CN101768695A - 1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺 - Google Patents

Abstract

本发明是一种1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺，属于冷轧超高强汽车用钢技术领域。钢的化学成分和质量百分比含量为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20～0.80％，Mn：1.2％～2.0％，Ti：0.03％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe。本发明以C-Si-Mn-Ti为基本合金系，采用价格低廉的Ti而不添加Cr、Mo、Nb、V等合金元素，降低了生产成本，通过柔性连续退火工艺，在连续退火中快冷速度小于50℃/s的条件下，可以将马氏体岛的尺寸控制在1～2μm或增加至5μm左右，从而获得三种不同类型的双相钢：高强度型(R_m＝980～1200MPa，A₅₀＝10～13％)、高塑性型(R_m＝980～1100MPa，A₅₀＝14～18％)和综合型(R_m＝980～1150MPa，A₅₀＝12～15％)，屈强比为0.47～0.65。

Description

1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺

技术领域

本发明属于汽车用冷轧超高强钢板技术领域，涉及了高强度、高塑性和综合型冷轧双相钢的开发，尤其是涉及一种1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺，用于车门防撞梁、保险杠等及复杂部件，如座位架和B立柱。

背景技术

为了减轻车重和提高安全性，近年来汽车用钢板向高强度化发展成为一种趋势。采用高强度结构钢替代原使用材料，可提高能量吸收能力和扩大弹性应变区，增加构件的抗变形能力，在保持高成形性的同时提高了强度和抗凹陷性，为车身钢板的减薄和实现轻量化创造了条件。据相关资料数据表明，当钢板厚度分别减小0.05mm、0.10mm和0.15mm时，车身减重分别为6％、12％和18％。世界铝业协会的报告指出：汽车自重每减少10％，燃油消耗可降低6％～8％，排放降低5％～6％。而燃油消耗每减少1升，CO₂排放量减少2.45kg。近十年国际汽车钢板生产技术的主要发展趋势是：高成形性能、高强度和高表面质量。其中高强度是减轻车重、降低油耗、提高安全性的根本途径。

(1)国外发展概况

20世纪末，全球35家主要钢铁企业发起了ULSAB超轻型钢制车体的研究计划，紧接着又发起了ULSAB-AVC项目，随后还又组织了超轻汽车面板ULSAC项目，目前在高强度汽车钢板生产和应用方面，日、欧、美等国已能够做到车底和车身框架采用强度590～780MPa的TRIP、DP等高强钢板，汽车保险杠、车门加强筋板等采用980～1270MPa超高强度钢板。

阿赛洛公司已能够提供DP580、DP750等级别的热轧双相钢板和DP450～DP980的冷轧及镀锌双相钢。日本新日铁公司的冷轧双相钢板供货级别覆盖了490～1180MPa的6个级别，且均可提供电镀锌钢板，DP590～DP980这3个级别还可供热镀锌钢板。日本JFE公司可以提供DP440～DP1180等5个级别的双相钢板。德国蒂森克虏伯公司也能够提供500MPa和600MPa这两个级别的热浸镀锌、合金化镀锌和电镀锌钢板。米塔尔钢铁公司也成功生产了合金化热镀锌双相钢DP590～DP980和热浸镀锌双相钢DP600、DP780。韩国浦项公司也可以提供DP490～DP980等5个级别的双相钢。

目前，国外超高强冷轧双相钢多采用水淬+回火方式生产。在有水冷装置的连续退火设备上，考虑淬透性，合金元素可以少一点，而在采用冷却速度稍慢的气水冷却装置进行冷却的设备上，合金成分略高。气水冷却的优点是钢板不易变形，板形良好。

(2)国内研发及应用概况

宝钢在2008年投产的高强钢专用生产线1780mm冷轧线，为宝钢超高强度钢板的生产奠定了基础，使得宝钢可提供DP440～DP1180等6个级别的双相钢(可提供电镀锌板)，DP440～DP980几个级别还可提供热镀锌板。

鞍钢生产的冷轧双相钢包括DP450～DP780共4个强度级别。热镀锌双相钢包括DP490～DP590MPa共2个强度级别。武钢已在实验室完成了800MPa级别热镀锌、冷轧DP钢种的研发，600MPa级别的双相钢已完成工业试制并得到实际应用。

目前国际上可供货的冷轧双相钢板最高级别达到1180MPa，而我国只有宝钢在2009年刚刚工业试制成功980MPa、1180MPa级双相钢，对于国内大多数钢厂还不具备高强度钢连续退火生产线的条件，如何在不采用水淬(冷速≥1000℃/s)+回火连退线的基础上，利用国内钢厂现有连退设备采用快冷(冷速＜50℃/s)+过时效方法生产980MPa级以上超高强冷轧双相钢成为国内科研人员公关的重点。

发明内容

本发明的目的在于提供一种采用常规连续退火生产线(快冷冷速＜50℃/s)生产抗拉强度1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺，采用价格低廉的Ti而不添加Cr、Mo、Nb、V等合金元素，并设计低碳当量合金系以提高焊接性能，同时采用柔性连续退火技术生产具有不同力学性能特征的超高强汽车用钢板。

本发明所采用的技术方案是：

一种1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的化学成分和质量百分比含量为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20％～0.80％，Mn：1.2％～2.0％，Ti：0.03％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe。

所述1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的制备工艺，包括以下步骤：

1)通过冶炼炉冶炼出符合上述成分范围钢水并铸成铸坯，对铸造板坯进行加热、热轧，钢坯均热温度1150℃～1250℃，热轧终轧温度为750℃～920℃，卷取温度为520℃～700℃。

2)热轧板经过酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率约为50％至80％。

3)冷轧钢板采用连续退火工艺，退火温度为740℃～840℃，退火保温时间为60s～200s，快冷速度20℃/s～50℃/s，过时效温度170℃～350℃，过时效时间120s～300s。

本发明的有益效果是：

1)Ti的价格相比Nb和V低出很多且只需微量添加，本发明不需要添加Cr和Mo等合金元素。

2)Ti可有效抑制钢中奥氏体晶拉长大，尤其是对高温区奥氏体晶位长大的抑制作用更为明显。由于Ti的析出可固定焊接件粗晶区的自由氮，并抑制焊缝区的晶粒长大，对钢的焊接性能有很大改善。另外，由于Ti具有脱氧和固氮的作用，细碳化钛颗粒的析出和铁素体晶粒的细化，提高了钢的力学性能，使钢具有强度高，塑韧性好，加工成形性和焊接性良好等优点。钛和硫结合生成Ti4C2S2化合物，使钢中硫化物夹杂球化，提高钢的延伸凸缘性。

3)通过改变冷轧压下率和柔性连续退火工艺，在连续退火中快冷速度＜50℃/s的前提下，可以将马氏体岛的尺寸控制在1～2μm之间或增加至5μm左右，从而获得三种不同类型的双相钢：高强度型(R_m＝980～1200MPa，A₅₀＝10～13％)、高塑性型(R_m＝980～1100MPa，A₅₀＝14～18％)和综合型(R_m＝980～1150MPa，A₅₀＝12～15％)，屈强比为0.47～0.65。

附图说明

图1是本发明1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的连续退火工艺制度示意图；

图2实施例连续退火典型工程应力应变曲线示意图；

图3实施例连续退火典型SEM组织示意图；

图4实施例连续退火典型金相组织示意图。

具体实施例

下面结合附图和实施例对本发明进行进一步说明。

图1是本发明1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的连续退火工艺制度示意图，如图所示，在连续退火过程中，退火温度为740～840℃，快冷开始温度为680℃，快冷冷速为20～50℃/s，过时效温度为170～350℃。

图2是实施例连续退火典型工程应力应变曲线示意图，该图为超高强冷轧双相钢工程应力-工程应变典型曲线，包含高强度型，高塑性型和综合性能型典型曲线。图3是实施例连续退火典型SEM组织示意图，该组图为高强度型，高塑性型和综合性能型典型SEM组织图片，不同组织特征对应不同力学性能。图4实施例连续退火典型金相组织示意图，该组图为高强度型和高塑性型典型金相组织图片，在低倍下观察不同性能特征对应的显微组织。

试制钢种成分、工艺及性能见表1～3。

表1  试制钢种成分(wt％)

C	Si	Mn	Ti	S	P	Als
							0.16	0.62	1.94	0.082	0.0062	0.011	0.06

表2  热轧实际控制温度

热轧板厚度约为5.0mm，热轧板酸洗后冷轧，冷轧压下率为60％～80％。

在780℃和820℃保温冷轧板，保温时间100s，缓冷速度5℃/s，快冷开始温度680℃，快冷速度45℃/s，过时效温度分别为170℃、240℃和280℃，过时效时间为300s，终冷速度为15℃/s。

表3  试制钢种力学性能表

试样号	Rp0.2/MPa	Rm/MPa	Rp0.2/Rm	A50/％	n
						1	572	1109	0.52	14	0.25
2	551	1079	0.51	14	0.26
						3	535	1027	0.52	15	0.25
4	612	1129	0.54	10	0.25
						5	495	1057	0.47	12	0.28
6	599	1155	0.52	13	0.24
						7	520	985	0.53	18	0.25
8	558	1053	0.53	14	0.27
						9	571	1116	0.51	15	0.26
10	543	1008	0.54	17	0.23
						11	564	1043	0.54	16	0.24
12	514	1059	0.49	15	0.27

本发明和其他发明成分与性能的对比，试制超高强冷轧双相钢与国内外同类型钢种成分对比，如表6所示。力学性能对比，如表7所示。

CE为碳当量，其计算公式：

CE＝C+A(C){Si/24+Mn/16+Cu/15+Ni/20+(Cr+Mo+V+Nb)/5+5B}(％)

A(C)为碳的适用系数，适用于w(C)为0.034％～0.254％的钢种。碳的适用系数A(C)与钢中含碳量的关系见表4。

表4A(C)与钢中含碳量的关系

w(C)/％	0.09	0.14	0.15	0.16	0.19	0.20	0.21	0.26
									A(C)	0.601	0.811	0.857	0.916	0.970	0.98	0.99	0.99

本发明1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢为C-Si-Mn-Ti系，实例化学成分如表5所示。

表5.1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的实例化学成分(wt/％)

C	Si	Mn	Ti	CE
					0.16	0.62	1.94	0.082	0.18

表6为本发明1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的化学成分与国内外同级别钢种成分对比。

表6  试制钢与国内外同类型钢种成分对比(wt/％)

从表6可以看出，在快冷+过时效连续退火方式中，本发明试制的钢种碳当量最低，同国外水淬+回火方式生产的钢种相比，碳当量也处于中间水平，且Si含量较低，证明由于合金元素配比的优化和Ti的晶粒细化作用，本发明钢种淬透性良好，可在较低快冷速度下生产1000MPa级双相钢，塑性优良。

表7为本发明试制典型钢与国内外同类型钢种力学性能对比。

表7  试制钢与国内外同类型钢种力学性能对比

从表7可以看出，本发明试制双相钢并没有因为碳当量和快冷速度低而强度与塑性不佳。通过柔性连续退火工艺开发，生产出了高塑性型、综合型和高强度型超高强冷轧双相钢。其中，高强度型双相钢抗拉强度达到1155MPa，塑性依然优良，高塑性双相钢伸长率达到17％。

Claims (4)

1.1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢，其特征在于，所述1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的化学成分和质量百分比含量为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20～0.80％，Mn：1.2％～2.0％，Ti：0.03％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe。

2.根据权利要求1所述的1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的制备工艺，其特征在于，包括以下步骤：

1)通过冶炼炉冶炼出符合上述成分范围钢水并铸成铸坯，对铸造板坯进行加热、热轧，钢坯均热温度1150℃～1250℃，热轧终轧温度为750℃～920℃，卷取温度为520℃～700℃；

2)热轧板经过酸洗后冷轧成冷轧薄板，冷轧压下率为50％～80％；

3)冷轧钢板采用连续退火工艺，退火温度为740℃～840℃，退火保温时间为60s～200s，快冷速度20℃/s～50℃/s，过时效温度170℃～350℃，过时效时间120s～300s。

3.根据权利要求2所述的1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的制备工艺，其特征在于，

所述步骤(2)中，冷轧压下率为60％～80％；

所述步骤(3)中，在780℃，保温时间为100s，快冷速度45℃/s，过时效温度为170℃、240℃或280℃，过时效时间为300s。

4.根据权利要求2所述的1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢的制备工艺，其特征在于，所述步骤(3)中，在820℃，保温时间为100s，快冷速度45℃/s，过时效温度为170℃、240℃或280℃，过时效时间为300s。

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