一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法

摘要

一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，属于金属材料领域，特别适用于生产乘用轿车内板或外板。通过在钢中添加Mo和Al元素，热轧采用高温终轧和高温卷曲工艺，经连续退火后既能保证铁素体加马氏体双相组织，又能阻止 //ND取向织构的恶化，在不采取任何织构预处理的工艺条件下，充分改善双相钢的深冲性能，提高其塑性应变比（r值）。双相钢成分为：C：0.01～0.05%，Mn：1.0～2.0%，P：0.01～0.06%，S：≤0.015%，Al：0.2～0.8%，N：≤0.003%，Cr：0.1～0.5%，Mo：0.3～0.8%，余量为Fe。该双相钢抗拉强度为400～500Mpa，延伸率为28%～34%，r值不低于1.4。本发明工艺简单，设备要求不高，实用性很强，即可适用于制造车身的结构件、承重件和安全件等，又能用于汽车面板或外板的生产。

权利要求

1.一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其特征在于，双相钢化学质量百分数如下：C：0.01～0.05%，Mn：1.0～2.0%，P：0.01～0.06%，S：≤0.015%，Al：0.3～0.8%，N: ≤0.003%,，Cr：0.1～0.5%，Mo：0.2～0.8%，剩余为Fe和不可避免的杂质；制备方法为：首先根据所设计的化学成分进行冶炼，锻造，热轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为

680～750℃；热轧板经酸洗后冷轧成薄板，压下率为70%～80%；冷轧钢板采取连续退火工艺，加热速度为1～10℃/s，保温温度为800～850℃，保温时间按80～100s，保温后以

30～60℃/s的冷速快冷到室温。

2.如权利要求1所述的一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其特征在于双相钢化学质量百分数如下：C：0.01～0.03%，Mn：1.3～1.8%，P：0.01～0.04%，S：≤0.015%，Al:0.3～0.5%,N:≤0.003%, Cr:0.1～0.3%,Mo:0.2～0.5%，剩余为Fe和不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其特征在于热轧终轧温度为900～930℃。

4.如权利要求1或2所述的一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其特征在于卷取温度为700～730℃。

5.如权利要求1或2所述的一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其特征在于加热速度为7～10℃/s。

6.如权利要求1或2所述的一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其特征在于保温温度为830～850℃。

7.如权利要求1或2所述的一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其特征在于保温后冷却速度为35～50℃/s。

说明书

一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及到冷轧超深冲用高强钢板技术领域，提供一种高强度、超深冲冷轧铁素体加马氏体双相钢及其制备工艺。

背景技术

[0002] 在新一代汽车用钢材料的设计与研发中，要求在保证汽车安全性能的前提下，充分减轻汽车自重，减小能源损耗，保护环境。冷轧双相钢能够很好的满足这一要求，主要因为其具有一系列优点，包括高抗拉强度，低屈服强度、高的初始加工硬化率、无屈服平台和强度与塑性良好配合等。双相钢在乘用汽车上使用比例高，约占白车身的74%，主要应用在支架、保险杠、立柱和轮廓上，而在汽车面板或外板上使用较少，尤其是对深冲性能要求较高的外板，这主要是由于冷轧双相钢深冲性能较差，r值普遍偏低，一般在1.0以下。要想扩大冷轧双相钢的使用范围，提高其深冲性能、改善r值是非常有必要的，对于充分发挥冷轧双相钢的优异性能，提高优势资源的利用率是非常有意义的。

[0003] 热轧钢板经过冷轧后，各晶粒的形变储存能差异是后续静态再结晶的驱动力，而这种储存能大小与晶粒取向有关，不同取向的晶粒的储存能大小顺序为：{110}>{111}>{112}>{100}，尽管{110}晶面族储存能最大，但是它数量极少，因此，最终的再结晶织构是形成最快数量最多的{111}组份。对于冷轧双相钢，由于存在一定量的间隙原子C、N，在加热过程中将会固溶到铁素体中，从而阻碍了再结晶织构的发展，其中<111>//ND方向织构也没严重削弱，因此双相钢的r值偏低。

[0004] 双相钢成分设计中添加一定量的碳，目的在于确保两相区（α+γ）退火过程中形成一定量的马氏体，所以这部分C不能像无间隙原子钢(IF)那样被固定住。然而，再结晶织构的形成主要发生在铁素体完全再结晶之前，可以通过添加强碳化物形成元素，使其在铁素体再结晶过程中以第二相析出的形式固定住碳，而在较高温度退火过程中，能够回溶分解出一部分碳，扩散到奥氏体中，这样就能保证既能发展有利织构，又能形成一定量的马氏体。要想实现这一过程，必须保证该强碳化物元素具有低温析出，高温溶解特性。除此之外，热轧卷曲过程中，还必须保证该类碳化物充分析出，以确保后续的连续退火加热过程中，有足够量的第二相析出。事实上，铁素体发生静态再结晶过程中，第二相粒子除了能固定碳以外，还发挥其它作用：为再结晶晶粒形核提供更多的形核点；分布在晶界上的第二相粒子抑制再结晶晶粒长大。这些作用都有利于{111}//RD晶面族在选择生长中占据优势，从而改善双相钢的深冲性能。

[0005] 相关资料表明，Nb、V、Ti、Cr和Mo都是强或中强碳化物形成元素，其中Mo元素的碳化物具有低温析出和高温固溶特性。根据经验公式计算，在0.02%C钢中添加0.8%Mo，平衡态时Mo的固溶温度约为700℃，该温度以上退火就能满足双相钢的组织结构要求。另外，添加一定量的Al元素，是为了其能在热轧卷曲过程中析出，从而发挥AlN在后续铁素体再结晶过程中的有利作用。

发明内容

[0006] 本发明的目的在于通过添加Mo和Al微合金元素，结合热轧高温终轧和高温卷曲工艺，提供一种高强度、超深冲铁素体加马氏体冷轧双相钢，可以用于汽车面板或内板生产。

[0007] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：

[0008] 一种高塑性应变比的超深冲双相钢，其化学质量百分数如下：

[0009] C：0.01～ 0.05%，Mn：1.0～ 2.0%，P：0.01～ 0.06%，S：≤0.015%，Al:0.3 ～0.8%,N:≤0.003%, Cr:0.1～0.5%,Mo:0.2～0.8%，剩余为Fe和不可避免的杂质。制备方法为：首先根据所设计的化学成分进行冶炼，锻造，热轧终轧温度为850～950℃，优选终轧温度为900～930℃；卷取温度为680～750℃，优选卷曲温度为700～730℃；热轧板经酸洗后冷轧成薄板，压下率为70%～80%；冷轧钢板采取连续退火工艺，加热速度为1～10℃/s，优选加热速度为7～10℃/s；保温温度为800～850℃，优选保温温度为830～850℃，保温时间为80～100s；保温后以30～60℃/s的冷速快冷到室温，优选冷速为35～50℃/s。

[0010] 对上述成分进一步优化为：

[0011] C：0.01～ 0.03%，Mn：1.3～ 1.8%，P：0.01～ 0.04%，S：≤0.015%，Al:0.3 ～0.5%,N:≤0.003%, Cr:0.1～0.3%,Mo:0.2～0.5%，剩余为Fe和不可避免的杂质。

[0012] 高塑性应变比的超深冲双相钢各合金元素的作用机理如下：

[0013] C：C是双相钢中最有效的强化元素，同时也是确保生成一定量的马氏体的必要元素，高强双相钢中C含量必须要超过0.01%（质量分数）。随着C含量的增加，铁素体中固溶的间隙原子数目也会增多，势必会影响再结晶过程中有利织构的发展，从而恶化深冲性能。另外，C含量的添加要考虑到，和Mo元素形成的第二相的固溶温度，只有确保MoC在两相区充分固溶，才能保证最终形成一定比例的铁素体加马氏体组织。因此C的最大添加量不能超过0.05%（质量分数）。

[0014] Mn：Mn是提高过冷奥氏体淬透性的元素，它能够扩大两相区，提高马氏体开始转变点温度，抑制珠光体和贝氏体相变。因此对于较低碳含量的冷轧双相钢，要像保证一定的强度，添加一定量的Mn元素是非常有必要的。如果Mn含量过高，可能会造成马氏体体积分数最多，这不利于双相钢发生塑性变形，同样对深冲性能也有不利影响，因此Mn含量控制在1.0%～2.0%。

[0015] P：P是固溶强化元素，其强化效果仅此于C，但是P添加过多，容易产生P在晶界的偏聚，从而导致二次加工脆性。因此P含量控制在0.01～0.06%。

[0016] Al: Al元素能够在热轧卷曲过程中形成一定量AlN第二相粒子，从而在后续退火的加热过程中，促进有利织构{111}//RD充分发展；在保温阶段，可以起到细化奥氏体晶粒的作用，提高强度。

[0017] Cr: Cr是为了提高奥氏体的淬透性，抑制珠光体或贝氏体形成，提高双相钢的强度，改善塑性。尽管Cr也能形成碳化物，但是在低温时其析出量很少，因此它主要起强化作用。

[0018] Mo：Mo是提高奥氏体淬透性的元素，双相钢添加Mo能抑制珠光体的形成，同时促进马氏体的形成。Mo是中强碳化物形成元素，具有低温析出，高温溶解的特性，而且固溶温度一般在700℃～900℃之间。只要在热轧板中形成了一定量的Mo的析出，就能使其在后续加热过程中发挥第二相粒子的作用，充分发展<111>//ND方向的再结晶织构，而在两相区，顺利固溶，让C扩散到奥氏体中，确保在后续快冷过程中形成一定量的马氏体。但是Mo的含量不能添加过多，一方面考虑到成本较高，另一方面，马氏体体积分数过高，这种硬质相对双相钢的深冲性能不利，因此控制在0.2～0.8%。

[0019] 本发明的有益效果：

[0020] 本发明通过对传统双相钢进行成分设计和工艺优化，充分利用了微合金元素Mo的低温析出，高温溶解的特性，并采取了热轧高温终轧和高温卷取工艺，最终使双相钢获得了抗拉强度在400～500MPa，延伸率在28%～34%，r值不低于1.4的优异综合力学性能。与高强IF钢相比，增加了碳含量，减轻了冶炼难度，降低了生产成本，同时，抗拉强度上又有较大幅度提升；与传统双相钢相比，在保证一定强度和延伸的条件下，r值增加到了1.4以上，使其深冲性能大大提高。

[0021] 本发明工艺简单，设备要求不高，实用性很强，即可适用于制造车身的结构件、承重件和安全件等，又能用于汽车面板或外板的生产。

附图说明

[0022] 图1为本发明的高塑性应变比的超深冲双相钢的生产工艺示意图；

[0023] 图2为高塑性应变比的超深冲双相钢的金相组织图。

具体实施方式

[0024] 结合附图和具体实施实例对本发明做进一步详细说明。

[0025] 本发明所实施的1～2号的成分百分比如下表1所示。

[0026] 表1 本发明具体实施例钢的化学成分（wt%）

[0027]编号 C Si Mn Mo Cr Al P S 余量
DP 0.019 0.079 1.91 0.35 0.12 0.40 0.018 0.0092 Fe和不可避免杂质[0028] 按表1成分进行冶炼和锻造后，将锻坯加热到1200℃入炉保温2个小时，在350mm两辊热轧机上进行热轧，热轧工艺为1150℃开轧，轧6个道次，最终厚度约为4mm。终轧温度为920℃，水冷到720℃入炉保温1个小时，然后随炉冷却模拟卷取。

[0029] 冷轧工艺为将热轧板轧到0.8mm～1mm。压下率控制在75%～80%。

[0030] 热处理工艺采用连续退火工艺，分别以10℃/s加热到800℃、820℃、850℃保温80s，然后以50℃/s快冷到280℃保温300s。不同工艺参数所得到的力学性能如下表2所示：

[0031] 表2 本发明具体实施例钢力学性能结果

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