CN101363099A - 一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法 - Google Patents
一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法 Download PDFInfo
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Abstract
一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法，属于高强度冷轧双相钢技术领域。钢板化学成分质量百分比为：C：0.14％～0.21％，Si：0.40％～0.90％，Mn：1.5％～2.1％，Nb：0.01％～0.05％，P：＜0.02％，S：＜0.01％，余量为铁及不可避免杂质。其制造方法，钢坯按常规热轧、酸洗、冷轧，连续退火，退火温度是760～820℃，保温时间是70～120s，快冷速度是40～50℃/s，时效温度是240～320℃，时效时间是180～300s。优点在于，抗拉强度高、屈强比低、初始加工硬化速率高、无屈服延伸避免成形后零件表面起皱等。具有细晶粒铁素体与马氏体双相组织，其中：马氏体体积分数为30％～40％，铁素体平均晶粒尺寸为2μm。
Description
技术领域
本发明属于双相钢技术领域，特别是提供了一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法，抗拉强度达到1000MPa的冷轧汽车用铁素体/马氏体双相钢板，主要用于汽车结构件和防撞件等。
背景技术
新一代汽车的发展趋势是节能、降耗、环保和安全，因此，汽车应用高强和超高强度钢是未来发展的目标，从而达到汽车的轻型化、安全性的目的。
由于强度提高必然导致延伸性下降，使钢板的冲压性和成形性变差，因此，汽车板应用技术的目标就是研制出强度高、塑性优良的钢板。先进高强钢的强度和塑性匹配优于普通高强钢，兼具高强度和较好的成形性，特别是加工硬化指数高，有利于提高冲撞过程中的能量吸收，这对汽车减重的同时保证安全性十分有利。冷轧汽车用先进高强钢(AHSS)生产过程中通过再结晶实现组织相变，达到强化结构的相变强化钢，双相(DP)钢是最典型的一种。双相钢具有低屈强比、高的加工硬化指数、高烘烤硬化性能、没有屈服延伸和室温时效等特点，因此得到了快速的发展。
目前，人们对双相钢的研究工作主要集中在马氏体体积分数小于20％的双相钢，但为了进一步提高钢板强度和塑性，高马氏体含量的冷轧双相钢由于晶粒得到细化，马氏体和铁素体相分布更加弥散，使得力学性能如强度、冲击韧性等有显著提高。随着连续退火技术的不断发展，使得采用简单的C-Si-Mn系(不添加或仅添加微量的贵重合金元素)生产新型的高强度汽车用冷轧双相钢板成为可能，综合利用细晶强化和相变强化方式提高钢板综合力学性能。
发明内容
本发明的目的在于提供一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法，其具有抗拉强度高，大于1000MPa，屈强比低，冲压性能好，强度和韧性匹配好，初始加工硬化率高，无屈服延伸避免了成形后零件表面起皱等优良性能，可用于一些汽车结构件、防撞件等。
由于连续退火生产线的冷却速度足够大，本发明在成分设计中主要以价廉的C、Si、Mn为主要元素来提高钢板淬透性，同时加入了微量合金元素Nb以进一步细化晶粒，提高钢板强度。本发明制备的双相钢板抗拉强度大于1000MPa，屈服强度470-500MPa，屈强比小于0.50，延伸率在11％左右。
本发明的化学成分包含(重量百分比)：
C：0.14％～0.21％，Si：0.40％～0.90％，Mn：1.50％～2.10％，Nb：0.01％～0.05％，P：<0.02％，S：<0.01％，余量为铁及不可避免杂质。
进一步，本发明的化学成分优化为：C：0.18％～0.21％，Si：0.60％～0.90％，Mn：1.80％～2.10％，Nb：0.02％～0.05％，P：<0.015％，S：<0.01％，余量为铁及不可避免杂质。
C：0.14％～0.21％优选为0.18％～0.21％。C是重要的固溶强化元素，是获得高强度的保证，C含量太低时，同一临界退火温度加热时铁素体和奥氏体两相区内的奥氏体量减少，得到的马氏体量也相应减少，难于保证1000MPa的抗拉强度，C含量太高时，一方面降低韧性，同时影响焊接性。
Si：0.40％～0.90％，优选为0.60％～0.90％。Si是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，使铁素体进一步净化，免除间隙固溶强化并可避免冷却时粗大碳化物的生成。Si可以扩大Fe-C相图的α+γ区，使临界区处理的温度范围加宽，改善双相钢的工艺性能，有利于保持双相钢强度、延性等性能的稳定性和重现性。可以改变临界区加热时形成的奥氏体的形态，因而容易得到细密而均匀分布的马氏体，保证双相钢获得良好的强化效果以及强度与延性的良好配合。可以提高淬透性。然而，高的Si含量有害于板材表面质量，例如，在均匀化处理时，可能会形成一些低熔点的复杂氧化物。
Mn：1.50％～2.10％，优选为1.80％～2.10％。Mn可强烈提高淬透性，提高加工硬化性能，Mn含量过低时，组织中难于形成足够量的马氏体，强化效果差，过高时同样影响基板的可镀性和焊接性。
Nb：0.01％～0.05％，优选为0.02％～0.05％。Nb是强碳化物元素，它有利于免除铁素体间隙固溶强化，可以有效细化晶粒，提高双相钢强度。
本发明的制备方法：首先根据化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯，再按常规热轧、酸洗、冷轧后进行连续退火，退火温度是740～840℃，优选760～820℃；保温时间60～180s，优选70～120s；快冷速度是30～50℃/s，优选40～50℃/s；时效温度是240～320℃，时效时间是180～300s。
本发明的优点在于，抗拉强度高、屈强比低、初始加工硬化速率高、无屈服延伸避免成形后零件表面起皱等。具有细晶粒铁素体与马氏体双相组织，其中：马氏体体积分数为30％～40％，铁素体平均晶粒尺寸为2μm。
附图说明
图1连续退火工艺示意图。
图2本发明的金相组织示意图(×500)。
具体实施方式
本发明的实施例化学成分如表1所示，冶炼后铸坯锻造成尺寸为40mm(厚)×80mm(宽)×100mm(长)坯料。锻造后坯料经1250℃均热1小时，热轧成3.5mm厚钢板，控制终轧温度在830℃，水冷至650℃，放入保温炉保温后随炉冷却，以模拟卷取过程。热轧板酸洗后冷轧至1mm，冷轧压下率约为70％。双相钢的连续退火一般采用双相区保温与两段冷却工艺，如图1所示。
在780和820℃下保温所述冷轧钢板，保温时间为100s；
缓冷至680℃后以大于45℃/s的冷却速度将所述冷轧钢板冷却至280℃，在该温度范围保温所述冷轧钢板，时间为240s，然后冷却至室温。
实施例双相钢力学性能如表2所示。
表1化学成分(质量分数％)
| 成分编号 | C | Si | Mn | Nb |
| DPI | 0.20 | 0.70 | 1.90 | 0.04 |
| DP2 | 0.21 | 0.60 | 1.95 | 0.03 |
表2力学性能
| 试样号 | 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 延伸率/％ | 屈强比 |
| 1 | 485 | 1100 | 16.0 | 0.44 |
| 2 | 510 | 1000 | 13.0 | 0.51 |
| 3 | 475 | 1030 | 10.0 | 0.46 |
| 4 | 470 | 1070 | 11.0 | 0.44 |
| 5 | 475 | 1040 | 16.2 | 0.46 |
Claims (6)
1、一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板，其特征在于，冷轧双相钢板化学成分质量百分比为：C：0.14％～0.21％，Si：0.40％～0.90％，Mn：1.50％～2.10％，Nb：0.01％～0.05％，P：<0.02％，S：<0.01％，余量为铁及不可避免杂质。
2、按照权利要求1所述的冷轧双相钢板，其特征在于，冷轧双相钢板化学成分质量百分比为：C：0.18％～0.21％，Si：0.60％～0.90％，Mn：1.80％～2.10％，Nb：0.02％～0.05％，P：<0.015％，S：<0.01％，余量为铁及不可避免杂质。
3、一种制备权利要求1所述冷轧双相钢板的方法，其特征在于，首先根据化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯，再按常规热轧、酸洗、冷轧，连续退火，退火温度是740～840℃；保温时间60～180s；快冷速度是30～50℃/s；时效温度是240～320℃，时效时间是180～300s。
4、按照权利要求3所述的方法，其特征在于，所述的退火温度为760～820℃。
5、按照权利要求3所述的方法，其特征在于，所述的保温时间为70～120s。
6、按照权利要求3所述的方法，其特征在于，所述的快冷速度为40～50℃/s。
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