强比钢是利用了C、N等间隙原子对位错的钉扎强化作用，在超高屈强比钢的变形中，C、N等间隙原子将会阻碍位错的移动，从而提高了钢材的屈服强度。因此增加预应变量，会增加位错密度，引起受间隙原子钉扎的效应更加显著。尤其是预应变处理提高了位错密度，引起受到钉扎的位错数目增加，导致柯氏气团密度增加，屈服强度上升。并导致上屈服强度的出现，当各强化综合效果到达一定程度时，如柯氏气团，第二相粒子钉扎，应变硬化等，则会出现上屈服强度接近或大于等于抗拉强度的超高屈服效应。

另一方面，屈服强度的提高和第二相粒子的析出强化也有关系。提高预应变量会引起残余奥氏体分解形成马氏体，即形变诱导相变效应，同时引起铁素体和马氏体中的碳化物析出增多，提升屈服强度。在一定范围内，提高位错钉扎处理温度将有利于提高屈服强度，中马氏体中存在细小的析出物，随着回火温度的增加，析出物更多，但同时变得粗大，马氏体的中的碳化物逐渐球化。由于第二相的析出将会阻碍位错钉的移动，析出相产生的强化作用在第二相尺寸细小、数量较多的情况下，可使带钢获得更大的强化效果。但随着温度升高导致马氏体分解，铁素体再结晶，位错密度减少，会导致强度降低。对于不可变形的而第二相粒子而言，位错会绕过第二相产生位错增值和位错环，提高变形所需的应力，即奥罗万析出强化。对于第二相是可变形时，位错将穿越质点而造成共格应变，形成因弹性交互作用并出现一定的强化效应。

上屈服点的出现可解释为与金属存在的溶质相关，溶质原子在位错出形成的柯氏气团对位错有钉扎作用，位错在挣脱气团钉扎时需要获得较高的能量，因此提高了屈服极限，或提高了上屈服点。当位错挣脱原子钉扎后，位错移动所需的能量得到了降低。

此外，在冷却后可增加热镀工艺实现生产带有金属镀层的超高屈强比钢。为了在位错钉扎处理中获得更多的C、N等间隙原子，在预应变处理前可增加过时效处理工艺。在位错钉扎强化处理后可增加平整、拉矫等工艺，以改善板型和表面质量。

作为优选，超高屈强比钢当存在上屈服强度时，上屈服强度≥500MPa；当无上屈服强度时，0.2%变形所对应的应力（即屈服强度）≥500MPa。抗拉强度≥600MPa。

作为优选，超高屈强比钢当存在上屈服强度时，上屈服强度≥650MPa；当无上屈服强度时，0.2%变形所对应的应力（即屈服强度）≥650MPa。抗拉强度≥800MPa。

作为优选，超高屈强比钢当存在上屈服强度时，上屈服强度≥850MPa；当无上屈服强度时，0.2%变形所对应的应力（即屈服强度）≥850MPa。抗拉强度≥1000MPa。

作为优选，超高屈强比钢当存在上屈服强度时，上屈服强度≥1000MPa；当无上屈服强度时，0.2%变形所对应的应力（即屈服强度）≥1000MPa。抗拉强度≥1200MPa。

增加位错钉扎强化处理的温度有利于提高扩孔率。在错钉扎强化处理后，会使得马氏体发生回火而降低了硬度，相的界面强度得到了增强，尤其是本发明提供了采用位错钉扎强化处理提高了铁素体的强度。综合的结果是使得各相、界面的强度趋于一致，提高了裂纹扩展所需的能量，使得裂纹在马氏体、相界、铁素体的萌生和扩展更为均匀，从而提高了扩孔率。因此提高位错钉扎强化处理的温度，也有利于提高扩孔率。

一般的，对于抗拉强度≥600MPa的材料，扩孔率至少提升5%；对于抗拉强度≥1000MPa的材料，扩孔率至少提升10%。如在合适的成分、工艺条件下，如当位错钉扎强化处理的温度≥250℃时，可使得扩孔率≥40%；当位错钉扎强化处理的温度≥350℃时，扩孔率可到达50%。甚至综合位错钉扎强化处理和回火的效果，进一步优化工艺等参数，可实现抗拉强度≥1000MPa的同时，扩孔率可达到90%。

作为优选，一般的，抗拉强度≥600MPa的同时，扩孔率≥50%。

作为优选，更优秀的，抗拉强度≥600MPa的同时，扩孔率≥60%。

作为优选，一般的，抗拉强度≥800MPa的同时，扩孔率≥45%。

作为优选，更优秀的，抗拉强度≥800MPa的同时，扩孔率≥55%。

作为优选，一般的，抗拉强度≥1000MPa的同时，扩孔率≥40%。

作为优选，更优秀的，抗拉强度≥1000MPa的同时，扩孔率≥50%。

作为优选，一般的，抗拉强度≥1200MPa的同时，扩孔率≥35%。

作为优选，更优秀的，抗拉强度≥1200MPa的同时，扩孔率≥45%。

为了解释本发明的特点，增加了化学成分相同的对照组从以下化学成分、工艺路径、金相组织和机械性能等四个方面进行说明。

化学成分如表如附图4所示，注：其他提高淬透性的元素未列出。

一、本发明1的工艺路径为：冷轧带钢→退火→快速冷却→镀锌→预变性→位错强化处理→平整。其中：

1）、退火温度760℃，时间2分钟；

2）、快速冷却速率45℃/s；

3）、预变形量为0.5%；

4）、位错强化处理时间5分钟，处理温度200℃；

5）、平整延伸率0.5%。

二、本发明2的工艺路径为：冷轧带钢→退火→快速冷却→镀锌→预变性→位错强化处理→平整。其中：

1）、退火温度760℃，时间2分钟；

2）、快速冷却速率45℃/s；

3）、预变形量为1.0%；

4）、位错强化处理时间5分钟，处理温度300℃；

5）、平整延伸率0.5%。

三、对照组工艺路径为：冷轧带钢→退火→快速冷却→镀锌→平整。其中：

1）、退火温度760℃，时间2分钟；

2）、快速冷却速率45℃/s；

3）、平整延伸率0.5%。

显微组织

经过以上处理，本分发明和对照组具有类似显微组织。本发明的金相显微如图所示，含有铁素体、马氏体、回火马氏体和少量贝氏体等显微组织结构，其中马氏体、回火马氏体和残余奥氏体之和的体积比≥25%。

机械性能：屈服强度为下屈服强度，或在无屈服平台时的0.2%对应的应力。

如图2所示，本发明1的屈服强度为985MPa，抗拉强度为1020MPa，延伸率为10%。相比对照组，虽然本发明的延伸率降低了3%，但带钢的屈服强度增加了349MPa，屈强比达到了0.97。而本发明2的屈强比更是到达了1.04，出现上屈服强度成为拉伸曲线上的最高应力点的超高屈服效应。

本发明的超高屈强比钢的屈服强度较相同成分和淬火工艺的DP钢、CP钢等更高，超高屈强比钢有足够的塑性和良好的焊接性能。可用于制作需要形状稳定性好、抗变形能力高的零件，如汽车的保险杠、座椅导轨、加强件等结构件。对于不考虑应力集中而造成的不利影响情况时，若结构件需要获得形状稳定性高性能，本发明可提供理想的超高屈服效应的钢材。如对电池增加一层超高屈服效应钢的防护板，确保防护板在受到冲击时仅发生弹性变形或有限的塑性变形，而保护内部线路不受挤压至短路。再如一些精密的仪器结构件、金属材质的量具也可采用具有超高屈服效应钢钢材。也可用于制造需要高弹性极限的弹簧钢。

超高屈强比钢属于冷轧带钢，是利用了间隙原子对位错形成钉扎作用提高屈服强度。热处理工艺中的特点是在带钢快速冷却后实施预应变处理以提供足够的位错源，然后实施位错钉扎强化处理，以提高屈服强度。

Claims

1.一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：在带钢快速冷却后通过预应变处理提供位错源，在预应变处理后采用位错钉扎强化处理，以提高机械性能；其中，超高屈强比钢属低合金化钢，其碳含量为 0.02%～0.77%；屈服强度和抗拉强度之比≥0.85；

其生产工艺为：

所述工艺路径为：冷轧带钢→连续退火→快速冷却→预应变处理→位错钉扎强化处理，其中：

1）、退火温度为确保带钢部分或全部奥氏体化的温度和时间，退火温度730℃～900℃，保温时间≥30 秒；

2）、快速冷却确保存在马氏体的相变，冷却速率≥15℃/s；

3）、预应变处理提供足够的位错源，位错源总变形量 0.02%～10%；

4）、提供足够的位错钉扎强化处理的温度，温度为 100℃～550℃；

5）、提供足够的位错钉扎强化处理的时间，时间≥1 分钟。

2.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：预应变处理为轧制、拉矫或弯曲，预应变处理是在线连续式处理；位错钉扎处理后的带钢，屈服强度相比快速冷却后至少提升 35MPa。

3.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：在预应变处理处理前或后，采用热镀、电镀或涂镀工艺之一制成具有金属镀层或非金属镀层的复合材料。

4.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：在快速冷却之后增加时效处理工艺；在位错钉扎强化处理后增加平整或拉矫工艺。

5.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：显微组织是铁素体为基体的材料，含有马氏体、回火马氏体、残余奥氏体的体积分数之和至少为 10%。

6.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：位错钉扎强化处理为连续式处理或离线的罩式处理；位错钉扎处理后的带钢，扩孔率相比快速冷却后至少提升 5%。

7.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：机械性能满足：抗拉强度≥1000MPa 时，当位错钉扎强化处理的温度≥250℃ 时，使得扩孔率≥40%；当位错钉扎强化处理的温度≥350℃时，使得扩孔率≥50%。

8.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：所述的屈强比为：1）若存在上屈服强度，则：屈强比=上屈服强度÷抗拉强度；

2）若不存在上屈服强度，则：屈强比=发生 2%变形时的强度÷抗拉强度。

9.根据权利要求 1 所述的一种超高屈强比钢的生产工艺，其特征在于：用于弹簧钢生产时，原料为冷轧带钢、棒材、线材、板材或型材。