專利名稱：一種經亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法
一種經亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法技術領域
本發明屬于金屬材料領域，涉及到一種經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計和熱處理工藝優化制備一種高強超深沖雙相鋼，其核心熱處理工藝為亞溫退火加臨界區連續退火。
背景技術：
近些年來，高強及超高強雙相鋼(DP鋼)發展迅猛，為汽車工業在減輕自重、節約能源方面做出了巨大貢獻。在熱處理型鐵素體加馬氏體雙相鋼中，目前590MI^級的延伸率能達到30%以上，而超高強級別的抗拉強度能達到1180MPa，延伸率超過12%。雙相鋼除了具有較好的強度和塑性配合外，它還具有連續屈服、低的屈強比和高初始加工硬化率等優異特點，因此被廣泛應用于承受小變形的加強件、緊固件、保險杠和支架等。然而，傳統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。盡管目前對于該類汽車用鋼多采用沖壓成型性能優良的鋁鎮靜鋼(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度的增加極限。因此開發超深沖雙相鋼對于擴大雙相鋼的使用范圍，降低成本和節約能源都是非常有意義的。
Landford等人提出用塑性應變比(r)來衡量材料的深沖性能，該方法一直沿用至今，傳統雙相鋼的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，甚至能達到2.0以上。相關研究認為{111}晶面與{100}晶面的織構密度的比值(I{111}〃KD/ I_//ED)與r值的高低存在近似線性關系，該比值越大，r值越高。這是因為<111>//ND的纖維織構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生，而<100>//ND 則不利于板厚向的塑性變形。傳統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}方向再結晶織構的發展，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構。其中馬氏體形貌、體積分數和分布形態是關鍵控制點。而馬氏體是由奧氏體轉變而成，因此控制兩相區中奧氏體的組織結構尤為重要。相關研究指出，進入臨界區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與動力學，這與加熱前后組織的自由能差異有很大關系。
傳統鐵素體加馬氏體雙相鋼擁有高的初始加工硬化率、低屈強比、最佳的強塑性配合以及非時效性等優點，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板以及沖壓性能要求較高的覆蓋件的生產。發明內容
本發明的目的在于保證雙相鋼一定強度和塑性的條件下，提高其r值，可以將其應用于汽車用深沖性能要求較高的材料的生產。
基于此，本技術方案中提出亞溫退火來改善雙相鋼在進入連續退火前的初始組織，從而得到合適的馬氏體體積分數與組織結構，既能保證足夠的強度，又能提高其r值。
一種生產冷軋高強超深沖雙相鋼的熱處理工藝，其所用鋼坯的化學成分質量百分比為: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。
進一步對以上成分進行優選范圍為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。
本發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動，抑制了形變λ纖維織構的形成，尤其是對有利織構{111}<112>和{111}<110>的影響，從而惡化了材料的r值。 因此本技術方案中，C含量控制在0. 01% 0. 05%范圍內。
Si =Si元素是鋼中最有利的固溶強化元素，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，提高了亞穩奧氏體的淬透性。除此之外， 本技術方案中較高Si含量的添加，最大的效用是擴大鐵素體加奧氏體兩相區，從而保證了后續亞溫退火與臨界區連續退火順利進行。
Mn :Mn是擴大奧氏體相區元素，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，有利于再結晶織構改善。但是過高的Mn容易導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度和延性配合良好的雙相鋼。另外，在連續退火過程中，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，而加熱到臨界區時，V(CN)第二相又容易溶解，使得C充分擴散到奧氏體中，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，從而使其在再結晶過程中有利于儲存能較高，形核點較多的{111}//RD方向織構的發展。但是P含量不能添加過大，容易引起晶界脆性。
S =S在本技術方案中是需要控制的雜質元素，需要控制在<0. 01%。
本發明的制備工藝為根據設計的化學成分進行冶煉、鍛造后再進行熱軋，熱軋終軋溫度為880°C 950°C，卷曲溫度約650士20°C ；熱軋后經酸洗再冷軋，冷軋壓下率在 75% 80%之間；冷軋坯料進入氫氣加氮氣保護的箱式電阻爐進行亞溫退火，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；亞溫退火后再進行臨界區連續退火，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進行過時效，最后快冷到室溫。
本技術方案的核心熱處理工藝是亞溫退火加臨界區連續退火，其主要作用機制如下亞溫退火傳統雙相鋼中，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，同時附著有顆粒細小的碳化物，鐵素體不夠純凈等，這對于加熱過程中再結晶織構的形成非常不利。通過臨界區亞溫退火，可以細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，長時間退火使珠光體出現球化趨勢，這樣就為后續連續退火過程中在鐵素體晶界形成細小彌散均勻分布的奧氏體做準備，從而確保形成合適體積分數與分布均勻的馬氏體相，減少其對再結晶織構的不利影響。
臨界區連續退火該工藝與傳統雙相鋼中連續退火工藝類似，目的在于生成鐵素體加馬氏體兩相組織。
本發明的優點及應用效果本發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點。超深沖雙相鋼最終抗拉強度在500 700MPa，延伸率彡^%(A5C1標距)，r值在1. 2 1. 8，綜合力學性能已遠遠超過傳統冷軋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表1所給出的化學成分，采用電磁感應爐真空熔煉，對鑄造的坯料鍛造成板坯，以進行后續工藝。
表1試驗鋼的化學成分(wt%)
權利要求
1.一種經亞溫退火處理的含釩超深沖雙相鋼的制備方法，其具體內容包括如下1).按以下化學成分質量百分比進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；2).鋼坯經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).熱軋坯料經酸洗后冷軋，冷軋壓下率在75% 80%之間；4).冷軋坯料進入氫氣加氮氣保護的箱式電阻爐進行亞溫退火，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).亞溫退火后再進行臨界區連續退火，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進行過時效，最后快冷到室溫。
2.如權利要求1所述的經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.如權利要求1所述的經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，臨界區連續退火中以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，屬于金屬材料領域。具體工藝為鋼板經過常規熱軋與冷軋后，進入箱式電阻爐緩慢加熱到750～800℃，保溫4～8小時后隨爐冷卻，然后再進行連續退火，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晶織構的不利影響，有效的提高了雙相鋼的深沖性能。高強超深沖雙相鋼最終性能滿足抗拉強度在500-700MPa，延伸率≥28%(A50標距)，r值在1.2~1.8。可部分實現汽車內板與外板以及沖壓性能要求較高的覆蓋件生產。
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 優先權日2011年12月23日
發明者葉潔云, 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