一种高局部成形性能冷轧超高强双相钢的制造方法
【技术领域】
[0001]本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种高局部成形性能冷乳超高强双相钢的制造方法。
【背景技术】
[0002]汽车车体轻量化，可以实现降低CO2排放、降低油耗等目的。但出于对安全性能的要求，需要汽车车身刚度不断提高。强化车身结构，增加高强度钢板的使用量，可提高其撞击安全性。兼顾成本和性能情况下，高强度钢板是满足车体轻量化、提高撞击安全性的最佳选择。在欧洲超轻钢制车体设计中，双相钢所占比例超过80%，其中SOOMPa以上级别的双相钢比例超过70%。
[0003]然而，随着双相钢强度的提高，其加工成形性变差，在弯曲成形、扩孔加工或扩孔个翻边加工等过程中极易出现局部成形开裂。为了提高强度，高强双相钢中通常添加较高含量的Mn元素，由于Mn的偏析，极易在热乳后产生严重的带状组织，从而造成冷乳退火后双相钢中出现带状马氏体。双相钢中的带状马氏体是导致局部成形开裂的重要原因，提供均匀、细化的组织是提高局部成形性能的有效途径。
[0004]专利CN102174685B介绍了一种800MPa级别冷乳双相钢及其制造方法。其成分为:C0.1-0.18%，Si0.03-0.19%，Mn2.6-3.0%，Cr0.15-0.9%，A10.01-0.04%，其他为 Fe 和不可避免的杂质。将热乳卷取温度560?600°C，冷乳压下率45?75%，退火温度760?860°C保温I?5min后缓冷至630?680°C，之后以高于25°C/s的冷速冷却至350°C以下进行时效处理，获得了低屈强比、抗拉强度800MPa级别的冷乳双相钢。但是，该方法C、Mn含量较高，如此高的Mn含量极易造成带状组织，不利于保证组织均匀性，极易造成局部成形开裂问题。
[0005]0附02469112々公布了一种高成形性冷乳双相带钢及其制造方法。其成分为: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%，其他为Fe和不可避免的杂质。热乳后采用快速冷却，卷取温度480?620°C，结合常规连续退火工艺，获得了抗拉强度为100MPa且具有良好成形性能的双相钢。此方法通过快速冷却结合卷取温度选择，减轻了带状组织，通过提高组织均匀性提供了提高成形性能的思路。但是，对热乳卷取温度调整后，在冷乳之后的连续退火过程中势必加快铁素体再结晶进程，在常规连续退火条件下不利于组织细化，因此需添加T1、Nb微合金元素保证组织细化，相应地生产成本提尚O
[0006]为了实现组织细化，有研究者在连续退火过程中采用快速加热，从而提高强度。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.)中米用化学成分:0).08%，]\^1.9%，]?0+&+51〈0.6%，他0.01%410.045%，其余为？6和不可避免的杂质。在冷乳后的连续退火过程中，加热速度最高为50°C/s，加热至780?860°C，在780?820°C温度范围内退火，强度达到DP780级别；又如，Pei Li^Pun Li等在文献“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，米用常规DP590成分，在冷乳后的连续退火过程中，以最高为500°C/s的加热速度加热至780?880°C，强度提高至DP780级别。上述研究在连续退火过程中采用快速加热，为进一步组织细化，大幅提高强度级别提供了思路。但是上述研究中，经快速加热后，组织中存在大量的带状马氏体，组织均匀性较差，极易恶化其局部成形性能。
[0007]专利EP1512762A1的欧洲专利公开了一种超高强度钢及其制造方法。其成分为: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%，其他为Fe和不可避免的杂质。其经热乳和冷乳后，在800?870°C退火，缓冷后以500°C/s以上的冷速冷却至100°C，然后再经过325?425°C回火5?20分钟。最终可获得抗拉强度为980MPa级别的超高强钢。首先，该方法退火温度较高，这将对钢板表面质量控制带来困难;其次，以500°C/s以上的冷却速度水冷至100°C，为获得高强度提供条件。但是高冷速下钢板内应力大、板形难以保证;另外，水冷后还存在钢板氧化问题，需要配合后续酸洗工序，生产难度加大。
【发明内容】
[0008]针对现有技术存在的问题，本发明提供一种高局部成形性能冷乳超高强双相钢的制造方法。将热乳后冷却条件控制与连续退火过程中的快速加热相结合，即通过控制热乳后冷却工艺，消除带状组织，实现组织均匀化;在后续连续退火过程中采用快速加热，在保证组织均匀性的基础上实现组织细化。采用该方法制造抗拉强度940?IlOOMPa级别且具有良好塑性和弯曲成形性能的超高强双相钢。本发明的技术方案如下:
一种高局部成形性能冷乳超高强双相钢的制造方法，按照以下工艺步骤进行:
(1)按照重量百分比为:C0.08-0.12%, Si 0.1-0.5%,Mn 1.5-2.5%, Al 0.015-0.05%,其余为Fe及不可避免杂质元素的化学成分选配原料，熔炼成铸坯；
(2)将铸坯在1150?1250°C加热1.5~2小时后进行热乳，开乳温度为1080~1150°(3，终乳温度为880?930°C，乳后以50?200°C/s的冷却速度冷却至450?620°C进行卷取，得到以贝氏体为主要组织类型的热乳钢板；
(3)将热乳钢板经酸洗后进行冷乳，冷乳压下率为50?80%，随后以50~300°C/s的加热速度加热至740?820°C进行退火，并保温30s?3min后以2?6°C/s的冷却速度缓慢冷却至620?680°C，之后以30?100°C/s的冷速冷却至250~350°C过时效3~5min，得到铁素体+马氏体双相组织的超高强双相钢。
[0009]所述超高强双相钢的屈服强度为520?680MPa，抗拉强度为940?I 10MPa，延伸率为12.3-17.5%,沿乳制方向180 °弯曲不开裂。
[0010]以下给出本发明双相钢的具体化学成分和制造方法设计思路的详细说明。
[0011]1、化学成分
本发明的钢板中各种合金元素的主要作用在于:
C的作用是提高淬透性、提供一定的固溶强化效果，从而提高马氏体强度。C含量太低，不利于两相区回火后形成马氏体，造成强度降低;而C含量太高将导致钢焊接性能降低。
[0012]Si是铁素体固溶强化元素，Si能够促进两相区回火过程中C向奥氏体中富集，从而对铁素体产生“净化”作用；另外，Si在渗碳体中的溶解度很低，添加一定量的Si可以有效抑制渗碳体析出，从而提高回火过程中奥氏体钢有效C浓度，有助于在冷却过程中获得马氏体。但S i含量过高易降低钢板表面质量，因此，S i含量控制在0.