CN102212745A

CN102212745A - 一种高塑性780MPa级冷轧双相钢及其制备方法

Info

Publication number: CN102212745A
Application number: CN 201110148618
Authority: CN
Inventors: 邝霜; 乔建军; 陈波; 刘光明; 朱国森; 刘广会; 吴宁宁; 尉冬; 刘再旺; 王海全; 熊爱明; 滕华湘
Original assignee: Shougang Corp
Current assignee: Shougang Co Ltd; Shougang Corp
Priority date: 2011-06-03
Filing date: 2011-06-03
Publication date: 2011-10-12

Abstract

一种高塑性780MPa级冷轧双相钢及其制备方法，化学成分重量百分比为：C，0.06％-0.08％；Si，1.0％-1.3％；Mn，2.1％-2.3％；P≤0.01％；S≤0.01％；Alt，0.02％-0.07％；N≤0.005％；余量为Fe及不可避免杂质。热轧工艺参数为：连铸坯加热温度，1250±30℃；终轧温度，890±30℃；卷取温度，670±30℃；冷轧压下率，50％-70％；控制连续退火工艺。优点在于通过调整合金成分，基于常规喷气冷却连续退火方式，有效地降低了钢的C当量，并且提高了钢的延伸率，可带来可观的经济效益。

Description

一种高塑性780MPa级冷轧双相钢及其制备方法

技术领域

本发明提供了一种高塑性780MPa级冷轧双相钢及其制备方法，属于汽车用冷轧高强度钢板技术领域，特别用于汽车用防撞件及加强件。

背景技术

降低油耗与提高车身安全性是汽车工业发展的趋势。减轻汽车自重是降低油耗的有效途径，这就要求使用厚度更薄的钢板。然而钢板减薄必然导致汽车车身安全性能的降低，为缓解这类矛盾，使用高强度及超高强度钢板是车身设计的必由之路。

在钢中引入硬质相是钢铁强化的有效方法，双相钢就是在这种复合强化理论基础上诞生的高强钢。双相钢(Dual Phase Steel，简称DP)显微组织由多边形铁素体与＜20％的岛状马氏体组成。铁素体提供了钢的延性，马氏体则提供了强度。双相钢具有低屈强比、高初始加工硬化指数、高均匀伸长率、连续屈服等良好的成形特性。这使得双相钢成为汽车用高强钢的首选材料之一。

冷轧双相钢需要通过连续退火方式将钢带加热到铁素体奥氏体两相区，在后续的快速冷却中使奥氏体转变为马氏体。高的C、Mn含量是稳定奥氏体并提高双相钢强度的重要因素。传统的780MPa级冷轧双相钢具有较高的C含量，这必然带来至少两个不良影响：一是碳当量过高而影响焊接性能；二是钢中名义碳含量增加导致延伸率恶化。但是降低C含量又会导致两相区处理后奥氏体的稳定性不足。在连续退火后期的快冷过程中，马氏体的转化率不高，最终影响钢的强度。为解决这些矛盾，新日铁、JFE、宝钢等企业专门建设了水淬快冷的连续退火生产线，在其他成分不变化的情况下，可以将780MPa级冷轧双相钢的碳含量由传统的0.15Wt％降低到0.1Wt％。但是对于目前普遍使用的高速喷气冷却连续退火生产线，这种方法并不现实。

基于以上现状，必须寻找一种新的780MPa级双相钢的合金成分，在新的合金成分体系下，确定精确的合金含量和与之相匹配的合理热轧工艺、冷轧压下率、连续退火工艺、平整延伸率等，使高速喷气冷却方式的780MPa级冷轧双相钢具有低的碳当量，高的强度和优异的伸长率。

发明内容

本发明目的是基于常规喷气冷却连续退火生产方法，提供一种高塑性780MPa级汽车用冷轧双相钢及其制备方法，使得冷轧双相钢在满足设计强度级别的基础上，具有更好的焊接性和塑性。

本发明的技术解决方案是：本发明一种高塑性780MPa级冷轧双相钢的化学成分重量百分比为：C，0.06％-0.08％；Si，1.0％-1.3％；Mn，2.1％-2.3％；P≤0.01％；S≤0.01％；Alt，0.02％-0.07％；N≤0.005％；余量为Fe及不可避免杂质。

获得足够淬硬的马氏体是提高双相钢强度的有效方法，C、Mn元素在马氏体中的富集是淬硬马氏体获得的必要条件。而获得低C的“纯净”铁素体是双相钢塑性的有效方法。基于上述需求，两相区退火时，让C、Mn原子在奥氏体中充分偏聚是有效利用名义C、Mn的良好方法。

通过热力学计算，Si元素是在铁素体中的溶解度远远高于C、Mn在铁素体中的溶解度，Si在铁素体中的溶解在很大程度上提高了C、Mn在铁素体中的化学势。两相区退火时，在化学势的驱动下，C、Mn原子充分向奥氏体中扩散并聚集于奥氏体中。

本发明设计的780MPa级冷轧双相钢采用高Si驱动C、Mn向奥氏体中扩散，使得C、Mn在马氏体中的强化作用得到充分发挥，因此可以将钢中名义C含量显著降低。

本发明一种高塑性780MPa级冷轧双相钢的生产方法的工艺过程包括铁水预处理→转炉→LF精炼处理→RH-TOP真空精炼→热轧→冷轧→连续退火→平整工艺，控制如下技术参数：

热轧工艺参数：连铸坯加热温度，1220～1280℃；终轧温度，860～920℃；卷取温度，640～700℃。

冷轧压下率：控制在50％-70％；

连续退火工艺控制如下：

A.冷硬态带钢经15s～19s加热至250℃实现预热，其加热速度12℃/s～17℃/s。

B.经250s-300s进一步加热到810℃～830℃，其加热速度约为2℃/s～3℃/s。

C.在810℃～830℃保温90s～120s。

D.经25s～40s冷却至640℃～660℃，冷却速度约为3℃/s～5℃/s。

E.经5s～7s的高速喷气冷却至250℃～270℃。

F.在250℃～270℃保温300s-400s进行过时效处理。

平整延伸率控制在0.5％±0.1％。

冶炼采用：铁水预处理→转炉→LF精炼处理→RH-TOP真空精炼处理的技术路线。

入炉主原料：

要求：S％≤0.005％。

转炉冶炼：

1、终点目标成分：C％：0.03-0.05％，S％≤0.010％，P％≤0.010％。

2、终点目标温度：第一炉，1670-1690℃；连浇，1660-1680℃。

出钢及脱氧合金化

1、采用Al-Fe脱氧，参考加入量为4kg/t。

2、出钢过程中每炉加入800kg小粒白灰和200kg萤石，出钢前期就开始加入渣料，随钢流加入，出钢1/5前加入所有渣料。

3、采用Si-Mn配Si，不足的Mn用微碳Mn-Fe补齐。

4、出钢下渣量≤80mm。

5、出钢时间≥4分钟。

LF精炼

1、到站预吹氩3分钟后测温、取样。

2、争取在供电12-15min分钟内形成白渣及终渣TFe＜1.0％，渣量按1.6吨-2.2吨控制，保持炉内还原性气氛，强搅拌脱硫。

3、采用硅铁调Si，微碳Mn-Fe调Mn，Al-Fe调Al。

RH-TOP精炼

1、真空精炼采用脱气处理模式处理。

2、RH抽真空循环3分钟后，测温、取样。

3、采用Al粒调Al。最后一批料调完后的循环时间不少于4min。

热轧工艺参数为：连铸坯加热温度，1220～1280℃；终轧温度，860～920℃；卷取温度，640～700℃。

冷轧压下率：控制在50％-70％；

连续退火工艺控制如下：

C.在810℃～830℃保温90s～120s。

D.经25s～40s冷却至640℃～660℃，冷却速度约为3℃/s～5℃/s。

E.经5s～7s的高速喷气冷却至250℃～270℃。

F.在250℃～270℃保温300s-400s进行过时效处理。

平整延伸率控制在0.5％±0.1％。

上述高Si低C的780MPa级冷轧双相钢生产的实施特征：

热轧工艺：连铸坯加热温度：1250±30℃；终轧温度：890±30℃；卷取温度：670±30℃。

卷取温度的高低对双相钢热轧中间组织和力学性能具有较大影响。采用高温终轧与高温卷取，热轧板的组织为尺寸粗大的多边形铁素体晶粒与发育充分的珠光体，该显微组织具有相对低的屈服强度。这使得在冷轧变形时轧制力减小。试验研究发现如果采用低于840℃的终轧温度及低于630℃的卷取温度，热轧板容易出现针状铁素体或贝氏体组织，热轧板的屈服强度将增加50MPa-80MPa，且加工硬化强烈。

冷轧工艺：此发明根据不同的带钢厚度规格，将冷轧压下率控制在50％-70％之间。

连续退火实施步骤及特征如下：

A.冷硬态带钢经15s～19s加热至250℃；该过程为预热，其加热速度相对较快，为12℃/s～17℃/s，目的是缩短加热时间。该过程中，冷变形铁素体发生回复。

B.随后带钢经250s-300s进一步加热到810℃～830℃；该过程实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。该加热速度约为2℃/s～3℃/s。

C.随后在810℃～830℃保温90s～120s；该过程实现部分奥氏体化，铁素体中的C、Mn元素向奥氏体中转移并在奥氏体中均化。该过程钢中的显微组织为15％～25％的铁素体，75％～85％的奥氏体。

D.随后经25s～40s冷却至640℃～660℃；冷却速度约为3℃/s～5℃/s，为缓慢冷却。该过程使得奥氏体部分转移为铁素体，C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集。缓慢冷却结束时，钢中奥氏体的含量约为15％～25％。

E.随后经5s～7s的高速喷气冷却至250℃～270℃。该过程避免奥氏体分解转变为珠光体或者析出渗碳体，并使得奥氏体完全转变为淬硬的马氏体

F.在250℃～270℃保温300s-400s进行过时效处理，该过程对淬硬的马氏体岛进行低温回火以改善双相钢的综合力学性能。

G.过时效处理后进行终冷和水冷到室温，该过程钢中无组织转变。

为获得适合的表面粗糙度和屈服强度，本发明采用0.5％±0.1％的平整延伸率对带钢进行平整。

本发明的效果：本发明780MPa级冷轧双相钢通过常规喷气冷却连续退火生产线生产，对生产设备要求不苛刻。并且具有较低的C当量，其焊接性能优异，不仅利于工业连续生产的焊接而且有利于冲压件在车身上的焊接；其伸长率高出普通780MPa级双相钢3％-5％，具有良好的成形性能。

附图说明

图1为本发明780MPa级冷轧双相钢的连续退火热处理示意图。

图2为本发明780MPa级冷轧双相钢的显微组织照片(采用苦味酸偏重亚硫酸钠溶液浸蚀)。灰黑色为铁素体基体；亮白色为马氏体岛。

具体实施例

A试验钢种化学成分如表1

表1本发明试制钢的化学成分(Wt％)

C	Si	Mn	P	S	Alt	N	Fe
								0.07	1.2	2.2	0.008	0.005	0.06	0.005	余量

B.热轧铸坯加热温度；1270℃；热轧终轧温度：910℃；热轧卷取温度690℃。热轧板厚度4.0mm。

C.冷轧板厚度1.8mm。

D.连续退火工艺参数控制如表2

表2本发明采用的连续退火温度参数

预热	加热	均热	缓冷	快冷	过时效
						250℃	820℃	820℃	650℃	260℃	260℃

E.平整延伸率控制为0.5％。

按照上述工艺处理后的780MPa级冷轧双相钢性能结果如表3，可以看出试制钢的各项指标均达标，且延伸率远远超过标准要求。本发明采用低C、高Si、高Mn成分设计，Si的排挤效应使得C、Mn在马氏体中的利用效率提高，因此发明的双相钢具有良好的强度和塑性匹配。

表3本发明试制780MPa双相钢的力学性能及其与相关标准的对比

	R_p0.2，N/mm²	R_m，N/mm²	A₈₀，％	n_10-Ag
					国标	420-560	≥780	≥13	-
欧标	450-560	≥780	≥14	-
					本发明	468	806	21	0.16

良好的焊接性能要求钢具有低的C当量。为了对比本发明钢与目前市场常见的780MPa级冷轧双相钢的C当量，此处采用日本新日铁公司近年来为适应工程需要提出的碳当量公式对试制钢进行C当量评价：

Ceq＝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：A(C)＝0.75+0.25tgh[20(C-0.12)]

该公式是适用于w(C)为0.034％～0.254％的钢种，是目前应用较广、精度较高的碳当量公式。

表4给出了本发明钢与另外两种商业化供货钢的成分、冷却方式及C当量对比。可以看出，同样是喷气冷却，本发明钢具有低的C当量，在Si的作用下，C、Mn元素在奥氏体中的偏聚使得钢具有良好的淬透性。

虽然水淬HC420/780DP比喷气冷却CR420/780DP具有低的C当量，但是仍不及本发明钢种的C当量低。

表4本发明钢与两种市场销售的780MPa级冷轧双相钢成分、冷却方式及Ceq对比。

参比钢	冷却方式	C	Si	Mn	Nb	Ti	Ceq
								本发明	喷气	0.07	1.2	2.2	-	-	0.175
国内某CR420/780DP	喷气	0.16	0.4	1.9	-	-	0.284
								国内某HC420/780DP	水淬	0.095	0.15	2.05	0.03	0.02	0.184

表5给出了本发明钢与两种780MPa级冷轧双相钢的性能对比，可以看出，由于本发明钢的C含量低，因而具有良好的延伸率，并且具有高的硬化指数。

表5本发明钢与两种市场销售780MPa级冷轧双相钢实物样的性能对比

Claims

1.一种高塑性780MPa级冷轧双相钢，其特征在于：化学成分重量百分比为：C，0.06％-0.08％；Si，1.0％-1.3％；Mn，2.1％-2.3％；P≤0.01％；S≤0.01％；Alt，0.02％-0.07％；N≤0.005％；余量为Fe及不可避免杂质。

2.一种制备权利要求1所述的780MPa级冷轧双相钢的生产方法，工艺过程包括铁水预处理→转炉→LF精炼处理→RH-TOP真空精炼→热轧→冷轧→连续退火→平整工艺，其特征在于，控制如下技术参数：

冷轧压下率：控制在50％-70％；

连续退火工艺步骤控制如下：

C.在810℃～830℃保温90s～120s。

D.经25s～40s冷却至640℃～660℃，冷却速度约为3℃/s～5℃/s。

E.经5s～7s的高速喷气冷却至250℃～270℃。

F.在250℃～270℃保温300s-400s进行过时效处理。

平整延伸率控制在0.5％±0.1％。