CN104233093A - 一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢及其制备方法。该双相钢按重量百分比计，该双相钢的化学成分质量比为：C％：0.035-0.045，Si％：0.03-0.05，Mn％：1.3-1.75，P％：≤0.015，S％：≤0.008，Al％：≤0.075，Cr％：0.5～0.68，Mo％：0.35～0.5，其中P、S和Al的含量均不为0，其余为Fe和不可避免的杂质，该双相钢的微观组织中{111}//RD方向织构占90vol.％以上，主要的微观组织为铁素体和马氏体组织，该双相钢的抗拉强度为485-600MPa，延伸率≥32％，r值为2-2.2。配合相应的制备方法，本发明向低碳双相钢中添加一定量的Cr和Mo元素，并采用织构预处理工艺，使得材料在具备一定的强度条件下，大幅度改善其深冲性能，充分提高了材料的热镀锌性能。

Description

一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢及其制备方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，主要涉及到制备一种高强度，超深冲的铁素体加马氏体冷轧热镀锌双相钢，在低碳钢中添加Cr和Mo元素，并采用织构预处理工艺，使得材料在具备一定的强度条件下，大幅度改善其深冲性能，同时控制Si含量≤0.05％(质量百分比)，充分提高了材料的热镀锌性能。

背景技术

冷轧双相钢因为具有高强度、高延伸率、高的加工硬化指数和连续屈服等特点，在现代汽车用钢中被越来越受关注。传统的双相钢主要用于汽车产品的加强件上，如保险杠、轮廓和支架等，为了更大幅度的减轻汽车自重，增加汽车面板或内板中高强钢的使用比例非常有必要。目前，用于汽车面板或内板的汽车用钢主要为IF钢，其抗拉强度最大约为440MPa，如果能将高强双相钢部分或全部代替IF钢，对于提高汽车用钢的综合力学性能、节约能源和降低冶炼成本是很有意义的。具有单相组织的IF钢r值一般在1.5以上，而传统的双相钢超深冲性能较差，r值基本在1.0以下，这对后续的冲压成形非常不利。传统冷轧双相钢中马氏体体积分数大约占20％-30％，较高比例的硬质相阻碍了有利于深冲性能的{111}纤维织构的发展，从而使得其深冲性能恶化。本发明一方面在成分设计上严格控制最终马氏体体积分数，另一方面通过织构预处理工艺强化{111}//RD方向织构，因此最终获得优异的综合性能。

r值反应的是材料的平面各向塑性应变比，它的高低与材料的深冲性能有很大的关系，r值越高，材料的深冲性能越好。根据Whiteley和Wise的研究结果，r值的大小和钢板的织构密切相关，当板材的各向晶粒的{111}晶面平行于板面的比例较高时，r值较高，如果{100}晶面平行于板面的比例较高，往往会恶化r值，相关研究指出，I{111}//RD/I{100}//RD的值与r值大致呈线性关系，这是因为<111>//ND的纤维织构能造成板厚度方向的高塑性变形抗力来大幅度的提高钢板的深冲性能，而<100>//ND在板厚方向具有最小的变形抗力，不利于深冲性能的改善。

超低碳IF钢之所以拥有较高r值，是因为IF钢在冶炼过程中添加了Nb和Ti合金元素，从而在加热过程中固定住了C、N间隙原子，使得在{111}<112>方向形成再结晶织构，得到了较好的深冲性能。低碳钢经过冷轧后，各晶粒的储存能差异是后续再结晶的驱动力，而形变晶粒内的储存能大小与晶粒取向有关，不同取向的形变晶粒的储存能大小顺序为：{110}＞{111}＞{112}＞{100}，尽管{110}晶面储存能较大，但是数量极少，因此，最终的再结晶织构是形成最快数量最多的{111}组份。但是由于部分间隙原子的存在，尤其是固溶碳，它将在再结晶过程中阻止{111}方向织构的发展，而使{100}等其它织构加速发展，因此对于一般低碳钢在退火过后，易形成高斯织构或黄铜织构，这些织构都是不利于材料的深冲性能。相关研究得出，钢中固溶碳含量与r值成反比，要想提高钢材的深冲性能，应尽量降低钢中的固溶碳含量，同时还需保证有足够的碳扩散到奥氏体中，使其在后续冷却过程中转变成马氏体，以保持双相钢原有的优异性能。

发明内容

本发明的目的在于利用再结晶退火与两相区连续退火相结合的方法，生产一种超深冲用的冷轧热镀锌铁素体加马氏体双相钢。

本发明的超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢，按重量百分比计，该双相钢的化学成分质量比为：C％：0.035-0.045，Si％：0.03-0.05，Mn％：1.3-1.75，P％：≤0.015，S％：≤0.008，Al％：≤0.075，Cr％：0.5～0.68，Mo％：0.35～0.5，其中P、S和Al的含量均不为0，其余为Fe和不可避免的杂质，该双相钢的微观组织中{111}//RD方向织构占90vol.％以上，主要的微观组织为铁素体和马氏体组织，该双相钢的抗拉强度为485-600MPa，延伸率≥32％，r值为2-2.2。

以下对钢中各元素作用做如下解释：

C元素是保证双相钢最终拥有两相组织的最基本元素，它能够稳定奥氏体区，提高奥氏体的淬透性，但是随着固溶C含量的增加，将会阻碍{111}方向织构的形成，从而恶化材料的深冲性能，因此本发明中，采用两个关键工艺，再结晶退火与两相区连续退火工艺，对C元素在不同阶段的固溶量进行有效控制，既能促进{111}方向织构有利生长，又能保证最终组织中拥有一定比例的铁素体加马氏体组织。

Si元素在本发明中为钢中残余元素，没有特意添加，主要考虑到Si元素在热处理过程中会在钢材表面富集，恶化钢材的表面质量，且严重影响钢材的镀锌性能，这对于汽车面板或内板是非常不利的。

Mn元素是本发明当中主要用来对双相钢进行固溶强化，它能扩大奥氏体区，提高奥氏体的淬透性，而且还能减缓珠光体和贝氏体转变，又能提高马氏体开始转变点温度，这些都非常有利于在较低碳的条件下最终形成一定的马氏体组织，但是Mn元素含量不能过高，过高将形成较多的马氏体含量，会对材料的深冲性能有不利的影响。

P元素与Mn有相似之处，都能对双相钢进行固溶强化，同时适量P的添加，还能改善材料的深冲性能。但是P不能添加过量，过量易造成在退火过程中的晶界偏聚，从而带来二次加工脆性。

Mo元素在本发明中起到控制热处理过程中C元素的存在状态，因为Mo元素具有在低温析出和高温溶解的优异特性，当双相钢加热到再结晶温度前，Mo元素是以MoC的形式存在于铁素体晶界，从而阻碍铁素体晶粒的再结晶，由于晶粒的取向选择，{111}方向具备高的储存能和多的形核点必将进行择优取向，从而提高了双相钢的深冲性能。当在高温区保温时，MoC又会分解，使得部分C扩散到奥氏体中，通过临界区连续退火工艺，最终可以顺利形成铁素体加马氏体组织。

Cr元素也都是能够提高奥氏体淬透性的元素，它也较易形成碳或氮的析出物，但是它的析出物易在低温分解，与Mo元素相比，它对提高材料r值的贡献较小，主要起到提高强度的目的，同时它具有成本较低的优势。它的含量不能添加过多，因为过多将会使得最终组织中马氏体含量增多，阻碍了有利织构的发展，从而会恶化材料的深冲性能。

本发明通过在低碳双相钢中添加Cr和Mo元素，使其在加热到再结晶温度前以碳化物或氮化物的形式析出，固定住C、N间隙原子，让铁素体变得更纯净，{111}方向织构就能得到较强的发展，而在保温阶段，此类碳、氮化物又会高温分解，让部分的碳能扩散到奥氏体中提高其淬透性，在随后的快冷过程中形成一定比例的马氏体组织，同时还能够取代传统冷轧双相钢中部分Si所发挥的作用，从而保证了高强冷轧双相钢的热镀锌性能。这样就获得了具备超深冲性能的铁素体加马氏体冷轧热镀锌双相钢。

本发明还提供一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征是按照权利要求1所述的化学成分冶炼、连铸成钢坯；

(1)钢坯经1150℃-1250℃加热，保温1-2小时均热后，在Ar3以上高温区终轧，终轧温度在880℃-950℃，高温卷曲，卷曲温度在680℃-710℃；

(2)冷轧压下率在75％-85％之间；

(3)对冷轧板进行再结晶退火，退火温度在700℃-780℃，保温4-8个小时，随炉冷却；

(4)对再结晶退火板进行临界区连续退火，加热温度在780℃-860℃，保温80-120s，以大于30℃/s的冷却速度冷到460℃保温10s热镀锌,再快冷到室温；

(5)该双相钢的微观组织中{111}//RD方向织构占90vol.％以上，主要的微观组织为铁素体和马氏体组织；

(6)该双相钢的抗拉强度为485-600MPa，延伸率≥32％，r值为2-2.2。

本发明通过成分设计和工艺优化两种途径，使得冷轧双相钢的r值提高到2-2.2，是目前国内生产的冷轧双相钢中r值最高的，与传统的冷轧双相钢DP450相比，其r值一般≤1.0，而使用本发明后，不仅抗拉强度≥485MPa，延伸率≥32％，r值几乎提高了一倍，进一步扩大了冷轧双相钢在汽车板上的使用比例，尤其适合于冲压性能要求较高的汽车面板或内板，成形复杂的加强件或结构件。另外，与目前级别较高，冲压性能较好的无间隙原子钢IF440相比，使用本发明的优势在于，强度明显提高，在保证同等性能的条件下，C含量的要求从≤50ppm提高到0.035-0.045％，这大大减轻了冶炼难度，提高了生产效率和市场竞争力。

具体实施方式

根据表1所给出的化学成分，采用电磁感应炉真空熔炼，对铸造的坯料进行后续工艺。

表1为各成分的质量百分数

	C	Si	Mn	P	S	Al	Cr	Mo
									实施例1	0.036	0.038	1.34	0.013	0.005	0.07	0.52	0.36
实施例2	0.039	0.043	1.55	0.008	0.003	0.055	0.57	0.42

实施例3

0.043

0.048

1.68

0.004

0.001

0.025

0.63

0.45

上述热轧工艺为将锻坯加热到1200℃保温1.5小时，在热轧机上热轧，热轧6个道次，得到厚度为3-4mm左右的热轧薄板，总变形量为85％-90％，其开轧、终轧和模拟卷曲温度为700℃。

冷轧工艺为将热轧板轧到0.8mm-1mm。压下率控制在75％-80％。

再结晶退火工艺为将冷轧板放到退火炉中加热到750℃保温6个小时，然后随炉冷却。

对再结晶退火板进行两相区连续退火，温度为800℃、820℃和850℃，分别以10℃/s加热到该温度保温80s，然后以50℃/s的冷速冷却到460℃保温10s模拟热镀锌，再快冷到室温。不同工艺参数所对应的性能如下表2所示：

表2为不同工艺参数所对应的性能

	{111}//RD方向织构(vol.％)	抗拉强度(Mpa)	延伸率(％)	R值
					实施例1	92	503	32.8	2.05
实施例2	97	554	38	2
					实施例3	95	595	34.5	2.1

申请人声明，本发明通过上述实施例来说明本发明的详细方法，但本发明并不局限于上述详细方法，即不意味着本发明必须依赖上述详细方法才能实施。所属技术领域的技术人员应该明了，对本发明的任何改进，对本发明产品各原料的等效替换及辅助成分的添加、具体方式的选择等，均落在本发明的保护范围和公开范围之内。

Claims (2)

1.一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：按重量百分比计，该双相钢的化学成分质量比为：C％：0.035-0.045，Si％：0.03-0.05，Mn％：1.3-1.75，P％：≤0.015，S％：≤0.008，Al％：≤0.075，Cr％：0.5～0.68，Mo％：0.35～0.5，其中P、S和Al的含量均不为0，其余为Fe和不可避免的杂质，该双相钢的微观组织中{111}//RD方向织构占90vol.％以上，主要的微观组织为铁素体和马氏体组织，该双相钢的抗拉强度为485-600MPa，延伸率≥32％，r值为2-2.2。

2.如权利要求1所述的双相钢的制备方法，其特征是按照权利要求1所述的化学成分冶炼、连铸成钢坯；

(1)钢坯经1150℃-1250℃加热，保温1-2小时均热后，在Ar3以上高温区终轧，终轧温度在880℃-950℃，高温卷曲，卷曲温度在680℃-710℃；

(2)冷轧压下率在75％-85％之间；

(3)对冷轧板进行再结晶退火，退火温度在700℃-780℃，保温4-8个小时，随炉冷却；

(4)对再结晶退火板进行临界区连续退火，加热温度在780℃-860℃，保温80-120s，以大于30℃/s的冷却速度冷到460℃保温10s热镀锌,再快冷到室温；

(5)该双相钢的微观组织中{111}//RD方向织构占90vol.％以上，主要的微观组织为铁素体和马氏体组织；

(6)该双相钢的抗拉强度为485-600MPa，延伸率≥32％，r值为2-2.2。