專利名稱：一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及到冷軋超深沖用高強鋼板技術(shù)領(lǐng)域，提供一種高強度、超深沖冷軋鐵素體加馬氏體雙相鋼及其制備工藝。
背景技術(shù)：
在新一代汽車用鋼材料的設(shè)計與研發(fā)中，要求在保證汽車安全性能的前提下，充分減輕汽車自重，減小能源損耗，保護環(huán)境。冷軋雙相鋼能夠很好的滿足這一要求，主要因為其具有一系列優(yōu)點，包括高抗拉強度，低屈服強度、高的初始加工硬化率、無屈服平臺和強度與塑性良好配合等。雙相鋼在乘用汽車上使用比例高，約占白車身的74%，主要應(yīng)用在支架、保險杠、立柱和輪廓上，而在汽車面板或外板上使用較少，尤其是對深沖性能要求較高的外板，這主要是由于冷軋雙相鋼深沖性能較差，r值普遍偏低，一般在1.0以下。要想擴大冷軋雙相鋼的使用范圍，提高其深沖性能、改善r值是非常有必要的，對于充分發(fā)揮冷軋雙相鋼的優(yōu)異性能，提高優(yōu)勢資源的利用率是非常有意義的。熱軋鋼板經(jīng)過冷軋后，各晶粒的形變儲存能差異是后續(xù)靜態(tài)再結(jié)晶的驅(qū)動力，而這種儲存能大小與晶粒取向有關(guān)，不同取向的晶粒的儲存能大小順序為 {110}>{111}>{112}>{100}，盡管{110}晶面族儲存能最大，但是它數(shù)量極少，因此，最終的再結(jié)晶織構(gòu)是形成最快數(shù)量最多的{111}組份。對于冷軋雙相鋼，由于存在一定量的間隙原子C、N，在加熱過程中將會固溶到鐵素體中，從而阻礙了再結(jié)晶織構(gòu)的發(fā)展，其中 <111>//ND方向織構(gòu)也沒嚴重削弱，因此雙相鋼的r值偏低。雙相鋼成分設(shè)計中添加一定量的碳，目的在于確保兩相區(qū)(α + Y )退火過程中形成一定量的馬氏體，所以這部分C不能像無間隙原子鋼(IF)那樣被固定住。然而，再結(jié)晶織構(gòu)的形成主要發(fā)生在鐵素體完全再結(jié)晶之前，可以通過添加強碳化物形成元素，使其在鐵素體再結(jié)晶過程中以第二相析出的形式固定住碳，而在較高溫度退火過程中，能夠回溶分解出一部分碳，擴散到奧氏體中，這樣就能保證既能發(fā)展有利織構(gòu)，又能形成一定量的馬氏體。要想實現(xiàn)這一過程，必須保證該強碳化物元素具有低溫析出，高溫溶解特性。除此之外， 熱軋卷曲過程中，還必須保證該類碳化物充分析出，以確保后續(xù)的連續(xù)退火加熱過程中，有足夠量的第二相析出。事實上，鐵素體發(fā)生靜態(tài)再結(jié)晶過程中，第二相粒子除了能固定碳以外，還發(fā)揮其它作用為再結(jié)晶晶粒形核提供更多的形核點；分布在晶界上的第二相粒子抑制再結(jié)晶晶粒長大。這些作用都有利于{111}//RD晶面族在選擇生長中占據(jù)優(yōu)勢，從而改善雙相鋼的深沖性能。相關(guān)資料表明，Nb、V、Ti、Cr和Mo都是強或中強碳化物形成元素，其中Mo元素的碳化物具有低溫析出和高溫固溶特性。根據(jù)經(jīng)驗公式計算，在0. 02%C鋼中添加0. 8%Mo，平衡態(tài)時Mo的固溶溫度約為700°C，該溫度以上退火就能滿足雙相鋼的組織結(jié)構(gòu)要求。另外， 添加一定量的Al元素，是為了其能在熱軋卷曲過程中析出，從而發(fā)揮AlN在后續(xù)鐵素體再結(jié)晶過程中的有利作用。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于通過添加Mo和Al微合金元素，結(jié)合熱軋高溫終軋和高溫卷曲工藝，提供一種高強度、超深沖鐵素體加馬氏體冷軋雙相鋼，可以用于汽車面板或內(nèi)板生 產(chǎn)。為達到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是
一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼，其化學(xué)質(zhì)量百分數(shù)如下
C 0. 01 0. 05%, Mn :1. 0 2. 0%, P :0. 01 0. 06%, S 彡 0. 015%, Al :0. 3
0. 8%, N:彡0. 003%, Cr :0. 1 0. 5 Mo 0. 2 0. 8%，剩余為!^e和不可避免的雜質(zhì)。制備方法為首先根據(jù)所設(shè)計的化學(xué)成分進行冶煉，鍛造，熱軋終軋溫度為850 950°C，優(yōu)選終軋溫度為900 930°C ；卷取溫度為680 750°C，優(yōu)選卷曲溫度為700 730°C ；熱軋板經(jīng)酸洗后冷軋成薄板，壓下率為70% 80% ；冷軋鋼板采取連續(xù)退火工藝，加熱速度為1 10°C / s，優(yōu)選加熱速度為7 IOV /s ；保溫溫度為800 850°C，優(yōu)選保溫溫度為830 850°C，保溫時間為80 IOOs ；保溫后以30 60°C /s的冷速快冷到室溫，優(yōu)選冷速為35 50°C /
So對上述成分進一步優(yōu)化為
C 0. 01 0. 03%, Mn :1. 3 1. 8%, P :0. 01 0. 04%, S 彡 0. 015%, Al :0. 3 0. 5%, N: ( 0. 003%, Cr:0. 1 0. 3%, Mo:0. 2 0. 5%，剩余為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼各合金元素的作用機理如下
C :c是雙相鋼中最有效的強化元素，同時也是確保生成一定量的馬氏體的必要元素， 高強雙相鋼中C含量必須要超過0.01% (質(zhì)量分數(shù))。隨著C含量的增加，鐵素體中固溶的間隙原子數(shù)目也會增多，勢必會影響再結(jié)晶過程中有利織構(gòu)的發(fā)展，從而惡化深沖性能。另外，C含量的添加要考慮到，和Mo元素形成的第二相的固溶溫度，只有確保MoC在兩相區(qū)充分固溶，才能保證最終形成一定比例的鐵素體加馬氏體組織。因此C的最大添加量不能超過0.05% (質(zhì)量分數(shù))。Mn :Mn是提高過冷奧氏體淬透性的元素，它能夠擴大兩相區(qū)，提高馬氏體開始轉(zhuǎn)變點溫度，抑制珠光體和貝氏體相變。因此對于較低碳含量的冷軋雙相鋼，要像保證一定的強度，添加一定量的Mn元素是非常有必要的。如果Mn含量過高，可能會造成馬氏體體積分數(shù)最多，這不利于雙相鋼發(fā)生塑性變形，同樣對深沖性能也有不利影響，因此Mn含量控制在 1. 0% 2. 0%。P:P是固溶強化元素，其強化效果僅此于C，但是P添加過多，容易產(chǎn)生P在晶界的偏聚，從而導(dǎo)致二次加工脆性。因此P含量控制在0. 01 0. 06%。Al: Al元素能夠在熱軋卷曲過程中形成一定量AlN第二相粒子，從而在后續(xù)退火的加熱過程中，促進有利織構(gòu){111}//RD充分發(fā)展；在保溫階段，可以起到細化奧氏體晶粒的作用，提高強度。Cr: Cr是為了提高奧氏體的淬透性，抑制珠光體或貝氏體形成，提高雙相鋼的強度，改善塑性。盡管Cr也能形成碳化物，但是在低溫時其析出量很少，因此它主要起強化作用。Mo =Mo是提高奧氏體淬透性的元素，雙相鋼添加Mo能抑制珠光體的形成，同時促進馬氏體的形成。Mo是中強碳化物形成元素，具有低溫析出，高溫溶解的特性，而且固溶溫度一般在700°C 900°C之間。只要在熱軋板中形成了一定量的Mo的析出，就能使其在后續(xù)加熱過程中發(fā)揮第二相粒子的作用，充分發(fā)展<111>//ND方向的再結(jié)晶織構(gòu)，而在兩相區(qū)， 順利固溶，讓C擴散到奧氏體中，確保在后續(xù)快冷過程中形成一定量的馬氏體。但是Mo的含量不能添加過多，一方面考慮到成本較高，另一方面，馬氏體體積分數(shù)過高，這種硬質(zhì)相對雙相鋼的深沖性能不利，因此控制在0. 2 0. 8%。本發(fā)明的有益效果
本發(fā)明通過對傳統(tǒng)雙相鋼進行成分設(shè)計和工藝優(yōu)化，充分利用了微合金元素Mo的低溫析出，高溫溶解的特性，并采取了熱軋高溫終軋和高溫卷取工藝，最終使雙相鋼獲得了抗拉強度在400 500MPa，延伸率在28% 34%，r值不低于1. 4的優(yōu)異綜合力學(xué)性能。與高強IF鋼相比，增加了碳含量，減輕了冶煉難度，降低了生產(chǎn)成本，同時，抗拉強度上又有較大幅度提升；與傳統(tǒng)雙相鋼相比，在保證一定強度和延伸的條件下，r值增加到了 1. 4以上， 使其深沖性能大大提高。本發(fā)明工藝簡單，設(shè)備要求不高，實用性很強，即可適用于制造車身的結(jié)構(gòu)件、承重件和安全件等，又能用于汽車面板或外板的生產(chǎn)。


圖1為本發(fā)明的高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的生產(chǎn)工藝示意圖； 圖2為高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的金相組織圖。
具體實施例方式結(jié)合附圖和具體實施實例對本發(fā)明做進一步詳細說明。本發(fā)明所實施的1 2號的成分百分比如下表1所示。表1本發(fā)明具體實施例鋼的化學(xué)成分(wt%)
權(quán)利要求
1.一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于，雙相鋼化學(xué)質(zhì)量百分數(shù)如下:C :0. 01 0. 05%, Mn :1. 0 2. 0%, P :0. 01 0. 06%, S 彡 0. 015%, Al :0. 3 0. 8%, N: ( 0. 003%,，Cr 0. 1 0. 5%，Mo :0. 2 0. 8%，剩余為Fe和不可避免的雜質(zhì)；制備方法為首先根據(jù)所設(shè)計的化學(xué)成分進行冶煉，鍛造，熱軋終軋溫度為850 950°C，卷取溫度為 680 750°C ；熱軋板經(jīng)酸洗后冷軋成薄板，壓下率為70% 80% ；冷軋鋼板采取連續(xù)退火工藝，加熱速度為1 10°c /S，保溫溫度為800 850°C，保溫時間按80 100s，保溫后以 30 60°C /s的冷速快冷到室溫。
2.如權(quán)利要求1所述的一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于雙相鋼化學(xué)質(zhì)量百分數(shù)如下c :0. 01 0. 03%, Mn :1. 3 1. 8%, P :0. 01 0. 04%, S < 0. 015%，Al :0. 3 0. 596，N: ^ 0. 003%, Cr:0. 1 0. 3 Mo0. 2 0. 5%，剩余為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
3.如權(quán)利要求1或2所述的一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于熱軋終軋溫度為900 930°C。
4.如權(quán)利要求1或2所述的一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于卷取溫度為700 730°C。
5.如權(quán)利要求1或2所述的一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于加熱速度為7 10°C /s。
6.如權(quán)利要求1或2所述的一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于保溫溫度為830 850°C。
7.如權(quán)利要求1或2所述的一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于保溫后冷卻速度為35 50°C /s。
全文摘要
一種高塑性應(yīng)變比的超深沖雙相鋼的制備方法，屬于金屬材料領(lǐng)域，特別適用于生產(chǎn)乘用轎車內(nèi)板或外板。通過在鋼中添加Mo和Al元素，熱軋采用高溫終軋和高溫卷曲工藝，經(jīng)連續(xù)退火后既能保證鐵素體加馬氏體雙相組織，又能阻止//ND取向織構(gòu)的惡化，在不采取任何織構(gòu)預(yù)處理的工藝條件下，充分改善雙相鋼的深沖性能，提高其塑性應(yīng)變比(r值)。雙相鋼成分為C0.01～0.05%，Mn1.0～2.0%，P0.01～0.06%，S≤0.015%，Al0.2～0.8%，N≤0.003%，Cr0.1～0.5%，Mo0.3～0.8%，余量為Fe。該雙相鋼抗拉強度為400～500MPa，延伸率為28%～34%，r值不低于1.4。本發(fā)明工藝簡單，設(shè)備要求不高，實用性很強，即可適用于制造車身的結(jié)構(gòu)件、承重件和安全件等，又能用于汽車面板或外板的生產(chǎn)。
文檔編號C22C38/22GK102286696SQ20111025821
公開日2011年12月21日 申請日期2011年9月2日 優(yōu)先權(quán)日2011年9月2日
發(fā)明者葉清云, 唐荻, 汪志剛, 米振莉, 趙征志, 趙愛民, 陳美芳 申請人:北京科技大學(xué)