CN103469089A - 一种饼形晶粒深冲双相钢板及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种饼形晶粒深冲双相钢板及其制备方法，属于金属材料轧制技术领域。本发明钢板的化学成分按质量百分数为：C：0.01～0.05%，Si：0.1～0.4%，Mn：1.2～1.7%，Cr：0.1～0.4%，Als：0.03～0.07%，N：0.003～0.006%，P≤0.02%，S≤0.01%，其余为Fe和不可避免的微量杂质。该钢板的制备方法是：首先进行冶炼并在加热钢包中精炼，通过连铸铸成板坯后进行热轧，经酸洗后冷轧轧制成薄板，然后进行罩式退火，冷至室温后进行连续退火，最后进行过时效处理冷至室温制得饼形晶粒深冲双相钢板。本发明产品与相同性能的等轴晶粒双相钢相比具有更好的冲压成形性能；与现有深冲双相钢相比，生产成本低，实用性更强，板形与表面质量更好。

Description

一种饼形晶粒深冲双相钢板及其制备方法

技术领域：

本发明属于金属材料轧制技术领域，涉及一种汽车用冷轧深冲双相钢，特别涉及一种冷轧高强度、深冲用饼形晶粒铁素体加马氏体双相钢板及其制备方法。

背景技术：

开发安全性更高、油耗更低的汽车，已成为全世界汽车产业应对全球气候变暖和能源危机需要迫切解决的共同课题。研究表明，若汽车的整车重量降低10%，燃油效率可提高6%～8%，排放也相应地下降。汽车轻量化材料主要包含两大类，一类是低密度的轻质材料，如铝合金、镁合金、钛合金、碳纤维增强塑料；另一类就是高强度钢和成形性良好的先进高强度钢。由于钢铁材料资源丰富，价格便宜，可回收重复利用，在生产、使用与回收利用过程中对环境无污染等特点，因此在相当长的时间内仍将是汽车行业最主要的原材料。

由于双相钢具有低屈强比、高的初始加工硬化率、无屈服平台、时效稳定性好、焊接性能优异、强塑积较高等特点，在ULASB项目中，冷轧双相钢占74%左右，目前主要应用于汽车的结构件与防撞件等小型构件，而在大型构件（如覆盖件与内板等）上使用较少，主要是由于其r值较小（一般在1.0以下），深冲性能较差。为了扩大冷轧双相钢在大型构件中的应用，通过改善组织形态、提高r值，改善其深冲性能具有十分重要的意义。目前对于提高双相钢冲压成形性能的相关文献公开如下：

中国专利CN102286696A公开了一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法，其冷轧双相钢的抗拉级别为400～500MPa级，该方法中添加了较高的Al、Mo等贵金属合金元素，增加了生产成本；由于要求退火温度较高，在现有连续退火生产线上很难保证厚规格加热温度，不易生产厚规格产品。

中国专利CN102517492A公开了双相钢板及其制造方法，该方法中添加了较多的Al、Mo、Nb等贵金属元素，生产成本较高；其中C、N元素较高，并添加了B，在连铸过程中B易与N结合形成粗大的BN粒子，在冲压成形过程中此粒子容易成为裂纹形核与扩展源，恶化其深冲成形性能；钢中C、N元素较高，其固溶含量也相应增加，从而影响{111}有利织构的发展，进而影响钢的r值与深冲性能；另外所述连续退火工艺在460～540℃温度环境下实施100～200s过时效处理，在此相对较高的温度与相对较长的时间下进行过时效处理，容易发生贝氏体相变，很难获得马氏体组织。

中国专利CN102517492A公开了一种经亚温退火处理的含钒超深冲双相钢的制备方法，该方法添加了较高的Si与P含量，在冷轧与连续退火过程中容易产生轧制开裂与焊缝处断带危险，在退火过程中较高的Si含量容易在表面富集形成氧化物，从而影响钢带表面质量；同时Si、P均为铁素体强化元素，其强化效果较强，较高的Si、P含量使得所生产的双相钢的屈强比较高。另外亚温预处理温度较高，采用罩式退火工艺生产时带钢容易发生粘结，从而影响钢带板形与表面质量。

中国专利CN102162073A公开了一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢的制备方法，该方法中添加了较高的Cr、Mo等贵金属合金元素，增加了生产成本；同时织构预处理温度较高，采用罩式退火工艺生产时带钢容易发生粘结，从而影响钢带板形与表面质量。

上述技术主要是通过采用高温卷取与提高退火温度，通过控制碳化物的析出与粗化过程，在高温退火过程中获得相对粗大的等轴晶粒，形成相对较强的{111}织构。但是冷轧薄板的冲压性能除与塑性应变比r值有关外，还与铁素体晶粒的形状和尺寸有密切的关系。铁素体晶粒形状有等轴晶粒和饼形晶粒之分，其中饼形晶粒在厚度方向上，其晶粒数目多于等轴晶粒，钢板厚度方向变形阻力大，即饼形晶粒钢板抗变薄能力强，而沿板面方向容易变形。而生产实践和研究也表明，具有较粗大饼形晶粒的钢板，其屈服强度较低，拉伸性能较好，{111}织构较强，从而冲压性能要明显优于具有细小等轴晶粒的钢板。传统冷轧双相钢，由于存在一定量的间隙原子C、N，以及采用常规的热轧与连续退火工艺，使其在冷轧后再结晶之前将会部分固溶于铁素体中，阻碍了再结晶织构的发展，并获得细小等轴状铁素体，从而严重降低了其深冲性能。

影响双相钢深冲性能的因素之一是铁素体的组织结构，其中铁素体的形态、晶粒大小及其再结晶织构是控制关键点。而铁素体的形态、再结晶织构与退火加热制度、析出物有关，因此通过控制热轧工艺与预先退火来获得最佳的铁素体形态与再结晶织构对提高双相钢的深冲性能尤为重要。

相关资料表明，在热轧过程中保持AlN以过饱和状态溶解在钢中，冷轧后再结晶之前使AlN粒子沿着已变形的晶粒边界或沿滑移带析出，平行排列于冷轧纤维组织晶粒之间，随着退火过程的进行，由于沿轧向平行排列的AlN阻碍了晶粒沿厚度方向长大，促使晶粒沿长度方向生长为拉长的薄饼形状。另外沿亚晶界析出的AlN粒子可阻碍再结晶过程中不利织构{001}的形成，以及碳的脱溶与碳化物颗粒的聚集长大，将促进有利织构{111}的发展。因此，提高AlN粒子对铁素体晶界的钉扎能力，有利于增强{111}织构的强度。

发明内容：

本发明针对现有冷轧深冲双相钢制备中存在的技术问题，提供一种饼形晶粒深冲双相钢板及其制备方法。该方法的目的是在经济型成分设计下，利用热轧、组织预处理与两相区连续退火相结合的方法，生产一种深冲用冷轧饼形晶粒铁素体加马氏体双相钢。

本发明所提供的一种饼形晶粒深冲双相钢板的化学成分按质量百分数为：

C：0.01～0.05%，Si：0.1～0.4%，Mn：1.2～1.7%，Cr：0.1～0.4%，Als：0.03～0.07%，N：0.003～0.006%，P≤0.02%，S≤0.01%，其余为Fe和不可避免的微量杂质。所优选的化学成分按质量百分数为：

C：0.02～0.04%、Si：0.1～0.3%、Mn：1.4～1.7%、Cr：0.2～0.3%、Als：0.04～0.06%、N:0.003～0.005%、P≤0.015%、S≤0.005%，其余为Fe和不可避免的微量杂质。

本发明所提供的一种饼形晶粒深冲双相钢板的制备方法的具体步骤如下：

首先进行冶炼，并在加热钢包中精炼，通过连铸铸成板坯后进行热轧，热轧加热温度为1150～1280℃，热轧终轧温度为850～950℃，热轧卷取温度为500～600℃，热轧卷经酸洗后冷轧轧制成薄板，冷轧压下率为60～80%；然后进行罩式退火，罩式退火加热速率为20～60℃/h，罩式退火温度为650～720℃，罩式退火保温时间为1～30小时，罩式退火冷却速率为20～60℃/h，冷至室温后进行连续退火，退火温度为740～800℃，保温时间为90～120s，然后以5～8℃/s的速度冷至640～690℃，最后以40～60℃/s的冷却速度快冷至260～320℃进行过时效处理，过时效处理400～600s后冷至室温制得所述饼形晶粒深冲双相钢板。

所述制备方法中的工艺参数可进一步优选为：

热轧加热温度为1180～1230℃，热轧终轧温度为870～910℃，热轧卷取温度为530～570℃，罩式退火加热速率为30～50℃/h，罩式退火温度为670～700℃，罩式退火保温时间为5～20小时，罩式退火冷却速率为30～50℃/h。

本发明方法首先进行冶炼并在加热钢包中精炼，然后通过连铸铸成板坯，铸坯热轧后的热轧带钢经酸洗去除表面氧化铁皮后，进行冷轧，然后进行组织预处理退火：组织预处理退火采用罩式退火，主要目的是通过AlN沿形变带析出，以获得饼形铁素体晶粒，并使碳化物聚集，形成较强的{111}织构；然后进行连续退火：连续退火的目的是获得铁素体加马氏体双相组织。

本发明中饼形晶粒深冲双相钢板各合金元素的作用机理如下：

C：C是双相钢中最有效的强化元素，是形成马氏体的主要元素，可提高钢的淬透性，其含量决定马氏体的强度与体积分数；C含量过低，无法获得马氏体组织，因此为了获得双相组织，C含量必须要超过0.01%；C含量过高，铁素体中固溶的间隙原子数目将会增多，势必影响罩退过程中{111}有利织构的发展；另外C含量高，导致马氏体相变时膨胀产生的位错较多，使钢的n值与r值减小，恶化钢的成形性。因此钢中C含量的上限为0.05%。

Si：Si是铁素体固溶强化元素，强烈提高铁素体基体的强度，促进碳向奥氏体中富集，对铁素体中的固溶碳有清除与净化作用，有助于提高双相钢的延性。Si含量过低，对碳化物的抑制与铁素体的“净化”作用较小，容易形成碳化物与珠光体组织，因此Si含量必须超过0.1%；Si含量过高，对铁素体基体强化，使得屈强比增加，同时Si的固溶强化对{111}织构的发展不利，因此钢中Si含量上限为0.4%。

Mn：Mn属于奥氏体稳定化元素，可提高钢的淬透性，提高钢的加工硬化性能，并可显著推迟珠光体与贝氏体转变。因此对于较低碳含量冷轧双相钢，要想在连续退火条件下获得双相组织，添加一定的Mn元素是非常必要的，Mn含量下限必须超过1.2%；但是Mn含量过高，在抑制珠光体与贝氏体转变的同时，也会推迟铁素体的析出，使得钢中马氏体含量过高，不利于双相钢塑性变形的发挥，对深冲性能也有不利影响，因此Mn含量上限控制在1.7%以内。

Cr：Cr能提高奥氏体的淬透性，能推迟珠光体与贝氏体转变，并促进C向奥氏体扩散，降低铁素体的屈服强度，进而降低双相钢的屈强比，提高其成形性。如果Cr含量过低，其作用较小，因此下限控制在0.1%以上；但是Cr含量过高时，将破坏钢的延展性，使成形性能恶化，因此上限控制在0.4%以内。

Als：Al在双相钢中主要有两个功能，一是作为脱氧剂；二是与钢中的N结合形成AlN，在再结晶退火之前沿形变带析出，阻碍再结晶铁素体向厚度方向长大，形成饼形晶粒，并促使退火过程中{111}织构的形成与发展，有利于提高成形性。因此其含量不宜低于0.03%，但过高时会影响连铸生产，以及形成夹杂物而影响成形性，因此上限控制在0.07%以内。

P：P是钢中有害杂质元素，容易在晶界富集而产生冷脆性，使钢的冷加工成形性能下降，所以其含量越少越好。

S：S在钢中易形成MnS，在轧制后成条带状分布，从而影响钢的冲压成形性，所以越少越好。

N：N在钢中与Al结合，形成AlN析出物，在形变带析出，有利于饼形晶粒的形成与有利织构的发展，因此一定量的N含量是十分必要的，其含量不宜低于0.003%；但是N含量过高，在铁素体中固溶量也随之增加，将恶化{111}有利织构的发展，同时N容易引起钢的时效性，因此其上限应控制在0.006%以内。

本发明具有以下特色和优势：

1、本发明在传统的C-Si-Mn成分设计的基础上，添加少量的廉价元素Cr提高钢的淬透性，不添加Nb、Mo、V等贵金属元素，通过在较低的再结晶温度下进行组织预处理，获得饼形晶粒，并净化铁素体基体，促使碳化物聚集与铁素体晶粒长大，促进{111}有利织构发展，提高双相钢的成形性能。最终获得的冷轧双相钢屈服强度为220～300MPa，抗拉强度为450～500MPa，延伸率在26～34%，n值在0.19～0.23，r值不低于1.3的综合力学性能。

2、本发明产品与相同性能的等轴晶粒双相钢相比，具有更好的冲压成形性能，与高强IF钢相比，不需真空脱气处理钢中C、N，减轻了冶炼难度，同时抗拉强度与抗二次加工脆性均可提高；与烘烤硬化钢与各向同性钢相比，抗拉强度可提高，工艺敏感性弱，抗时效稳定性强；与传统双相钢相比，在保证强度与延伸相当的条件下，r值增加到1.3以上，并且深冲性能大幅度提高；与现有深冲双相钢发明相比，未添加Nb、Mo、V等贵金属元素，生产成本低；退火温度相对较低，在现有装备与工艺条件下即可生产，实用性更强，板形与表面质量更好。

具体实施方式：

饼形晶粒深冲双相钢板（钢板编号DP1、DP2）的化学成分如表1所示。

表1饼形晶粒深冲双相钢板的化学成分（质量百分数）

编号	C	Si	Mn	Cr	P	S	Als	N
									DP1	0.027	0.18	1.52	0.23	0.016	0.004	0.052	0.0043
DP2	0.038	0.26	1.65	0.27	0.012	0.0043	0.047	0.0046

按表1化学成分进行冶炼和锻造，为了使AlN粒子在热轧过程中完全固溶，热轧采用“三高一低”的工艺制度，即将锻坯加热到1230℃入炉保温2小时，在450mm两辊热轧机上进行热轧，锻坯出炉后迅速热轧，热轧最终厚度为3.5mm，热轧终轧温度为890℃，轧后水冷至550℃入炉保温1小时，然后随炉冷却模拟卷取。

将热轧后的钢板进行酸洗以去除表面氧化铁皮，然后进行冷轧，冷轧至0.8～1.2mm，压下率为65～80%。

冷轧后的薄板在箱式电阻炉中进行组织预处理工艺，为了模拟罩式退火工艺，其加热速率与冷却速率均为50℃/h，即在加热过程中，每隔一小时设定一次加热温度，每次设定的温度增量为50℃，其目的是使AlN粒子在再结晶之前沿形变带析出，以阻碍铁素体晶粒沿厚度方向长大；冷却过程与此相反，在缓慢冷却的过程中，C不断向晶界扩散形成碳化物，并且碳化物不断聚集长大，从而提高连续退火过程中奥氏体的淬透性。退火温度为690℃，保温5小时，使再结晶充分，并在保温的过程中晶粒进一步长大，促使有利的{111}织构发展，并降低钢的屈服强度。

将预处理后的薄板进行连续退火，获得马氏体组织。在模拟连续退火过程中以5℃/s的加热速度加热至退火温度。制备饼形晶粒深冲双相钢板（钢板编号DP1、DP2）的具体工艺参数如表2所示，表3为所制备的饼形晶粒深冲双相钢板（钢板编号DP1、DP2）的力学性能。

表2制备饼形晶粒深冲双相钢板具体工艺参数

表3所制备的饼形晶粒深冲双相钢板（钢板编号DP1、DP2）的力学性能

实施例	Rp0.2/MPa	Rm/MPa	A80/%	n(4～10%)	r
						DP1	226	467	33	0.22	1.46
DP2	263	529	28	0.2	1.35

Claims (4)

1.一种饼形晶粒深冲双相钢板，其特征在于所述钢板的化学成分按质量百分数为：

C：0.01～0.05%，Si：0.1～0.4%，Mn：1.2～1.7%，Cr：0.1～0.4%，Als：0.03～0.07%，N：0.003～0.006%，P≤0.02%，S≤0.01%，其余为Fe和不可避免的微量杂质。

2.根据权利要求1所述的一种饼形晶粒深冲双相钢板，其特征在于所述钢板的化学成分按质量百分数为：

C：0.02～0.04%、Si：0.1～0.3%、Mn：1.4～1.7%、Cr：0.2～0.3%、Als：0.04～0.06%、N:0.003～0.005%、P≤0.015%、S≤0.005%，其余为Fe和不可避免的微量杂质。

3.权利要求1所述一种饼形晶粒深冲双相钢板的制备方法，其特征在于该方法具体步骤如下：

首先进行冶炼，并在加热钢包中精炼，通过连铸铸成板坯后进行热轧，热轧加热温度为1150～1280℃，热轧终轧温度为850～950℃，热轧卷取温度为500～600℃，热轧卷经酸洗后进行冷轧轧制成薄板，冷轧压下率为60～80%；然后进行罩式退火，罩式退火加热速率为20～60℃/h，罩式退火温度为650～720℃，罩式退火保温时间为1～30小时，罩式退火冷却速率为20～60℃/h，冷至室温后进行连续退火，退火温度为740～800℃，保温时间为90～120s，然后以5～8℃/s的速度冷至640～690℃，最后以40～60℃/s的冷却速度快冷至260～320℃进行过时效处理，过时效处理400～600s后冷至室温制得所述饼形晶粒深冲双相钢板。

4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于所述热轧加热温度为1180～1230℃，所述热轧终轧温度为870～910℃，所述热轧卷取温度为530～570℃，所述罩式退火加热速率为30～50℃/h，所述罩式退火温度为670～700℃，所述罩式退火保温时间为5～20小时，所述罩式退火冷却速率为30～50℃/h。