一种高强塑积冷轧TRIP钢及其制备方法与流程

本发明属于高强塑积冷轧汽车用钢技术领域，特别涉及一种高强塑积冷轧TRIP钢及其制备方法，

背景技术：

近年来，先进高强钢迅速发展。强塑积在15-20GPa·％的第一代高强钢如双相(DP)钢、相变诱导塑性(TRIP)钢、复相(CP)钢、马氏体钢等已经在汽车中得到应用，对汽车轻量化起到了非常重要的作用。但第一代先进高强钢的成形性有待提高以满足日益提升的汽车设计需求。作为第二代先进高强钢的孪晶诱导塑性(TWIP)，其强塑积可达到60GPa·％，但由于其在性能上具有较低的屈服强度，在生产上合金含量高使得生产难度大、成本高等一系列因素未能得到广泛应用。当前正在开发的第三代先进高强钢要求强度与延性的匹配较第一代先进高强度钢大幅提升，以便赋予冲压构件更好的成形性，赋予安全件更高的吸能或防碰撞变形能力，从而满足汽车工业技术进步的要求。因此，高强度、高成形性、高性价比、性能稳定的高强塑积高强钢成为第三代高强钢的追求目标。

第一代高强TRIP钢早期的研发过程中，在化学成分中加入了较多昂贵的Ni、Cr等合金元素，应用受到一定限制。近些年研发的TRIP钢多为C-Si-Mn体系，并加入一定量的Nb、V等元素，虽然具有优异的力学性能，强塑积匹配依然不合理，成形性有待提高，焊接性较差，而且Si含量高，不仅使得热轧表明氧化严重，而且镀锌过程中Si氧化形成的SiO₂和Mn₂SiO₃导致钢板表面在液态锌中的湿润性恶化，造成涂镀困难，表面质量变差。

技术实现要素：

为解决上述技术问题，本发明通过提高Al含量、降低Si含量、优化生产工艺方案，提供了一种强度高、延性大、强塑积高、焊接性优的冷轧TRIP钢。同时，本发明还提供了该冷轧TRIP钢的制备方法，制备方法采用预淬火+退火工艺，预淬火使退火前钢的组织全部为马氏体，从而使退火过程中，更利于形成大量的、薄膜状的、稳定的残留奥氏体，以这种残留奥氏体的TRIP效应来提高钢的延伸率，获得更好的强度延性匹配。

本发明提供了一种高强塑积冷轧TRIP钢，其化学成分质量百分数为：

C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Al 1.6-2.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明提供了一种高强塑积冷轧TRIP钢的制备方法：

铸坯化学成分质量百分数为C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Al1.6-2.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质，此化学成分的铸坯进行如下步骤：

1)将所述铸坯锻造、加热、热轧、水冷卷取，得到热轧钢带；

2)将所述热轧钢带进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢带；

3)将所述冷轧钢带进行预淬火处理，具体为：将所述冷轧钢带再加热并保温一定的时间，然后水淬至室温，得到全马氏体组织的钢带；

4)将所述淬火后的全马氏体组织的钢带清洗后进行退火，退火后快速水冷至一定温度并保温一定的时间，然后快速水冷至室温，制成成品钢带。

这种高强塑积冷轧TRIP钢的制备方法，其特征在于：

步骤1)所述的铸坯锻造后加热，加热温度为1150-1250℃，保温时间1-3h，四辊轧机6道次轧制，每道次压下率为30-45％，热轧开轧温度1050℃，终轧温度为800-900℃，然后水冷至600-680℃并保温0.5-2h模拟卷取，随后随炉冷却，得到厚度为4.8mm的热轧钢带。

步骤2)所述的冷轧步骤在两辊冷轧机进行6道次轧制和1道次平整轧制，得到厚度为1.5mm的冷轧钢带。

步骤3)所述的预淬火处理过程中，所述冷轧钢带的再加热温度为1050-1250℃，保温时间为4-10min。

优选地，步骤3)所述的预淬火处理过程中，所述冷轧钢带的再加热温度为1080-1150℃，保温时间为5min。

步骤4)所述的退火温度为750-950℃，退火保温时间为3-7min，退火后快速冷却至380-480℃，保温3-7min。

优选地，步骤4)所述的退火温度为780-900℃，退火保温时间为5min，退火后快速冷却至400℃，保温5min。

本发明所生产的冷轧TRIP钢力学性能满足抗拉强度869-977MPa、屈服强度572-658MPa、延伸率29.3-33.6％、强塑积25.5-32.8GPa·％，组织中含有15.7-20.2％的薄膜状残留奥氏体。

本发明提供的冷轧TRIP钢具有下列特点：(1)不含Ni、Cr、Nb、V等元素，合金成本低。(2)采用了降低Si含量提高Al含量的方案改善了钢板的焊接性能，并且由于Si含量低，钢板的涂镀性变得非常优异，从而大大改善了表面质量。(3)本发明钢强度高、延伸率大、强塑积高、强度与延性匹配好，大大提高了钢的成形性和碰撞吸收能。(4)在本发明冷轧TRIP钢的制备过程中，热处理前钢的组织全部为板条马氏体，有利于退火时形成大量的、薄膜态的残留奥氏体。这种薄膜态的残留奥氏体与等轴态、块状的残留奥氏体相比，不仅能提高钢的延伸率，而且其在钢中的稳定性非常高，将其应用于汽车零部件制备后，如遇车辆碰撞，大量薄膜态残留奥氏体发生马氏体转变，瞬时诱导塑性增长，有效进行碰撞能量吸收，进而大大提高了汽车碰撞安全系数。

附图说明：

图1为本发明强塑积25.5GPa·％的对比例3的SEM-EBSD照片

图2为本发明强塑积32.8GPa·％的实施例1的SEM-EBSD照片

具体实施方式

本发明提供了一种高强塑积冷轧TRIP钢，其化学成分质量百分数为：C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Al 1.6-2.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明提供了一种高强塑积冷轧TRIP钢的制备方法，铸坯化学成分量百分比为C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Alt 1.6-2.5％，P≤0.01％，S ≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质，将满足此化学成分的铸坯进行如下制备步骤：

1)将所述铸坯锻造、加热、热轧、水冷卷取，得到热轧钢带；

2)将所述热轧钢带进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢带；

3)将所述冷轧钢带进行预淬火处理，具体为：将所述冷轧钢带再加热并保温一定的时间，然后水淬至室温，得到全马氏体组织的钢带；

4)将所述淬火后的全马氏体组织的钢带清洗后进行退火，退火后快速水冷至一定温度并保温一定的时间，然后快速水冷至室温，制成成品钢带。

这种高强塑积冷轧TRIP钢的制备方法，其特征在于：

步骤1)所述的铸坯锻造后加热，加热温度为1150-1250℃，保温时间1-3h，四辊轧机6道次轧制，每道次压下率为30-45％，热轧开轧温度1050℃，终轧温度为800-900℃，然后水冷至600-680℃并保温0.5-2h模拟卷取，随后随炉冷却，得到厚度为4.8mm的热轧钢带。

步骤2)所述的冷轧步骤在两辊冷轧机进行6道次轧制和1道次平整轧制，得到厚度为1.5mm的冷轧钢带。

步骤3)所述的预淬火处理过程中，所述冷轧钢带的再加热温度为1050-1250℃，保温时间为4-10min。

优选地，步骤3)所述的预淬火处理过程中，所述冷轧钢带的再加热温度为1080-1150℃，保温时间为5min。

步骤4)所述的退火温度为750-950℃，退火保温时间为3-7min，退火后快速冷却至380-480℃，保温3-7min。

优选地，步骤4)所述的退火温度为780-900℃，退火保温时间为5min，退火后快速冷却至400℃，保温5min。

本发明所生产的冷轧TRIP钢力学性能满足抗拉强度869-977MPa、屈服强度572-658MPa、延伸率29.3-33.6％、强塑积25.5-32.8GPa·％，组织中含有15.7-20.2％的薄膜状残留奥氏体。

为了深入了解本发明，下面结合附图、具体实施例、以及对比例对本发明进行了详细说明。

对比例1

铸坯化学成分(质量百分数％)为0.20％C，1.5％Si，1.78％Mn，0.035％Al，0.01％P，0.005％S，其余为Fe和不可避免的杂质。将铸坯锻造后加热至1200℃，保温2h，四辊轧制6道次轧制，开轧温度1050℃，终轧温度850℃，水冷至640℃并保温1h模拟卷取，随后随炉冷却，得到厚度为4.8mm的热轧钢带。热轧钢带酸洗后在两辊冷轧机进行6道次轧制和1道次平整轧制，得到1.5mm厚的冷轧钢带。冷轧钢带进行退火处理，退火保温温度800℃，保温时间5min，然后冷却至420℃保温5min，然后冷却至200℃以下后自然冷却至室温。成品钢带的力学性能如表2所示。

对比例2

铸坯主要化学成分(质量百分数％)如表1所示，还含有0.01％P，0.004％S，0.005％N，其余为Fe和不可避免的杂质。制备步骤与对比例1所述制备方法基本相同，唯一区别为，对比例2的退火保温温度为820℃。得到成品钢带的力学性能如表2所示。

对比例3

铸坯主要化学成分(质量百分数％)如表1所示，还含有0.007％P，0.006％S，0.004％N，其余为Fe和不可避免的杂质。制备步骤与对比例1所述制备方法基本相同，唯一区别为，对比例3的退火保温温度分别为780℃、850℃、900℃，然后冷却至400℃。得到成品钢带的力学性能如表2所示。

对比例4

铸坯主要化学成分(质量百分数％)如表1所示，还含有0.009％P，0.004％S，0.005％N，其余为Fe和不可避免的杂质。制备步骤采用与对比例1相同的热轧、冷轧步骤得到冷轧钢带；然后进行预淬火步骤，将冷轧钢带再加热至1100℃，保温5min，随后水淬至室温；随后进行退火步骤，将室温钢带加热至950℃保温5min，然后快速冷却至400℃保温5min，得到成品钢带。其力学性能如表2所示。

实施例1

铸坯主要化学成分(质量百分数％)如表1所示，还含有0.006％P，0.003％S，0.004％N，其余为Fe和不可避免的杂质。制备步骤与对比例4基本相同，唯一不同在于，实施例1的退火步骤中将室温钢带分别加热至780℃、850℃、900℃。得到成品钢带的力学性能如表2所示。

实施例2

铸坯主要化学成分(质量百分数％)如表1所示，还含有0.005％P，0.004％S，0.002％N，其余为Fe和不可避免的杂质。制备步骤采用与对比例1相同的热轧、冷轧步骤得到冷轧钢带；然后将冷轧钢带再加热至1150℃，保温6min，随后水淬至室温；随后进行退火步骤，将室温钢带分别加热至780℃和850℃，并分别保温4min和6min，然后分别快速冷却至425℃保温6min，得到成品钢带。其力学性能如表2所示。

实施例3

铸坯主要化学成分(质量百分数％)如表1所示，还含有0.007％P，0.004％S，0.003％N，其余为Fe和不可避免的杂质。制备步骤采用与对比例1相同的热轧、冷轧步骤得到冷轧钢带；然后将冷轧钢带再加热至1200℃，保温8min，随后水淬至室温；随后进行退火步骤，将室温钢带分别加热至850℃和900℃，并分别保温6min和7min，然后分别快速冷却至445℃保温7min，得到成品钢带。其力学性能如表2所示。

表1实施例和对比例的化学成分及退火工艺

表2成品力学性能及残留奥氏体定量

由表2可以看出：

(1)本发明实施例1、实施例2、实施例3采用预淬火+退火工艺生产的冷轧TRIP钢屈服强度527-658MPa、抗拉强度869-977MPa、延伸率29.3-33.6％、强塑积25.5-32.8GPa·％，组织中含有15.7-20.2％的薄膜状残留奥氏体。尽管实施例1、实施例2、实施例3三种不同的成分在不同热处理工艺下得到的成品性能有一定的波动，且随着Al含量的升高有下降趋势，但各项性能指标均高于常规退火工艺的对比例1、对比例2、对比例3。且结合表1的成分可以看到，对比例1和对比例2均含有大约1.5％的Si，会导致成品表面质量变差，涂镀困难。另外，对比例3还含有Nb、V，合金成本高。

(2)成分相同、退火温度相同的对比例3和实施例1相比，虽然对比例3的屈服强度可以达到1005-1127MPa，但其延伸率仅为16.4-25.3％，从而导致其强塑积低于实施例1。

(3)成分相同的对比例4和实施例1相比，对比例4的延伸率下降非常明显，说明950℃时，钢中的奥氏体化程度较大，在冷却至400℃进行贝氏体转变过程中生产了较多体积百分比的贝氏体，从而降低了钢的延展性。故950℃不是理想的热处理加热温度。

最后所应说明的是，以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并非用于限制本发明，凡在本发明技术方案的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的权利要求保护范围之内。