增强成形性双相钢的连续退火方法及其制备方法

技术领域

本申请涉及炼钢技术领域，尤其涉及一种增强成形性双相钢的制备方法。

背景技术

增强成形性双相钢的组织中含有一定量的残余奥氏体，其总延伸率相比同等强度级别的传统双相钢而言有较大程度的提高，故其具有较好的综合力学性能。随着汽车节能减排和安全性的要求越来越苛刻，汽车工业对具更高强度和良好成形性能的增强成形性双相钢的需求越来越迫切。

目前常规连续退火和镀锌产线生产的增强成形性双相钢普遍存在扩孔率和折弯性能偏低的现象，难以满足复杂零件的成形要求。

发明内容

本申请提供了一种增强成形性双相钢的连续退火方法，以解决现有增强成形性双相钢的扩孔率和折弯性能偏低的技术问题。

第一方面，本申请提供了一种增强成形性双相钢的连续退火方法，所述方法包括：

对冷硬带钢进行第一加热，以使所述冷硬带钢具有第一温度，后进行均热；

对均热后的所述冷硬带钢进行分阶段冷却，以使所述冷硬带钢具有第二温度；

对分阶段冷却后的所述冷硬带钢进行第二加热，以使所述冷硬带钢具有第三温度；

对第二加热后的所述冷硬带钢进行时效，得到连续退火板。

可选的，所述第一温度为780℃～(Ac3-50)℃。

可选的，所述第二温度为(Ms-200)℃～Ms℃。

可选的，所述第二温度与所述第三温度满足如下关系式：

T

式中，T

可选的，所述对均热后的所述冷硬带钢进行分阶段冷却，以使所述冷硬带钢具有第二温度，包括：

对均热后的所述冷硬带钢进行缓冷，后进行闪冷，以使所述冷硬带钢具有第二温度；

所述缓冷的终点温度为680℃～740℃。

可选的，所述对第二加热后的所述冷硬带钢进行时效，得到连续退火板之后，还包括：

判断所述第三温度是否达到温度阈值，根据判断结果，对所述连续退火板进行镀锌。

可选的，所述判断所述第三温度是否达到阈值，根据判断结果，对所述连续退火板进行镀锌，包括：

判断所述第三温度是否达到温度阈值，若第三温度<温度阈值，则对所述连续退火板进行加热，直至所述连续退火板的温度达到温度阈值后，对所述连续退火板进行镀锌；

若所述第三温度＝温度阈值，则对所述连续退火板进行镀锌。

可选的，所述温度阈值为460℃。

第二方面，本申请提供了一种增强成形性双相钢的制备方法，所述方法包括第一方面任意一项实施例所述的方法。

可选的，所述方法制成的双相钢的扩孔率≥20％。

本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：

本申请实施例提供的一种增强成形性双相钢的连续退火方法，通过控制闪冷温度(T

其次，通过控制时效温度(T

综上，上述方法解决了现有技术中增强成形性双相钢的扩孔率和折弯性能偏低的技术问题，上述方法制备出的增强成形性双相钢的扩孔率不小于20％。

附图说明

此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。

为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本申请实施例提供的一种增强成形性双相钢的连续退火方法的流程示意图；

图2为本申请实施例提供的一种980MPa级增强成形性双相钢的典型显微组织；

图3为本申请实施例提供的一种增强成形性双相钢的连续退火中温度变化过程。

具体实施方式

为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。

本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。

在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a-b(即a和b),a-c,b-c,或a-b-c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。

除非另有特别说明，本申请中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

第一方面，本申请提供了一种增强成形性双相钢的连续退火方法，请参见图1，所述方法包括：

S1、对冷硬带钢进行第一加热，以使所述冷硬带钢具有第一温度，后进行均热；

S2、对均热后的所述冷硬带钢进行分阶段冷却，以使所述冷硬带钢具有第二温度；

S3、对分阶段冷却后的所述冷硬带钢进行第二加热，以使所述冷硬带钢具有第三温度；

S4、对第二加热后的所述冷硬带钢进行时效，得到连续退火板。

增强成形性双相钢，又叫DH钢，适用于制造成形复杂的汽车结构件，其显微组织主要为铁素体、马氏体以及少量残余奥氏体组成。与同等抗拉强度的双相钢相比，具有更高的断后伸长率和加工硬化指数，适用于较高拉延需求的零件。随着汽车节能减排和安全性的要求越来越苛刻，汽车工业对具更高强度和良好成形性能的增强成形性双相钢的需求越来越迫切。目前增强成形性双相钢的扩孔率和折弯性能偏低，难以满足复杂零件的成形要求。常规连续退火工艺的时效段较长(8～10min)，两相区均热时形成的奥氏体在时效段会大量转变成贝氏体，难以进一步提高DH钢的扩孔和折弯性能。

本申请针对上述问题，提出了一种增强成形性双相钢的连续退火方法，主要是控制快冷温度(T

在一些实施方式中，所述第一温度为780℃～(Ac3-50)℃。

“第一温度”表示冷硬带钢在均热段的温度，“Ac3”表示退火加热过程中铁素体向奥氏体转变结束温度。由于钢的成分不同(C、Si含量等的变化)、工艺参数变化(如加热速率)，Ac3会随之变化，本申请实施例采用的冷硬带钢可由热膨胀曲线测得Ac3数值。控制第一温度为780℃～(Ac3-50)℃的积极效果是保证均热温度位于两相区，利于获得双相组织。若该温度过大，会进入全奥氏体区；若该温度过小，不利于调节相比例。具体地，在本申请实施例中，第一温度可以为780℃、800℃、820℃等。

在一些实施方式中，所述第二温度为(Ms-200)℃～Ms℃。

“第二温度”表示分阶段冷却后的该冷硬带钢的温度，“Ms”表示马氏体转变的起始温度，是奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力(临界驱动力)时的温度。Ms不是固定的，随着钢材成分中的合金元素而改变。控制第二温度为(Ms-200)℃～Ms℃的积极效果：获得部分马氏体组织。若该温度过高，则不利于快冷后获得马氏体；若该温度过低，则难以获得所需的残余奥氏体含量。具体地，在本申请实施例中，第二温度可以为290℃、300℃、280℃等。

在一些实施方式中，所述第二温度与所述第三温度满足如下关系式：

T

式中，T

上述“第二温度”也表示闪冷后的冷硬带钢的温度，“第三温度”表示冷硬带钢的时效温度，设定第二温度与所述第三温度满足如下关系式：T

在一些实施方式中，所述对均热后的所述冷硬带钢进行分阶段冷却，以使所述冷硬带钢具有第二温度，包括：

对均热后的所述冷硬带钢进行缓冷，后进行闪冷，以使所述冷硬带钢具有第二温度；

所述缓冷的终点温度为680℃～740℃。

在本申请实施例中，“分阶段冷却处理”包括缓冷处理和闪冷处理。将带钢先进行缓冷的积极效果是利于调整相比例；后进行快冷的积极效果：形成了一定的一次马氏体，一方面这些马氏体促进了时效过程中贝氏体相变，另一方面这些一次马氏体在时效过程中经历在线回火、硬度得以下降。

在一些实施方式中，所述对第二加热后的所述冷硬带钢进行时效，得到连续退火板之后，还包括：

判断所述第三温度是否达到温度阈值，根据判断结果，对所述连续退火板进行镀锌。

在常规镀锌线中，时效段很短，贝氏体转变量有限，绝大部分奥氏体在出锌锅后转变成新鲜马氏体，这些新鲜马氏体既硬且脆，对扩孔和折弯性能不利。

在一些实施方式中，所述判断所述第三温度是否达到阈值，根据判断结果，对所述连续退火板进行镀锌，包括：

判断所述第三温度是否达到温度阈值，若第三温度<温度阈值，则对所述连续退火板进行加热，直至所述连续退火板的温度达到温度阈值后，对所述连续退火板进行镀锌；

若所述第三温度＝温度阈值，则对所述连续退火板进行镀锌。

在一些实施方式中，所述温度阈值为460℃。

“温度阈值”表示该冷硬带钢的入锌锅温度，控制该冷硬带钢的入锌锅温度为460℃的积极效果是为了获得更好的镀层质量。

第二方面，本申请提供了一种增强成形性双相钢的制备方法，所述方法包括第一方面任意一项实施例所述的方法。

在实施步骤S1之前还包括：将钢水经过转炉冶炼，连铸，得到铸坯；上述连铸坯经机清后热装入炉，连铸坯加热温度为1150-1250℃，热轧终轧温度为900℃，卷取温度为580℃；热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量为50％。

板坯加热温度介于1150℃-1250℃是为了组织均匀化及微合金元素的固溶。终轧温度设定为900℃主要是为了保证获得良好热轧组织，终轧温度过高晶粒可能变得粗大，终轧温度过低可能出现混晶。卷取温度设置为650℃是综合考虑了冷轧轧机负荷和冷轧成品卷表面质量的影响，卷取温度过低可能会导致冷轧会变得困难，卷取温度过高可能会导致成品卷表面质量会变差。冷轧压下率设为50％也是基于两方面考虑。若压下率过低则不利于获得较细小的组织，材料屈服强度会偏低；若压下率过高则轧机负荷会偏大，不利于板型控制。

本申请实施例制备出的增强成形性双相钢的抗拉强度可达980MPa。图2为本申请实施例提供的一种980MPa级增强成形性双相钢的典型显微组织，组织由铁素体、贝氏体、回火马氏体和少量残余奥氏体组成。

在一些实施方式中，所述方法制成的双相钢的扩孔率≥20％。

通过本申请实施例的增强成形性双相钢的制备方法，制备出的双相钢的扩孔率不小于≥20％。具体地，在连续退火后的带钢经冷却后，该钢的扩孔率可以为29％、33％等；在热镀锌产线后的带钢经冷却后，该钢的扩孔率可以为22％、27％等。

该增强成形性双相钢的制备方法是基于上述增强成形性双相钢的连续退火方法来实现，该增强成形性双相钢的连续退火方法的具体步骤可参照上述实施例，由于该增强成形性双相钢的制备方法采用了上述实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。

下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。

实施例

表1增强成形性双相钢的化学成分(wt％)。

表2不同连退工艺对于的力学性能和局部成形性能

表3不同镀锌工艺对于的力学性能和局部成形性能

在本申请实施例中，“第一温度”对应上述表格3的均热温度；“第二温度”对应上述表格3的缓冷温度；“第三温度”对应上述表格3的时效温度。

1～3#实施例为连退工艺，其中1#为常规连退工艺，2#和3#为改善局部成形性的连退工艺；4～6#工艺镀锌工艺，其中4#为常规的镀锌工艺，5～6#为改善局部成形性的镀锌工艺。

可以看到，相比常规连退工艺而言，新型连退工艺可比较明显的提高扩孔率和折弯性能，同时对延伸率也有一定的提高。主要原因是闪冷过程中形成了一定的一次马氏体，一方面这些马氏体促进了时效过程中贝氏体相变，另一方面这些一次马氏体在时效过程中经历在线回火、硬度得以下降，最终组织由铁素体、贝氏体、回火马氏体和少量残奥组成，而常规连退工艺下的组织由铁素体、贝氏体、新鲜马氏体和少量残奥组成，新鲜马氏体对局部成形性不利，故新型连退工艺可较明显的改善扩孔和折弯性能。常规镀锌工艺下，增强成形性双相钢的扩孔率只有11％，纵向V弯性能只有R3.5，甚至明显低于常规连退工艺生产的增强成形性双相钢。在两种新型镀锌工艺下，材料的扩孔和折弯性能得到显著改善。这是因为常规镀锌工艺的组织由铁素体、大量新鲜马氏体和少量残奥组成，而新型镀锌工艺下，组织由铁素体、回火马氏体、贝氏体和少量残奥组成。大量新鲜马氏体显著恶化了材料的局部成形性能，故新型镀锌工艺下，材料的扩孔和折弯性能得以显著改善。

以上仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。