CN102828119A

CN102828119A - 高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺

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Publication number: CN102828119A
Application number: CN201110160063XA
Authority: CN
Inventors: 刘仁东; 康永林; 王科强; 韩启航; 王旭; 赵显蒙; 林利
Original assignee: Angang Steel Co Ltd
Current assignee: Angang Steel Co Ltd
Priority date: 2011-06-14
Filing date: 2011-06-14
Publication date: 2012-12-19

Abstract

本发明公开一种高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺，钢板化学成份的重量百分比为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20～0.80％，Mn：1.2％～2.2％，Cr：0.2％～1.0％，Nb：0.02％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe及不可避免杂质。制备工艺：板坯加热温度为1180～1250℃，粗轧开轧温度为1150～1050℃，终轧温度为1020～980℃，精轧开轧温度为940～1000℃，终轧温度为750～920℃，卷取温度为520～700℃；热轧板经过酸洗后冷轧，冷轧压下率为45％～80％；冷轧薄板退火温度为740～840℃，保温时间为60～200s，快冷速度为25～40℃/s，过时效温度为170～400℃，过时效时间为120～500s。钢板抗拉强度990～1210MPa，伸长率10.1％～18.9％，屈强比0.42～0.53，n值0.23～0.32，最小弯曲半径0.5～1.5mm。

Description

高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺

技术领域

本发明属于冷轧高强度汽车用钢板技术领域，涉及一种高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺。

背景技术

在国际钢铁协会的倡议下，世界18个国家的35个钢铁公司合作进行超轻钢车体(ULSAB)的研究，以应对铝和镁的挑战。该研究计划是一次全球钢铁工业强国和大钢铁公司的空前协作，以便与日益发展的汽车用铝镁合金相抗衡，保住汽车制造业中钢铁材料的地位。在此后的几年内，超轻钢覆盖件(ULSAC)、超轻钢悬挂件(ULSAS)和在此基础上的超轻钢概念车项目(ULSAB-AVC)先后展开，均是以使用钢铁为基础。整个项目于2002年结束，其中材料的开发与优化包括新型高强度高成形性钢的开发与优化，形成了以高强钢、超高强钢为主的新型汽车用钢系列；以激光拼焊板、液压成形管件和夹层板为特色的新型钢材系列。

双相钢(DP钢)由铁素体与马氏体组成，具有低屈强比、高初始加工硬化率、良好的强度和延伸性配合等特点，已发展成为一种汽车用高强度冲压用钢(AHSS)。超轻钢车体研究项目表明，双相钢在未来汽车车身上的用量达到80％，具有良好的应用前景。到目前已研究开发的冷轧双相钢的强度从450MPa到1470MPa。

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钢(相变诱导塑性钢)、DP钢(双相钢)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。

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共3个级别还可供热镀锌钢板。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。

国外超高强冷轧双相钢连续退火过程多采用水淬+回火方式，其冷却能力可以达到1000～2000℃/s，考虑减少淬透性合金元素，而在采用冷却速度较慢的气冷装置进行冷却时，合金成分略高。但气水冷却的优点是钢板不易变形，板形良好。

鞍山钢铁公司生产的冷轧双相钢包括DP450～DP780共4个强度级别，DP980～DP1180正处于研发阶段。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。宝钢在2008年投产的冷轧高强钢专用生产线，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。

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超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级以上具有低成本，高强塑性，良好焊接性能和成形性能的超高强冷轧双相钢，成为国内科研人员研究的重点。

发明内容

本发明提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺，以C-Si-Mn-Cr-Nb为基本合金系，采用Cr、Nb复合微合金化以产生纳米析出，并设计低碳当量合金系提高焊接性能，制造出低成本、低碳含量、高淬透性、低屈强比、高弯曲型及其超高强度的冷轧汽车用钢。

本发明采取如下技术方案：

本发明提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢，其按重量百分比(wt.％)化学成分为：

C：0.03％～0.20％，Si：0.20～0.80％，Mn：1.2％～2.2％，Cr：0.2％～1.0％，Nb：0.02％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe。各合金元素对双相钢的作用表现为：

C在奥氏体中的溶解度远大于在铁素体中的溶解度，它可以有效地延长奥氏体转变前的孕育期，增加奥氏体的低温稳定性。C元素的含量也直接影响到连续退火后双相钢中马氏体的体积分数、马氏体中C的含量以及马氏的结构类型。C含量高于0.20％不利于焊接性能，低于0.03％会降低钢板强度和马氏体含量，因而选择0.03％～0.20％，其优选范围为0.17％～0.19％。

Si是铁素体形成元素，易于向铁素体溶解，并且可以有效地提高C、Mn在铁素体中的化学势，两相区退火过程中，Si的添加显著加速C、Mn向奥氏体中的转移，从而间接增加了奥氏体的稳定性。Si使铁素体充分“净化”，避免了C在铁素体中的大量间隙固溶和冷却时粗大碳化物的生成。Si含量高于0.80％不利于表面质量，而低于0.20％不利于铁素体排碳同时降低固溶强化效果，因而选取0.20％～0.80％，其优选范围为0.5％～0.7％。

Mn是奥氏体稳定化元素，可以有效提高奥氏体岛的淬透性，因而降低两相区加热后，冷却过程中所获得双相组织所必须的冷却速率。Mn也可以降低铁素体中的固溶C，促使C向奥氏体中转移，提高奥氏体淬透性的同时净化铁素体基体，从而提高双相钢的延性，因此，Mn对双相钢组织的形成具有重要作用。但是如果Mn含量过高，则会降低奥氏体中碳的活度，反而会促进碳化物的形成，并且高的Mn含量往往会引起铸造偏析，造成轧制带状组织。Mn含量高于2.2％时会由于成分偏析产生带状，低于1.2％时对钢板的淬透性和固溶强化不利，因而选择1.2％～2.2％，其优选范围为1.8％～2.0％。

Cr为铁素体形成元素，与Si的作用相似，促成铁素体的形成，进而增加未转变奥氏体的稳定性和淬透性。Cr可以推迟珠光体转变，降低Bs点，抑制贝氏体相变。此外，Cr可以促进C向奥氏体扩散，并可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。Cr含量高于1.0％时会增大钢板制造成本，而低于0.2％时会降低钢板淬透性和马氏体回火稳定性，同时降低固溶强化效果，因而选择0.2％～1.0％，其优选范围为0.3％～0.6％。

Nb在钢中以置换溶质原子存在，为铁素体形成元素，促进奥氏体向铁素体相变。Nb的固溶拖曳作用使再结晶形核受到抑制，因而对再结晶具有强烈的阻止作用。同时Nb也是强C、N化物形成元素。双相钢中引入Nb，用于细化铁素体晶粒，并以析出物的形式强化铁素体基体。Nb含量高于0.15％时会由于合金元素含量增大导致成本增加，而低于0.02％时Nb的固溶强化和细晶强化效果降低，因而选择0.02％～0.15％，其优选范围为0.04％～0.06％。

本发明提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢的制备工艺，包括如下步骤：

(1)按照上述化学成分经过冶炼工序，获得铸造板坯；

(2)将所述铸造板坯经过加热、热轧工序，制得热轧板，其中，加热温度为1180～1250℃，粗轧开轧温度为1150～1050℃，粗轧终轧温度为1020～980℃，精轧开轧温度为940～1000℃，精轧终轧温度为750～920℃，卷取温度为520～700℃；

(3)将所述热轧板经过酸洗后冷轧，制成冷轧薄板；冷轧压下率为45％至80％；

(4)将所述冷轧薄板经过退火工艺，制取成品钢板；其中，退火保温时间为60～200s，过时效时间为120～500s。

其中，所述退火工艺中，退火温度为740～840℃。

所述退火工艺中，快冷速度为25～40℃/s。

所述退火工艺中，过时效温度为170～400℃。

在本发明提供的技术方案中，固溶Nb在奥氏体中以置换原子存在，可以强烈抑制奥氏体的再结晶，在低的奥氏体温度区间，Nb以C、N化物析出，可以有效阻止奥氏体再结晶晶粒长大，并且可以给予奥氏体一个较宽的未再结晶温度区间，以提高精轧开轧温度，降低轧机负荷，减小热轧板厚度，相同冷轧板厚度的前提下减轻冷轧轧机负荷，同时结合未再结晶大变形可以细化铁素体晶粒。

同时，Cr、Nb复合添加可以显著推迟了Nb(C，N)的析出，细化Nb(C，N)粒子尺寸，通过纳米析出强化效果，提高钢板强韧性。此外，Cr的添加可以提高过冷奥氏体稳定性，增加钢种淬透性，利于马氏体岛尺寸和强度保持在一定范围内，并降低C、Mn含量，减轻带状组织，提高成形性能和焊接性能。在工业生产线上，过时效时间通常为300～500s，过时效温度控制在300℃以下较为困难，Cr可以降低钢种对于冷速和过时效温度的敏感性，提高工业生产过程中不同批次产品性能的稳定性。因而C-Si-Mn-Cr-Nb系超高强冷轧双相钢比C-Si-Mn-Nb系钢更适于工业化生产和获得高品质产品。

通过改变连续退火工艺参数，在连续退火中快冷速度＜40℃/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4μm左右，并调整铁素体与马氏体两相相容性，从而具有不同的力学性能和成形性能特征。钢种抗拉强度在990～1210MPa之间，伸长率在10.1％～18.9％之间，屈强比在0.42～0.53之间，n值在0.23～0.32之间，最小弯曲半径(90°弯曲)为0.5～1.5mm，对比国内外双相钢的弯曲性能(通常对于超高强冷轧双相钢，最小弯曲半径需≤3mm)，因而本发明制备钢种为高弯曲型。

附图说明

为了更清楚地说明本发明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。

图1为本发明高弯曲型980MPa级冷轧双相钢制备工艺的连续退火工艺制度示意图；

图2为本发明高弯曲型980MPa级冷轧双相钢制备工艺的连续退火高塑性型工程应力应变曲线；

图3为本发明高弯曲型980MPa级冷轧双相钢制备工艺的连续退火后的组织形貌；

图4为本发明高弯曲型980MPa级冷轧双相钢制备工艺的激光焊接板高温拉伸后试样照片；

图5为本发明高弯曲型980MPa级冷轧双相钢制备工艺的90°冷弯试样照片。

具体实施方式

下面将结合本发明的附图，对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢，按重量百分比(wt％)其化学成分为：

钢种	C	Si	Mn	Cr	Nb	S	P	Als
									1#	0.17	0.60	1.95	0.34	0.056	0.015	0.0041	0.033
2#	0.19	0.55	1.81	0.57	0.050	0.007	0.0050	0.004
									3#	0.17	0.60	1.96	0.33	0.044	0.005	0.0092	0.030
4#	0.18	0.63	1.90	0.36	0.050	0.005	0.0070	0.004

本发明提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢的制备工艺，包括如下步骤：按照所述的化学成分经过冶炼工序，获得铸造板坯，在所述加热、热轧工序中，实际采取如下控制温度(T/℃)：

(3)将所述钢种热轧板经过酸洗后冷轧，制成冷轧薄板；冷轧压下率为45％至80％；其中，热轧板厚度为3.5mm。

(4)将所述冷轧薄板经过退火工艺，制取成品钢板；其中，退火温度为740～840℃，退火保温时间为60～200s，缓冷速度为3～10℃/s，快冷开始温度为640～760℃，快冷速度为25～40℃/s，过时效温度为170～400℃，过时效时间为120～500s。选取部分具体工艺见下表：

所述冷轧薄板经过退火后的选取典型力学性能如下：

试样号	R_p02/MPa	R_m/MPa	R_p0.2/R_m	A₅₀/％	n
						1	614	1210	0.51	10.1	0.30
2	476	1087	0.44	14.8	0.30
						3	428	1022	0.42	13.6	0.27
4	511	1054	0.49	18.9	0.32
						5	609	1174	0.52	10.8	0.30
6	478	1082	0.44	13.7	0.27
						7	505	1042	0.48	13.9	0.28
8	566	1059	0.53	10.1	0.23
						9	447	1000	0.45	12.9	0.27
10	524	1145	0.46	11.9	0.25
						11	436	1030	0.42	12.7	0.27
12	439	990	0.44	16.0	0.25

本发明提供的双相钢与国外钢厂的双相钢力学性能与成形性能比较，结果如下：

注：^*1对应试样号3，^*2对应试样号4

从以上结果可以看出，国内外水淬连续退火生产线(水淬速度＝1000～2000℃/s)和常规连续退火生产线(快冷速度＜50℃/s)工艺研究及钢板产品开发中，尚无最小弯曲半径为0.5～1.5mm的980MPa级超高强度的冷轧双相钢，经多次重复试验，性能稳定。

以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应以所述权利要求的保护范围为准。

如图2、图3所示，为本发明中连续退火高塑性型工程应力应变曲线及组织形貌；如图4所示，为本发明中激光焊接板高温拉伸后试样照片；如图5所示，为本发明中的90°冷弯试样照片。

Claims

1.一种高弯曲型980MPa级冷轧双相钢，其特征在于钢板化学成份的重量百分比为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20％～0.80％，Mn：1.2％～2.2％，Cr：0.2％～1.0％，Nb：0.02％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe及不可避免杂质。

2.根据权利要求1所述的一种高弯曲型980MPa级冷轧双相钢，其特征在于钢板化学成份的重量百分比为：C：0.17％～0.19％，Si：0.5％～0.7％，Mn：1.8％～2.0％，Cr：0.3％～0.6％，Nb：0.04％～0.06％。

3.一种用于权利要求1或2所述的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢的制备工艺，其特征在于：

(1)按照上述化学成分经过冶炼工序，获得铸造板坯；

(3)将所述热轧板经过酸洗后冷轧，制成冷轧薄板；冷轧压下率为45％～80％；

(4)将所述冷轧薄板经过退火工艺，制取成品钢板；其中，退火温度为740～840℃，退火保温时间为60～200s，缓冷速度为3～10℃/s，快冷开始温度为640～760℃，快冷速度为25～40℃/s，过时效温度为170～400℃，过时效时间为120～500s。