專利名稱：一種經(jīng)亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法
一種經(jīng)亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法技術(shù)領(lǐng)域
本發(fā)明屬于金屬材料領(lǐng)域，涉及到一種經(jīng)亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法，主要通過合理的成分設(shè)計和熱處理工藝優(yōu)化制備一種高強(qiáng)超深沖雙相鋼，其核心熱處理工藝為亞溫退火加臨界區(qū)連續(xù)退火。
背景技術(shù)：
近些年來，高強(qiáng)及超高強(qiáng)雙相鋼(DP鋼)發(fā)展迅猛，為汽車工業(yè)在減輕自重、節(jié)約能源方面做出了巨大貢獻(xiàn)。在熱處理型鐵素體加馬氏體雙相鋼中，目前590MI^級的延伸率能達(dá)到30%以上，而超高強(qiáng)級別的抗拉強(qiáng)度能達(dá)到1180MPa，延伸率超過12%。雙相鋼除了具有較好的強(qiáng)度和塑性配合外，它還具有連續(xù)屈服、低的屈強(qiáng)比和高初始加工硬化率等優(yōu)異特點，因此被廣泛應(yīng)用于承受小變形的加強(qiáng)件、緊固件、保險杠和支架等。然而，傳統(tǒng)雙相鋼的成型性能較差，難以滿足對沖壓性能要求較高的汽車零部件的生產(chǎn)。盡管目前對于該類汽車用鋼多采用沖壓成型性能優(yōu)良的鋁鎮(zhèn)靜鋼(08A1)或無間隙原子鋼(IF)，但是單一的鐵素體相不能滿足汽車用鋼日益增加的減重要求，主要考慮到它們的冶煉難度以及強(qiáng)度的增加極限。因此開發(fā)超深沖雙相鋼對于擴(kuò)大雙相鋼的使用范圍，降低成本和節(jié)約能源都是非常有意義的。
Landford等人提出用塑性應(yīng)變比(r)來衡量材料的深沖性能，該方法一直沿用至今，傳統(tǒng)雙相鋼的r值一般在0.8 1. 1，而08A1與IF鋼的r值基本都超過了 1.2，甚至能達(dá)到2.0以上。相關(guān)研究認(rèn)為{111}晶面與{100}晶面的織構(gòu)密度的比值(I{111}〃KD/ I_//ED)與r值的高低存在近似線性關(guān)系，該比值越大，r值越高。這是因為<111>//ND的纖維織構(gòu)能確保板厚度方向的高的塑性變形抗力而推遲裂紋或斷裂的產(chǎn)生，而<100>//ND 則不利于板厚向的塑性變形。傳統(tǒng)雙相鋼中高含量的固溶碳以及較高含量的馬氏體相都不利于雙相鋼{111}方向再結(jié)晶織構(gòu)的發(fā)展，因此r值被惡化。
影響雙相鋼深沖性能的因素之一是馬氏體組織結(jié)構(gòu)。其中馬氏體形貌、體積分?jǐn)?shù)和分布形態(tài)是關(guān)鍵控制點。而馬氏體是由奧氏體轉(zhuǎn)變而成，因此控制兩相區(qū)中奧氏體的組織結(jié)構(gòu)尤為重要。相關(guān)研究指出，進(jìn)入臨界區(qū)前的初始組織能夠影響到加熱過程中奧氏體形成的熱力學(xué)與動力學(xué)，這與加熱前后組織的自由能差異有很大關(guān)系。
傳統(tǒng)鐵素體加馬氏體雙相鋼擁有高的初始加工硬化率、低屈強(qiáng)比、最佳的強(qiáng)塑性配合以及非時效性等優(yōu)點，但是其深沖性能較差，r值小于1. 1，難以滿足汽車面板或內(nèi)板以及沖壓性能要求較高的覆蓋件的生產(chǎn)。發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于保證雙相鋼一定強(qiáng)度和塑性的條件下，提高其r值，可以將其應(yīng)用于汽車用深沖性能要求較高的材料的生產(chǎn)。
基于此，本技術(shù)方案中提出亞溫退火來改善雙相鋼在進(jìn)入連續(xù)退火前的初始組織，從而得到合適的馬氏體體積分?jǐn)?shù)與組織結(jié)構(gòu)，既能保證足夠的強(qiáng)度，又能提高其r值。
一種生產(chǎn)冷軋高強(qiáng)超深沖雙相鋼的熱處理工藝，其所用鋼坯的化學(xué)成分質(zhì)量百分比為:C :0. ΟΓΟ. 1% ；Si :1. 0 2· 0% ；Mn :0. Γ . 0% ；V :0. 02 0. 08% ；P :0. θΓθ. 1% ；S ^ 0. 01% ；其余為!^e和不可避免的雜質(zhì)。
進(jìn)一步對以上成分進(jìn)行優(yōu)選范圍為C :0. ΟΓΟ. 05% ；Si :1. (Tl. 5% ；Mn 0. Γ0. 4% ；V 0. 03 0. 06% ；P :0. 05 0. 1% ；S ^ 0. 01% ；其余為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
本發(fā)明中各合金元素在雙相鋼中作用如下C:固溶C含量的高低，直接影響到雙相鋼能否實現(xiàn)以鐵素體為基體，馬氏體為第二相的組織特征。C含量過低，既得不到鐵素體加馬氏體雙相組織，又不能保證一定的強(qiáng)度要求。 C含量過高，對位錯的釘扎力加大，阻礙冷軋板中晶粒的滑移和轉(zhuǎn)動，抑制了形變λ纖維織構(gòu)的形成，尤其是對有利織構(gòu){111}<112>和{111}<110>的影響，從而惡化了材料的r值。 因此本技術(shù)方案中，C含量控制在0. 01% 0. 05%范圍內(nèi)。
Si =Si元素是鋼中最有利的固溶強(qiáng)化元素，同時它還能夠提高C的活性，有效抑制了鐵素體和馬氏體晶界處碳化物的形成，從而使雙相鋼具有強(qiáng)度和塑性的良好配合。另外， Si元素還能抑制冷卻過程中珠光體或貝氏體相變，提高了亞穩(wěn)奧氏體的淬透性。除此之外， 本技術(shù)方案中較高Si含量的添加，最大的效用是擴(kuò)大鐵素體加奧氏體兩相區(qū)，從而保證了后續(xù)亞溫退火與臨界區(qū)連續(xù)退火順利進(jìn)行。
Mn :Mn是擴(kuò)大奧氏體相區(qū)元素，能夠有效提高奧氏體淬透性，而且冷卻過程能抑制貝氏體組織形成，降低形成馬氏體的臨界冷卻速率。同時，合適的Mn與C的配比，可以降低C在鐵素體中的固溶量，使得鐵素體更純凈，有利于再結(jié)晶織構(gòu)改善。但是過高的Mn容易導(dǎo)致較高含量的馬氏體組織，另外還能與鋼中的S和N原子發(fā)生交互作用，阻礙鐵素體晶粒長大，因此必須控制Mn含量在0. 1% 0. 4%之間。
V :V可以提高臨界區(qū)加熱時所形成的奧氏體的淬透性，采用較低的冷卻速率就可以獲得強(qiáng)度和延性配合良好的雙相鋼。另外，在連續(xù)退火過程中，較低溫度下V容易形成 V(CN)第二相，從而減少了鐵素體中的固溶碳，而加熱到臨界區(qū)時，V(CN)第二相又容易溶解，使得C充分?jǐn)U散到奧氏體中，提高其淬透性，但是考慮到成本因素，V的添加量控制在0. 02% 0. 08%O
P =P在深沖鋼的作用主要是改善其碳化物的形態(tài)，從而使其在再結(jié)晶過程中有利于儲存能較高，形核點較多的{111}//RD方向織構(gòu)的發(fā)展。但是P含量不能添加過大，容易引起晶界脆性。
S =S在本技術(shù)方案中是需要控制的雜質(zhì)元素，需要控制在<0. 01%。
本發(fā)明的制備工藝為根據(jù)設(shè)計的化學(xué)成分進(jìn)行冶煉、鍛造后再進(jìn)行熱軋，熱軋終軋溫度為880°C 950°C，卷曲溫度約650士20°C ；熱軋后經(jīng)酸洗再冷軋，冷軋壓下率在 75% 80%之間；冷軋坯料進(jìn)入氫氣加氮氣保護(hù)的箱式電阻爐進(jìn)行亞溫退火，以約400°C /h 加熱速度加熱到750 800°C保溫4 8個小時，隨爐冷卻；亞溫退火后再進(jìn)行臨界區(qū)連續(xù)退火，以10°C /s的加熱速度加熱到800 850°C保溫 80 120s，然后先以5 10°C /s緩冷到700°C再以30 50°C /s快冷到250 300°C保溫100 300s進(jìn)行過時效，最后快冷到室溫。
本技術(shù)方案的核心熱處理工藝是亞溫退火加臨界區(qū)連續(xù)退火，其主要作用機(jī)制如下亞溫退火傳統(tǒng)雙相鋼中，初始組織一般為鐵素體加珠光體，珠光體分布混亂，且片層間距較大，同時附著有顆粒細(xì)小的碳化物，鐵素體不夠純凈等，這對于加熱過程中再結(jié)晶織構(gòu)的形成非常不利。通過臨界區(qū)亞溫退火，可以細(xì)化珠光體片層間距以及碳化物顆粒大小， 大量的C富集在珠光體中的滲碳體內(nèi)，長時間退火使珠光體出現(xiàn)球化趨勢，這樣就為后續(xù)連續(xù)退火過程中在鐵素體晶界形成細(xì)小彌散均勻分布的奧氏體做準(zhǔn)備，從而確保形成合適體積分?jǐn)?shù)與分布均勻的馬氏體相，減少其對再結(jié)晶織構(gòu)的不利影響。
臨界區(qū)連續(xù)退火該工藝與傳統(tǒng)雙相鋼中連續(xù)退火工藝類似，目的在于生成鐵素體加馬氏體兩相組織。
本發(fā)明的優(yōu)點及應(yīng)用效果本發(fā)明涉及到的超深沖雙相鋼主要以C、Si、Mn為主要添加元素，加入少量的V元素，因此具備成本低廉、工藝簡單和操作可行性高等優(yōu)點。超深沖雙相鋼最終抗拉強(qiáng)度在500 700MPa，延伸率彡^%(A5C1標(biāo)距)，r值在1. 2 1. 8，綜合力學(xué)性能已遠(yuǎn)遠(yuǎn)超過傳統(tǒng)冷軋450MPa 級雙相鋼(DP450)和440MPa級無間隙原子鋼(IF440鋼)。


附圖1實施例鋼熱處理工藝示意圖
具體實施例方式根據(jù)表1所給出的化學(xué)成分，采用電磁感應(yīng)爐真空熔煉，對鑄造的坯料鍛造成板坯，以進(jìn)行后續(xù)工藝。
表1試驗鋼的化學(xué)成分(wt%)
權(quán)利要求
1.一種經(jīng)亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法，其具體內(nèi)容包括如下1).按以下化學(xué)成分質(zhì)量百分比進(jìn)行冶煉并鍛造成鋼坯；C 0. οΓο. 1%Si :1. 0 2· 0%Mn :0. Γ . 0%V :0. 02 0· 08% P :0. οΓο. 1%S ^ 0. 01%其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)；2).鋼坯經(jīng)1100°C 1250°C加熱，保溫1 2小時均熱后，終軋溫度在880°C 950°C， 卷曲溫度為650士20°C ；3).熱軋坯料經(jīng)酸洗后冷軋，冷軋壓下率在75% 80%之間；4).冷軋坯料進(jìn)入氫氣加氮氣保護(hù)的箱式電阻爐進(jìn)行亞溫退火，以350°C/h 500°C/ h加熱速度加熱到750 800°C，保溫時間4 8個小時，隨爐冷卻；5).亞溫退火后再進(jìn)行臨界區(qū)連續(xù)退火，以2°C/s-15°C/s的加熱速度加熱到800 850°C，保溫時間80 120s，然后先以5 10°C /s緩冷到700°C再以20 50°C /s快冷到 250 300°C保溫100 300s進(jìn)行過時效，最后快冷到室溫。
2.如權(quán)利要求1所述的經(jīng)亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于，亞溫退火中加熱速度為400°C /h到780°C保溫4個小時，隨爐冷。
3.如權(quán)利要求1所述的經(jīng)亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法，其特征在于，臨界區(qū)連續(xù)退火中以10°c /s加熱到800 850°C保溫80 120秒，先以7°C /s緩冷到 700°C再以400C /s快冷到270°C保溫300s。
全文摘要
一種經(jīng)亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法，屬于金屬材料領(lǐng)域。具體工藝為鋼板經(jīng)過常規(guī)熱軋與冷軋后，進(jìn)入箱式電阻爐緩慢加熱到750～800℃，保溫4～8小時后隨爐冷卻，然后再進(jìn)行連續(xù)退火，快速加熱到800～850℃保溫80～120s后，先緩冷到700℃，再快冷到250～300℃保溫100～300s進(jìn)行過時效，最后快冷到室溫。通過亞溫退火改善了碳化物的形貌和分布，使得碳在滲碳體中充分富集，減弱了馬氏體相對于再結(jié)晶織構(gòu)的不利影響，有效的提高了雙相鋼的深沖性能。高強(qiáng)超深沖雙相鋼最終性能滿足抗拉強(qiáng)度在500-700MPa，延伸率≥28%(A50標(biāo)距)，r值在1.2~1.8?？刹糠謱崿F(xiàn)汽車內(nèi)板與外板以及沖壓性能要求較高的覆蓋件生產(chǎn)。
文檔編號C22C38/12GK102517492SQ20111043909
公開日2012年6月27日 申請日期2011年12月23日 優(yōu)先權(quán)日2011年12月23日
發(fā)明者葉潔云, 唐荻, 武會賓, 汪志剛, 米振莉, 趙征志, 趙愛民 申請人:北京科技大學(xué)