CN103469112A - 一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C0.06～0.095%、Si≤0.4%、Mn2.05～2.35%、Cr0.7-Mo-Ni/2%、Mo0.1-0.3%、Ni2×(Mo-0.18)%、P≤0.015%、S≤0.003%、N≤0.005%、Nb0～0.04%、Ti0.01～0.05%、Al0.015～0.05%、其余为Fe和不可避免杂质。本发明通过合理的成分设计和工艺设计，获得抗拉强度约为1000MPa的冷轧双相钢，具有较好的延伸率、扩孔率和冷弯性能；同时，在0度和90度方向上的强度和塑性值的差异较小。钢的基体组织细小均匀，马氏体岛也细小均匀分布在基体上，带状组织轻微。

Description

一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及冷轧双相带钢及其制造方法，尤其涉及一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法，低碳当量且抗拉强度约为1000MPa，具有良好焊接性、延伸率、扩孔率和弯曲性能。

背景技术

汽车工业出于减重的需要，要求使用更高强度的钢板。其中，超高强度双相钢越来越成为汽车制造业的首选，因为这种先进高强钢，能有效减轻汽车车身重量，提高安全性。高强钢板在汽车制造过程中，不仅仅需要好的延伸率，同时对于局部成形能力要求很高，也即对扩孔率和弯曲性能要求较高。传统的冷轧双相钢，具有较低的屈强比，具备了一定的拉延成形能力，但由于局部成形性不足在制造包含弯曲和扩孔等变形方式的高强钢部件时，容易发生局部裂纹，从而影响整个零件的冲压效果，导致报废。文献研究表明，当双相钢扩孔率和弯曲性能偏低时，往往不能适应较为苛刻的成形条件，应用领域受到较大限制。高强度双相钢中一般含有较高的碳和合金元素，但较高的碳和合金元素容易导致铸造过程中发生成分偏析，造成后续的材料由于成分和组织的不均匀，造成局部变形能力下降,扩孔率和冷弯性差。钢中带状组织沿轧向分布，容易成为微观裂纹源，进一步降低钢的局部成形能力。

钢的带状组织主要是成分偏析引起的，偏析则发生于钢水凝固过程中，首先析出凝固的钢水成分和后续析出的成分含量不一样，钢水中的合金元素浓度会越来越高，最终造成凝固的组织中先凝固的部分和后凝固的部分合金元素含量差别非常大。成分偏析的区域在热轧过程中被变形拉长，最终形成带状组织。带状组织通常含有高的合金元素，并且由于这些合金元素扩散困难，很难消除，合金元素的富集吸引碳也富集在同样区域，造成双相钢淬火后形成呈带状分布的又硬又脆的马氏体，对局部变形性能危害较大，扩孔性能和冷弯性能均较低，成形过程中容易发生开裂。提高组织均匀性，提高高强双相钢的局部成形性是获得均衡型双相钢的关键。

现有涉及连续退火生产的强度接近1000MPa的冷轧双相钢如下：

中国专利申请号CN201010034472.0公开了一种C-Si-Mn-Ti系列的冷轧双相钢，其化学成分为：0.03-0.2%C，0.2-0.8%Si，1.2-2.0%的Mn，Ti：0.03-0.15%，≤0.02%P，S≤0.015，0.02-0.15%Al，其它为Fe和不可避免杂质组成。经热轧、冷轧后，在临界区退火，冷却速率小于50℃/s的情况下，得到980MPa以上的冷轧双相钢。该钢的设计基于较低的连退快冷速度，故采用了较高的C、Mn含量。另外，该申请和常见发明或商业化产品的唯一不同是用Ti取代了Nb，明显不具备发明专利的特征。

日本专利特开平11-350038公开了一种延性和成形性好的980MPa的钢，其成分设计为，C：0.1-0.15%，Si：0.8-1.5%，Mn：1.5-2.0%，P：0.01-0.05%，S≤0.005%，Sol Al：0.01-0.07%，N：≤0.01%，Nb：0.001-0.02%，V：0.001-0.02%，Ti：0.001-0.02%中的一种或以上。碳当量=（C+Mn/6+Si/24）=0.4-0.52，在Ar3以上热轧，500-650℃卷取，在Ac1-AC3之间保温，冷却到580-720℃，快冷到室温后，在230-300℃过时效。该钢的含碳量较高，碳当量相应也较高。

中国专利号200810119823.0公开了一种980MPa双相钢的制造方法，C：0.14-0.21%，Si：0.4-0.9%，Mn：1.5-2.1%，P：≤0.02%，S≤0.01%，Nb：0.001-0.05%，V：0.001-0.02%，经热轧冷轧后，在760-820℃间保温，冷速40-50℃/s，在240-320℃过时效180-300s。该钢的碳当量设计较高。

以上专利有的涉及抗拉强度1000Mpa双相钢，多采用了高碳、高Si的设计，不仅不利于焊接性、表面质量和磷化性能。另外的一些发明，采用了低碳、高Si的设计，但强度级别低很多，和抗拉强度1000MPa的级别比较成分、延伸率和扩孔率可比性很差。另外，这些设计中采用了低碳设计，虽然对焊接性有利，但碳的降低不利于高Si发挥促进延性的作用，也存在一定的设计不合理性。因此，上述设计存在一定的优点，也存在较明显的缺点。

发明内容

本发明的目的在于一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法，通过合理的成分设计和工艺设计，获得抗拉强度约为1000Mpa的冷轧双相钢，在力学性能方面，具有较好的延伸率、扩孔率和冷弯性能；同时，在0度和90度方向上的强度和塑性值的差异较小。在组织方面，该钢的基体组织细小均匀，马氏体岛也细小均匀分布在基体上，带状组织轻微。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高成形性冷轧双相带钢，其化学成分重量百分比为：

C 0.06～0.095%

Si ≤0.4%

Mn 2.05～2.35%

Cr 0.7-Mo-Ni/2%

Mo 0.1-0.3%

Ni 2×(Mo-0.18)%

P ≤0.015%

S ≤0.003%

N ≤0.005%

Nb 0～0.04%

Ti 0.01～0.05%

Al 0.015～0.05%

其余为Fe和不可避免杂质。

在本发明钢的成分设计中：

C：影响马氏体的硬度，影响马氏体的含量，对强度影响很大。含碳量提高对焊接性不利，因此，选择含碳量在0.06-0.95wt%之间，如果低于0.06%，强度不够；如果高于0.095%，焊接性下降，并且铸造缺陷增加。

Si：在双相钢钢中起到固溶强化的作用，Si抑制碳化物的析出，促进残余奥氏体的形成，对塑性有利。但Si促进C在富Mn区的偏聚，不利于组织均匀性，此外，Si会促进表面缺陷产生，对磷化性能不利，故对含Si量的上限进行控制，要求≤0.4wt%。

Mn：可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度，但对焊接不利。Mn在钢中偏析，在热轧过程中容易被轧制成成带状分布的Mn富集区，形成带状组织，不利于双相钢的组织均匀性。因此，选取Mn的含量为2.05-2.35wt%,低于2.05%钢的淬透性不足，强度不够；高于2.35%，带状组织加剧，组织均匀性变差。

Cr：可提高钢的淬透性，添加Cr可以补充Mn的作用，Cr和Mo、Ni配合使用，Cr含量=0.7-Mo-Ni/2。

Mo：可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度，Mo对碳化物的分布有改善作用。Mo和Cr共同对淬透性起到促进的作用，Mo的添加量控制在0.1-0.3的水平。

Ni：对钢的淬透性有少量的促进作用，还对塑性和韧性有好处，对超高强钢延迟开裂性能有利。Ni的添加量和Mo关联，当Mo低于0.18%时，不添加Ni，当Mo高于0.2%时，Ni的添加量控制在2*(Mo-0.18).

P：在钢中为杂质元素，要求≤0.015wt%。

S：在钢中为杂质元素，要求≤0.003wt%。

Al：在钢中起到了脱氧作用和细化晶粒的作用，要求Al：0.015-0.05wt%。

N：在钢中为杂质元素，要求≤0.005wt%。

Nb、Ti：为析出强化元素，起到细化晶粒的作用，可以单独添加或复合添加，Nb：0-0.04wt%，Ti：0.01-0.05wt%。

本发明冷轧高强度双相带钢的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、连铸

按上述成分冶炼、连铸，连铸时钢水过热度小于等于40℃，采用均匀的拉速0.5～1.2m/min；

2)热轧

再加热温度不低于1200℃，保温时间不小于20分钟；通过Ar3以上温度热轧后，轧后快速冷却，卷取温度480～620℃；

3)冷轧

冷轧压下率35～80%；

4)退火

保温温度为770～850℃，快速冷却到720～580℃之间，以不小于50℃/s速度冷却到300℃以下，经过220～350℃回火100～300s后，再经过0～0.4%平整。

优选地，连铸时钢水过热度小于等于40℃，采用均匀的拉速0.6～1.0m/min。采用均匀的二冷水工艺，后面三分之一冷却强度（喷水）不低于0.75L水/公斤钢坯。

进一步，热轧再加热温度不低于1200℃，保温时间不小于25分钟。通过Ar3以上温度热轧后，轧后快速冷却，卷取温度480～620℃；冷轧压下率40～65%；退火时，保温温度780～840℃，快速冷却到700～600℃之间，以不小于60℃/s速度冷却到300℃以下，经过220～320℃回火150-300s后，再经过0～0.3%平整。

在焊接性方面，本发明钢通过低碳当量的成分设计，有利于焊接性的改善，可以获得焊接十字拉伸纽扣状断裂。Si的设计，在低碳设计的前提下，高Si对于成形性不仅没有贡献，而且Si对于易于扩散到表面从而影响表面质量，因此采用低Si的设计。在成形性方面，采用低碳设计，有利于双相钢中铁素体良好的塑性，对双相钢整体的塑性有好处。而合金元素Mn、Mo、Ni的复合添加，有利于获得细化的组织，改善钢中的带状结构，同时Mo、Ni起到改善钢的局部变形能力的作用，复合添加时效果更佳，最终提高钢的扩孔率和冷弯性能。

工艺方面，针对高强度的先进高强钢的组织，采取一系列措施获得均匀的组织，尽量减轻带状组织。措施包括：在低碳设计的前提下，控制铸造工艺，从而降低凝固过程中的微观偏析倾向，获得铁素体基体上分布均匀碳化物的铸态组织。热轧工艺方面，采用了低温终轧和低温卷取，细化晶粒。

采用以上设计，可改善钢的焊接性和表面质量，采用连退快速冷却和合理的合金元素添加获得1000MPa左右的强度，同时，组织均匀细小，塑性、扩孔率和冷弯性能均良好。

本发明的有益效果：

本发明钢的铁素体组织细小，马氏体岛分布均匀，带状组织轻微；按照本发明可以制造出强度约1000MPa的高强度双相钢钢，具有良好的延伸率、扩孔率和冷弯性能，力学性能均匀性良好，纵向和横向力学性能差异小，有利于双相钢的冲压成形；碳当量低，焊接性好，焊接电流范围内十字拉伸为纽扣状断裂。本发明钢的具有较好的涂漆特性，表面磷化膜细小致密覆盖率高，满足汽车板的涂漆性能。完全符合汽车制造等领域对高强度双相钢使用要求，优于现有同类产品。

与现有专利相比，本发明具有以下特点：

中国专利申请号CN201010034472.0所公开的钢化学成分为：0.03-0.2%C，0.2-0.8%Si，1.2-2.0%的Mn，Ti：0.03-0.15%，P≤0.02%，S≤0.015，0.02-0.15%Al，但其申明是为冷却速率小于50℃/s的情况设计的，其实施例的含碳量大大高于0.1%，如果含碳量低于0.1%，则在慢冷条件下，是不可能达到980MPa的强度。所以，其碳小于0.1%的部分是不能达到其发明目标强度级别的。

而本发明采用低碳设计，采用比上述专利例更高的快速冷却技术，Mn、Cr、Mo等合金元素总量高于上述专利，即是证明。从力学性能看，上述专利仅仅是达到了980MPa强度的双相钢的基本要求，和本发明相比，焊接性、表面质量，扩孔性能远远不及。

日本专利特开平11-350038所公开的钢成分设计为，C：0.1-0.15%，Si：0.8-1.5%，Mn：1.5-2.0%，P：0.01-0.05%，S≤0.005%，AlSol：0.01-0.07%，N≤0.01%，Nb：0.001-0.02%，V：0.001-0.02%，Ti：0.001-0.02%中的一种或以上。其是一种高碳、高Si的设计方案，其实本质上和上述中国专利是相似的。本发明的优点是，焊接性好、表面质量好、钢质纯净度高、带状组织好。扩孔率优于该日本专利。

中国专利号200810119823.0所公开的钢成分设计为，C：0.14-0.21%，Si：0.4-0.9%，Mn：1.5-2.1%，P≤0.02%，S≤0.01%，Nb：0.001-0.05%，V：0.001-0.02%。该钢的碳含量较高，Si含量不高也不低。该钢是一种特点比较中庸的钢种，焊接性、延伸率、扩孔率、表面质量和本发明比较均没有优势。

附图说明

图1为本发明双相钢的组织--铁素体基体和弥散分布的马氏体岛；

图2为本发明双相钢的电阻点焊十字拉伸纽扣断裂断口；

图3为本发明钢的磷化膜形貌。

具体实施方式

以下通过实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例钢的化学成分，A1-A9为本发明实施例钢序号。本发明实施例钢的工艺情况如表2所示，本发明钢经冶炼、热轧、冷轧、退火和平整后得到的强度如表3所示。

从表3可以看出，按照本发明可以制造出抗拉强度约1000MPa的高强度双相钢，其延伸率好，扩孔率高、力学性能各向异性比较小。

图1所示为本发明钢的组织，从中可以看到组织具有细小，带状组织比较轻微。

本发明焊接性好，在焊接电流范围内，均为纽扣状断裂，如图2所示。

此外，磷化性较好，完全满足汽车板涂装要求，如图3所示。

因此，本发明在成分设计和工艺设计上和最终获得的结果等各方面不同于现有发明或者优于现有发明。

表1本发明实施例钢的化学成分（wt%）

实施例	C	Si	Mn	Cr	Mo	Ni	P	S	Al	N	Nb	Ti
													A1	0.060	0.25	2.35	0.60	0.10	0	0.010	0.0025	0.050	0.0045	0.040	0.020
A2	0.650	0.35	2.30	0.55	0.15	0	0.008	0.003	0.015	0.0050	0.035	0.025
													A3	0.070	0.20	2.25	0.52	0.18	0	0.015	0.003	0.040	0.0040	0.03	0.030
A4	0.075	0.30	2.20	0.38	0.25	0.14	0.010	0.003	0.030	0.0030	0	0.025
													A5	0.080	0.40	2.15	0.28	0.30	0.24	0.012	0.001	0.025	0.0025	0	0.030
A6	0.085	0.15	2.13	0.48	0.20	0.04	0.006	0.002	0.045	0.0015	0.015	0.030
													A7	0.090	0.10	2.10	0.44	0.22	0.08	0.010	0.001	0.025	0.0025	0.025	0.025
A8	0.095	0.05	2.08	0.51	0.19	0	0.0065	0.0005	0.020	0.0035	0.020	0.040
													A9	0.095	0.02	2.05	0.40	0.24	0.12	0.0066	0.0015	0.0350	0.0020	0.010	0.035

表2本发明实施例的工艺参数及力学性能

表3

Claims (4)

1.一种高成形性冷轧双相带钢，其化学成分重量百分比为：

C 0.06～0.095%

Si ≤0.4%

Mn 2.05～2.35%

Cr 0.7-Mo-Ni/2%

Mo 0.1-0.3%

Ni 2×(Mo-0.18)%

P ≤0.015%

S ≤0.003%

N ≤0.005%

Nb 0～0.04%

Ti 0.01～0.05%

Al 0.015～0.05%

其余为Fe和不可避免杂质。

2.如权利要求1所述的高成形性冷轧双相带钢的制造方法，包括如下步骤：

1)冶炼、连铸

按上述成分冶炼、连铸，连铸时钢水过热度小于等于40℃，采用均匀的拉速0.5～1.2m/min；

2)热轧

再加热温度不低于1200℃，保温时间不小于20分钟；通过Ar3以上温度热轧后，轧后快速冷却，卷取温度480～620℃；

3)冷轧

冷轧压下率35～80%；

4)退火

保温温度为770～850℃，快速冷却到720～580℃之间，以不小于50℃/s速度冷却到300℃以下，经过220～350℃回火100～300s后，再经过0～0.4%平整。

3.如权利要求2所述的高成形性冷轧双相带钢的制造方法，其特征是，连铸时钢水过热度小于等于40℃，采用均匀的拉速0.6～1.0m/min。

4.如权利要求2所述的高成形性冷轧双相带钢的制造方法，其特征是，热轧再加热温度不低于1200℃，保温时间不小于25分钟。通过Ar3以上温度热轧后，轧后快速冷却，卷取温度480～620℃；冷轧压下率40～65%；退火时，保温温度为780-840℃，快速冷却到700～600℃之间，以不小于60℃/s速度冷却到300℃以下，经过220～320℃回火150～300s后，再经过0～0.3%平整。

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