CN109594020A - 一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法 - Google Patents

一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法。其中，复相钢的化学成分按质量百分比为:C:0.07‑0.13％，Si：0.2‑0.4％，Mn:1.8‑2.5％，Cr:0.2‑0.6％，Mo:0.1‑0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02‑0.06％，Ti:0.02‑0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。本发明的复相钢在成分设计上采用低碳当量设计，具有良好的焊接性能，另外复合添加微量Nb、Ti微合金元素与C元素形成纳米析出相使得晶粒细化，同时，弥散分布于所述复相钢铁素体基体中获得足够的析出强度，从而使得材料的屈服强度提高，获得较好的折弯、扩孔性能，最终冷轧复相钢成品抗拉强度1000MPa以上，屈服强度达到780MPa以上，屈强比0.8以上，断后延伸率8％以上，扩孔率50％以上，符合在汽车钢领域上应用要求。

Description

一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于钢材轧制技术领域，尤其涉及一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业对于轻量化、安全性、低排放等的要求日益严苛，汽车新车型中先进高强钢使用比例持续增加。在“超轻钢车体—先进车概念”项目所设计的车身结构中，以抗拉强度为1000MPa的高强钢所占的比例最大，占汽车车身重量的29％～30％左右。1000MPa以上高强钢，除去常用的双相钢，还包括马氏体钢、复相钢、第三代高强钢等。
与双相钢不同，复相钢属于超高强钢系列，其组织特点主要为以贝氏体和(或)铁素体为基体，并且通常分布少量的马氏体和残余奥氏体组织，与同等抗拉强度双相钢相比，其屈服强度要高很多，同时具有较好的弯曲和扩孔性能，这种钢具有较高的能量吸收能力和优良的翻边成形能力，被广泛应用于汽车底盘悬挂件、B柱、保险杠、座椅滑轨等零件的生产，具有广阔的市场前景。
申请号为“200510030295.8”的中国专利公开了一种超高碳低合金复相钢及其制造方法，涉及了一种超高碳低合金空冷珠光体/贝氏体复相钢及其制造方法，其碳含量1.2-2.1％，此类钢属于过共析钢，超高的碳含量显著恶化其焊接性能，难以用于汽车钢领域；
申请号为“201210470414”公开了一种高强度复相钢板及其制造方法，其微观组织包括贝氏体和马氏体，其化学成分质量百分比:C:0.07-0.13％,Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。此专利涉及复相钢板为热轧钢板，公开的专利产品虽强度达到1000MPa级别，但板厚在1.8mm以上，显然无法满足目前汽车车身轻量化的迫切要求，另外，此钢种碳含量达到0.175-0.215％，过高的碳含量恶化焊接性能，也难以用于汽车钢领域。
发明内容
针对上述现有技术存在的问题，本发明提供一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法，以使复相钢可运用在汽车钢领域。
本发明通过以下技术方案来实现上述目的：
一方面，本发明实施例提供了一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢，所述复相钢的化学成分按质量百分比为:C:0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。
进一步地，所述复相钢的金相显微组织包括铁素体、贝氏体及马氏体。
进一步地，所述复相钢的力学性能参数指标为：抗拉强度大于1000MPa，屈服强度大于780MPa，标距在80mm的延伸率大于8％。
另一方面，本发明实施例提供了一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，所述方法包括：
钢水经过转炉冶炼后采用连铸方式获得连铸坯，所述连铸坯的化学成分按质量百分比为:C:0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素；
将所述连铸坯依次进行加热工序、粗轧工序及精轧工序，获得热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却，层流冷却后，将所述热轧板卷取，得到热轧成品；
将所述热轧成品冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢退火，获得冷轧复相钢。
进一步地，所述加热工序的参数为：加热温度为1120～1300℃，保持在炉时间为190-220min，出炉温度1110～1220℃。
进一步地，所述粗轧工序的出口温度为960～1040℃，所述精轧工序的终轧温度为820～900℃。
进一步地，所述将所述热轧板进行层流冷却，层流冷却后，将所述热轧板卷取，得到热轧成品具体包括：
将所述热轧板以10～20℃/s的速率层流冷却至580～660℃，随后将所述热轧板卷取，自然冷却至室温，得到热轧成品。
进一步地，所述热轧成品的冷轧压下率为40～60％。
进一步地，所述将所述冷硬带钢退火，获得冷轧复相钢具体包括：
所述冷硬带钢退火时，所述退火的加热速度为8-15℃/s，加热和均热温度为800～850℃；
以5～8℃/s速率缓冷至680～750℃；
缓冷后，带钢在45％高氢冷却条件下以30～40℃/s的冷却速率快速冷却至快冷出口温度300～340℃；
在300-340℃进行等温过时效处理，处理时间为8～12min；
出炉后，带钢在四辊平整机上进行平整处理，平整延伸率为0.1-0.3％，随后空冷至室温。
本发明所提供的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢，其化学成分按质量百分比为:C:0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素，其在成分设计上采用低碳当量设计，具有良好的焊接性能，另外复合添加微量Nb、Ti微合金元素与C元素形成纳米析出相使得晶粒细化，同时，弥散分布于所述复相钢铁素体基体中获得足够的析出强度，从而使得材料的屈服强度提高，获得较好的折弯、扩孔性能，最终冷轧复相钢成品抗拉强度1000MPa以上，屈服强度达到780MPa以上，屈强比0.8以上，断后延伸率8％以上，扩孔率50％以上，符合在汽车钢领域上应用要求。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法的流程示意图；
图2为本发明实施例的复相钢的金相显微组织示意图；
图3为本发明实施例的复相钢的扫描电镜组织示意图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中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。
本发明实施例所提供给的复相钢的合金成分设计的理由如下：
C元素是复相钢中最重要的固溶强化元素及提高奥氏体淬透性元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，同时避免C含量过高恶化焊接性能，C含量需控制在一个合适范围；
Si元素也是重要的固溶强化元素，同时Si可以有效促进C元素向奥氏体富集，提高奥氏体淬透性同时，净化铁素体相，改善延伸率，但Si元素过多会对焊接性能及表面质量带来不利影响，因此Si含量需控制在一个合适范围；
Mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对强化具有重要作用，但Mn含量过高容易引起偏析，因此Mn含量需控制在一个合适范围；
P元素作为有害元素，在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，本发明实施例中，P元素含量控制在0.02％以下。
S元素作为有害元素，主要防止与Mn结合产生MnS从而恶化材料性能，本发明实施例中，S元素含量控制在0.015％以下。
Cr元素可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，但同时Cr元素为铁素体区扩大元素，Cr元素过多会导致两相区缩小，因此Cr含量需控制在一个合适范围。
Mo元素也可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，但过多的Mo元素易在铁素体当中偏聚，恶化延性，同时Mo元素成本较高，因此Mo含量需控制在一个合适范围。
Nb元素作为微合金元素，可强烈抑制再结晶起到细化晶粒的作用，同时可以与C结合生成NbC纳米析出相起到析出强化的作用，但Nb含量过高导致成本升高又会对延伸率造成不利影响，因此Nb含量需控制在一个合适范围。
Ti元素作为微合金元素，可以与C结合生成TiC纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，但Ti含量过高又会对延伸率造成不利影响，因此Ti含量需控制在一个合适范围。
经上述分析，本发明实施例提供了一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢，其化学成分按质量百分比为:C:0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。
另外，本发明实施例中，复相钢的金相显微组织包括铁素体、贝氏体及马氏体，其中铁素体比例约40-50％，马氏体比例约30-40％，贝氏体比例约10-20％，且力学性能参数指标为：抗拉强度大于1000MPa，屈服强度大于780MPa，标距在80mm的延伸率大于8％。
还有，本发明实施例还提供了一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，以制备出上述复相钢。
图1为本发明实施例的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法的流程示意图，结合图1，该方法包括：
S1：钢水经过转炉冶炼后采用连铸方式获得连铸坯，连铸坯的化学成分按质量百分比为:C:0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素；
S2：将连铸坯依次进行加热工序、粗轧工序及精轧工序，获得热轧板；
S3：将热轧板进行层流冷却，层流冷却后，将热轧板卷取，得到热轧成品；
S4：将热轧成品冷轧，获得冷硬带钢；
S5：将冷硬带钢退火，获得冷轧复相钢。
进一步地，本发明实施例的S2中，加热工序的参数为：加热温度为1120～1300℃，保持在炉时间为190-220min，出炉温度1110～1220℃，粗轧工序的出口温度为960～1040℃，精轧工序的终轧温度为820～900℃。
进一步地，本发明实施例中，S3具体包括：将热轧板以10～20℃/s的速率层流冷却至580～660℃，随后将热轧板卷取，自然冷却至室温，得到热轧成品。
进一步地，本发明实施例中，热轧成品的冷轧压下率可以为40～60％。
进一步地，本发明实施例的S5具体包括：
冷硬带钢退火时，退火的加热速度为8-15℃/s，加热和均热温度为800～850℃；
以5～8℃/s速率缓冷至680～750℃；
缓冷后，带钢在45％高氢冷却条件下以30～40℃/s的冷却速率快速冷却至快冷出口温度300～340℃；
在300-340℃进行等温过时效处理，处理时间为8～12min；
出炉后，带钢在四辊平整机上进行平整处理，平整延伸率为0.1-0.3％，随后空冷至室温。
通过上述方法制备的冷轧复相钢，其在成分设计上采用低碳当量设计，具有良好的焊接性能，另外复合添加微量Nb、Ti微合金元素与C元素形成纳米析出相使得晶粒细化，同时，弥散分布于所述复相钢铁素体基体中获得足够的析出强度，从而使得材料的屈服强度提高，获得较好的折弯、扩孔性能，最终冷轧复相钢成品抗拉强度1000MPa以上，屈服强度达到780MPa以上，屈强比0.8以上，断后延伸率8％以上，扩孔率50％以上，符合在汽车钢领域上应用要求。
具体应用：
1、将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯，连铸坯实际化学成分如表1所示。
表12、将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，连铸坯加热至1120-1300℃保温，终轧温度820-900℃，卷取温度580-660℃，热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量40-60％，热轧工艺及产品厚度具体如表2所示。
实施例 加热温度 终轧温度 卷曲温度 热轧厚度 冷轧厚度
1 1180℃ 885℃ 635℃ 3.0mm 1.5mm
2 1200℃ 869℃ 619℃ 3.0mm 1.4mm
3 1211℃ 871℃ 611℃ 2.5mm 1.2mm
4 1208℃ 874℃ 607℃ 2.5mm 1.1mm
表23、将上述冷硬带钢进行连续退火工艺处理得到成品，连退退火工艺见表3。退火保温温度为800-850℃；将加热后的带钢缓慢冷却至680-750℃；缓冷后带钢在45％高氢条件下快冷至快冷出口温度300-340℃，然后在300-340℃进行等温过时效处理，出炉后在四辊平整机上进行平整处理，平整延伸率为0.1-0.3％，随后空冷至室温，获得冷轧复相钢。
表3
对采用上述方法制备的冷轧复相钢的成品取样进行力学性能测试，结果见表4。
表4
从表2和表4可以看出，本发明实施例所制备的冷轧复相钢的抗拉强度1000MPa以上，屈服强度达到780MPa以上，屈强比0.8以上，断后延伸率8％以上，扩孔率50％以上，厚度在1.8mm以下，符合在汽车钢领域上轻量化、强度高的应用要求。
图2为本发明实施例的复相钢的金相显微组织示意图，图3为本发明实施例的复相钢的扫描电镜组织示意图。结合图2和图3可知，本发明实施例的复相钢的金相显微组织包括铁素体、贝氏体及马氏体。
本发明实施例所示的浮相刚由于采用低碳当量设计，具有良好的焊接性能，同时产品具有优异的折弯、扩孔性能，可用于汽车座椅滑轨，门槛梁等。
以下所举实施例为本发明的较佳实施方式，仅用来方便说明本发明，并非对本发明作任何形式下的限制，任何所述技术领域中具有通常知识者，若在不脱离本发明所提技术特征的范围内，利用本发明所揭示技术内容所作出局部更动或修饰的等效实施例，并且未脱离本发明的技术特征内容，均仍属于本发明技术特征的范围内。

Claims (9)

1.一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢，其特征在于，所述复相钢的化学成分按质量百分比为:C:0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。
2.根据权利要求1所述的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢，其特征在于，所述复相钢的金相显微组织包括铁素体、贝氏体及马氏体。
3.根据权利要求1所述的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢，其特征在于，所述复相钢的力学性能参数指标为：抗拉强度大于1000MPa，屈服强度大于780MPa，标距在80mm的延伸率大于8％。
4.一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
钢水经过转炉冶炼后采用连铸方式获得连铸坯，所述连铸坯的化学成分按质量百分比为:C:0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn:1.8-2.5％，Cr:0.2-0.6％，Mo:0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb:0.02-0.06％，Ti:0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素；
将所述连铸坯依次进行加热工序、粗轧工序及精轧工序，获得热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却，层流冷却后，将所述热轧板卷取，得到热轧成品；
将所述热轧成品冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢退火，获得冷轧复相钢。
5.根据权利要求4所述的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述加热工序的参数为：加热温度为1120～1300℃，保持在炉时间为190-220min，出炉温度1110～1220℃。
6.根据权利要求4所述的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧工序的出口温度为960～1040℃，所述精轧工序的终轧温度为820～900℃。
7.根据权利要求4所述的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述将所述热轧板进行层流冷却，层流冷却后，将所述热轧板卷取，得到热轧成品具体包括：
将所述热轧板以10～20℃/s的速率层流冷却至580～660℃，随后将所述热轧板卷取，自然冷却至室温，得到热轧成品。
8.根据权利要求4所述的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述热轧成品的冷轧压下率为40～60％。
9.根据权利要求4所述的一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢的制备方法，其特征在于，所述将所述冷硬带钢退火，获得冷轧复相钢具体包括：
所述冷硬带钢退火时，所述退火的加热速度为8-15℃/s，加热和均热温度为800～850℃；
以5～8℃/s速率缓冷至680～750℃；
缓冷后，带钢在45％高氢冷却条件下以30～40℃/s的冷却速率快速冷却至快冷出口温度300～340℃；
在300-340℃进行等温过时效处理，处理时间为8～12min；
出炉后，带钢在四辊平整机上进行平整处理，平整延伸率为0.1-0.3％，随后空冷至室温。
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