CN111172466A - 一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法 - Google Patents

一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法，所述冷轧双相钢的化学成分重量百分比为：C 0.06～0.07％、Si 0.3～0.6％、Mn 1.4～1.6％、Ti 0.015～0.030％、Al 0.03～0.06％、B 0.0004～0.0012％、P≤0.015％、S≤0.006％、N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质；采用钛硼复合微合金化的低碳‑低锰成分设计和低温卷取工艺，从而生产出均匀延伸率为16.5～21.0％、局部延伸率不低于10％且断后延伸率A80达到27.0～31.5％的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，适合作为高拉延、高翻边的复杂成形汽车零件。

Description

一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法
技术领域
本发明属于冶金板材生产技术领域，具体涉及一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法。
背景技术
不管是从成本角度，还是从性能角度来看，高强度钢板是满足车身轻量化和碰撞安全性的最佳材料。当前，高强度双相钢在汽车制造中的应用十分广泛,抗拉强度等级覆盖440MPa～1180MPa。然而，在实际使用时发现传统双相钢难以满足诸多高拉延、高翻边零件的成形要求。尽管可以采用强塑积更高的Q&P钢、DH钢、中锰钢和TWIP钢，但其必须添加较高含量的合金元素才能获得残余奥氏体，存在生产难、成本高、可焊性差的问题。因此，如何突破双相钢本身强度和塑性的限制，一直是钢铁行业的研究热点。
断后延伸率是表征塑性的常用指标，可以拆分为表征拉延的均匀延伸率和表征翻边性能的局部延伸率。均匀延伸率大，拉延性能就好；局部延伸率大，翻边性能就好。既要实现高拉延又要实现高翻边，这就要求均匀延伸率高的同时局部延伸率也高。而现有的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，鲜有兼具高拉延和高翻边的塑性增强技术解决方案。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提供了一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法。采用钛硼复合微合金化的低碳-低锰成分设计和低温卷取工艺，从而生产出均匀延伸率为16.5～21.0％、局部延伸率不低于10％且断后延伸率A80达到27.0～31.5％的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，适合作为高拉延、高翻边的复杂成形汽车零件。
本发明采取的技术方案为：
一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，所述冷轧双相钢的化学成分重量百分比为：C 0.06～0.07％、Si 0.3～0.6％、Mn 1.4～1.6％、Ti 0.015～0.030％、Al 0.03～0.06％、B 0.0004～0.0012％、P≤0.015％、S≤0.006％、N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述冷轧双相钢的金相组织为铁素体+马氏体，平均晶粒度为10～11.5；其中，铁素体和马氏体的体积百分比分别为78～84％和16～24％，为了保证产品的抗拉强度能够达到590MPa，马氏体体积百分比不能小于16％；且马氏体百分比不能超过24％，若马氏体百分比超过24％，相应的铁素体含量变少，则延伸率降低。
所述冷轧双相钢的厚度为0.6～2.5mm；所述双相钢的均匀延伸率为16.5～21.0％、局部延伸率不低于10％，断后延伸率A80达到27.0～31.5％。
所述双相钢的屈服强度为350～400MPa，抗拉强度强度为590～640MPa。
本发明还提供了所述的塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的生产方法，所述生产方法包括以下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、合金微调、LF炉精炼、连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火、平整、包装。
进一步地，所述热轧步骤中，粗轧轧制6个道次，精轧轧制7个道次，板坯加热温度为1200～1240℃，精轧开轧温度为1000～1080℃，终轧温度为840～890℃，卷取温度为480～530℃，卷取以后空冷。
所述酸洗洗冷轧步骤中，冷轧压下率为55～80％。
所述连续退火步骤中，加热温度为780～820℃，加热保温后进行缓冷，温度控制在650～700℃，缓冷后进行快冷，温度控制在300～330℃，快冷后进行过时效处理。
所述缓冷速率为6～16℃/s；所述快冷速率为30～65℃/s；所述过时效处理温度控制在280～310℃，优选为281～300℃。
所述平整步骤中，平整延伸率为0.5～1.0％。
本发明公开的塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的各化学成分作用及含量控制原因如下：
C：是钢中最基本的强化元素，能有效平衡钢的强度和延展性。对于马氏体的形成起关键作用，C含量增加，双相钢的塑性和焊接性能下降，形成带状组织的风险加大；C含量降低，奥氏体的淬透性降低，导致强度偏低。因此，本发明中的C含量为0.06～0.07％。
Si：钢中有益的固溶强化元素，不仅可以提高双相钢的铁素体基体连续性，避免形成马氏体条带，而且可以提高铁素体中碳的活度，起到清除和净化铁素体固溶碳的作用，从而提高延性。Si含量增加，不利于表面质量和焊接性能，并且成本增加。本发明中的Si含量为0.3～0.6％。
Mn：钢中有益的固溶强化元素，易于S形成高熔点的MnS，降低热脆问题；同时提高奥氏体的淬透性，抑制贝氏体转变；促进铁素体生成，有利于延展性。过高的锰含量容易引起带状组织，影响钢板的焊接性能，增加成本。因此，本发明中的Mn含量为1.4～1.6％。
Al：Al是钢中钢中常见的脱氧剂，Al含量过低，粗大的Mn、Si氧化物增加，劣化钢质；Al含量过高，氧化铝类夹杂增多，损害钢塑性，降低冶炼可浇性。同时，Al可以抑制碳化物析出，促进奥氏体中的富碳，形成的AlN可以钉轧晶界，起到一定的细化晶粒的作用。本发明中的Al含量为0.03～0.06％。
Ti：强烈的铁素体形成元素，有利于延展性。由于B化学活性强，易与N、O结合，而只有固溶形式存在的B才能发挥有益效果。因此，除了利用Al脱氧，还有必要添加适量的Ti固定N。另外，Ti的碳、氮化物的存在，既起析出强化作用，又可以细化晶粒，从而改善强度和韧性。含量过低，不能完全固定N；含量过高，增加成本。本发明中的Ti含量为0.015～0.030％。
B：B易在晶界偏聚，显著提高奥氏体的淬透性，抑制珠光体和贝氏体转变，极少量的B即可节约大量的贵重金属和稀缺合金，降低成本；同时，显著降低P的晶界偏析，抑制夹杂在晶界偏聚，从而强化晶界，提高钢板成形性能。本发明中B含量为0.0004～0.0012％。
P、S、N：均为钢中残留的有害元素，P增加钢的冷脆性，S会引起热脆性，N能显著提高钢的强度，它们均能显著降低钢的塑性和韧性，需要严格控制钢中P、S、N的含量。本发明中的P、S、N含量分别为≤0.015％、≤0.006％和≤0.005％。
除了以上化学成分的范围限定以外，本发明没有添加Mo、Nb、Cr、Cu、Ni等贵重金属。本发明基于传统的C-Si-Al-Mn成分体系，通过复合添加微量的钛和硼，实现降C控Mn，削弱P、S、N有害元素的影响，从而提高双相钢的塑性。
本发明公开的塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的生产方法中，热轧时，板坯加热是热轧的第一道工序，采取1200～1240℃的加热温度是为了消除铸坯缺陷，降低钢的变形抗力。采用粗轧6个道次+精轧7个道次轧制制度，是为了合理分配轧制负荷实现控轧。采用1000～1080℃的精轧开轧温度和840～890℃的终轧温度，是为了通过控温实现奥氏体再结晶行为的控制，细化晶粒。采用480～530℃的卷取温度，是为了通过控冷获得组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷，细化晶粒，并且增加后续的变形储能，有利于获得均匀细小的微观组织，从而实现更加良好的强塑性匹配。
酸洗冷轧时，从轧机能力的角度考虑，冷轧压下率≤80％；从增加变形储能、细化晶粒的角度考虑，冷轧压下率≥55％。因此，采用55～80％的冷轧压下率。
连续退火时，加热温度采用780～820℃，是为了保证再结晶的充分进行，使组织均匀，同时控制铁素体和奥氏体比例，保证获得相当的马氏体含量；以6～16℃/s的冷却速率缓冷至650～700℃，是为了部分奥氏体转变为铁素体，增加未转变奥氏体的淬透性；以≥30℃/s的冷却速率快冷至300～330℃，是为了避开珠光体和贝氏体区，使未转变奥氏体充分转变为马氏体；在280～310℃进行过时效，是为了进行回火处理，综合提升力学性能，温度过高会导致马氏体分解。采用0.5～1.0％的平整延伸率，是为了控制板形和表面粗糙度，调整位数量和密度，从而调整屈服强度。
相比现有技术，本发明的有益效果为：
(1)采用钛硼复合微合金化的低碳-低锰成分设计和480～530℃的低温卷取工艺，细化晶粒，消除带状组织，获得平均晶粒度为10～11.5的均匀细小组织。
(2)在强度满足国家标准GB/T 20564.2-2017要求的前提下，显著提高抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的塑性，均匀延伸率为16.5～21.0％、局部延伸率不低于10％且断后延伸率A80达到27.0～31.5％。
附图说明
图1本发明冷轧双相钢的金相组织图。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明进行详细说明。
各实施例中的冷轧双相钢生产步骤及工艺参数控制范围如下：
1)按照铁水预处理→转炉冶炼→合金微调→LF炉精炼→连铸的工艺路线冶炼浇注成坯；
2)板坯加热至1200～1240℃，经过除磷和6个道次的粗轧，进行7个道次的精轧，精轧开轧温度1000～1080℃，出口温度840～890℃，层流冷却至480～530℃，随后卷取并空冷；
3)进行常规酸洗后冷轧，冷轧压下率为55～80％；
4)进行连续退火，钢卷加热至780～820℃，保温以后进行缓冷，以6～16℃/s的冷却速率冷至650～700℃，随后以30～65℃/s的冷却速率冷却至300～330℃，并在280～310℃时进行过时效处理。钢卷出炉以后进行平整，平整延伸率为0.5～1.0％。
具体为：
实施例1～3的冷轧双相钢的化学成分见表1，实施例1～3的热轧工艺参数见表2，实施例1～3的连续退火参数见表3，实施例1～3制得的钢板力学性能见表4。
表1实施例的化学成分(wt％)
C Si Mn Al P S Cr Ti B N
实施例1 0.068 0.49 1.45 0.034 0.010 0.002 / 0.025 0.0005 0.002
实施例2 0.065 0.55 1.52 0.039 0.008 0.003 / 0.015 0.0010 0.002
实施例3 0.066 0.30 1.60 0.043 0.015 0.0007 / 0.028 0.0008 0.003
对比例1 0.083 0.38 1.73 0.041 0.018 0.002 0.16 / / 0.002
对比例2 0.086 0.45 1.58 0.038 0.015 0.0008 0.38 / / 0.003
表2实施例的轧制工艺参数
Figure BDA0002399932950000061
Figure BDA0002399932950000071
表3实施例的连退工艺参数
Figure BDA0002399932950000072
表4实施例的力学性能
Figure BDA0002399932950000073
注：力学性能(屈服强度、抗拉强度、断后延伸率)的测定方法采用国家标准GB/T228.1-2010，试样类型编号为P6，试样方向为纵向
结果表明，本发明技术方案适应性好，三个实施例在强度满足国家标准要求的前提下，均匀延伸率达到16.5～19.5％、局部延伸率达到10.3～11.1％。对比例1和对比例2的均匀延伸率、局部延伸率以及断后延伸率均不高，不能满足高拉延和高翻边零件的成形要求。
上述参照实施例对一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，其特征在于，所述冷轧双相钢的化学成分重量百分比为：：C 0.06～0.07％、Si 0.3～0.6％、Mn 1.4～1.6％、Ti 0.015～0.030％、Al 0.03～0.06％、B 0.0004～0.0012％、P≤0.015％、S≤0.006％、N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，其特征在于，所述冷轧双相钢的金相组织为铁素体+马氏体，平均晶粒度为10～11.5；其中，铁素体和马氏体的体积百分比分别为78～84％和为16～24％。
3.根据权利要求1所述的塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，其特征在于，所述冷轧双相钢的厚度为0.6～2.5mm；所述双相钢的均匀延伸率为16.5～21.0％、局部延伸率不低于10％，断后延伸率A80达到27.0～31.5％。
4.根据权利要求1所述的塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，其特征在于，所述双相钢的屈服强度为350～400MPa，抗拉强度强度为590～640MPa。
5.如权利要求1-4任意一项所述的塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括以下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、合金微调、LF炉精炼、连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火、平整、包装。
6.根据权利要求5所述的生产方法，其特征在于，所述热轧步骤中，粗轧轧制6个道次，精轧轧制7个道次，板坯加热温度为1200～1240℃，精轧开轧温度为1000～1080℃，终轧温度为840～890℃，卷取温度为480～530℃，卷取以后空冷。
7.根据权利要求5所述的生产方法，其特征在于，所述酸洗洗冷轧步骤中，冷轧压下率为55～80％。
8.根据权利要求5所述的生产方法，其特征在于，所述连续退火步骤中，加热温度为780～820℃，加热保温后进行缓冷，温度控制在650～700℃，缓冷后进行快冷，温度控制在300～330℃，快冷后进行过时效处理。
9.根据权利要求8所述的生产方法，其特征在于，所述缓冷速率为6～16℃/s；所述快冷速率30～65℃/s；所述过时效处理温度控制在280～310℃。
10.根据权利要求5所述的生产方法，其特征在于，所述平整步骤中，平整延伸率为0.5～1.0％。
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