CN111607731B

CN111607731B - 一种改善扩孔性能的冷轧双相钢及其制造方法

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Publication number: CN111607731B
Application number: CN202010426748.3A
Authority: CN
Inventors: 彭冲; 唐小勇; 杨源华; 赵征志; 唐淑云; 李世桓; 康涛; 杨帆; 王振基; 黄珍; 徐细华; 杨同利; 李磊; 钟海清; 钟小杰; 马鹏飞
Original assignee: Xinyu Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Xinyu Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2020-05-19
Filing date: 2020-05-19
Publication date: 2021-08-06
Anticipated expiration: 2040-05-19
Also published as: CN111607731A

Abstract

本发明提供了一种改善扩孔性能的冷轧双相钢及其制造方法，成分：C：0.08％‑0.10％，Si：1.10％‑1.20％，Mn：1.90％‑2.10％，P：≤0.015％，S：≤0.004％，N：≤0.005％，其余为Fe和其他不可避免的杂质。与现有技术相比，本发明钢有以下优点：(1)成本低廉，工艺简单，适用于对强度和成形性能都具有较高要求的汽车零部件；(2)本发明钢通过设计简单的成分体系并合理控制工艺参数，使得成品组织由铁素体、马氏体以及少量贝氏体组成。本发明钢的抗拉强度大于780MPa，屈服强度较低，范围为R_p0.2＝380MPa‑435MPa，总延伸率大于18％，屈强比小于0.51。

Description

一种改善扩孔性能的冷轧双相钢及其制造方法

技术领域

本发明属于金属材料制造技术领域，尤其涉及汽车用钢制造领域，具体为一种改善扩孔性能的冷轧双相钢及其制造方法。

背景技术

双相钢(通常称为DP钢，DP用英文Dual Phase的首位字母命名)是指基体组织主要为铁素体和马氏体两相钢。不仅具有较高的抗拉强度水平，而且具有较低的屈强比和较高的加工硬化率。鉴于双相钢强度与塑性的良好匹配，该钢种已成为汽车制造企业选用高强钢冷轧板的热点。目前国内外钢铁企业已经开展了780MPa强度级别以上双相钢的开发。

传统双相钢的连退工艺是在临界两相区加热后经快速冷却以获得铁素体以及少量的马氏体组织，不同的合金成分体系以及不同的工艺制度都将影响产品的最终组织状态。由于马氏体和铁素体两相间的强度和硬度差异较大，导致改该种的扩孔性能较差，故而在扩孔翻边工序中常出现开裂的问题。

武汉钢铁有限公司2017年10月19日申请了《一种薄规格具有良好扩孔性能的双相钢及其加工方法》(授权公告号：CN107829025A)，其成分为：C：0.05％-0.08％，Si：0.40％-0.90％，Mn：1.10％-1.60％，P≤0.015％，S≤0.004％，Cr：0.30％-0.60％，Nb：0.015％-0.040％，Als：0.020％-0.060％，其余为Fe和不可避免的夹杂。采用薄板坯连铸连轧技术生产厚度1.0-3.0mm的薄规格双相钢，最终产品抗拉强度在780MPa以上。此项技术虽然工艺流程较短，但最终产品屈服强度较高(＞500MPa)，影响了产品的成形性能。另外扩孔率较低仅为60％左右。

马鞍山钢铁股份有限公司2018年5月17日申请了《一种抗拉强度780MPa级冷轧双相钢钢板及其制备方法》(授权公告号：CN108517466A)，其成分为：C：0.08％-0.10％，Si：0.10％-0.30％，Mn：1.80％-2.10％，P≤0.015％，S≤0.010％，Cr：0.30％-0.50％，Nb：0.04％-0.06％，N：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的夹杂。通过冶炼、热连轧、酸洗冷轧、连续退火工艺，得到了金相组织为铁素体+马氏体组织，力学性能较好的780MPa级别的双相钢。但依旧采用了贵重合金Nb，提高的成本，另外扩孔率较低仅为40％左右。

发明内容

本发明的目的是提供一种改善扩孔性能的冷轧双相钢，制造的产品力学性能优良、扩孔率达到92％以上，避免冲压作业过程中，出现开裂现象。

本发明还有一个目的在于提供一种改善扩孔性能的冷轧双相钢的制造方法，通过热轧、冷轧、退火、过时效处理，在保证双相钢强度及塑性指标的同时，显著提高扩孔性能。

本发明具体技术方案如下：

一种改善扩孔性能的冷轧双相钢，所述冷轧双相钢包括以下重量百分比的成分：C：0.08％-0.10％，Si：1.10％-1.20％，Mn：1.90％-2.10％，P：≤0.015％，S：≤0.004％，N：≤0.005％，其余为Fe和其他不可避免的杂质。

本发明提供的一种改善扩孔性能的冷轧双相钢的制造方法，包括以下步骤：

1)炼钢、连铸成板坯；

2)热轧；

3)酸洗、冷轧；

4)退火处理；

5)平整、拉矫。

步骤1)包括：铁水脱硫、转炉冶炼，将冶炼的钢水进行吹氩，LF炉精炼，然后将钢水进行连续铸成板坯。

步骤2)所述的热轧具体为：将所述板坯加热后进行热轧，所述热轧过程的粗轧开轧温度控制在1030℃-1110℃，终轧温度控制在850℃-950℃，卷取温度控制在610℃-680℃。

优选的，所述的热轧为：粗轧开轧温度控制在1050℃-1100℃，终轧温度控制在880℃-920℃，卷取温度控制在630℃-670℃。

步骤3)中：用酸轧联合机组对热轧钢带进行酸洗；所述冷轧，进行5道次的冷轧，冷轧压下率50-75％。

步骤4)进行退火处理为：退火温度控制在760-840℃，然后缓冷至630℃-650℃，随后再快冷至260℃-340℃，进行过时效处理。

步骤4)中，退火温度控制在760-840℃，保温时间为160s-180s；

步骤4)中，所述缓冷是指：以3℃/s-6℃/s的冷却速度缓冷至630℃-650℃。

步骤4)中，所述快冷是指：25℃/s-40℃/s的冷却速度快冷至260℃-340℃。

步骤4)中，所述过时效处理是指260℃-340℃过时效处理500s-600s。

进一步的，过时效处理后，以3℃/s-8℃/s的冷却速度缓冷至室温。

优选的，步骤4)进行连续退火具体为：退火温度控制在770-820℃，保温时间为165s-170s；然后以3℃/s-6℃/s的冷却速度缓冷至630℃-650℃，随后再以26℃/s-30℃/s的冷却速度快冷至280℃-320℃，过时效处理550s-560s，接着以3℃/s-8℃/s的冷却速度缓冷至室温。

所制造的冷轧双相钢性能：Rp0.2：380-435MPa，Rm：780MPa-880MPa，A80≥18.0％，Rp0.2/Rm：≤0.51，扩孔率≥92％。

本发明的产品制造过程：首先经铁水脱硫、转炉冶炼，将冶炼的钢水进行吹氩，LF炉精炼，然后将钢水进行连续铸造成板坯，连铸板坯经热连轧成钢带，用酸轧联合机组对热轧钢带进行酸洗，随后进行5道次的冷轧，经连退、平整、拉矫步骤后，生产出冷轧双相钢板。

随着双相钢强度的不断提高，其成型性能不可避免的发生恶化。主要表现冲压过程中常常发生开裂现象，尤其翻遍扩孔开裂最为普遍。所以，在保证双相钢强度及塑性指标的同时，也要考虑产品的扩孔性能，良好的扩孔性能也是冷轧双相钢的一项重要指标。因此本发明的总体思路是：一、保证较高的强度：控制C含量在合适的水平，以保证获得多边形铁素体包围第二相的双相组织以及较好的焊接性能；同时，配加较高的Mn，起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用；采用较多的Si用量，对铁素体中的固溶碳起“清除”和“净化”作用，同时降低间隙固溶强化并可抑制冷却时粗大碳化物的生成，提高双相钢的延性。二、提高扩孔性能：通过调整传统冷轧高强钢的连退工艺参数，提高过时效温度，进而在组织中引入少量的贝氏体组织，提高冷轧双相钢的扩孔性能。

本发明按双相钢的要求组织生产，为了达到强度高塑性好、优良的扩孔性能钢带，首先从设计成分入手。本发明的创新点之一在于加入较多的Si元素，将Si含量在1.10％-1.20％范围内，促进马氏体呈细密显微状分布，保证双相钢获得良好的强化效果以及强度和塑性的良好配合，另外可显著降低双相钢的屈服强度，从而使得屈强比降低，提高材料的成形性能；同时控制钢中的C含量在0.08-0.10％范围内，Mn含量在1.90％-2.10％范围内来保证双相钢的强度和焊接性；P、S、N均具有劣化钢的纯净度、冲压性能与表面质量，含量应严格控制在本发明范围之内。而且，本发明不添加Nb、Ti等贵重微合金强化元素，显著降低生产成本。

C：C在双相钢中不再以固溶强化为主，但仍显著地影响所有的相变过程，并控制最终的组织和力学性能。为保证具有较大的铁素体析出区，碳含量要低。通过减少C含量来扩大临界区处理的温度范围，控制C富集于亚稳奥氏体区域而避免其析出，是获得多边形铁素体包围第二相的双相组织的保证。对于其它性能，如焊接性等，要求限制C含量，而C太低(<0.02％)则不易得到双相组织，为保证钢具有较大的铁素体析出区，C宜控制在0.08％-0.10％左右。

Si：Si是铁素体的固溶强化元素，它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，同时降低间隙固溶强化并可抑制冷却时粗大碳化物的生成，提高双相钢的延性。同时，Si元素能扩大Fe-Fe₃C相图中(α+γ)区，使临界区处理的温度范围加宽，加大了热处理工艺的灵活性，减小了工艺敏感性。此外，在连续的铁素体基体中，可促进马氏体呈细密显微状分布，保证双相钢获得良好的强化效果以及强度和塑性的良好配合。然而，Si含量过高会给热轧表面质量和涂镀带来影响，如在均匀化处理时，可能形成一些低熔点的复杂氧化物，因此Si含量不能过高，故将Si含量控制在1.10％-1.20％之间。

Mn：Mn是典型的奥氏体稳定化元素，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，可显著推迟珠光体转变。Mn作为扩大γ相区的元素，会降低A3、A1临界点，但高的Mn含量在推迟珠光体转变的同时，也推迟铁素体的析出，而Mn含量太低易引起珠光体转变。本发明控制Mn：1.90％-2.10％。

P：在钢中P是有害元素，虽然会增加材料的强度，但增加钢的冷脆性，降低材料塑性，通常越低越好，本发明为了保证产品优良性能，P含量控制≤0.015％。

S：S是钢中的有害元素，会形成夹杂物，降低钢的延展性和韧性，通常越低越好，本发明为了保证产品优良性能，S含量控制≤0.004％。

进一步地说：在热轧工序，将上述板坯进行加热，热轧过程的粗轧开轧温度控制在1030℃-1110℃，终轧温度控制在850℃-950℃，卷曲温度控制在610℃-680℃；在冷轧工序，轧制步骤采用5机架连续轧制。然后进行连续退火，火温度控制在760-840℃，保温时间为160s-180s；然后以3℃/s-6℃/s的冷却速度缓冷至630℃-650℃，随后再以25℃/s-40℃/s的冷却速度快冷至260℃-340℃，过时效处理500s-600s，接着以3℃/s-8℃/s的冷却速度缓冷至室温。高温过时效处理的目的是引入少量的贝氏体组织。相对于马氏体而言，贝氏体的硬度较小，故而在钢板的局部变形过程中，减少了由于不同相之间的硬度差而引起开裂的敏感点。

根据本发明设定的成分在后续热轧、冷轧、连退生产工艺中，控制终轧温度在850℃-950℃，卷取温度在610℃-680℃。冷轧压下率50％-75％，退火温度在760℃-840℃，缓冷段结束温度在630℃-650℃，过时效温度在260℃-340℃能得到抗拉强度大于780MPa，屈服强度较低，范围为Rp0.2＝380MPa-435MPa，总延伸率大于18％，屈强比小于0.51的冷轧双相钢。与常规工艺相比，本发明通过将过时效温度稍微提高控制在260℃-340℃，可在增大马氏体回火程度的同时，引入了少量的贝氏体组织，使得成品组织由铁素体、马氏体以及少量贝氏体组成。本发明制造的冷轧双相钢组织中，铁素体比例55-60％，马氏体比例25-30％，剩下的为贝氏体。由于较马氏体而言，贝氏体的硬度更低，从而有效的提高了该钢种的扩孔性能，进一步提高了扩孔型和翻边型零件成型的可靠性，大大提升了零件的使用范围。

与现有技术相比，本发明的优点是(1)成分设计合理，不添加Nb、Ti等贵重微合金强化元素，制造成本低；(2)工艺窗口较宽，降低了生产难度；(3)产品屈强比低，扩孔性能好，适合生产强度较高、形状复杂的零件。

附图说明

图1为实施例1冷轧双相钢组织的扫描照片，1为铁素体，2为马氏体，3为贝氏体。

具体实施方式

实施例1

一种改善扩孔性能的冷轧双相钢，其成分质量百分比见表1，其余为铁和不可避免的杂质。

表1 钢化学成分(质量百分比，％)

编号	C	Si	Mn	P	S	N	Cr	Nb	Als/Alt
										实施例1	0.10	1.10	1.98	0.006	0.001	0.003	/	/	/
实施例2	0.09	1.12	2.02	0.009	0.002	0.003	/	/	/
										实施例3	0.095	1.14	2.00	0.010	0.001	0.0028	/	/	/
实施例4	0.093	1.15	1.97	0.008	0.001	0.0032	/	/	/
										实施例5	0.089	1.16	2.00	0.012	0.002	0.0026	/	/	/
实施例6	0.098	1.18	1.91	0.011	0.002	0.0031	/	/	/
										CN 108517466 A	0.092	0.18	2.01	0.012	0.003	0.002	0.33	0.034	0.048
CN 107190128 A	0.07	0.35	1.75	0.011	0.0049	0.003	0.3	0.023	0.02

实施例1所述改善扩孔性能的冷轧双相钢的制造方法，包括以下步骤：

1)铁水脱硫、转炉冶炼，将冶炼的钢水进行吹氩，LF炉精炼，然后将钢水进行连续铸造成板坯，板坯成分如表1所示。

2)连铸板坯经热连轧成钢带，在热轧工序中，将板坯经过加热，目标热轧轧制厚度3.0mm，坯料经过粗轧、精轧获得热轧板，粗轧开轧温度控制在1050℃-1100℃，终轧温度880-900℃，然后将所述热轧板进行层流冷却，冷却后卷取成热轧卷，卷取温度630-650℃，实施例1具体热轧工艺参数见表2。

3)用酸轧联合机组对热轧钢带进行酸洗，随后进行5道次的冷轧，冷轧轧制厚度1.4mm，所述热轧卷经酸洗后进行轧制，压下率53.3％。

4)在退火工序中，控制均热温度在770℃，退火时间在168s，进行第一次冷却，冷却采用先缓冷后快冷的方式进行：在缓冷速度为4.5℃/s冷却至630℃，然后在冷速为26℃/s下冷却至过时效温度300℃；在温度为300℃进行过时效处理，过时效时间为568s；再进行第二次冷却，在冷速为3-8℃/s下冷却至室温。主要退火工艺参数见表3。

图1为实施例1冷轧双相钢组织的扫描照片，1为铁素体，2为马氏体，3为贝氏体，其中铁素体体积比例58％，马氏体体积比例27％，剩下的为贝氏体。

表2 各实施例热轧工艺参数

编号	粗轧开轧温度(℃)	终轧温度(℃)	卷取温度(℃)
				实施例1	1050	880	630
实施例2	1065	900	650
				实施例3	1055	885	632
实施例4	1063	888	648
				实施例5	1066	890	640
实施例6	1061	893	645
				CN 108517466 A	/	/	550
CN 107190128 A	/	860-871	625-648

表3 各实施例退火工艺参数表

实施例2

一种改善扩孔性能的冷轧双相钢的制造方法，按照实施例1的制造方法，不同在于表2和表3中列出的热轧和退火工艺参数。

实施例3

实施例4

实施例5

实施例6

实施例1-实施例6所获产品的最终性能如表4所示。

表4 实施例与比较例的产品性能

结果表明，按本发明设计成分及关键工序参数控制制造的冷轧双相钢，组织为铁素体+马氏体+少量贝氏体，有别于传统的冷轧双相钢的组织(铁素体+马氏体)。屈服强度(384-410MPa)和屈强比(0.45-0.50)较低，抗拉强度(816-877MPa)、延伸率(18.1-21.1％)和扩孔率(95-105％)较高。本发明实施例在满足力学性能的同时，兼具良好的扩孔性能，扩孔率达到92％以上，远远高于传统双相钢的扩孔率(50％左右)，大大提高了零件的适用范围与利用率。本发明钢板的工艺窗口较宽，灵活性强，适用于传统的冷轧连退产线的工业化大生产，具有良好的推广应用性，满足汽车用零件的各类成型方式，大大提高了钢板的使用率。

最后应当说明的是，上述具体实施方式仅用于说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims

1.一种改善扩孔性能的冷轧双相钢，其特征在于，所述冷轧双相钢包括以下重量百分比的成分：C：0.08％-0.10％，Si：1.10％-1.20％，Mn：1.90％-2.10％，P：≤0.015％，S：≤0.004％，N：≤0.005％，其余为Fe和其他不可避免的杂质；

所述改善扩孔性能的冷轧双相钢组织中，铁素体比例55-60％，马氏体比例25-30％，剩下的为贝氏体；

所述改善扩孔性能的冷轧双相钢扩孔率≥92％。

2.一种权利要求1所述的改善扩孔性能的冷轧双相钢的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：

1)炼钢、连铸成板坯；

2)热轧；

3)酸洗、冷轧；

4)退火处理；

5)平整、拉矫。

3.根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，步骤2)所述的热轧具体为：热轧过程的粗轧开轧温度控制在1030℃-1110℃，终轧温度控制在850℃-950℃。

4.根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，热轧过程中，卷取温度控制在610℃-680℃。

5.根据权利要求2所述的制造方法，其特征在于，步骤4)进行连续退火为：退火温度控制在760-840℃，然后缓冷至630℃-650℃，随后再快冷至260℃-340℃，进行过时效处理。

6.根据权利要求5所述的制造方法，其特征在于，退火温度控制在760-840℃，保温时间为160s-180s。

7.根据权利要求5所述的制造方法，其特征在于，所述缓冷是指：以3℃/s-6℃/s的冷却速度缓冷至630℃-650℃。

8.根据权利要求5所述的制造方法，其特征在于，所述快冷是指：25℃/s-40℃/s的冷却速度快冷至260℃-340℃。

9.根据权利要求5所述的制造方法，其特征在于，步骤4)中，所述过时效处理是指260℃-340℃过时效处理500s-600s。

10.根据权利要求2-9任一项所述的制造方法，其特征在于，所制造的冷轧双相钢性能：Rp0.2：380-435MPa，Rm：780MPa-880MPa，A80≥18.0％，Rp0.2/Rm：≤0.51，扩孔率≥92％。