一种高强多相钢镀锡原板及其制造方法与流程

本发明涉及一种高强多相钢镀锡原板及其制造方法。

背景技术：

镀锡板是钢板表面镀锡得到的一种包装材料，镀锡板同时结合了钢板的高强度和锡层的高耐蚀性特点而被广泛应用于食品、饮料、化工等的外包装，如用于各种两片、三片罐、桶，易开、旋开盖等。近年来，基于人们对节能减排、降本降耗的不断要求，镀锡板的厚度正不断被减薄，如常见饮料罐用di材厚度从二十年前的0.28～0.29mm已经减薄到0.21～0.22mm，易开盖用镀锡板的厚度从一次冷轧镀锡板的0.25mm左右已经减薄到二次冷轧镀锡板的0.18mm左右。为保证材料减薄后的正常使用，人们对镀锡板强度的要求也越来越高。

专利wo2008/102006a1公开了一种高强镀锡原板的生产方法，其通过低温退火提高钢板强度，通过选用超低碳的钢种成分(含碳量5～40ppm)来保证钢板延伸率，最终可生产一系列屈服强度500mpa以上薄镀锡原板。但该带钢为超低碳钢，炼钢工艺需要额外真空脱碳，炼钢成本高。

美国专利us20150010779a1公开了一种抗拉强度至少500mpa，断裂延伸率大于5％的镀锡原板的生产方法。该钢板合金成分为：c≤0.1％，n≤0.02％，mn≤0.5％，si≤0.04％，al≤0.1％，cr≤0.1％，p≤0.03％，cu≤0.1％，ni≤0.1％，sn≤0.04％，mo≤0.04％，v≤0.04％，ti≤0.05％，nb≤0.05％，b≤0.005％，通过进行连续退火段快速的加热速度(75k/s，优先大于100k/s)加热至700℃以上，经过1～2s的短时间保温和冷却速度100～1200k/s，可获得抗拉强度至少500mpa，断裂延伸率大于5％的镀锡原板。该技术连续退火段要求快速进行，加热速度和冷却速度都很高，这就对设备、操作控制精度要求非常高，很难实现大规模稳定工业生产。

中国专利cn101999009a公开了一种抗拉强度500mpa以上高强度容器用镀锡原板的生产方法，钢种成分为：c：0.01～0.05％、si：0.04％以下、mn：0.1～1.2％、s：0.10％以下、al：0.001～0.100％、n：0.10％以下、p：0.0020～0.100％，余量由fe及不可避免的杂质构成。该方法的关键工艺在于二次冷轧段的轧下率为20～50％。该方法获得带钢强度高但同时二次冷轧轧下率高，导致带钢延伸率低，不适用于具有一定成形性要求的用途。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种高强多相钢镀锡原板及其制造方法，该钢板烘烤后性能与其二次冷轧生产段轧下率满足如下关系：屈服强度rp0.2≥(400+12×dcr)mpa，延伸率a≥(25-1.2×dcr)％，5％≤dcr≤18％，该镀锡原板具有高强度和较好延伸率，可用于生产对强度和延伸率要求较高的三片罐罐身、罐底、易开盖、旋开盖等。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高强多相钢镀锡原板，其化学成分质量百分比为：c：0.081～0.14％，mn：0.2～0.8％，al：0.01～0.09％，p：0.01～0.03％，n：0.002～0.015％，还含有b：0.001～0.005％，cr：0.005～0.05％，ti：0.001～0.1％，nb：0.001～0.2％，cu：0.005～0.03％，mo：0.001～0.008％中一种或一种以上，余量为fe和不可避免杂质；且同时需满足如下关系：0.21％≤mn+1.3cr+3.2mo+0.5cu≤0.91％。

进一步，所述高强多相钢镀锡原板的组织由铁素体晶粒、珠光体、马氏体和渗碳体颗粒组成。

优选的，所述高强多相钢镀锡原板的组织中铁素体晶粒尺寸≤7μm。

优选的，所述高强多相钢镀锡原板的组织中珠光体+马氏体+渗碳体颗粒的体积分数为5～20％。

优选的，所述高强多相钢镀锡原板的组织中马氏体体积分数为1～5％。

优选的，所述高强多相钢镀锡原板组织的马氏体中碳固溶量≥0.07％。

进一步，所述高强多相钢镀锡原板烘烤后，屈服强度rp0.2≥(400+12×dcr)mpa，延伸率a≥(25-1.2×dcr)％，其中，dcr为二次冷轧轧下率，5％≤dcr≤18％。

在本发明所述高强多相钢镀锡原板的成分设计中：

c：c元素在材料中是主要的强化元素，本发明中c对带钢的强化方式主要有两个：一是通过马氏体组织中碳的固溶进行强化，另一个是c以珠光体层片或渗碳体颗粒形式析出进行强化。为保证带钢强化效果，钢板中需添加≥0.081％的c。c含量过高容易在退火过程中从铁素体晶界上析出，从而降低钢板的塑性，且对产品最终加工性能、焊接性能、各向同性，尤其是对材料烘烤加热后性能也均有不利影响。因此，本发明钢中c含量控制在0.081～0.14％。

mn：mn元素在本发明中主要作用与c元素相近，通过mn的固溶能进一步提高钢板的强度。此外mn元素与钢中硫形成mns，消除s引起的钢的热脆性问题，提高钢的热加工性能。但mn含量过高会引起铸造板坯中mn偏析以及热轧板中明显的带状组织分布，对最终薄板的冲压加工性能不利，尤其在钢带局部变形较大时(如生产易开盖时的铆合成形过程)，mn的偏析容易导致局部开裂。因此，本发明钢中mn含量控制在0.2～0.8％。

al：al元素在钢中主要起脱氧的作用，同时可以细化晶粒，钢中n元素与al形成aln析出，消除n元素对薄带烘烤加热时效性的影响。al添加过量容易降低板坯的可铸造性。因此，本发明适用钢的al含量控制在0.01～0.09％。

p：p元素也是固溶强化元素，能提高钢的强度，但过量的p增加钢板的冷脆性及塑性，降低钢的冷弯性能和焊接性能。因此，本发明中p含量控制在0.01～0.03％。

n：n元素的固溶能大大提高钢的强度，但同时n含量太高会导致薄带的抗烘烤时效性能差，各向同性也会受到影响，因此，本发明薄钢板中n含量控制在0.002～0.015％。

为获得室温马氏体相组织，需保证钢板退火过程中生成一定的奥氏体相，固mn、cr、mo、cu等合金成分的配比至关重要。本发明中控制这些合金成分的配比为0.21％≤mn+1.3cr+3.2mo+0.5cu≤0.91％。该值低于0.21％时，马氏体含量过低，钢板性能不足；高于0.91％时，为保证钢板强塑积，二次冷轧工艺窗口减小，制造难度较大。此外，b元素的添加能提高薄钢带的抗烘烤时效性能，减少钢板烘烤后延伸率的损失；加入ti、nb元素，影响退火时奥氏体晶粒大小，继而影响室温多相钢组织形态和力学性能。因此，可根据实际应用中对烘烤时效后强度和延伸率的具体要求，对mn、cr、mo、cu、b、ti、nb等元素含量进行上述调控。

本发明所述高强多相钢镀锡原板的最终组织特征要求如下：组织由铁素体晶粒、珠光体、马氏体和渗碳体颗粒组成。其中：垂直轧制方向上铁素体晶粒尺寸≤7μm；带钢组织中珠光体、马氏体和渗碳体颗粒占组织体积分数的5～20％；带钢组织中马氏体占组织体积分数为1～5％；带钢马氏体中碳固溶量≥0.07％。

钢板组织中铁素体是普冷钢的最典型组织，本发明所述镀锡原板控制铁素体晶粒尺寸≤7μm，通过细晶强化保证了铁素体基体的强度。但单单依靠铁素体的晶粒细化无法达到高强度的要求，因此本发明镀锡原板组织中还存在珠光体、马氏体、渗碳体颗粒三种强化相，其中，珠光体和马氏体是主要强化相，由退火加热生成的奥氏体冷却转化而来。珠光体由铁素体条和渗碳体条组成，一般在冷却时较高温度下生成；马氏体为过固溶的铁素体，一般在冷却时较低温度下生成，对钢的强化作用最大。

为保证珠光体和马氏体的强化作用，本发明要求组织中珠光体、马氏体和渗碳体颗粒占总体积分数的5％以上。珠光体和马氏体塑性较差，过多珠光体和马氏体会导致薄带钢的延伸率降低，因此，本发明所述高强多相钢镀锡原板中珠光体、马氏体和渗碳体颗粒的总体积分数在20％以下。

此外，为保证带钢的强化，本发明的带钢组织中马氏体要求在1％以上，为防止过多马氏体对带钢塑性的不良影响，马氏体组织控制在5％以下；同时，为保证马氏体对带钢的强化效果，本发明带钢中马氏体中碳固溶量在0.07％以上。

本发明所述高强多相钢镀锡原板的制造方法，该镀锡原板的成分质量百分比为：c：0.081～0.14％，mn：0.2～0.8％，al：0.01～0.09％，p：0.01～0.03％，n：0.002～0.015％，还含有b：0.001～0.005％，cr：0.005～0.05％，ti：0.001～0.1％，nb：0.001～0.2％，cu：0.005～0.03％，mo：0.001～0.008％中一种或一种以上，其余为fe和不可避免杂质；且同时需满足如下关系：0.21％≤mn+1.3cr+3.2mo+0.5cu≤0.91％；该镀锡原板依次经连续退火、二次冷轧，其中，连续退火段温度t为：(727-100×c-30×mn-1000×n)℃≤t≤800℃，保温时间30s～50s，250℃以上温度区间内冷却速度50～90℃/s；二次冷轧轧下率dcr：5％≤dcr≤18％。

进一步，所述镀锡原板在连续退火前的生产步骤为：冶炼、热轧、酸洗、一次冷轧。

为保证多相钢镀锡原板的最终组织中珠光体、马氏体的生成，必须控制带钢退火加热段温度高于奥氏体转化温度，钢中主要元素c、mn、n均会影响奥氏体化温度，因此，本发明带钢的连续退火温度t≥(727-100×c-30×mn-1000×n)℃；但过高的退火温度会导致带钢晶粒急剧长大，从而降低带钢强度，因此退火温度t≤800℃。固本发明的连续退火段控制退火温度t为(727-100×c-30×mn-1000×n)℃≤t≤800℃。

为保证带钢退火过程中奥氏体化完全，要求保温时间≥30s；退火保温时间越长，带钢晶粒长大越严重，因此在保证带钢奥氏体化同时，保温时间≤50s。因此，本发明在连续退火段控制保温时间为30s～50s。

本发明中，退火速度决定了珠光体、马氏体的量、珠光体条片间距、马氏体中c的固溶量。为保证带钢的最优组织结构，要求250℃以上温度区间内冷却速度≥50℃/s，冷却速度过低会导致珠光体转变更加完全而无马氏体形成，且获得的珠光体条片间距粗大，带钢强度降低；还要求250℃以上温度区间内冷却速度≤90℃/s，冷却速度过高，会抑制珠光体相变，从而组织中马氏体量过多，虽然提高带钢强度，但大大损失带钢延伸率。因此，本发明的连续退火段在250℃以上温度区间控制冷却速度为50～90℃/s。

本发明所述高强多相钢镀锡原板在连续退火后进行二次冷轧，二次冷轧的主要作用是对带钢进一步减薄，并进一步提高带钢强度，但同时会降低带钢延伸率，因此，本发明要求二次冷轧轧下率dcr≤18％。

基于以上所述化学成分、组织及制造方法，本发明所提供的高强多相钢镀锡原板经过150～300℃、15～60min的烘烤后，屈服强度rp0.2≥(400+12×dcr)mpa，延伸率a≥(25-1.2×dcr)％，其中，dcr为二次冷轧轧下率，5％≤dcr≤18％。

本发明的有益效果：

本发明所述高强多相钢镀锡原板的合金成分中提高了c含量和mn当量，与超低碳钢相比，该成分体系省去炼钢真空脱碳工艺，炼钢成本降低。

与快速连续退火方法相比，本发明的连续退火工艺退火温度控制更加精准且冷却速度较低，该工艺对设备、操作控制精度要求低，更易于板型控制及生产宽规格镀锡原板，更易于实现大规模稳定工业生产。

本发明所述高强多相钢镀锡原板可进行二次冷轧，相较于一次冷轧方法，有助于带钢的进一步减薄；相较于较大二次冷轧率获得带钢，本发明获得带钢烘烤后仍能保持较高的延伸率a≥(25-1.2×dcr)％，dcr为二次冷轧轧下率，5％≤dcr≤18％。

附图说明

图1为本发明实施例1钢板的金相组织照片。

图2为本发明实施例1钢板金相组织中的珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域形貌照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1列出了本发明实施例和对比例的合金成分，表2说明了本发明实施例和对比例的主要工艺段特征和相组成特征，表3为实施例和对比例烘烤后的屈服强度和延伸率性能(烘烤温度200℃，烘烤时间30min。)

实施例1

实施例1的合金成分如表1中所示：c：0.081％，mn：0.5％，al：0.05％，p：0.015％，n：0.005％，b：0.001％，cr：0.02％，cu：0.01％，mo：0.001％。该带钢的相组成特征和生产工艺如表2所示：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为10％，马氏体区域占体积分数的2％，铁素体的晶粒尺寸为6.5μm，马氏体中c的固溶量为0.082％。该带钢连续退火段温度为720℃，退火段的保温时间为40s，退火时冷却速度为60℃/s，带钢二次冷轧压下率为10％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能如表3所示：屈服强度rp0.2为564mpa，断裂延伸率18％。

由图1、图2可知，本实施例镀锡原板组织由铁素体晶粒、珠光体、马氏体和渗碳体颗粒组成，其中，珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为10％，马氏体区域占体积分数的2％，铁素体的晶粒尺寸为6.5μm(铁素体晶粒尺寸为图1金相组织中沿横向方向上划线法测得)，马氏体中c的固溶量为0.082％。

实施例2

实施例2的合金成分为：c：0.081％，mn：0.5％，al：0.05％，p：0.01％，n：0.005％，b：0.003％，cr：0.05％，ti：0.005％，nb：0.2％，cu：0.01％，mo：0.005％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为13％，马氏体区域占体积分数的4％，铁素体的晶粒尺寸为6.5μm，马氏体中c的固溶量为0.095％。该带钢连续退火段温度为750℃，退火段的保温时间为40s，退火时冷却速度为90℃/s，带钢二次冷轧压下率为5％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为512mpa，断裂延伸率20.9％。

实施例3

实施例3的合金成分为：c：0.135％，mn：0.2％，al：0.05％，p：0.01％，n：0.005％，b：0.003％，cr：0.005％，cu：0.03％，mo：0.005％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为5％，马氏体区域占体积分数的1.2％，铁素体的晶粒尺寸为5.3μm，马氏体中c的固溶量为0.071％。该带钢连续退火段温度为705℃，退火段的保温时间为30s，退火时冷却速度为50℃/s，带钢二次冷轧压下率为5％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为482mpa，断裂延伸率20.2％。

实施例4

实施例4的合金成分为：c：0.14％，mn：0.5％，al：0.01％，p：0.015％，n：0.015％，b：0.003％，cr：0.02％，ti：0.1％，cu：0.01％，mo：0.008％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为19％，马氏体区域占体积分数的4.8％，铁素体的晶粒尺寸为6.2μm，马氏体中c的固溶量为0.1％。该带钢连续退火段温度为800℃，退火段的保温时间为30s，退火时冷却速度为90℃/s，带钢二次冷轧压下率为18％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为650mpa，断裂延伸率5.5％。

实施例5

实施例5的合金成分为：c：0.1％，mn：0.8％，al：0.035％，p：0.015％，n：0.015％，b：0.005％，cr：0.02％，ti：0.001％，cu：0.01％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为14％，马氏体区域占体积分数的1.5％，铁素体的晶粒尺寸为6.8μm，马氏体中c的固溶量为0.081％。该带钢连续退火段温度为750℃，退火段的保温时间为50s，退火时冷却速度为50℃/s，带钢二次冷轧压下率为10％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为544mpa，断裂延伸率15％。

实施例6

实施例6的合金成分为：c：0.1％，mn：0.5％，al：0.09％，p：0.03％，n：0.005％，b：0.003％，cr：0.02％，ti：0.005％，nb：0.001，cu：0.005％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为5％，马氏体区域占体积分数的2.5％，铁素体的晶粒尺寸为5.5μm，马氏体中c的固溶量为0.09％。该带钢连续退火段温度为700℃，退火段的保温时间为30s，退火时冷却速度为90℃/s，带钢二次冷轧压下率为12％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为597mpa，断裂延伸率13％。

实施例7

实施例7的合金成分为：c：0.1％，mn：0.5％，al：0.09％，p：0.03％，n：0.002％，b：0.003％，cr：0.02％，ti：0.005％，cu：0.01％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为14％，马氏体区域占体积分数的3.5％，铁素体的晶粒尺寸为6.2μm，马氏体中c的固溶量为0.089％。该带钢连续退火段温度为750℃，退火段的保温时间为40s，退火时冷却速度为80℃/s，带钢二次冷轧压下率为10％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为575mpa，断裂延伸率17％。

实施例8

实施例8的合金成分为：c：0.1％，mn：0.5％，al：0.05％，p：0.015％，n：0.005％，b：0.003％，cr：0.02％，ti：0.005％，cu：0.01％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为19％，马氏体区域占体积分数的1.2％，铁素体的晶粒尺寸为6.7μm，马氏体中c的固溶量为0.080％。该带钢连续退火段温度为800℃，退火段的保温时间为30s，退火时冷却速度为50℃/s，带钢二次冷轧压下率为5％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为497mpa，断裂延伸率20.3％。

对比例1

对比例1的合金成分为：c：0.07％，mn：0.5％，al：0.09％，p：0.03％，n：0.002％，b：0.003％，cr：0.02％，ti：0.005％，cu：0.04％。该带钢的相组成特征为：无珠光体+马氏体区域，铁素体的晶粒尺寸为5.2μm。该带钢连续退火段温度为690℃，退火段的保温时间为40s，退火时冷却速度为50℃/s，带钢二次冷轧压下率为19％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为645mpa，断裂延伸率0.5％。

对比例2

对比例2的合金成分为：c：0.1％，mn：0.1％，al：0.05％，p：0.008％，n：0.005％，b：0.01％，cr：0.02％，ti：0.005％，cu：0.01％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为12％，马氏体区域占体积分数的3.2％，铁素体的晶粒尺寸为8.2μm，马氏体中c的固溶量为0.068％。该带钢连续退火段温度为750℃，退火段的保温时间为60s，退火时冷却速度为50℃/s，带钢二次冷轧压下率为10％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为501.3mpa，断裂延伸率8％。

对比例3

对比例3的合金成分为：c：0.1％，mn：0.5％，al：0.005％，p：0.05％，n：0.002％，b：0.003％，cr：0.02％，ti：0.005％，cu：0.01％，mo：0.01％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为14％，马氏体区域占体积分数的7.8％，铁素体的晶粒尺寸为5.7μm，马氏体中c的固溶量为0.12％。该带钢连续退火段温度为750℃，退火段的保温时间为40s，退火时冷却速度为120℃/s，带钢二次冷轧压下率为5％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为587mpa，断裂延伸率7.8％。

对比例4

对比例4的合金成分为：c：0.13％，mn：0.5％，al：0.05％，p：0.015％，n：0.005％，b：0.003％，cr：0.02％，ti：0.005％，cu：0.01％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为21.6％，马氏体区域占体积分数的6.9％，铁素体的晶粒尺寸为8.4μm，马氏体中c的固溶量为0.1％。该带钢连续退火段温度为820℃，退火段的保温时间为40s，退火时冷却速度为80℃/s，带钢二次冷轧压下率为10％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为555.8mpa，断裂延伸率10.2％。

对比例5

对比例5的合金成分为：c：0.10％，mn：0.5％，al：0.05％，p：0.015％，n：0.02％，b：0.003％，cr：0.10％，ti：0.2％，cu：0.01％。该带钢的相组成特征为：珠光体+马氏体+渗碳体颗粒区域占体积分数为4％，马氏体区域占体积分数的0.6％，铁素体的晶粒尺寸为5.2μm，马氏体中c的固溶量为0.07％。该带钢连续退火段温度为750℃，退火段的保温时间为20s，退火时冷却速度为80℃/s，带钢二次冷轧压下率为2％。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为612.3mpa，断裂延伸率5.9％。

对比例6

对比例6的合金成分为：c：0.15％，mn：0.9％，al：0.05％，p：0.015％，n：0.01％，cr：0.10％，ti：0.2％，nb：0.3％。该带钢的相组成特征为：珠光体区域占体积分数为13％，马氏体区域占体积分数的0％，铁素体的晶粒尺寸为7.6μm。该带钢连续退火段温度为750℃，退火段的保温时间为40s，退火时冷却速度为30℃/s，无二次冷轧。最终带钢200℃，30min烘烤后的力学性能：屈服强度rp0.2为454.8mpa，断裂延伸率20.8％。