[发明专利]一种高塑性应变比的超深冲双相钢的制备方法

说明书

技术领域

本发明涉及到冷轧超深冲用高强钢板技术领域，提供一种高强度、超深冲冷轧铁素体加马氏体双相钢及其制备工艺。

背景技术

 在新一代汽车用钢材料的设计与研发中，要求在保证汽车安全性能的前提下，充分减轻汽车自重，减小能源损耗，保护环境。冷轧双相钢能够很好的满足这一要求，主要因为其具有一系列优点，包括高抗拉强度，低屈服强度、高的初始加工硬化率、无屈服平台和强度与塑性良好配合等。双相钢在乘用汽车上使用比例高，约占白车身的74%，主要应用在支架、保险杠、立柱和轮廓上，而在汽车面板或外板上使用较少，尤其是对深冲性能要求较高的外板，这主要是由于冷轧双相钢深冲性能较差，r值普遍偏低，一般在1.0以下。要想扩大冷轧双相钢的使用范围，提高其深冲性能、改善r值是非常有必要的，对于充分发挥冷轧双相钢的优异性能，提高优势资源的利用率是非常有意义的。

热轧钢板经过冷轧后，各晶粒的形变储存能差异是后续静态再结晶的驱动力，而这种储存能大小与晶粒取向有关，不同取向的晶粒的储存能大小顺序为：{110}>{111}>{112}>{100}，尽管{110}晶面族储存能最大，但是它数量极少，因此，最终的再结晶织构是形成最快数量最多的{111}组份。对于冷轧双相钢，由于存在一定量的间隙原子C、N，在加热过程中将会固溶到铁素体中，从而阻碍了再结晶织构的发展，其中<111>//ND方向织构也没严重削弱，因此双相钢的r值偏低。

双相钢成分设计中添加一定量的碳，目的在于确保两相区（α+γ）退火过程中形成一定量的马氏体，所以这部分C不能像无间隙原子钢(IF)那样被固定住。然而，再结晶织构的形成主要发生在铁素体完全再结晶之前，可以通过添加强碳化物形成元素，使其在铁素体再结晶过程中以第二相析出的形式固定住碳，而在较高温度退火过程中，能够回溶分解出一部分碳，扩散到奥氏体中，这样就能保证既能发展有利织构，又能形成一定量的马氏体。要想实现这一过程，必须保证该强碳化物元素具有低温析出，高温溶解特性。除此之外，热轧卷曲过程中，还必须保证该类碳化物充分析出，以确保后续的连续退火加热过程中，有足够量的第二相析出。事实上，铁素体发生静态再结晶过程中，第二相粒子除了能固定碳以外，还发挥其它作用：为再结晶晶粒形核提供更多的形核点；分布在晶界上的第二相粒子抑制再结晶晶粒长大。这些作用都有利于{111}//RD晶面族在选择生长中占据优势，从而改善双相钢的深冲性能。

相关资料表明，Nb、V、Ti、Cr和Mo都是强或中强碳化物形成元素，其中Mo元素的碳化物具有低温析出和高温固溶特性。根据经验公式计算，在0.02%C钢中添加0.8%Mo，平衡态时Mo的固溶温度约为700℃，该温度以上退火就能满足双相钢的组织结构要求。另外，添加一定量的Al元素，是为了其能在热轧卷曲过程中析出，从而发挥AlN在后续铁素体再结晶过程中的有利作用。

发明内容

本发明的目的在于通过添加Mo和Al微合金元素，结合热轧高温终轧和高温卷曲工艺，提供一种高强度、超深冲铁素体加马氏体冷轧双相钢，可以用于汽车面板或内板生产。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高塑性应变比的超深冲双相钢，其化学质量百分数如下：

C：0.01～0.05%，Mn：1.0～2.0%，P：0.01～0.06%，S：≤0.015%，Al:0.3～0.8%,N:≤0.003%, Cr:0.1～0.5%,Mo:0.2～0.8%，剩余为Fe和不可避免的杂质。制备方法为：首先根据所设计的化学成分进行冶炼，锻造，热轧终轧温度为850～950℃，优选终轧温度为900～930℃；卷取温度为680～750℃，优选卷曲温度为700～730℃；热轧板经酸洗后冷轧成薄板，压下率为70%～80%；冷轧钢板采取连续退火工艺，加热速度为1～10℃/s，优选加热速度为7～10℃/s；保温温度为800～850℃，优选保温温度为830～850℃，保温时间为80～100s；保温后以30～60℃/s的冷速快冷到室温，优选冷速为35～50℃/s。

对上述成分进一步优化为：

C：0.01～0.03%，Mn：1.3～1.8%，P：0.01～0.04%，S：≤0.015%，Al:0.3～0.5%,N:≤0.003%, Cr:0.1～0.3%,Mo:0.2～0.5%，剩余为Fe和不可避免的杂质。

高塑性应变比的超深冲双相钢各合金元素的作用机理如下：