专利名称：连续退火或热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板及其制备方法
技术领域：
本发明属于钢铁冶金产品技术领域，尤其涉及一种连续退火或热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板及其制备方法。
背景技术：
随着人们对汽车安全、环保、节能、减重的要求不断提高，先进高强钢在汽车上的应用不断增加。TRIP(相变诱导塑性)钢，作为先进高强钢的重要一员，以其具有的高强度、 高塑性和高冲击性等综合性能，吸引了各大汽车厂商和钢铁企业的普遍关注。目前，连续退火或热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板的成分体系主要有C-Si-Mn系和C-Al-Mn系。其中，C-Si-Mn系TRIP钢，由于Si含量较高，热轧时会在钢材表面形成氧化层，这些氧化层在随后的酸洗冷轧过程中难以去除，导致钢材表面质量的降低，难以进行热镀锌生产。因此，为了实现热镀锌工艺，大多采用(1)预镀狗、Ni等金属；( 进行预氧化处理。这两种方法首先会增加产品的成本，其次会导致工艺控制复杂，难以稳定批量生产。对于C-Mn-Al系TRIP钢，该钢种不添加Si元素，解决了表面镀锌的问题。但是， 由于Al元素缺乏Si元素那种固溶强化的作用，导致TRIP钢的强度偏低。为了解决强度的问题，人们通过添加Cu、Ni、Nb、V、Ti等合金元素来提高钢板的强度，这种方法固然提高了钢板的强度，但是增加了钢板的成本。
发明内容
本发明的目的在于克服上述现有技术所存在的不足，提供一种低成本的连续退火或热镀锌冷轧冷轧相变诱导塑性钢板及其制备方法。本发明连续退火或热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板的化学成分以质量百分比计为C :0. 1 % 0. 5 %、Al :0· 2 % 2. 0 %、Mn :0· 5 % 2. 5 %、P :0· 02 % 0. 12 %、S 彡0. 02%、N:彡0.01%，余量为!^e和不可避免的杂质。本发明所述冷轧相变诱导塑性钢板的化学成分中还含有Cu :0. 1.0%、 Ni 0. 1. 0%、Nb 0. 005% 0. 5%, V :0. 005% 0. 5%, Ti :0. 005% 0. 5%, Cr 0. 005 % 2 %、Mo :0. 005 % 1 %、B :0. 0002 % 0. 1 %、Mg :0. 0005 % 0. 01 %、REM 0. 0005%— 0. 01%, Ca :0. 0005%— 0. 01 %中的一种或两种以上。本发明所述冷轧相变诱导塑性钢板的显微组织中铁素体以面积率计为10% 80%，残余奥氏体以体积率计为3% 20%，马氏体以面积率计为I0Z0 20%，剩余部分为贝氏体。本发明钢板采用A1+P的成分体系设计，通过A1+P的作用得到稳定的残余奥氏体， 通过添加低成本的元素P结合Mn元素的添加来起到固溶强化的作用，结合强度级别的不同，选择添加少量的Nb、V、Ti、Cu、Ni等合金元素来起到析出强化和细晶强化的作用，最终得到具有良好的强度、塑性、成形性能、焊接性能、涂镀性能的钢板。下面对本发明化学成分的限定进行说明
必选元素C:用于钢的强化以及提高残余奥氏体稳定性的重要元素，是生产TRIP钢不可或缺的元素。为了得到高强度的TRIP钢，C含量在0.1%以上是必要的。同时，如果C含量过多，容易导致成形性能和焊接性能下降，因此0. 5%是其上限。Al 是能够有效地抑制残余奥氏体分解、碳化物生成的元素。为了有效地发挥这样的作用，添加Al在0. 2 %以上是必要的。但是当Al含量高于2 %时，将导致连铸浇铸困难。Mn 是对提高TRIP钢的强度和保持奥氏体稳定性有利的元素。在低于0. 5%时， 强度不能够满足要求。在超过2. 5%时，将导致加工性能的恶化，因此上限为2. 5%，下限为 0. 5%。P 是对提高TRIP钢的强度和保持奥氏体稳定性有利的元素。在低于0. 02%时， 强度不能够满足要求。在超过0. 12%时，将导致P元素在晶界上的偏析进而恶化其加工性能，因此上限为0. 12%，下限为0. 02%。S 以Mn等硫化物系夹杂物形式残留，因此是有害元素。特别是钢板的强度越高， 影响越大，在制备高强度TRIP钢时，其含量必须控制在0. 02%以下。N 超过0. 01%时，将导致钢板的时效性和加工性能变差，因此其上限为0. 01%。除以上成分外，作为选择成分，可以添加下列元素中的一种或两种以上。Cu:主要作用是通过析出强化和细晶强化来提高钢板的强度，当含量低于0. 时，效果不大；当含量大于1.0%时，会导致钢板的加工性能恶化。因此其上限为1.0%，下限为0. 1%。Ni 主要作用是改善Cu添加导致的塑性恶化。其范围在0. 1 1. 0%之间。Nb 主要作用是细化晶粒和析出强化的作用，同时改善焊接性能。过低起不到强化作用，过高导致钢板的加工性能变差。因此确定为在0. 005 0. 5%范围内。V 主要起到析出强化和改善焊接性能的作用。过低起不到强化作用，过高导致钢板的加工性能变差。因此确定为在0. 005 0. 5%范围内。Ti 主要作用是细化晶粒和析出强化的作用，同时改善焊接性能。过低起不到强化作用，过高导致钢板的加工性能变差。因此确定为在0. 005 0. 5%范围内。Cr 可以作为一种强化元素，低于0. 005%时没有效果，当高于2%时导致塑性变差。因此确定区间范围为0. 005 2%。Mo 有利于提高强度和淬透性，有利于形成贝氏体组织。低于0.005%时效果不明显，当高于时，效果饱和，同时导致成本上升。B 可以提高钢的淬透性和焊接性能。为了发挥其效果，0. 0002%以上的添加是必要的。另一方面，过剩添加将导致母材的加工性能降低，引起钢的脆化和热加工性能降低， 因此上限为0. 1%。Mg 通过添加Mg，与氧结合形成MgO或其它含有MgO的复合氧化物，这些氧化物细小弥散分布在钢板中，有利于提高钢板的成形性能。低于0.0005%，效果不明显；高于 0.01%，则效果饱和，并且导致钢中纯净度恶化，降低钢板的成形性能。因此Mg的添加区间为 0. 0005 0. 01%。REM 通常认为，REM的添加可以形成细小弥散分布的氧化物，有利于提高钢板的成形性能。REM含量过低起不到效果，过高则导致钢板成形性能下降，因此REM添加区间为0. 0005 0. 01%。Ca 通过使硫化物球化来提高钢板的成形性能。低于0. 0005%时效果不明显，当高于0. 01%时导致夹杂物增加，使钢板成形性能恶化。本发明连续退火或热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板的制备方法包括(1)冶炼、 连铸工序，(2)轧制工序(包括热轧和冷轧)，(3)连续退火工序，或(4)热镀锌工序。(1)冶炼、连铸工序冶炼、连铸工序采用通常的方法生产出满足成分要求的钢水，经连铸机得到连铸坯。(2)轧制工序连铸坯加热温度为1100 1250°C，保温时间为1 4h，开轧温度为1100°C，终轧温度为750 900°C，卷取温度< 700°C，热轧板厚度为2 4mm ；冷轧累积压下率为40% 80%。(3)连续退火工序退火温度为700 Ac3+50°C，退火温度对于得到本发明高强度钢板尤为重要，当温度低于700°C时，不能进行充分的再结晶，难以得到具有良好性能的钢板。当温度超过 Ac3+50°C时，奥氏体晶粒粗大化，难以得到所要的组织。保温时间为30 360s，保温时间过短将导致渗碳体无法溶解，过长将导致晶粒粗大。冷却速率为10 150°C /s，当冷却速率低于10°C /s时，钢板中会出现珠光体，降低钢板的性能。当冷却速率大于150°C /s时，会导致钢板板形不好，生产成本上升，并且速率太快，导致无法形成铁素体组织。时效温度为250 600°C，如果低于250°C，将形成大量的马氏体，无法得到本发明的钢板。如果高于600°C，将导致形成珠光体，降低钢板的强度和延伸率。时效时间为30 1200s，如果低于0. 5分钟，无法形成贝氏体+残余奥氏体组织。 如果时间超过20分钟，则反应已经完成，不会起到提高钢板性能的效果。再以5 100°C /s的冷却速率冷却至室温即可得到连续退火的冷轧相变诱导塑性钢板。(4)热镀锌工序(如果冷轧后的钢板不走连续退火，则直接进行热镀锌)退火温度为700 Ac3+50°C，退火温度对于得到本发明高强度钢板尤为重要，当温度低于700°C时，不能进行充分的再结晶，难以得到具有良好性能的钢板。当温度超过 Ac3+50°C时，奥氏体晶粒粗大化，难以得到所要的组织。保温时间为30 360s，保温时间过短将导致渗碳体无法溶解，过长将导致晶粒粗大。冷却速率为10 150°C /s，当冷却速率低于10°C /s时，钢板中会出现珠光体，降低钢板的性能。当冷却速率大于150°C /s时，会导致钢板板形不好，生产成本上升，并且速率太快，导致无法形成铁素体组织。将钢带冷却到400 500°C温度范围，进行保温，时间为10 300s，当板带温度低于450°C时，在进锌锅前要将板带加热到450°C以上，然后进入锌锅，锌锅温度为450 500°C，浸渍时间为1 10s，钢板镀锌后再以7 30°C /s的冷却速率冷却至室温即可得到热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板。冷却速率过低会影响钢板质量，过高会降低钢板锌层质量。板带根据需要可以进行合金化处理，也可以不进行合金化处理，不会影响钢板的性能。本发明的有益效果本发明突破传统含Al-TRIP合金元素设计理念，将P作为一种有益的强化元素，通过对P元素含量的优选和工艺制度的优选，提出了一种低成本可镀锌的高强度冷轧相变诱导塑性钢板及其制备方法。本发明的TRIP钢具有很好的强度、塑性、 成形性能、焊接性能和可镀锌性能，适于工业上规模生产。
具体实施例方式下面通过实施例对本发明作进一步的描述。以下列举实施例更具体说明本发明。但是本发明不受下述实施例的限制，也可以在符合所述的宗旨范围内进行适当的改变而实施，这均包含于本发明的技术范围。表1为本发明实施例钢的化学成分(余量为铁及不可避免的杂质)。在得到连铸坯后，实施热轧。以1250°C加热2小时后进行热轧，终轧温度为880°C，卷取温度为650°C， 再空冷到室温，热轧板板厚为3. 5mm。再进行冷轧，冷轧板厚度为1. 5mm。最后，对冷轧后的钢板进行连续退火或者热镀锌。表2为本发明实施例钢板的连续退火工艺参数，退火后钢板的性能检测结果见表3。表4为本发明实施例钢板的热镀锌工艺参数，热镀锌后钢板的性能检测结果见表5。
权利要求
1.一种连续退火或热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板，其特征在于钢板的化学成分以质量百分比计为:C :0. 0. 5%、Al 0. 2%~ 2. 0%, Mn 0. 5%~ 2. 5%, P :0. 02% 0. 12%,S ^ 0. 02%,N ^ 0.01%，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的冷轧相变诱导塑性钢板，其特征在于其化学成分中还含有 Cu :0. 1 % 1. 0 %、Ni :0. 1 % 1. 0 %、Nb :0. 005 % 0. 5 %、V :0. 005 % 0. 5 %、 Ti 0. 005 % 0. 5 %、Cr :0. 005 % 2 %、Mo :0. 005 % 1 %、B :0. 0002 % 0. 1 %、Mg 0. 0005% 0. 01%,REM :0. 0005% 0. 01%,Ca :0. 0005% 0. 01 %中的一种或两种以上。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧相变诱导塑性钢板，其特征在于该钢板的显微组织中铁素体以面积率计为10% 80%，残余奥氏体以体积率计为3% 20%，马氏体以面积率计为 20%，剩余部分为贝氏体。
4.一种权利要求1、2或3所述连续退火的冷轧相变诱导塑性钢板的制备方法，包括冶炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火，其特征在于热轧加热温度为1100 1250°C，保温时间为 1 4h，开轧温度为1100°C，终轧温度750 900°C，卷取温度< 700°C，热轧板厚度为2 4mm ；冷轧累积压下量40% 80% ；所述连续退火的退火温度为700 Ac3+50°C，保温时间为30 360s，冷却速率为10 150°C /s,时效温度为250 600°C，时效时间为30 1200s，再以5 100°C /s的冷却速率冷却至室温即可。
5.一种权利要求1、2或3所述热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板的制备方法，包括冶炼、 连铸、热轧、冷轧和连续退火，其特征在于热轧加热温度为1100 1250°C，保温时间为1 4h，开轧温度为1100°C，终轧温度750 900°C，卷取温度< 700°C，热轧板厚度为2 4mm ； 冷轧累积压下量40% 80% ；所述热镀锌的退火温度为700 Ac3+50°C，保温时间为30 360s，冷却速率为10 150°C /s，冷却到400 500°C进行保温，保温时间10 300s，然后进入锌锅，板带进入锌锅前的温度低于450°C时，则需加热到450°C以上，锌锅温度为450 500°C，浸渍时间为1 10s，最后以7 30°C /s的冷却速率冷却至室温即可。
全文摘要
本发明提供一种连续退火或热镀锌的冷轧相变诱导塑性钢板及其制备方法，其成分C 0.1％～0.5％、Al 0.2％～2.0％、Mn 0.5％～2.5％、P0.02％～0.12％、S≤0.02％、N≤0.01％，余为Fe。其方法包括冶炼、轧制和连续退火或热镀锌，热轧加热温度1100～1250℃，保温1～4h，开轧温度1100℃，终轧温度750～900℃，卷取温度＜700℃；冷轧累积压下量40％～80％；连退温度700～Ac3+50℃，保温30～360s，冷速10～150℃/s，时效温度250～600℃，时效时间30～1200s，以5～100℃/s速率冷却至室温；热镀锌退火温度700～Ac3+50℃，保温30～360s，冷却速率10～150℃/s，冷却到400～500℃，保温10～300s后进入锌锅，锌锅温度450～500℃，浸渍1～10s。冷却到锌液温度镀锌，浸渍温度450～500℃，浸渍时间1～10s。本发明钢板具有良好的强度、塑性、成形性能、焊接性能和可镀锌性能，且适于工业化生产。
文档编号C22C38/14GK102409222SQ201010291498
公开日2012年4月11日 申请日期2010年9月21日 优先权日2010年9月21日
发明者刘仁东, 孙建伦, 徐鑫, 时晓光, 林利, 王旭, 王科强, 郭金宇, 韩斌 申请人:鞍钢股份有限公司