冷轧高强度微合金钢板卷产品

1、冷轧高强度微合金钢板卷产品Bern hard Engl蒂森克虏伯Stahl AG , Dortmund，德国摘要：高强度微合金钢的应用是实现汽车车身超轻重量设计的关键。80年代这类钢在汽车白车身上的应用比例就已经达到20%。冷轧钢主要通过晶粒细化和析出强化来提高强度。在冷成形和涂装时微合金钢往往呈现更高的强度，这种屈服强度的提高缘自加工硬化和烘烤硬化。另外还发现即使是在缺口状态下，随着静态强度的提高， 微合金钢的疲劳强度也会相应提高。高强度微合金钢性能波动问题也已得到成功控制，各向同性钢的开发倍受关注。连续退火工艺使得力学性能更均匀，而且同样的成分，用连退工艺可以获得比罩式炉退火工艺更高的强度

2、。主要由高强度微合金钢制成的保时捷试验车和超轻量钢车身（ULSAB ）样车都表现出卓越性能， 而且在保时捷试验车上获得的测试结果也在其后的ULSAB项目研究中得到证实。在未来的材料设计中， 微合金化将继续扮演重要角色。进一步的晶粒细化会导致塑性不稳定，但超细多相结构将会是解决该问题的一个理想办法。微合金化（尤其是加Nb）的思想将在未来的高强度钢开发领域继续占据主导地位。1绪言命里1卩拥11X1975I9K019S519901995为满足不断提高的用户需求，钢铁行业先后开发了许多钢种（图1 ）。2000年代图1高强度钢开发历史PM部分马氏体；CP 复相；MS 马氏体；RA 残余奥氏体；TRIP

3、相变诱导塑性；IF无间隙原子 来实现的。早在 70年代中期，人们主要致力于热轧产品的开发和性能优化，几年后人们又高强钢的开发为超轻量设计的实现做出了重要贡献，而早期的高强度钢是通过微合金化开始构思如何进一步开发传统冷轧高强度钢。随之而来，诸如热轧双相钢、烘烤硬化高强IF钢等新钢种开始出现。90年代高强钢的开发和应用主要集中在高强深冲各向同性钢、残 余奥氏体钢（TRIP钢）、冷轧双相钢、热轧复相钢和热轧马氏体钢。在这些进一步的开发当 中，微合金化都或多或少地发挥了重要作用。冷轧高强度钢面市不久德国就为其制定了一套标准，相应的欧洲标准也于同期制定（图2）。高强度微合金钢在欧洲汽车车身结构件上的应用

4、已有多年，并且用量已达到白车身总重的20%。ZStE340 （表现最突出的高强微合金钢，最低屈服强度340MPa）在1985年款奔驰车上的应用见图3。随着ULSAB项目的推进，高强度微合金钢在汽车行业尤其是一些新车 型上得到了更多的应用，这种趋势有望在今后得到进一步的延续。ULSAB样车通过大量设计使用高强钢，比传统设计车身减重25%，而这些高强钢中，屈服强度350MPa的Nb微合金钢的用量就超出了车身总重的一半。J三召爭掘塁並图2:冷轧微合金钢板的力学性能Aiclass A图3奔驰W 124型白车身上的用材情况（1）2机理提高钢的强度有几种可能的途径。 图4说明了不同强化机制对拉伸试验结果尤

5、其是屈服 强度的影响。对冷轧钢板的强化而言， 析出亦可导致细晶强化。 铁素体加适量马氏体的双相 显微组织会产生很好的强化效果，尤其是在伴随小量冷变形时。SiAln.P固涪？Jb,丁最应变逆率TS图4不同强化机制下的屈服强度、抗拉强度和延伸率的比较（元素的物理和化学特性表现出严格的周期性。原子体积和原子半径紧密联系，对元素的特性产生深刻影响（图 5）。<戲41K-图5元素特性的周期性，原子半径与原子序数的关系例如，在图中标出某原子序数和其原子半径所对应的点（3）,则在相应周期里与该点位置所类似的元素也具有与该元素相似的特性。Cr、Mn、Co、Ni、Cu是Fe附近原子半径最小的一组元素。它们

6、在 Fe里都有很大的溶解度，是钢中重要的合金元素。过渡元素Ti、V、Zr、Nb、Ta都位于各周期最小原子半径的左侧相同位置，因此它们 的作用类似。在钢铁生产过程中，过渡元素经常被用作微合金化元素，以获得想要的特定性能。众所 周知，过渡元素易与 0、S、C和N等元素形成简单的固溶化合物。钢中几种过渡金属的化合物形成趋势如图6所示。金蟆记泰折出强化碳氮北物AG +4）图6几种金属氧化物、硫化物、碳化物和氮化物的形成趋势及其析出强化潜能（Nb形成碳氮化物的趋势很强，但很难形成氧化物、硫化物或固溶化合物，这方面它与V很相似，而Ti则与之完全不同，只有当 Ti优先与钢中0、N、S完全化合后，余下的 Ti

7、 才最终形成碳化物。冷轧钢强化主要通过晶粒细化，其次是析出强化（5）。在大多数情况下，Mn和Si的固溶强化也作为补充的强化手段（图7）。细晶强化机制的强化效果可以用Hall-Petch公式评估，而Mn和Si的固溶强化效果可以用经验值来估算。热轧卷中Ti和Nb的析出强化效果取决于酸溶性Ti、Nb的多少。对组织为铁素体+珠光体的钢来说，0.01 %固溶Ti可使屈服强度提高约 50MPa。冷轧卷没有类似的评估方法，但至少对于罩式炉退火而言，屈服强度的提高将会小得多，这可用Ostwald的析出物聚集长大理论（熟化或粗化理论）解释。和其它钢一样，对高强度低合金钢（HSLA ）而言，细化晶粒对冷成形无害，

8、是最合适的强化机制（6）,因此，同热轧卷一样，HSLA冷轧钢板适合用 Nb （主要作用是细化晶粒）进行微合金化。要经济地获得350MPa以上的强度，单单加 Nb就显得不太合适，这时往往通过Ti、Nb复合添加，同时加入固溶强化元素来实现（图8）。C:D.04U%0,060%Mu:0.250%A1:0,045%O.(H5%0,045'M)Mb:乩吃仆Ik1X(180%设计:|05:|0411030021一细晶强化L图7罩式炉退火冷轧高强度钢板的强化机制和合金原理6005004U030()10()0(J60()5004iji)300200100i)Mb乘0.15Nb和Ti含亘附图8 HSLA

9、 钢中Ti和Nb的强化机制工艺图9是高强度冷轧钢板从板坯连铸到冷轧的工艺路线和工艺参数示意图(7)。罩式炉退火可以消除冷变形产生的加工硬化，以改善钢板的可成形性。为获得均匀的加热，不同的罩式炉和钢板重量，需要不同的退火时间。 采用相关性分析和回归分析研究罩式炉退火工艺参数对高强度微合金钢力学性能的影响发现，退火时间对性能有非常大的影响， 往往退火时间不当是造成罩式炉内钢板性能波动的主要原因。因此考虑通过以下三种基础的途径来减小罩式炉退火高强度微合金钢的性能波动：(1) 严格控制退火时间，(2) 保持炉况稳定，(3) 降低退火时间的影响。轧制用 fiKiTrflnTFtfn】 辺珂U1LJRJ1

10、U回拎邮 &1R&冷轧也14皓捕退火- 叶B 卜-143厂o H也 平继直拎轧板图9冷轧钢板的生产工艺路线钢铁行业是如何支持使用新工艺并进行投资呢？首先，一种新的薄板坯连铸工艺允许生产厚度接近冷轧卷的热轧板：可生产板厚w1mm的热轧板且厚度精度提高（图10）。其次,该项新技术最适合生产超高强度新钢种。如果需要的话，象蒂森克虏伯Stahl AG的TAKO冷轧厂这样大大改进过的冷轧生产线可以将高强度热轧卷轧到相当薄的规格（图11）。新的热镀锌线能够生产出表面质量一流的产品，以满足汽车行业的需要， 还能够生产热镀锌或合金化的含 Nb高强度钢。现在以热轧薄板替代冷轧板逐渐增多。有了这些

11、新设备， 可以比较容易地生产出市场强烈需求的高质量产品。: 力 宽厚长射图10薄板坯连铸机900 - 1.600 mm0.8- 6.35 mm:450 m:70 MW图11 TAKO 新冷轧生产线概览3.1热轧与冷轧通过冷轧退火生产高强度钢比热轧要难得多（6）。传统的退火通过箱式或罩式炉缓慢加热、在退火温度长时保温再缓慢冷却。这种处理降低了析出强化效果，使得钢的最大强度低于热轧板（图12 ）。0.000/J5 C.H) C.15D.l'O0 00.159.2：)徹件金加图12热轧和冷轧低碳钢 Nb、Ti微合金化后屈服强度的提高冷轧板和热轧板一样，都是通过微合金化的晶粒细化和析出强化作用

12、来提高强度。然而,因为冷轧再结晶退火处理，即使有同样的化学成分，冷轧退火后钢的强度比控轧控冷热轧钢 也要低得多。冷轧卷和热轧卷的屈服强度的关系见图13。通过热轧温度控制，可以生产屈服强度超过800MPa的薄规格热轧板，在特定情况下，通过合适的分析方法由此还可以生产出一系列强度等级的热轧产品。罩式炉退火后屈服强度大大降低，罩式炉退火钢最高强度级别为屈服强度500MPa级。虽然原则上可以获得更高的强度，但只有在回复退火时才能实现。回复退火钢的冷成形性较差，且钢板性能严重不均。wo丘2-乖屏瓷一跆锁去庚图13热轧和冷轧微合金钢屈服强度的相互关系（8）3.2罩式炉退火Nb会大大推迟钢的再结晶（图14）

13、,尤其当Nb原子同时固溶在奥氏体和铁素体中时（5 ）理论解释认为，固溶原子对再结晶温度的影响来自钢中合金元素电子结构的差异。0.01 %的固溶Nb会使再结晶温度提高约 20K，这只适用于固溶 Nb < 0.05%的情况，当超过这个值时， 对再结晶温度影响不大。当合金含量超过化学计量比时，C含量可以用来计算析出物的量。和未微合金化的钢相比，Nb微合金钢的再结晶温度要高出100K左右。700P痘一矍畐事II60CITI.III0.000.020.C40.U60.U80.100.12图14 固溶Nb对再结晶温度的影响（等时退火，再结晶度=5%）热轧晶粒尺寸对随后的冷轧晶粒尺寸有重要影响（5）,

14、当钢中含较多合金元素时，热轧温度控制对析出物影响很大，对随后的冷轧晶粒尺寸影响显得更为突出。两卷加热相同但卷取温度不同的热轧钢板在随后的冷轧过程中采用同样的700 C罩式炉再结晶退火， 从这两卷冷轧钢的晶粒尺寸的频率分布差异，可以看出热轧卷取温度对冷轧再结晶退火后的晶粒尺寸仍有明显影响（图15）。高的卷取温度会产生弥散的粗大晶粒，造成平均晶粒尺寸变大和尺寸分布变宽。多年来，人们在掌握工艺参数对力学性能的影响基础上，不断努力采取措施减小钢板力学性能的波动。很有必要弄清楚受卷取温度影响的析出物大小、晶粒大小以及晶粒尺寸分布等值对钢板力学性能波动的影响。通过研究和计算，罩式炉退火时间对显微组织的影响

15、总结于示意图16。钢板的晶粒尺寸很大程度上不受退火条件影响。n.?'-i“舉+7LEft84501651晶粒兄寸屮曲 ID 20501002 DO 400：i.6 I.O1 工l.S! 222.6粒面 Q）图15两卷冷轧钢罩式炉退火后的晶粒尺寸分布；卷取温度的影响火时间图16罩式炉退火时间对合金钢板微结构的影响随着退火时间的延长，钢中开始发生析出并伴随析出物的粗化。当完全再结晶后，显微组织不再受退火时间的影响。随着卷取温度的提高，加工硬化效果减弱，退火时间对钢力学性能和性能均匀性（图17）的影响减小（7）。MHZ 460 （ 7）钢为验证在现有认识的基础上减小卷与卷之间性能波动的能力，

16、进行了 的生产试验。这种钢是含 Nb/Ti的微合金高强度钢，主要用于汽车仪表板横梁。总共进行了82卷的生产试验，卷取温度有高有低，冷轧后再结晶退火时间从25h到50h。图18是屈服强度随退火时间变化曲线。即使在较低的640 C卷取温度，通过延长退火时间，亦可大大降低屈服强度；在较高的 700 C卷取温度下，屈服强度基本不随退火时间而变化，保持一个恒 定的值。该生产试验验证了实验室研究和模型计算的结果，即提高卷取温度会促进热轧板中析出物粗化，使随后冷轧再结晶退火时间对力学性能的影响降低，这使得大大降低卷与卷之间性能波动成为可能。20h退火时间图17卷取温度和罩式炉退火时间对屈服强度的影响.h.

17、yh.K 45 5 4 4 鱼?:应DEI轡田匚口 口匚a CT 7CK）V CT 640V钢卷数谓24426 2830 32343638 4U 42退火时间旳图18卷取温度对一种罩式炉退火Nb/Ti微合金钢屈服强度均匀性的影响（该钢设计屈服强度指标460MPa）此外，通过热轧时低温终轧和高温卷取（图19）,可以降低析出强化潜力，从而获得分布更均匀的力学性能 （9）。往往用户最需要的不是最高的强度而是最小的性能波动，这成为工艺条件设计的决定因素。为减小钢板力学性能波动，人们进一步努力改进退火工艺， 一种高效强对流罩式炉退火般位于顶部堆放位置工艺就有较好的效果。调整钢卷在罩子里的位置也对减小波动

18、有利, 的钢卷会有最高的强度。71-055UTS400186()&00终轧泪£I；986（）脉卷曲溢茂疋6UUm7UU图19不同热轧工艺条件下某HSLA钢（0.06% C, 0.80% Mn , 0.02% Nb和0.08% Ti）罩式炉退火后的拉伸性能波动各向同性是微合金钢的一个内在趋势，于是各向同性微合金钢的开发获得了高度重视。 这类钢在钢板平面具有单向流动性，产生制耳的趋势很小，并具有高的强度。图20说明了这类各向同性钢的主要特点（10）。各向同性钢的研究从传统的罩式炉退火工艺和含Ti、Ni和/或B的合金化设计思想开始，进一步的研究集中在用连续退火或热镀锌 /合金化工艺

19、生产各向同性钢。除了能够保证变形后的烘烤硬化能力，这类钢还有很高的r值，使成形性得到进一步提高。双相（DP）钢的开发使得烘烤硬化值大大提高，并显著改善成形性。当用平底或球底冲头进行深拉延时，微合金各向同性钢有相当大的极限拉深比（LDR ）,钢板可以减到很薄（11）。在纯胀形试验中，材料沿板厚方向流动，各向同性钢可以减到很 薄，有很大的极限胀形深度（图21）。2.01.51.6» 1.41.21.00.8图20不同类型的低制耳各向同性钢706040U 10203（14050 6U 70最A胀形深度Jmm图21不同钢厚度减薄与最大胀形（双向拉伸）深度之间的关系连续退火钢微合金化在冷轧钢板

20、中的作用和在热轧钢板中一样，即细化晶粒和析出强化。 同样的化学成分，罩式炉退火钢由于晶粒粗化和析出物粗大，使得其屈服强度比连续退火钢要低得多（图 22）。典型的热轧HSLA钢常常用到Nb，它主要起细化晶粒的作用。 但要经济地获得 350MPa以上的强度，单单加 Nb就显得不合适，这时往往通过Ti、Nb复合添加，同时提高固溶强化元素的量来实现。550H:)5to4nJ-M3罩式退火基本成分;0.05%C 0.50%Si 0.40%Mn 0.360%P0.000.020.04O.i>6）.08图22 罩式炉退火和连续退火对冷轧含Nb钢屈服强度的影响对比与生产深冲软钢不同的是，连续退火生产屈服

21、强度230MPa的高强度钢时，其成本比罩式炉退火工艺要低（1）。除成本考虑外，连续退火工艺还有益于减小钢板力学性能波动和获得更高的强度（图 23）,因此，为获得相同强度的HSLA钢，连续退火钢合金用量可以比罩式炉退火钢稍微少一些。9959300 35( 400 4505D0 5502025 别 35屛服强度YS1讨;1拉殒度用小1內仲七率班图23 某含Nb微合金钢经两种不同退火工艺处理后的性能比较由于在连续退火过程中， 不同因素交叉产生影响， 没有详细的金相观察， 仅通过不同强 化机制去进行定量研究是不可能的(5)。冷轧高强度微合金钢在热镀锌线的再结晶退火工艺24）。需要工程师进行工艺优化。

22、要想获得良好的成形性， 必须要有充分再结晶的显微组织。完全 再结晶对应的温度取决于钢中合金成分和冷轧压下率(图900()Kt5ri.oo r.Gl 门口 0.IJ3 O.iM ().057<D s_图24 含Nb微合金钢的连续退火极限图太高的退火温度是不可取的，然而却能使析出粒子粗化，减弱析出强化效果。一种材料的应用潜力取决于用材料参数值表征的性能。传统的HSLA钢主要的性能都可以表征，这样就可以同其它高强度钢比较部分性能。图25、26描述了动态拉伸试验（可预测碰撞性能）条件下应变速率对钢板屈服强度和抗拉强度的影响，在该试验中含Nb钢表现出最高的屈服强度。随应变速率的增加，屈服强度和抗拉

23、强度都上升，但程度不一样（图26）。271.4.IIIIOC15C-250300350那态雨般强屢训旳图25应变速率对屈服强度的影响.0厲2 L L.s SIII m50 2 23003504（i（j 斗和 50（）550图26:应变速率对抗拉强度的影响除了传统的烘烤硬化钢和多相钢，微合金钢在冷成形和涂装过程中也会产生强化（14）。这种屈服强度增加来自加工硬化和烘烤硬化。图27描绘了连续退火钢的的烘烤硬化特性，再一次体现了双相钢非常之高的加工硬化效应。两种钢在没有预变形的情况下，烘烤后几乎都没有强度增加；在有预变形时，都表现出很强的BH效应。了解循环应力条件下的力学行为对评价材料性能也是很重要

24、的。人们发现即使是在缺口状态下，随着静态强度的提高，图28中列举的所有钢在疲劳强度也会相应提高。疲劳性能的更进一步评价可通过应力-应变图。为此，画出特定循环周次对应的应力和应变。图29把这些循环曲线和单调曲线进行了对比。除双相钢外，固溶强化钢、含Nb微合金钢以及软钢都表现出循环软化。图30提供了各种高强度钢缺口效应方面的信息。总的来说，高强度钢对缺口比软钢更敏感，但可通过工艺和成分调整来克服这个缺点（13）。;03>325:1* WH i22QO'20mir4.00J24(j 050图27冷成形和烘烤后连续退火高强度钢屈服强度的增加150：000103000W0000U)0忑 F

25、WSIY循环再期图28缺口试样的疲劳曲线（沃勒线），Kt=6应哽；%R=-1图29单调应力和循环应力条件下的应力一应变曲线比较,5碰撞性能图31显示了高强度和软钢吸收能量与碰撞速度的关系 用高强度钢板制作的零件在低的碰撞速度下吸收能提高明显。 比，用非合金化软钢制作的零件需要更大的变形来吸收能量。(12)，对同样厚度和重量的钢板， 因此，同高强度制作的零件相 在高的碰撞速度下， 两类钢的碰撞吸收能行为基本相同，当碰撞速度达到70km/h时，碰撞吸收能相同。这些结果被主要用高强度低合金钢制造的车身整车碰撞试验证实(12)。图32显示了主要用高强度钢板制造的汽车表现出较好的碰撞性能。当以50km/

26、h的速度进行前碰撞试验时，驾驶室未损坏，车门可以打开。借助于加速传感器证实， 在碰撞时无关键生理值出现。这些早期的用高强度低合金钢制造的保时杰汽车试验结果被后来用咼强度钢板制造的ULSAB中得到进一步证实，然而，ULSAB研究的目标和结果有了进一步发展。:LI1015JCm *5_|5 4 3 2图31高强度低合金和软钢的碰撞能量吸收情况图32保时杰主要有高强度低合金钢制造的试验汽车6新发展和展望由于高强度常常意味着成行性降低，因此，近期的主要发展目标是提高成行性和强度的比。为了寻找这种成行性和强度的比高的材料，材料科学发展了多相钢家族（图33）。峯川织织提高制唯匚二）扶素体建余奧氏陣二贝氏休

27、 马氏俸图33多相钢强化示意图，DP 双相钢，RA 残余奥氏体，TRIP 相变诱导塑性钢,CP复相钢，PM 部分马氏体钢，MS 马氏体钢。强度的提高是通过软相组织中配合硬相来达到的。双相钢组织为软相铁素体中含有约高达20%的马氏体相组成。 进一步发展的代表钢种是 TRIP钢，在铁素体和贝氏体基体中含有 残余奥氏体，这些残余奥氏体在成行过程中会转变为马氏体。超过800MPa级别的高强度钢板主要是复相钢，组织中含有更多的硬相和细的析出相，其组织更加细小。在同样强度级别范围内的进一步的发展是部分马氏体钢。当马氏体含量超过20%时，这类钢具有低的屈服强度和高的抗拉强度。以马氏体相为主的钢的抗拉强度可达

28、1400MPa以上。然而，什么是未来材料设计最现实的？显然是细晶粒和多相组织。就象已经指出的， 对普通微合金钢而言，细晶强化是实现强度和韧性最理想的强化方式。但是，随着晶粒的减小，对屈服强度的影响超过抗拉强度，因此，在极端情况下屈强比接近于1 （图34）对这类材料的塑性存在一些疑问，在体心立方合金中，由于屈服强度下降后伴随吕德斯 应变，连续晶粒细化最终将加速塑性失稳。图34晶粒尺寸对机械性能的影响随着晶粒尺寸的减小，直到最小的研究晶粒（1微米），吕德斯应变后的加工硬化减少，此时拉伸试样屈服时同时发生缩颈，表明吕德斯应变超过最大载荷时的应变。这种不均匀变形和塑性不稳定性为超细晶材料的实际应用造成

29、了很多困难。克服这个问题的未来发展方向是细晶粒多相钢， 目标是兼有强度和成型性能的超细晶多 相组织。超细晶铁素体/马氏体组织和铁素体/碳化物组织比超细晶铁素体在室温下存在更好 的塑性。因此，超细晶加多相组织将是解决单相超细晶钢机械性能不稳定的最理想方法。或通过合金化细化双相钢的晶粒（图36）。或通过合金化细化双相钢的晶粒（图36）。3图35获得超细晶多相结构的发展阶段根据物理冶金学，可通过很多方法来实现超细晶组织,如在TRIP钢中细小硬相的形成,或通过合金化细化双相钢的晶粒（图36）。300揃认寸皿m图36 Nb对热轧双相钢晶粒的影响多种具有纳米尺寸结构的纳米钢被应运开发出来，有些已经商业化，

30、如PAS700就是最小屈服强度为700MPa的纳米钢（图37）。PAS700的生产条件终轧温度：卷取温度：热轧卷厚度屈服强度: 抗拉强度: 延伸率：880 °C580 °C2,0 mm组织：100%贝氏体715 MPa760 MPa18 %图37高强度钢板的机械性能控制钢板机械性能的组织特点是晶粒尺寸在1微米以下，更为重要的是采用 Nb合金化，这为将来材料获得期望组织和性能起到关键作用。参考文献(1) HulkaK, H. Takechi, M. Imagumbai,“ Niobium Microalloying In Cold Rolled SheetsCOLROL 20

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