CN102021483B - 一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于金属材料领域，是一种低合金先进高强钢（AHSS），具体涉及一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法。其特征在于，所述冷轧双相钢板化学成分质量百分比为：0.19%～0.21%C、0.70%～0.90%Si、1.90%～2.10%Mn、0.01%～0.02%Cr、0.02～0.04%Nb，P<0.005%、S<0.003%，余量为Fe及不可避免杂质。本发明的制备步骤包括：根据所述的化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯；将板坯进行常规热轧、酸洗、冷轧；特别是进一步包括连续退火工艺：加热速率是10℃/s，退火温度是820℃~860℃，保温时间100s~200s，缓冷速率是5℃/s，快冷开始温度710℃，急冷速度45℃/s~65℃/s，过时效温度为240℃~320℃，过时效时间200s~260s。

Description

一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，是一种低合金先进高强钢(AHSS)，具体涉及一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法。
背景技术
能耗低，重量轻，污染少和安全性高已经成为现代汽车的发展趋势。汽车工业的高要求及铝业的竞争促使钢铁工业为适应汽车工业的需要而开发厚度更薄、成形性更好、强度更高的钢板，由此也极大的推动了先进高强度钢板的开发和研究。
双相钢应用复合材料强化理论进行合金设计，这类钢因硬质相马氏体弥散分布在高延性的铁素体中而强化，铁素体赋予这类钢高的延性，两相的比例则是对双相钢综合性能的要求而定。因此，双相钢具有独特的综合力学性能，其具有高的强度、高的加工硬化率、高的均匀伸长率和总伸长率、低的屈服点并且无屈服延伸，是一种强度高成形性好的新型冲压用钢，较传统的低合金高强度钢具有明显的优势。
目前，人们对双相钢的研究工作大多集中在抗拉强度在500-800MPa之间，马氏体体积分数20％以下的双相钢，1000MPa以上级的较少，特别是1200MPa级目前国内属于空白。提高马氏体的含量，进一步细化马氏体晶粒，控制马氏体相和铁素体相的弥散程度及分布状态，可以得到强度更高而塑韧性达到使用要求的双相钢。
发明内容
本发明的目的是通过合理的成分设计和热处理工艺设计提供一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢，并提出了该种1200MPa级冷轧双相钢的制备工艺。
本发明一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板，其特征在于，所述冷轧双相钢板化学成分质量百分比为：0.19％～0.21％C、0.70％～0.90％Si、1.90％～2.10％Mn、0.01％～0.02％Cr、0.02～0.04％Nb，P＜0.005％、S＜0.003％，余量为Fe及不可避免杂质。
进一步的，上述技术方案中，所述的一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板，其特征在于所述的冷轧双相钢板材抗拉强度在1200MPa以上，晶粒尺寸达到2～3μm，屈强比在0.5～0.6，延伸率在8％以上，马氏体体积分数在58％～68％。
本发明一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板的制备方法，步骤如下：
(1)根据权利要求1所述的化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯；
(2)将板坯进行常规热轧、酸洗、冷轧；
其特征在于，还进一步包括步骤：
(3)连续退火工艺：加热速率是10℃/s，退火温度是820℃～860℃，保温时间100s～200s，缓冷速率是5℃/s，快冷开始温度710℃，急冷速度45℃/s～65℃/s，过时效温度为240℃～320℃，过时效时间200s～260s。
进一步的，上述技术方案中，所述的退火温度为820℃～840℃。
进一步的，上述技术方案中，所述的保温时间为100s～150s。
进一步的，上述技术方案中，所述的快冷速度为55℃/s～65℃/s。
进一步的，上述技术方案中，所述的过时效温度为240℃～280℃。
进一步的，上述技术方案中，所述的过时效保温时间为260s。
本发明的优点在于：本发明1200MPa级冷轧双相钢板其具有高的抗拉强度，大于1200MPa，屈强比低，冲压性能好，强度和韧性匹配好，初始加工硬化率高等特点。
附图说明
附图1是本发明1200MPa级冷轧双相钢的连续退火工艺示意图。
附图2本发明的典型金相组织照片。
具体实施方式
本发明的实施例化学成分如表1所示，冶炼后铸坯锻造成板坯。板坯进行常规热轧、酸洗、冷轧，具体工艺如下：锻造后为消除高锰带来的成分偏析，钢锭在1200℃下高温扩散退火1小时。根据实验轧机能力，设定热轧目标厚度为3.5mm。本发明热轧设计开轧温度1150℃，冷却开始温度850℃，经8道次轧制，累积变形量在70％以上。轧后水冷，空冷到室温。热轧后钢板经酸洗结合机械打磨去除氧化物，冷轧至1mm，总压下量大于70％。
冷轧后的冷轧板组织为铁素体与珠光体组织，钢板冷轧后的连续退火采用两相区保温与两段冷却工艺，如图1所示。具体工艺如下：将冷轧板以10℃/s加热速率加热到820℃～860℃，保温时间为100s～200s，以5℃/s的速率缓冷到710℃后，以55℃/s～65℃/s的冷却速率冷却到240℃～320℃并进行保温，保温时间260s。
本发明实施例双相钢的部分试样工艺参数和力学性能如表2所示，本发明的典型金相组织照片如图2所示。
表1实施例实测化学成分(质量分数％，余量为Fe)
  C   Si   Mn   P   S   Cr   Nb
  0.21   0.75   1.95   ＜0.005   ＜0.003   0.02   0.044
表2实施例双相钢部分试样工艺参数力学性能
Figure BDA0000036244570000031
C直接影响临界区处理后双相钢中马氏体的体积分数和马氏体碳含量。碳含量太低时，在相同的退火工艺参数下两相区的奥氏体量及奥氏体含碳量减少，得到的马氏体量及强度相应下降，难以得到高的抗拉强度。碳含量太高时，塑韧性下降，焊接性能降低。
Si可以扩大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。它促进多边形铁素体析出，降低了铁素体中的碳含量，使碳向奥氏体中富集，提高了钢的淬透性。Si是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，使铁素体得到进一步净化，免除间隙固溶强化并可以避免冷却时粗大的碳化物的生成。固溶到铁素体的硅可以影响位错交互作用，增加加工硬化速率和给定强度水平下的均匀延伸。然而高的硅含量有害于板材表面质量。
Mn是双相钢中常用的合金元素，锰可以有效的提高临界区加热时形成奥氏体岛的淬透性，同时锰也可以降低铁素体中固溶碳，从而提高双相钢的延性。在连续退火生产的双相钢中，锰可以改善双相钢的延性，提高断裂真应变，并改善断口组织形貌。在临界加热时，锰在铁素体中的扩散速率一般远大于在奥氏体中的扩散速率，因此会在奥氏体岛的周围形成一周富锰的奥氏体圈，提高了过冷奥氏体的稳定性，保证在缓冷时减缓奥氏体向珠光体的转变。
Nb对晶粒细化、相变行为、奥氏体中C富集和马氏体的形核发挥显著作用，固溶状态的Nb延迟热变形过程中静态和动态再结晶和奥氏体向铁素体的相变。Nb与C和N结合形成小的碳氮化物也可延迟再结晶，阻止晶粒长大，并有明显弥散强化效果。
Cr是中强碳化物形成元素，显著提高钢的淬透性，不仅能强烈推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了“卷取窗口”。铬可以促进碳向奥氏体扩散，并降低铁素体的屈服强度，更有利于获得低屈服强度的双相钢。

Claims (7)

1.一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板，其特征在于，所述冷轧双相钢板化学成分质量百分比为：0.19%～0.21%C、0.70%～0.90%Si、1.90%～2.10%Mn、0.01%～0.02%Cr、0.02～0.04%Nb，P<0.005%、S<0.003%，余量为Fe及不可避免杂质；所述的冷轧双相钢板抗拉强度在1200MPa以上，晶粒尺寸达到2～3μm，屈强比在0.5～0.6，延伸率在8%以上，马氏体体积分数在58%～68%。
2.一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板的制备方法，步骤如下：
（1）根据权利要求1所述的化学成分进行冶炼，铸造坯料锻造成板坯；
（2）将板坯进行常规热轧、酸洗、冷轧；热轧开轧温度1150℃，冷却开始温度850℃，经8道次轧制，累积变形量在70%以上，轧后水冷，空冷到室温，热轧后钢板经酸洗结合机械打磨去除氧化物，冷轧至1mm，总压下量大于70%，冷轧后的冷轧板组织为铁素体与珠光体组织；
（3）钢板冷轧后的连续退火采用两相区保温与两段冷却工艺，连续退火工艺：加热速率是10℃/s，退火温度是820℃～860℃，保温时间100s～200s，缓冷速率是5℃/s，快冷开始温度710℃，急冷速度45℃/s～65℃/s，过时效温度为240℃～320℃，过时效时间200s～260s。
3.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述的退火温度为820℃～840℃。
4.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述的保温时间为100s～150s。
5.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述的急冷速度为55℃/s～65℃/s。
6.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述的过时效温度为240℃～280℃。
7.根据权利要求2所述的方法，其特征在于：所述的过时效时间为260s。
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