CN111218620A - 一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法 - Google Patents

一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种高屈强比冷轧双相钢，其化学元素质量百分配比为：C：0.05～0.08％，Mn：0.9～1.2％，Si：0.1～0.6％，Nb：0.030～0.060％，Ti：0.030～0.060％，Al：0.015～0.045％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。本发明还公开了一种上述高屈强比冷轧双相钢的制造方法，包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)热轧：其中，控制铸坯以1200～1250℃的温度均热；然后轧制，控制终轧温度为840～930℃，轧后以20～70℃/s的速度冷却；然后卷取，控制卷取温度为570～630℃；(3)冷轧；(4)退火：其中，退火均热温度为750～790℃，退火时间为40～200s，然后以30～80℃/s的速度冷却，冷却的开始温度为650～730℃，时效温度为200～260℃，过时效时间为100～400s；(5)平整。

Description

一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢及其制造方法，尤其涉及一种双相钢及其制造方法。
背景技术
随着汽车工业减重和安全性的需要，市场对强度更高的钢板需求量越来越多。双相钢具有低屈服强度、高抗拉强度以及高的初始加工硬化速率等优良的性能，在汽车零部件生产中广泛使用。考虑到有些汽车零件实际使用时的回弹，比如汽车座椅，市场上对于70kg级高屈强比型(屈强比大于0.8)的双相钢，有很高的需求。
现有技术中，专利号为105063510A，公布日为2015年11月18日，名称为“一种高塑性700MPa级冷轧耐候双相钢及其制备方法”的中国专利文献公开了一种耐候双相钢，其化学成分质量百分比为：0.07～0.15％C、0.30～0.80％Si、1.40～1.70％Mn、<0.01％P、<0.01％S、0.40～0.60％Cr、0.20～0.30％Cu、0.15～0.30％Ni、0.02～0.05％Nb、0.02～0.05％Ti，余量为Fe和其他不可避免的杂质。该钢板的制造方法是1200℃保温，950～1050℃终轧，780～820℃退火，660～720℃开始快冷，快冷速率40℃/s，快冷终止温度320℃，最终获得729～747MPa，屈服强度为328～346MPa，延伸率为21～22％的钢板。该钢板的成分设计采用了较多的Cr、Cu、Ni等合金元素，同时Si含量较高。
专利号为102766812A，公布日为2012年11月7日，名称为“一种700MPa级低屈强比热轧双相钢钢板及其制造方法”的中国专利文献介绍了一种700MPa级低屈强比热轧双相钢钢板，其化学成分质量百分比为：0.06％～0.09％C、1.0％～1.2％Si、1.10％～1.30％Mn、0.020％～0.050％Al、0.4％～0.6％Cr，以及余量Fe。用于制造该钢板的铸坯经过加热炉加热，热连轧机组轧制，轧后采用层流冷却工艺进行分段冷却，最终获得抗拉强度达到700MPa的超高强度热轧双相钢。
综上所述，现有技术中的双相钢产品主要分为两大类：①含较多Cu、Ni、Cr等元素的冷轧退火态双相钢板；②低屈强比型热轧态钢板。这两类产品含有较多的合金元素，同时屈强比较低。
鉴于此，期望获得一种双相钢，其含有较少的合金元素，并且具有较高的屈强比，以满足市场上对于高屈强比双相钢的需求。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高屈强比冷轧双相钢，该双相钢成本低廉，含有较少的合金元素，并且具有较高的强度和屈强比，能够满足市场上对于高屈强比双相钢的需求。
为了实现上述目的，本发明提出了一种高屈强比冷轧双相钢，其化学元素质量百分配比为：
C：0.05～0.08％，Mn：0.9～1.2％，Si：0.1～0.6％，Nb：0.030～0.060％，Ti：0.030～0.060％，Al：0.015～0.045％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明所述的技术方案中，各化学元素的设计原理如下：
C：在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，碳是固溶强化元素，是材料获得高强度的保证，可以提高马氏体的强度，影响马氏体的含量。碳的质量百分比太高或太低时均对钢的性能不利。因此，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的碳元素的质量百分比限定在0.05～0.08％。
Mn：锰是强烈提高奥氏体淬透性的元素，可以有效提高钢的强度，但对焊接不利。当Mn质量百分比低于0.9％，钢的强度不够，当Mn质量百分比高于1.2％，则钢的强度过高。因此，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的Mn的质量百分比限定在0.9～1.2％。
Si：硅是固溶强化元素，一方面可以提高材料强度，另一方面，可以加速碳向奥氏体偏聚，净化铁素体，在钢中起到提高延伸率的作用。同时，Si对钢的组织影响也很大。Si容易在表面富集形成难以清除的氧化膜(红锈)。当Si的质量百分比低于0.1％，钢的强度不足，当Si的质量百分比高于0.6％，容易影响钢的表面质量。因此，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的Si的质量百分比限定在0.1～0.6％。
Nb：铌是碳氮化物析出元素，可以细化晶粒和析出碳氮化物，提高材料的强度，因此，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的Nb的质量百分比限定在0.030～0.060％。
Ti：钛是碳氮化物析出元素，用于固定氮元素和细化晶粒，对于材料的屈服强度提升有利。因此，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的Ti的质量百分比限定在0.030～0.060％。
Al：Al在钢中起到脱氧作用和细化晶粒的作用，因此，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的Al的质量百分比限定在0.015～0.045％。
进一步地，在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，其微观组织为马氏体+铁素体+[NbxTiy(C,N)z]碳化物的复相组织。
更进一步地，在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，所述马氏体的相比例为20～30％，所述马氏体呈长条岛状。
在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，马氏体的相比例为20～30％，马氏体呈长条岛状，马氏体起到相变强化作用。马氏体的相比例过高或过低，会导致钢的强度偏高或偏低，因此本发明将高屈强比冷轧双相钢中的马氏体的相比例限定在20～30％。
进一步地，在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，所述[NbxTiy(C,N)z]碳化物呈不规则球状均匀分布在铁素体晶粒中，所述[NbxTiy(C,N)z]碳化物的相比例为5～10％。
在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，[NbxTiy(C,N)z]碳化物呈不规则球状均匀分布在铁素体晶粒中，起到弥散析出强化、提高屈强比的作用。
[NbxTiy(C,N)z]碳化物的相比例低于5％，起不到高屈强比的效应，[NbxTiy(C,N)z]碳化物的相比例高于10％之后，钢的屈强比不会产生很大的变化。因此，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的[NbxTiy(C,N)z]碳化物的相比例限定在5～10％。
进一步地，在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，所述[NbxTiy(C,N)z]碳化物尺寸小于2μm。
进一步地，在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，在其他不可避免的杂质中，P、S和N元素的质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.015％；S≤0.005％；N≤0.005％。
在本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中，在其他不可避免的杂质中，P、S和N元素的质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.015％；S≤0.005％；N≤0.005％，主要原理如下：
P：P在钢中为杂质元素，P的质量百分比越低越好，综合考虑生产成本和工艺条件要求，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的P的质量百分比限定在P≤0.015％。
S：S在钢中为杂质元素，S的质量百分比越低越好，综合考虑生产成本和工艺条件要求，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的S的质量百分比限定在S≤0.005％。
N：N在钢中为杂质元素，过高容易导致板坯表面裂纹，因而，N的质量百分比越低越好，综合考虑生产成本和工艺条件，本发明将高屈强比冷轧双相钢中的N的质量百分比限定在N≤0.005％。
进一步地，本发明所述的高屈强比冷轧双相钢，其屈强比大于0.8。
进一步地，本发明所述的高屈强比冷轧双相钢，其屈服强度为550～660MPa，抗拉强度≥660MPa，断后伸长率≥15％。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种上述高屈强比冷轧双相钢的制造方法，采用该制造方法获得的高屈强比冷轧双相钢具有较高的强度和屈强比。
为了实现上述目的，本发明提出了一种高屈强比冷轧双相钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧：其中，控制铸坯以1200～1250℃的温度均热；然后轧制，控制终轧温度为840～930℃，轧后以20～70℃/s的速度冷却；然后卷取，控制卷取温度为570～630℃；
(3)冷轧；
(4)退火：其中，退火均热温度为750～790℃，退火时间为40～200s，然后以30～80℃/s的速度冷却，冷却的开始温度为650～730℃，时效温度为200～260℃，过时效时间为100～400s；
(5)平整。
在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，为保证轧制负荷的稳定，控制铸坯加热温度在1200℃以上，同时考虑到Ti(C，N)、Nb(C，N)在奥氏体中的固溶度，为保证碳氮化物Ti(C，N)及Nb(C，N)可以在较高温度析出，控制铸坯加热温度的上限为1250℃，即控制铸坯以1200～1250℃的温度均热，然后轧制。此外，考虑到退火后的成型性以及晶粒粗大导致组织不均，控制终轧温度为840～930℃，轧后以20～70℃/s的速度冷却，然后进行卷取。由于卷取温度可以看作是铁素体中的碳氮化物的沉淀温度，而沉淀温度是控制沉淀析出物尺寸的主要因素之一。沉淀温度越低，沉淀形核的临界核心尺寸越小，沉淀析出物也越细小，加上Ti、Nb扩散慢，从而Ti、Nb的长大速率也小。从动力学角度考虑，由于Ti、Nb的扩散激活能高，Ti(C，N)、Nb(C，N)析出过程是长程扩散的结果，需要充分的时间才能充分析出。如果冷却速率较快，将抑制第二相质点的析出过程，同时，会提高其固溶量，对Ti(C，N)、Nb(C，N)的析出过程不利，析出量将减少，优选卷取温度为570～630℃。
此外，在步骤(4)中，退火均热温度和退火时间决定了奥氏体化的程度，最终决定了钢的组织中马氏体和铁素体组织的相比例。退火均热温度过高会导致马氏体相比例过多，使得最终获得的钢板强度偏高，而当退火均热温度过低则会导致马氏体相比例过少，使得最终获得的钢板强度偏低。此外，退火均热时间过短，会导致奥氏体化程度不足，而退火均热时间过长则会使得奥氏体晶粒粗大。因此，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，控制退火均热温度为750～790℃，退火时间为40～200s，然后以30～80℃/s的速度冷却，冷却的开始温度为650～730℃，时效温度为200～260℃，过时效时间为100～400s。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制冷轧压下率为50～70％；并且/或者在步骤(5)中，控制平整压下率为0.3～1.0％。
在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，在一些实施方式中，可以通过酸洗除去钢表面的氧化铁皮，然后进行冷轧。为使得钢的组织中产生较多的多边形铁素体，控制冷轧压下率为50～70％。此外，在步骤(5)中，为保证钢板的平整度，需要进行一定的平整量，考虑到过大的平整量会使得屈服强度上升较多，因此，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，控制平整压下率为0.3～1.0％。
与现有技术相比，本发明所述的高屈强比冷轧双相钢及其制造方法具有如下有益效果：
(1)本发明所述的高屈强比冷轧双相钢中合金元素含量较少(比如不含有Cr、Ni、Cu，Si含量也较低)，成本低廉，并且有利于提高本发明所述的高屈强比冷轧双相钢的表面质量和磷化性，使其符合汽车制造的要求。
(2)本发明所述的高屈强比冷轧双相钢具有较高的强度和屈强比以及较低的碳当量，广泛适用于汽车工业结构件及安全件。
(3)本发明所述的高屈强比冷轧双相钢的屈强比大于0.8，并且屈服强度为550～660MPa，抗拉强度≥660MPa，断后伸长率≥15％。
(4)本发明所述的高屈强比冷轧双相钢的制造方法也具有上述有益效果，此处不再赘述。
附图说明
图1为实施例2的高屈强比冷轧双相钢的微观组织结构图。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的高屈强比冷轧双相钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6对比例1-15
表1-1和表1-2列出了实施例1-6和对比例1-15的高屈强比冷轧双相钢中各化学元素的质量百分比(wt％)。
表1-1.(wt％，余量为Fe和除了P、S、N以外的其他不可避免的杂质元素)
Figure BDA0001877030890000061
Figure BDA0001877030890000071
表1-2.(wt％，余量为Fe和除了P、S、N以外的其他不可避免的杂质元素)
Figure BDA0001877030890000072
Figure BDA0001877030890000081
实施例1-6和对比例1-15的高屈强比冷轧双相钢的制造方法如下(具体工艺参数列于表2-1和表2-2中)：
(1)冶炼和铸造：根据表1-1和表1-2所列的各化学元素进行冶炼和铸造。
(2)热轧：控制铸坯以1200～1250℃的温度均热，然后轧制，控制终轧温度为840～930℃，轧后以20～70℃/s的速度冷却，然后卷取，控制卷取温度为570～630℃。
(3)冷轧：控制冷轧压下率为50～70％。
(4)退火：退火均热温度为750～790℃，退火时间为40～200s，然后以30～80℃/s的速度冷却，冷却的开始温度为650～730℃，时效温度为200～260℃，过时效时间为100～400s。
(5)平整：平整压下率0.3～1.0％。
表2-1.实施例1-6和对比例1-15的高屈强比冷轧双相钢的制造方法的具体工艺参数
Figure BDA0001877030890000091
表2-2.实施例1-6和对比例1-15的高屈强比冷轧双相钢的制造方法的具体工艺参数
Figure BDA0001877030890000101
对实施例1-6和对比例1-15的高屈强比冷轧双相钢进行性能测试，测试结果列于表3。
表3.
Figure BDA0001877030890000111
由表3可以看出，实施例1-6和对比例1-15的高屈强比冷轧双相钢的抗拉强度≥660MPa，断后伸长率≥15％，屈强比大于0.8。由此可以看出，本发明所述的高屈强比冷轧双相钢具有强度高、碳当量低、屈强比高的优点。
图1为实施例2的高屈强比冷轧双相钢的微观组织结构图。
从图1可以看出，实施例2的高屈强比冷轧双相钢的显微组织为马氏体+铁素体+[NbxTiy(C,N)z]碳化物的复相组织，其中马氏体的相比例为20～30％，起到相变强化作用，马氏体组织呈长条岛状，同时[NbxTiy(C,N)z]碳化物呈不规则球状均匀分布在铁素体晶粒中，其尺寸小于2μm，在组织中起到弥散析出强化作用。
需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。
此外，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，其化学元素质量百分配比为：
C：0.05～0.08％，Mn：0.9～1.2％，Si：0.1～0.6％，Nb：0.030～0.060％，Ti：0.030～0.060％，Al：0.015～0.045％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，其微观组织为马氏体+铁素体+[NbxTiy(C,N)z]碳化物的复相组织。
3.如权利要求2所述的高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，所述马氏体的相比例为20～30％，所述马氏体呈长条岛状。
4.如权利要求2所述的高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，所述[NbxTiy(C,N)z]碳化物呈不规则球状均匀分布在铁素体晶粒中，所述[NbxTiy(C,N)z]碳化物的相比例为5～10％。
5.如权利要求4所述的高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，所述[NbxTiy(C,N)z]碳化物尺寸小于2μm。
6.如权利要求1所述的高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，在其他不可避免的杂质中，P、S和N元素的质量百分含量满足下述各项的至少其中之一：P≤0.015％；S≤0.005％；N≤0.005％。
7.如权利要求1-6中任意一项所述的高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，其屈强比大于0.8。
8.如权利要求7所述的高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，其屈服强度为550～660MPa，抗拉强度≥660MPa，断后伸长率≥15％。
9.如权利要求1-8中任意一项所述的高屈强比冷轧双相钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧：其中，控制铸坯以1200～1250℃的温度均热；然后轧制，控制终轧温度为840～930℃，轧后以20～70℃/s的速度冷却；然后卷取，控制卷取温度为570～630℃；
(3)冷轧；
(4)退火：其中，退火均热温度为750～790℃，退火时间为40～200s，然后以30～80℃/s的速度冷却，冷却的开始温度为650～730℃，时效温度为200～260℃，过时效时间为100～400s；
(5)平整。
10.如权利要求9所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制冷轧压下率为50～70％；并且/或者在步骤(5)中，控制平整压下率为0.3～1.0％。
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