CN109943778B - 一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法，属于轧钢技术领域。它包括化学成分及质量百分数为：C：0.06～0.09％、Si+Mn：1.4～2.1％、Nb：0.01～0.02％、Al：0.03～0.06％、P≤0.020％、S≤0.010％、N：≤0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明双相钢的微观组织中铁素体的体积分数为70～80％，马氏体的体积分数为10～25％，贝氏体的体积分数为5～10％。本发明采用低Al含量，提高了冶炼的可浇性；540～600℃的低温卷取工艺以及Nb微合金化细化了晶粒，促进了硬质相(马氏体和贝氏体)的弥散分布；采用“缓冷‑快冷Ⅰ‑快冷Ⅱ”的分段冷却工艺，从而获得适量的贝氏体，提高了扩孔性能。

Description

一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法

技术领域

本发明属于轧钢技术领域，更具体地说，涉及一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法。

背景技术

随着经济的发展和社会的进步，节能、环保、安全成为了汽车行业的发展趋势。钢铁作为目前汽车制造中应用比例最大的关键材料，朝着高强度方向发展已成必然趋势。双相钢因具有良好的强塑性匹配，克服了传统以铁素体和珠光体为组织特征的低合金高强钢产品成型性能较差的问题，在汽车结构件、加强件、防撞件上得到了日益广泛地应用。

随着双相钢应用的日益广泛，零件结构日渐复杂，成型方式也日渐多样化。除了传统的拉延，还有翻边、弯曲、扩孔，这就对双相钢的成形性能提出了更高要求，尤其是扩孔性能。对于传统的590MPa级冷轧双相钢，扩孔率为40～65％，部分零件翻边开裂的比例达到40％。

经检索，现有的590MPa级冷轧双相钢，关注更多的是成分、强度和成本，鲜有扩孔性能方面的报道。中国专利CN104109802A公开了一种600MPa级冷轧双相钢的生产方法，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.15％、Mn：1.0～2.0％、Al：1.0～2.0％，Nb：<0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质。虽然专利中的扩孔率达到85％，但Al含量偏高，这会显著降低冶炼可浇性，不利于连续生产。

又如中国专利CN102747275A公开了一种高应变强化性能冷轧双相钢及其生产方法，其化学成分及重量百分比为：C：0.10～0.15％，Mn：1.0～2.0％，Al：1.0～2.0％，Mo：0.1～0.2％，余量为Fe及不可避免杂质；通过800～840℃终轧、600-650℃卷取、810～850℃保温、260～280℃过时效处理，得到了抗拉强度大于等于600MPa的冷轧双相钢。尽管通过其化学成分和生产方法制备的冷轧双相钢具有优良的力学性能，但屈服强度较高，影响材料的成形性能。由于需要添加大量Al、Mo，不仅使得生产成本明显增加，连铸和轧制难度提高；另外，C含量增加使得冷轧双相钢焊接性能下降，最终必然影响双相钢在汽车上的广泛应用。

又如中国专利CN107747039A公开了一种高扩孔性能冷轧双相钢及其制备方法，该高扩孔性能冷轧双相钢，按重量百分比计，其化学成分为：C：0.03～0.08％，Si：0.10～0.50％，Mn：1.60～2.00％，V：0.01～0.03％，Al：0.02～0.06％，P≤0.020％，S≤0.015％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质；上述高扩孔性能冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：A、冶炼工序；B、热轧工序；C、酸轧工序；D、连续退火工序。该发明通过成分改进，即降低C含量、提高Mn含量以及添加适量的V，获得了具有优良的综合力学性能的590MPa级冷轧双相钢，其扩孔率达到55～70％；扩孔性能虽有所改善但并不充分，对于扩孔性能要求较高的零件，仍然不能满足要求。

发明内容

1.要解决的问题

针对现有技术的590MPa级冷轧双相钢扩孔性能不高的问题，本发明提供一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢极其生产方法，在传统590MPa级冷轧双相钢的基础之上，采取Nb微合金化和低温卷取工艺细化晶粒，连续退火时采取分段冷却获得适量的贝氏体，从而生产出扩孔率≥75％的590MPa级冷轧双相钢。

2.技术方案

为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：

一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢，包括以下化学成分及质量百分比为：C：0.06～0.09％、Si+Mn：1.4～2.1％、Nb：0.01～0.02％、Al：0.03～0.06％、P≤0.020％、S≤0.010％、N：≤0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质，该双相钢的抗拉强度≥590MPa，其主相为铁素体，次相为马氏体和贝氏体。

作为本发明的进一步改进，包括以下化学成分及质量百分数为：C：0.065～0.085、Si+Mn:：1.7～2.1％、Nb：0.01～0.02％、Al：0.03～0.06％、P≤0.020％、S≤0.010％、N：≤0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质。

钢中各化学成分的作用如下：

C：C是钢中最基本的强化元素，直接影响双相钢的组织结构、强度、塑性和成形性能。为了保证钢具有良好的扩孔性能和焊接性能，要求较低的C含量。本发明C的质量百分比为0.06～0.09％。

Nb：Nb为析出强化元素，起到细化晶粒的作用，同时可以起到强化铁素体的效果，降低铁素体与马氏体和贝氏体的硬度差，提高扩孔性能。但添加量太高会提高合金成本，因此本发明Nb的质量百分比为0.01～0.02％。

Al：Al是钢中钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉轧晶界，起到一定的细化晶粒的作用。另外，Al能够加大铁素体和奥氏体的两相区，加大热处理工艺的灵活性，有助于双相钢的性能稳定。本发明Al的质量百分数为0.03～0.06％。

P、S、N均为钢中残留元素，为了减少其对钢的综合性能的不良影响，需要严格控制钢中的P、S、N的含量。

作为本发明的进一步改进，所述双相钢含有体积百分比为70～80％的铁素体，体积百分比为10～25％的马氏体，体积百分比为5～10％的贝氏体。

作为本发明的进一步改进，所述冷轧双相钢的扩孔率≥75％，延伸率≥25％。

本发明还提供了所述的一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢的生产方法，包括以下步骤：

A)冶炼工序：根据上述590MPa级冷轧双相钢的重量百分比成分进行冶炼，浇铸成板坯；

B)热轧工序：铸坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后进行卷取，获得热轧卷；

C)酸轧工序：热轧卷经过破磷、酸洗、冷轧后进行卷取；

D)连退工序：轧硬卷经过清洗、连续退火、平整后进行卷取，得到冷轧双相钢。

作为本发明的进一步改进，所述步骤B)中，所述热轧工序中加热温度为1200～1260℃，精轧开轧温度为1000～1080℃，终轧温度为830～900℃，卷取温度为540～600℃。

作为本发明的进一步改进，所述步骤C)中，所述酸轧工序中冷轧压下率为50～70％。

作为本发明的进一步改进，所述步骤D)中，所述退火温度为780～820℃，缓冷温度为640～680℃，缓冷速率为8～15℃/s，快冷Ⅰ段温度为470～530℃，快冷Ⅱ段温度为290～330℃，快冷速率高于25℃/s，过时效温度为280～320℃，平整延伸率为0.5～1.0％。

3.有益效果

相比于现有技术，本发明的有益效果为：

(1)本发明的扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢，采用低Al含量和添加微量Nb的成分设计，满足M(C)：M(Al)：M(Nb)＝(4-8)：(2-4)：1，M(C)、M(Al)、M(Nb)分别表示质量分数，提高了双相钢冶炼的可浇性，降低了合金成本，提高焊接性能；

(2)本发明的扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢，采用540～600℃的低温卷取工艺以及Nb微合金化从而细化晶粒，促进硬质相(马氏体和贝氏体)的弥散分布，如图1所示；

(3)本发明的扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢，连续退火时通过“缓冷-快冷Ⅰ-快冷Ⅱ”的分段冷却，获得5～10％体积百分比的贝氏体，有效地提高了扩孔性能；

(4)本发明的扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢，其扩孔率和延伸率优异，扩孔率≥75％，延伸率≥25％。

附图说明

图1是本发明冷轧双相钢的SEM照片(F：铁素体；M：马氏体；B：贝氏体)；

图2是本发明冷轧双相钢的扩孔形貌。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明进一步说明。

本发明的扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢，包括以下化学成分及质量百分比为：C：0.06～0.09％、Si+Mn：1.4～2.1％、Nb：0.01～0.02％、Al：0.03～0.06％、P≤0.020％、S≤0.010％、N：≤0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质。该双相钢的抗拉强度大于等于590MPa，其中主相为铁素体，次相为马氏体和粒状贝氏体。

C：最有效的强化元素之一，对于马氏体的形成起关键作用，钢中碳含量决定双相钢的强度级别和马氏体的性能；但过高的C含量会影响组织均匀性，造成成品的带状组织影响成形性能。

Si：铁素体形成元素，起到固溶强化的作用，在两相区保温时，有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，从而得到较低的屈强比。固溶强化元素，可以加大铁素体和奥氏体的两相区，加大热处理工艺的灵活性；可以加速碳向奥氏体的偏聚，对铁素体中的固溶碳有清除和净化作用，提高双相钢的延性。但过高的Si含量危害钢板表面质量，不利于涂镀和焊接。

Mn：提高了奥氏体的稳定性，从而显著增加淬透性，Mn也起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，可以推迟珠光体转变和贝氏体转变；另一方面，Mn是扩大γ区元素，当高的锰含量使珠光体转变开始时间推迟的同时，也会减缓铁素体的析出；而锰含量太低又满足不了淬透性要求。奥氏体稳定元素，能够显著提高钢的淬透性，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用。Mn含量过高会推迟铁素体的析出，引起带状组织；Mn含量过低又满足不了淬透性要求。

本发明通过合理设计钢的化学成分及制备工艺和参数，获得扩孔率不低于75％、延伸率不低于25％的冷轧双相钢产品，同时保证良好的板形、表面质量、冲压性能和焊接性能。

本发明在传统590MPa级冷轧双相钢的基础之上，降低Al含量，添加微量Nb，，M(C)：M(Al)：M(Nb)＝(4-8)：(2-4)：1，M(C)、M(Al)、M(Nb)分别表示质量分数，采取低温卷取工艺和分段冷却工艺，从而获得晶粒比较细小且含有适量贝氏体的590MPa级冷轧双相钢，其中冷轧双相钢的扩孔率≥75％，延伸率≥25％。

本发明还提供了所述的一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢的生产方法，包括以下步骤：

A)冶炼工序：根据上述590MPa级冷轧双相钢的重量百分比成分进行冶炼，浇铸成板坯；

B)热轧工序：铸坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后进行卷取，获得热轧卷；

C)酸轧工序：热轧卷经过破磷、酸洗、冷轧后进行卷取；

D)连退工序：轧硬卷经过清洗、连续退火、平整后进行卷取，得到冷轧双相钢。

所述步骤B)中，所述热轧工序中加热温度为1200～1260℃，精轧开轧温度为1000～1080℃，终轧温度为830～900℃，卷取温度为540～600℃。

所述步骤C)中，所述酸轧工序中冷轧压下率为50～70％。

所述步骤D)中，所述退火温度为780～820℃，缓冷温度为640～680℃，缓冷速率为8～15℃/s，快冷Ⅰ段温度为470～530℃，快冷Ⅱ段温度为290～330℃，快冷速率高于25℃/s，过时效温度为280～320℃，平整延伸率为0.5～1.0％。

下面通过实施例对本发明作进一步详细说明，但并不因此将本发明保护范围限制在所述的实施例范围之中。

实施例

经过铁水预处理、转炉冶炼、合金微调、LF精炼、连铸，制备了如下表1所示化学成分的双相钢板坯。

表1实施例的化学成分

以实施例1进行说明：铁水扒渣，脱硫后S含量0.006％，废钢加入量20吨，转炉底吹采用全程吹氩模式，转炉终点温度控制在1650℃，目标出钢量300吨。合金微调站加入铝粒并进行底吹氩强搅，LF炉白渣操作，精炼出站温度1560℃,连铸中间包钢水温度1538℃，塞棒吹氩操作，以结晶器液面不出现翻腾为宜。

2)铸坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后卷取，获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示。

表2实施例的热轧工艺参数

以实施例1进行说明：粗轧和精轧的除磷水压力200Bar，1#粗轧机轧制3个道次，2#粗轧机轧制5个道次，精轧机轧制7个道次，精轧机的轧制荷按依次降低的原则进行分配，最终轧至3.3mm。采用冷段冷却的层冷方式。

3)热轧卷经过破磷、酸洗、冷轧后卷取，获得轧硬卷。实施例1～3的成品厚度为1.4mm，冷轧压下率为57.6％。

4)轧硬卷经过清洗、连续退火、平整后进行卷取，得到冷轧双相钢成品。具体连续退火工艺参数如表3所示。

表3实施例的连退工艺参数

本发明实施例的力学性能和扩孔率与现有技术相比如表4所示。

表4实施例的力学性能和扩孔率

结果表明，本发明技术方案适应性好，三个实施例在满足力学性能的同时，延伸率≥25％，扩孔率都达到了75％以上，远高于传统的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢。在传统590MPa级冷轧双相钢的基础之上，同时降低Al含量，添加微量Nb，采取低温卷取工艺和分段冷却工艺，从而获得晶粒比较细小且含有适量贝氏体的590MPa级冷轧双相钢，具体的扩孔性能如图2所示。

Claims (5)

1.一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢的生产方法，其化学成分及重量百分比为：C：0.06～0.09％、Si+Mn：1.4～2.1％、Nb：0.01～0.02％、Al：0.03～0.06％、P≤0.020％、S≤0.010％、N：≤0.006％，余量为Fe和不可避免的杂质，该双相钢的抗拉强度≥590MPa，其主相为铁素体，次相为马氏体和贝氏体，其特征在于：包括如下步骤：

A)冶炼工序：根据的590MPa级冷轧双相钢的重量百分比成分进行冶炼，浇铸成板坯；

B)热轧工序：铸坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后进行卷取，获得热轧卷；

C)酸轧工序：热轧卷经过破磷、酸洗、冷轧后进行卷取；

D)连退工序：轧硬卷经过清洗、连续退火、平整后进行卷取，得到冷轧双相钢；

步骤D)中，所述退火温度为780～820℃，缓冷温度为640～680℃，缓冷速率为8～15℃/s，快冷Ⅰ段温度为470～530℃，快冷Ⅱ段温度为290～330℃，快冷速率高于25℃/s，过时效温度为280～320℃，平整延伸率为0.5～1.0％。

2.根据权利要求1所述的一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢的生产方法，其特征在于：步骤B)中，所述热轧工序中加热温度为1200～1260℃，精轧开轧温度为1000～1080℃，终轧温度为830～900℃，卷取温度为540～600℃。

3.根据权利要求1所述的一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢的生产方法，其特征在于：步骤C)中，所述酸轧工序中冷轧压下率为50～70％。

4.根据权利要求1所述的一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述冷轧双相钢含有体积百分比为70～80％的铁素体，体积百分比为10～25％的马氏体，体积百分比为5～10％的贝氏体。

5.根据权利要求1所述的一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述冷轧双相钢的扩孔率≥75％，延伸率≥25％。

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