一种经亚温退火处理的含钒超深冲双相钢的制备方法，属于金属材料领域。具体工艺为钢板经过常规热轧与冷轧后，进入箱式电阻炉缓慢加热到750～800℃，保温4～8小时后随炉冷却，然后再进行连续退火，快速加热到800～850℃保温80～120s后，先缓冷到700℃，再快冷到250～300℃保温100～300s进行过时效，最后快冷到室温。通过亚温退火改善了碳化物的形貌和分布，使得碳在渗碳体中充分富集，减弱了马氏体相对于再结晶织构的不利影响，有效的提高了双相钢的深冲性能。高强超深冲双相钢最终性能满足抗拉强度在500-700MPa，延伸率≥28%（A50标距），r值在1.2~1.8。可部分实现汽车内板与外板以及冲压性能要求较高的覆盖件生产。
【技术实现步骤摘要】
本专利技术属于金属材料领域，涉及到，主要通过合理的成分设计和热处理工艺优化制备一种高强超深冲双相钢，其核心热处理工艺为亚温退火加临界区连续退火。
技术介绍
近些年来，高强及超高强双相钢(DP钢)发展迅猛，为汽车工业在减轻自重、节约能源方面做出了巨大贡献。在热处理型铁素体加马氏体双相钢中，目前590MI^级的延伸率能达到30%以上，而超高强级别的抗拉强度能达到1180MPa，延伸率超过12%。双相钢除了具有较好的强度和塑性配合外，它还具有连续屈服、低的屈强比和高初始加工硬化率等优异特点，因此被广泛应用于承受小变形的加强件、紧固件、保险杠和支架等。然而，传统双相钢的成型性能较差，难以满足对冲压性能要求较高的汽车零部件的生产。尽管目前对于该类汽车用钢多采用冲压成型性能优良的铝镇静钢(08A1)或无间隙原子钢(IF)，但是单一的铁素体相不能满足汽车用钢日益增加的减重要求，主要考虑到它们的冶炼难度以及强度的增加极限。因此开发超深冲双相钢对于扩大双相钢的使用范围，降低成本和节约能源都是非常有意义的。Landford等人提出用塑性应变比(r)来衡量材料的深冲性能，该方法一直沿用至今，传统双相钢的r值一般在0.8 1. 1，而08A1与IF钢的r值基本都超过了 1.2，甚至能达到2.0以上。相关研究认为{111}晶面与{100}晶面的织构密度的比值(I{111}〃KD/ I_//ED)与r值的高低存在近似线性关系，该比值越大，r值越高。这是因为<111>//ND的纤维织构能确保板厚度方向的高的塑性变形抗力而推迟裂纹或断裂的产生，而<100>//ND 则不利于板厚向的塑性变形。传统双相钢中高含量的固溶碳以及较高含量的马氏体相都不利于双相钢{111}方向再结晶织构的发展，因此r值被恶化。影响双相钢深冲性能的因素之一是马氏体组织结构。其中马氏体形貌、体积分数和分布形态是关键控制点。而马氏体是由奥氏体转变而成，因此控制两相区中奥氏体的组织结构尤为重要。相关研究指出，进入临界区前的初始组织能够影响到加热过程中奥氏体形成的热力学与动力学，这与加热前后组织的自由能差异有很大关系。传统铁素体加马氏体双相钢拥有高的初始加工硬化率、低屈强比、最佳的强塑性配合以及非时效性等优点，但是其深冲性能较差，r值小于1. 1，难以满足汽车面板或内板以及冲压性能要求较高的覆盖件的生产。
技术实现思路
本专利技术的目的在于保证双相钢一定强度和塑性的条件下，提高其r值，可以将其应用于汽车用深冲性能要求较高的材料的生产。基于此，本技术方案中提出亚温退火来改善双相钢在进入连续退火前的初始组织，从而得到合适的马氏体体积分数与组织结构，既能保证足够的强度，又能提高其r值。一种生产冷轧高强超深冲双相钢的热处理工艺，其所用钢坯的化学成分质量百分比为: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% ；其余为!^e和不可避免的杂质。进一步对以上成分进行优选范围为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% ；其余为 Fe 和不可避免的杂质。本专利技术中各合金元素在双相钢中作用如下C:固溶C含量的高低，直接影响到双相钢能否实现以铁素体为基体，马氏体为第二相的组织特征。C含量过低，既得不到铁素体加马氏体双相组织，又不能保证一定的强度要求。 C含量过高，对位错的钉扎力加大，阻碍冷轧板中晶粒的滑移和转动，抑制了形变λ纤维织构的形成，尤其是对有利织构{111}<112>和{111}<110>的影响，从而恶化了材料的r值。 因此本技术方案中，C含量控制在0. 01% 0. 05%范围内。Si =Si元素是钢中最有利的固溶强化元素，同时它还能够提高C的活性，有效抑制了铁素体和马氏体晶界处碳化物的形成，从而使双相钢具有强度和塑性的良好配合。另外， Si元素还能抑制冷却过程中珠光体或贝氏体相变，提高了亚稳奥氏体的淬透性。除此之外， 本技术方案中较高Si含量的添加，最大的效用是扩大铁素体加奥氏体两相区，从而保证了后续亚温退火与临界区连续退火顺利进行。Mn :Mn是扩大奥氏体相区元素，能够有效提高奥氏体淬透性，而且冷却过程能抑制贝氏体组织形成，降低形成马氏体的临界冷却速率。同时，合适的Mn与C的配比，可以降低C在铁素体中的固溶量，使得铁素体更纯净，有利于再结晶织构改善。但是过高的Mn容易导致较高含量的马氏体组织，另外还能与钢中的S和N原子发生交互作用，阻碍铁素体晶粒长大，因此必须控制Mn含量在0. 1% 0. 4%之间。V :V可以提高临界区加热时所形成的奥氏体的淬透性，采用较低的冷却速率就可以获得强度和延性配合良好的双相钢。另外，在连续退火过程中，较低温度下V容易形成 V(CN)第二相，从而减少了铁素体中的固溶碳，而加热到临界区时，V(CN)第二相又容易溶解，使得C充分扩散到奥氏体中，提高其淬透性，但是考虑到成本因素，V的添加量控制在0. 02% 0. 08%OP =P在深冲钢的作用主要是改善其碳化物的形态，从而使其在再结晶过程中有利于储存能较高，形核点较多的{111}//RD方向织构的发展。但是P含量不能添加过大，容易引起晶界脆性。S =S在本技术方案中是需要控制的杂质元素，需要控制在<0. 01%。本专利技术的制备工艺为根据设计的化学成分进行冶炼、锻造后再进行热轧，热轧终轧温度为880°C 950°C，卷曲温度约650士20°C ；热轧后经酸洗再冷轧，冷轧压下率在 75% 80%之间；冷轧坯料进入氢气加氮气保护的箱式电阻炉进行亚温退火，以约400°C /h 加热速度加热到750 800°C保温4 8个小时，随炉冷却；亚温退火后再进行临界区连续退火，以10°C /s的加热速度加热到800 850°C保温 80 120s，然后先以5 10°C /s缓冷到700°C再以30 50°C /s快冷到250 300°C保温100 300s进行过时效，最后快冷到室温。本技术方案的核心热处理工艺是亚温退火加临界区连续退火，其主要作用机制如下亚温退火传统双相钢中，初始组织一般为铁素体加珠光体，珠光体分布混乱，且片层间距较大，同时附着有颗粒细小的碳化物，铁素体不够纯净等，这对于加热过程中再结晶织构的形成非常不利。通过临界区亚温退火，可以细化珠光体片层间距以及碳化物颗粒大小， 大量的C富集在珠光体中的渗碳体内，长时间退火使珠光体出现球化趋势，这样就为后续连续退火过程中在铁素体晶界形成细小弥散均勻分布的奥氏体做准备，从而确保形成合适体积分数与分布均勻的马氏体相，减少其对再结晶织构的不利影响。临界区连续退火该工艺与传统双相钢中连续退火工艺类似，目的在于生成铁素体加马氏体两相组织。本专利技术的优点及应用效果本专利技术涉及到的超深冲双相钢主要以C、Si、Mn为主要添加元素，加入少量的V元素，因此具备成本低廉、工艺简单和操作可行性高等优点。超深冲双相钢最终抗拉强度在500 700MPa，延伸率彡^%(A5C1标距本文档来自技高网...
【技术保护点】
【技术特征摘要】
【专利技术属性】
技术研发人员：赵征志，汪志刚，赵爱民，唐荻，米振莉，武会宾，叶洁云，
申请(专利权)人：北京科技大学，
类型：发明
国别省市：
还没有人留言评论。发表了对其他浏览者有用的留言会获得科技券。