CN103060703A - 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种780MPa级冷轧双相带钢，其微观组织为细小的等轴状铁素体基体以及在铁素体基体上均匀分布的马氏体岛，且其化学元素质量百分含量为：C:0.06～0.1%；Si≤0.28%；Mn:1.8～2.3%；Cr:0.1～0.4%；Mo：Cr≥0.3%时，不添加；Cr＜0.3%时，Mo=0.3-Cr；Al：0.015～0.05%；Nb、Ti元素中的至少一种，且Nb+Ti在0.02～0.05%范围内；余量为Fe和其他不可避免的杂质。相应地，本发明还公开了该780MPa级冷轧双相带钢的制造方法。该780MPa级冷轧双相带钢具有较高的强度，良好的延展率，较好的磷化性，力学性能各向异性较小。

Description

一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种双相钢及其制造方法，尤其涉及一种铁基双相钢及其制造方法。
背景技术
随着汽车工业出于减重和安全性的需要，市场对厚度更薄和强度更高的钢板的需求量越来越多。其中，抗拉强度为780Mpa的双相带钢的强度和成形性兼顾性能较好，因此具备较好的应用前景。780Mpa的双相带钢有望在未来取代590MPa的冷轧双相钢的市场地位，成为应用最为广泛的双相钢。双相钢是通过相变进行强化而制成的，为了保证一定的淬硬性，钢中必须加入一定的碳和合金元素，以确保双相钢在冷却过程中过冷奥氏体能够转变成马氏体。但是较高的碳元素含量和合金元素含量不利于钢板的焊接性，而且在铸造过程中合金元素容易发生成分偏析，导致冷轧带钢中出现带状组织。最终，冷轧双相钢在不同方向上存在较大差异，造成实际使用过程中一系列的问题。
钢的碳当量主要取决于钢中的含碳量、合金元素含量和杂质元素的含量。碳当量的表征有许多不同的表达式，在汽车用钢中常用Pcm值来表示，Pcm=C+Si/30+Mn/20+2P+4S。一般说来，Pcm值可以用来表征钢板焊接冷却后的脆性倾向。当Pcm高于0.24时，容易发生焊点的界面开裂；当Pcm低于0.24时，则是安全的。
钢材本质是一种各向异性的材料。由于带钢生产都采用连续生产，因此钢材组织不同程度地存在分布上的方向性，即沿轧制方向呈现拉长的带状分布。高强度钢中由于合金元素较高，非常容易发生成分偏析，并且置换型合金元素的偏析难以消除，在热轧和冷轧过程中被变形拉长，最终形成带状组织。通常，带状组织含有高的合金元素和含碳量，造成双相钢在淬火后形成呈现带状分布的又硬又脆的马氏体，对钢材性能的危害较大。所以，对于高强度的双相带钢而言，减轻带状组织以获得均匀分布的组织是获得优良性能的关键。
公开号为CN102212745A，公开日为2011年10月12日，名称为“一种高塑性780MPa级冷轧双相钢及其制备方法”的中国专利文献公开了一种高塑性780MPa冷轧双相钢的制造方法，其化学成分为：0.06～0.08%C，1.0～1.3%Si，2.1～2.3%Mn，0.02～0.07％Al，S≤0.01%，N≤0.005％,P≤0.01%，余量为Fe和其他不可避免杂质。热轧终轧温度为890℃，卷取温度为670℃，冷轧压下量为50-70%；采用常规的喷气冷却连续退火。
公开号为US20040238082A1，公开日为2004年12月2日，名称为“高强度冷轧钢板及其制造方法”的美国专利文献介绍了一种扩孔性好的高强钢的制造方法，其化学成分为：0.04～0.1%C，0.5～1.5%Si，1.8～3%Mn，P≤0.020%，S≤0.01%，0.01～0.1%Al，N≤0.005%，余量为Fe和其他不可避免杂质。该钢板在Ar3～870℃之间热轧，620℃以下卷取，750～870℃退火，550～750℃开始快冷，快冷速率≥100℃/s，快冷终止温度低于300℃，最终获得抗拉强度在780Mpa以上且扩孔率至少为60％的冷轧高强钢。该钢板的成分设计采用了较高的Mn含量和较多的Si含量。
公开号为JP特开2007-138262，公开日为2007年6月7日，名称为“机械性能变化小的高强度冷轧钢板及其制造方法”的日本专利文献涉及一种高强度冷轧钢板，其化学成分为：0.06～0.15%C，0.5～1.5%Si，1.5～3.0%Mn，0.5～1.5％Al，S≤0.01%，P≤0.05%，余量为Fe和其他不可避免杂质。制造工艺为：Ac1～Ac3保持10s，以20℃/s冷却速度冷却到500～750℃，以100℃/s以上的冷却速度冷却到100℃以下，可以获得780MPa且扩孔率≥60高强度钢板。
上述专利文献均未对钢中带状组织的控制进行描述，也没有针对各向异性的改善提供相应的解决方法，因此上述专利并未涉及有关双相钢各向力学性能差异性的改善。
发明内容
本发明的目的在于提供一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法，该冷轧双相带钢通过低碳当量设计，希望获得微观组织均匀，磷化性能良好且力学性能各向异性较小的双相带钢，从而能够满足汽车工业领域对于钢材料厚度更薄且强度更高的双向要求。
为达到上述发明目的，本发明提供了一种780MPa级冷轧双相带钢，其微观组织为细小的等轴状铁素体基体以及在铁素体基体上均匀分布的马氏体岛，且其化学元素质量百分含量为：
C0.06～0.1%；
Si≤0.28%；
Mn1.8～2.3%；
Cr0.1～0.4%；
MoCr≥0.3%时，不添加；Cr＜0.3%时，Mo=0.3-Cr；
Al0.015～0.05%；
Nb、Ti元素中的至少一种，且Nb+Ti在0.02～0.05%范围内；
余量为Fe和其他不可避免的杂质。
本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢中的各化学元素的设计原理为：
C：C可以提高马氏体的强度，并影响马氏体的含量。其对强度影响很大，但是含碳量的提高对带钢焊接性不利。当含碳量低于0.06％，强度不够；当含碳量高于0.1％，焊接性下降。因此，本发明所述的技术方案选择含碳量在0.06～0.1wt%之间。
Si：Si在双相钢钢中起到固溶强化的作用。Si能够提高碳元素的活度，可促进C在富Mn区的偏聚，增加带状区域的含碳量。但是，Si对带钢的磷化性能不利，故需要对Si含量的上限进行控制，本发明所述的技术方案要求Si≤0.28wt%。
Mn：Mn可提高钢的淬透性，有效地提高钢的强度，但Mn不利于带钢的焊接性能。Mn在钢中偏析，在热轧过程中容易被轧制成带状分布的Mn富集区，形成带状组织，不利于双相钢的组织均匀性。当Mn低于1.8%时，带钢的淬透性不足，强度不够；当Mn高于2.3%时，带钢中的带状组织加剧，碳当量增高。因此，将Mn的含量设定为1.8～2.3wt%。
Cr：Cr可提高带钢的淬透性，同时添加Cr可以补充Mn的作用。当Cr低于0.1%时，作用不明显，但是当Cr高于0.4%时，会造成强度偏高，塑性下降。所以，本发明所述的技术方案中将Cr含量控制为0.1～0.4wt%。
Mo：Mo可提高钢的淬透性，有效地提高带钢的强度，Mo能对碳化物分布起到改善作用。Mo和Cr共同对带钢的淬透性能起到辅助作用，因此，本技术方案中，Mo的添加量和Cr有关，当Cr含量低于0.3wt%时，Mo的添加量应满足（0.3-Cr）；当Cr含量高于0.3wt%时，则不需要添加Mo。
Al：Al在钢中起到了脱氧作用和细化晶粒的作用。本发明的技术方案中要求Al：0.015～0.05wt%。
Nb、Ti：Nb和Ti为析出强化元素，能起到细化晶粒的作用，可以单独添加或复合添加，但是总添加量应控制在0.02~0.05wt%。
进一步地，本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢对于下述化学元素作出限定，其中：C0.07～0.09wt%；Mn1.9～2.2wt%；Al0.02～0.04wt%。
在成分设计方面，本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢采用了较低的含碳量，较低的合金元素添加总量和多种合金元素复合添加的方式。对于本技术方案来说，选择较低的含碳量，可以降低C在钢中的富集程度，减少带状组织倾向；选择降低双相钢中主要合金元素Mn的含量，可以有效降低带钢出现带状组织的几率及减少对磷化性能的不良影响，严格限制Si的添加，减少由于Si改变C原子活度而引起的C原子偏聚；添加一定量的Cr、Mo等其它合金元素含量，可以弥补Mn含量较低而造成的淬透性下降。这样的成分设计可以有效地控制钢中的碳当量Pcm低于0.24，不仅可以获得焊接十字拉伸纽扣状断裂，还可以保证带钢强度不低于780MPa。由于该相带钢的微观组织为细小的等轴状铁素体基体以及在铁素体基体上均匀分布的马氏体岛，其所呈现的带状组织轻微，所以带钢的力学性能的各向异性较小，具有良好的冷弯和扩孔性能。
相应地，本发明还提供了该780MPa级冷轧双相带钢的制造方法，其包括下列步骤：
1)冶炼；
2)铸造：采用二冷水工艺，喷水量不低于0.7L水/每公斤钢坯；
3)热轧：控制终轧温度为820～900℃，轧后快速冷却；
4)卷取：控制卷取温度450～650℃；
5)冷轧；
6)连续退火：800～860℃保温，以不小于5℃/s的冷速冷却到640～700℃之间，再以40～100℃/s速度冷却到220～280℃之间，在220～280℃之间回火100～300s。
进一步地，在上述780MPa级冷轧双相带钢的制造方法中，还包括步骤7）平整。
进一步地，在上述步骤（5）中，冷轧压下率为40～60%。
更进一步地，在上述步骤7）中，平整率为0.1～0.4%。
在制造工艺方面，在连铸步骤中采用二冷水工艺，以较快的冷却速度和较大的冷却喷水量快速均匀冷却钢坯可以细化连铸坯组织，这样，细小的碳化物呈颗粒状弥散分布于铁素体基体。在热轧步骤中采用了较低的终轧温度，且卷取步骤中也采用了较低的卷取温度，这样可以细化晶粒，同时降低带状组织的分布连续性。在连续退火步骤中采用了较高的退火保温温度，可以抑制钢中带状组织的形成，均匀加热后快速冷却，也有利于减轻碳的偏聚和带状组织的形成。经过上述工艺步骤后，本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢的微观组织呈现为细小的等轴状铁素体基体以及在铁素体基体上均匀分布的马氏体岛，其力学性能的各向异性小，并且组织结构均匀。
与现有技术相比，本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢，马氏体分布均匀，带状组织轻微，表面磷化膜细小致密；具有良好的焊接性，优良的力学性能均匀性，优质的磷化性能，纵向和横向性能差异小，有利于双相钢的冲压成形，能够满足对高强度双相钢在强度和成形方面的要求，能够广泛应用于汽车制造等领域。
本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢的制造方法，在不增加任何工序难度的情况下，通过合理的成分设计和改良的制造步骤，就可以获得微观组织均匀，具备较好冷弯和扩孔性能，力学性能各向异性小的高强度冷轧双相带钢。
附图说明
图1显示了实施例3所涉及的780MPa级冷轧双相带钢铸态的微观组织。
图2显示了实施例3所涉及的780MPa级冷轧双相带钢的微观组织。
具体实施方式
根据具体实施例和说明书附图对本发明的技术方案作进一步说明。
按照下述步骤制造本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢：
1）冶炼，控制各化学元素的配比如表1所示；
2）铸造：采用二冷水工艺，喷水量不低于0.7L水/每公斤钢坯；
3）热轧：控制终轧温度为820～900℃，轧后快速冷却；
4）卷取：控制卷取温度450～650℃；
5）冷轧，冷轧压下率为40～60%；
6）连续退火：800～860℃保温，以不小于5℃/s的冷速冷却到640～700℃之间，再以40～100℃/s速度冷却到220～280℃之间，在220～280℃之间回火100～300s。
7）平整，平整率为0.1～0.4%(实施例1没有进行该步骤)。
表1
Figure BDA00002760048700061
表2显示了各实施例的具体工艺参数。其中实施例2-1和实施例2-2表示均采用表1所示的实施例2的成分配比，实施例5-1和实施例5-2表示均采用表1所示实施例5的成分配比。
表2
Figure BDA00002760048700062
Figure BDA00002760048700071
表3显示了本技术方案各实施例所涉及的冷轧双相钢的性能。
表3
Figure BDA00002760048700072
从表3可以看出，本发明所述的780MPa级冷轧双相带钢：具有较高的强度，良好的延伸率，力学性能各向异性比较小，能够取代590MPa的冷轧双相钢，应用于汽车制造领域。
图1显示了本案实施例3的铸态微观组织，图2显示了本案实施例的微观组织。从图1可以看出，该冷轧双相钢的铸态组织为铁素体晶粒上弥散分布的渗碳体。从图2可以看出，该冷轧双相带钢的微观组织为细小的等轴状铁素体基体以及在铁素体基体上均匀分布的马氏体岛，带状组织轻微。
本技术领域中的普通技术人员应当认识到，以上的实施例仅是用来说明本发明，而并非用作为对本发明的限定，只要在本发明的实质精神范围内，对以上所述实施例的变化、变型都将落在本发明的权利要求书范围内。

Claims (6)

1.一种780MPa级冷轧双相带钢，其特征在于，其微观组织为细小的等轴状铁素体基体以及在铁素体基体上均匀分布的马氏体岛，且其化学元素质量百分含量为：
C0.06～0.1%；
Si≤0.28%；
Mn1.8～2.3%；
Cr0.1～0.4%；
MoCr≥0.3%时，不添加；Cr＜0.3%时，Mo=0.3-Cr；
Al0.015～0.05%；
Nb、Ti元素中的至少一种，且Nb+Ti在0.02～0.05%范围内；
余量为Fe和其他不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的780MPa级冷轧双相带钢，其特征在于，其中：C0.07～0.09%；Mn1.9～2.2%；Al0.02～0.04%。
3.如权利要求1或2所述的780MPa级冷轧双相带钢的制造方法，包括下列
步骤：
1)冶炼；
2)铸造：采用二冷水工艺，喷水量不低于0.7L水/每公斤钢坯；
3)热轧：控制终轧温度为820～900℃，轧后快速冷却；
4)卷取：控制卷取温度450～650℃；
5)冷轧；
6)连续退火：800～860℃保温，以不小于5℃/s的冷速冷却到640～700℃之间，再以40～100℃/s速度冷却到220～280℃之间，在220～280℃之间回火100～300s。
4.如权利要求3所述的780MPa级冷轧双相带钢的制造方法，其特征在于，还包括步骤7）平整。
5.如权利要求4所述的780MPa级冷轧双相带钢的制造方法，其特征在于，在所述步骤5）中冷轧压下率为40～60%。
6.如权利要求4或5所述的780MPa级冷轧双相带钢的制造方法，其特征在于，所述步骤7）中，平整率为0.1～0.4%。
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