一種高局部成形性能冷軋超高強(qiáng)雙相鋼的制造方法
【技術(shù)領(lǐng)域】
[0001]本發(fā)明屬于冶金技術(shù)領(lǐng)域，具體涉及一種高局部成形性能冷乳超高強(qiáng)雙相鋼的制造方法。
【背景技術(shù)】
[0002]汽車車體輕量化，可以實(shí)現(xiàn)降低CO2排放、降低油耗等目的。但出于對(duì)安全性能的要求，需要汽車車身剛度不斷提高。強(qiáng)化車身結(jié)構(gòu)，增加高強(qiáng)度鋼板的使用量，可提高其撞擊安全性。兼顧成本和性能情況下，高強(qiáng)度鋼板是滿足車體輕量化、提高撞擊安全性的最佳選擇。在歐洲超輕鋼制車體設(shè)計(jì)中，雙相鋼所占比例超過80%，其中SOOMPa以上級(jí)別的雙相鋼比例超過70%。
[0003]然而，隨著雙相鋼強(qiáng)度的提高，其加工成形性變差，在彎曲成形、擴(kuò)孔加工或擴(kuò)孔個(gè)翻邊加工等過程中極易出現(xiàn)局部成形開裂。為了提高強(qiáng)度，高強(qiáng)雙相鋼中通常添加較高含量的Mn元素，由于Mn的偏析，極易在熱乳后產(chǎn)生嚴(yán)重的帶狀組織，從而造成冷乳退火后雙相鋼中出現(xiàn)帶狀馬氏體。雙相鋼中的帶狀馬氏體是導(dǎo)致局部成形開裂的重要原因，提供均勻、細(xì)化的組織是提高局部成形性能的有效途徑。
[0004]專利CN102174685B介紹了一種800MPa級(jí)別冷乳雙相鋼及其制造方法。其成分為:C0.1-0.18%，Si0.03-0.19%，Mn2.6-3.0%，Cr0.15-0.9%，A10.01-0.04%，其他為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。將熱乳卷取溫度560?600°C，冷乳壓下率45?75%，退火溫度760?860°C保溫I?5min后緩冷至630?680°C，之后以高于25°C/s的冷速冷卻至350°C以下進(jìn)行時(shí)效處理，獲得了低屈強(qiáng)比、抗拉強(qiáng)度800MPa級(jí)別的冷乳雙相鋼。但是，該方法C、Mn含量較高，如此高的Mn含量極易造成帶狀組織，不利于保證組織均勻性，極易造成局部成形開裂問題。
[0005]0附02469112々公布了一種高成形性冷乳雙相帶鋼及其制造方法。其成分為:0).06~0.095%,Si <0.4%,Mn2.05~2.35%,Cr0.7-Mo-Ni/2%,Mo0.1~0.3%,Ni2X(Mo-0.18)%,P<0.015%，S < 0.003%，N < 0.005%，NbO-0.04%，T1.0I?0.05%，Al0.015?0.05%，其他為Fe和不可避免的雜質(zhì)。熱乳后采用快速冷卻，卷取溫度480?620°C，結(jié)合常規(guī)連續(xù)退火工藝，獲得了抗拉強(qiáng)度為100MPa且具有良好成形性能的雙相鋼。此方法通過快速冷卻結(jié)合卷取溫度選擇，減輕了帶狀組織，通過提高組織均勻性提供了提高成形性能的思路。但是，對(duì)熱乳卷取溫度調(diào)整后，在冷乳之后的連續(xù)退火過程中勢(shì)必加快鐵素體再結(jié)晶進(jìn)程，在常規(guī)連續(xù)退火條件下不利于組織細(xì)化，因此需添加T1、Nb微合金元素保證組織細(xì)化，相應(yīng)地生產(chǎn)成本提尚O
[0006]為了實(shí)現(xiàn)組織細(xì)化，有研究者在連續(xù)退火過程中采用快速加熱，從而提高強(qiáng)度。R.R.Mohanty等在文南犬“Effect of heating rate on the austenite format1n in low-carbon high-strength steels annealed in the intercritical reg1n，，(Metallurgical and Materials Transact1ns A，2011，vol.42，3680-3690.)中米用化學(xué)成分:0).08%，]\^1.9%，]?0+&+51〈0.6%，他0.01%410.045%，其余為？6和不可避免的雜質(zhì)。在冷乳后的連續(xù)退火過程中，加熱速度最高為50°C/s，加熱至780?860°C，在780?820°C溫度范圍內(nèi)退火，強(qiáng)度達(dá)到DP780級(jí)別；又如，Pei Li^Pun Li等在文獻(xiàn)“Effect of heatingrate on ferrite recrystallizat1n and austenite format1n of cold—roll dualphase steel”(Journal of Alloys and Compounds, 2013, vol.578，320-327.)中，米用常規(guī)DP590成分，在冷乳后的連續(xù)退火過程中，以最高為500°C/s的加熱速度加熱至780?880°C，強(qiáng)度提高至DP780級(jí)別。上述研究在連續(xù)退火過程中采用快速加熱，為進(jìn)一步組織細(xì)化，大幅提高強(qiáng)度級(jí)別提供了思路。但是上述研究中，經(jīng)快速加熱后，組織中存在大量的帶狀馬氏體，組織均勻性較差，極易惡化其局部成形性能。
[0007]專利EP1512762A1的歐洲專利公開了一種超高強(qiáng)度鋼及其制造方法。其成分為:C0.07-0.15%,S1.7-2.0%,Mnl.8-3.0%,B0.0003-0.003%,A10.01-0.10%,T1.003-0.03%,Mo0.1-1.0%，其他為Fe和不可避免的雜質(zhì)。其經(jīng)熱乳和冷乳后，在800?870°C退火，緩冷后以500°C/s以上的冷速冷卻至100°C，然后再經(jīng)過325?425°C回火5?20分鐘。最終可獲得抗拉強(qiáng)度為980MPa級(jí)別的超高強(qiáng)鋼。首先，該方法退火溫度較高，這將對(duì)鋼板表面質(zhì)量控制帶來困難;其次，以500°C/s以上的冷卻速度水冷至100°C，為獲得高強(qiáng)度提供條件。但是高冷速下鋼板內(nèi)應(yīng)力大、板形難以保證;另外，水冷后還存在鋼板氧化問題，需要配合后續(xù)酸洗工序，生產(chǎn)難度加大。

【發(fā)明內(nèi)容】

[0008]針對(duì)現(xiàn)有技術(shù)存在的問題，本發(fā)明提供一種高局部成形性能冷乳超高強(qiáng)雙相鋼的制造方法。將熱乳后冷卻條件控制與連續(xù)退火過程中的快速加熱相結(jié)合，即通過控制熱乳后冷卻工藝，消除帶狀組織，實(shí)現(xiàn)組織均勻化;在后續(xù)連續(xù)退火過程中采用快速加熱，在保證組織均勻性的基礎(chǔ)上實(shí)現(xiàn)組織細(xì)化。采用該方法制造抗拉強(qiáng)度940?IlOOMPa級(jí)別且具有良好塑性和彎曲成形性能的超高強(qiáng)雙相鋼。本發(fā)明的技術(shù)方案如下:
一種高局部成形性能冷乳超高強(qiáng)雙相鋼的制造方法，按照以下工藝步驟進(jìn)行:
(1)按照重量百分比為:C0.08-0.12%, Si 0.1-0.5%,Mn 1.5-2.5%, Al 0.015-0.05%,其余為Fe及不可避免雜質(zhì)元素的化學(xué)成分選配原料，熔煉成鑄坯；
(2)將鑄坯在1150?1250°C加熱1.5~2小時(shí)后進(jìn)行熱乳，開乳溫度為1080~1150°(3，終乳溫度為880?930°C，乳后以50?200°C/s的冷卻速度冷卻至450?620°C進(jìn)行卷取，得到以貝氏體為主要組織類型的熱乳鋼板；
(3)將熱乳鋼板經(jīng)酸洗后進(jìn)行冷乳，冷乳壓下率為50?80%，隨后以50~300°C/s的加熱速度加熱至740?820°C進(jìn)行退火，并保溫30s?3min后以2?6°C/s的冷卻速度緩慢冷卻至620?680°C，之后以30?100°C/s的冷速冷卻至250~350°C過時(shí)效3~5min，得到鐵素體+馬氏體雙相組織的超高強(qiáng)雙相鋼。
[0009]所述超高強(qiáng)雙相鋼的屈服強(qiáng)度為520?680MPa，抗拉強(qiáng)度為940?I 10MPa，延伸率為12.3-17.5%,沿乳制方向180 °彎曲不開裂。
[0010]以下給出本發(fā)明雙相鋼的具體化學(xué)成分和制造方法設(shè)計(jì)思路的詳細(xì)說明。
[0011]1、化學(xué)成分
本發(fā)明的鋼板中各種合金元素的主要作用在于:
C的作用是提高淬透性、提供一定的固溶強(qiáng)化效果，從而提高馬氏體強(qiáng)度。C含量太低，不利于兩相區(qū)回火后形成馬氏體，造成強(qiáng)度降低;而C含量太高將導(dǎo)致鋼焊接性能降低。
[0012]Si是鐵素體固溶強(qiáng)化元素，Si能夠促進(jìn)兩相區(qū)回火過程中C向奧氏體中富集，從而對(duì)鐵素體產(chǎn)生“凈化”作用；另外，Si在滲碳體中的溶解度很低，添加一定量的Si可以有效抑制滲碳體析出，從而提高回火過程中奧氏體鋼有效C濃度，有助于在冷卻過程中獲得馬氏體。但S i含量過高易降低鋼板表面質(zhì)量，因此，S i含量控制在0.