一种超深冲用低碳低硅冷轧热镀锌双相钢及其制备方法
【专利摘要】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。
【专利说明】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】
[0001] 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】
[0002] 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。
[0003] 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〈11D//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<l〇〇>//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。
[0004] 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】
[0005] 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 深冲用的冷乳热镀锌铁素体加马氏体双相钢。
[0006] 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% :彡 0· 015, S% : 彡 0· 008，A1%:彡 0· 075，Cr%:0. 5 ?0· 68，Μ〇%:0· 35 ?0· 5,其中 P、S 和 A1 的含量均不为 〇,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 彡 32%，r 值为 2-2. 2。
[0007] 以下对钢中各元素作用做如下解释：
[0008] 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。
[0009] 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。
[0010] Μη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Μη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。
[0011] Ρ元素与Μη有相似之处，都能对双相钢进行固溶强化，同时适量Ρ的添加，还能改 善材料的深冲性能。但是Ρ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。
[0012] 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。
[0013] 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。
[0014] 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。
[0015] 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；
[0016] (1)钢坯经1150°C-1250°C加热，保温1-2小时均热后，在Ar3以上高温区终乳，终 轧温度在880°C _950°C，高温卷曲，卷曲温度在680°C -710°C ;
[0017] (2)冷轧压下率在75 % -85 %之间；
[0018] (3)对冷轧板进行再结晶退火，退火温度在700°C _780°C，保温4-8个小时，随炉冷 却；
[0019] (4)对再结晶退火板进行临界区连续退火，加热温度在780°C -860°C，保温 80-120s，以大于30°C /s的冷却速度冷到460°C保温10s热镀锌，再快冷到室温；
[0020] (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；
[0021] (6)该双相钢的抗拉强度为485-600MPa，延伸率彡32%，r值为2-2. 2。
[0022] 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 彡1.0,而使用本发明后，不仅抗拉强度彡485MPa，延伸率彡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】
[0023] 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。
[0024] 表1为各成分的质量百分数
[0025]
【权利要求】
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% : 彡 0· 015, S% :彡 0· 008, Α1% :彡 0· 075, Cr% :0· 5 ?0· 68, Mo% :0· 35 ?0· 5,其中 P、S 和A1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，延伸率彡 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、连铸成钢述； (1) 钢坯经1150°C -1250°C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°C _950°C，高温卷曲，卷曲温度在680°C -710°C ; (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°C _780°C，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°C _860°C，保温80-120S，以 大于30°C /s的冷却速度冷到460°C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，延伸率彡32%，r值为2-2. 2。
【文档编号】C22C38/22GK104233093SQ201410476906
【公开日】2014年12月24日 申请日期:2014年9月17日 优先权日:2014年9月17日
【发明者】朱忠良 申请人:朱忠良