CN112048681B - 一种980MPa级高成形性冷轧DH钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种980MPa级高成形性冷轧DH钢及其制备方法。钢中含有C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.8％，Si：0.3％～1.5％，Al：0.02％～1.2％，Mo：0.02％～0.50％，Cr：0.02％～0.70％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb≤0.05％，Ti≤0.04％，余量为铁和不可避免的杂质。连铸坯加热温度1150～1300℃，开轧温度1000～1150℃，终轧温度≥880℃，卷取温度500～700℃；冷轧压下率40％～80％；退火温度760～880℃，退火时间10～600s，缓冷出口温度660～760℃，快速冷却速率＞20℃/s，过时效温度350～450℃，过时效时间30～3600s；光整延伸率0.3％～0.7％。钢板抗拉强度980～1100MPa，A80 16％～20％，扩孔性能优良。

Description

一种980MPa级高成形性冷轧DH钢及其制备方法
技术领域
本发明属于冷轧钢技术领域，涉及一种高成形性能的DH980冷轧汽车用钢板及其制备方法。
背景技术
在汽车行业，对车身轻量化、排放限制、安全标准均已提出了更高的要求，为了更好地服务用户，汽车行业对成形性高的零配件需求越来越多。传统双相钢难以满足高拉延性的复杂冲杯件要求，TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。DH钢是Dual Phase Steels with Improved Formability的英文简称，最早由2016年德国汽车工业协会发布的VDA 239-100冷成形钢板标准中提及。DH钢由于引入一定量的残余奥氏体而具有良好的成形性能，可以克服DP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，进而使得其在未来钢材应用市场中具有显著的优势。
专利文献CN 106119716 A公开了一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，其主要化学成分为：C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质，该专利生产工艺主要采用热镀锌工艺，产品塑性较差，成形性能不足。
专利文献CN 109554616 A公开了一种700MPa级热轧TRIP辅助型双相钢及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.14％～0.16％，Si：0.42％～0.65％，Mn：1.6％～1.7％，Al：0.5％～0.8％，P≤0.014％，S≤0.003％，生产工艺主要采用热轧，强度级别700MPa，该专利产品强度级别远未能达到DH980性能要求。
发明内容
针对以上现有技术问题，本发明旨在通过合适的冶炼成分以及连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火工艺，开发出一种980级高成形性冷轧DH钢及其制造方法，既能满足传统产线生产条件，也要控制合金成本，为广大汽车厂家和钢铁公司提供技术方案。
具体的技术方案是：
一种980MPa级高成形性冷轧DH钢板，钢中化学成分以质量百分比计含有：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.8％，Si：0.3％～1.5％，Al：0.02％～1.2％，且Si+Al：0.6％～1.7％，Mo：0.02％～0.50％，Cr：0.02％～0.70％，P≤0.03％，S≤0.03％，Nb≤0.05％，Ti≤0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质，冷轧连退DH980钢板沿横向取样，屈服强度在550～700MPa，抗拉强度为980～1100MPa，A80断后延伸率为16％～20％，扩孔率≥25％，成品厚度为1.0～1.6mm；满足汽车用钢的高强度、高塑性、高扩孔性能要求。
本发明合金设计的理由如下：
C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，同时，足量的碳元素有助于稳定奥氏体，为钢材在常温下存在一定量稳定的残余奥氏体提供了必要条件，进而改进了钢材的成形性能。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，存在延迟断裂风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.16％～0.23％。
Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来提高强度。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.8％～2.8％。
Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.3％～1.5％。
Al：铝元素有助于钢液脱氧。还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在Al：0.02％～1.2％。另外，本发明还控制Si+Al：0.6％～1.7％，主要目的是为了发挥Si、Al的协同作用，从而提高钢材的韧性和塑性。
Mo：钼元素为钢中的强化元素，有助于稳定残余奥氏体，同时对提高钢的淬透性效果显著，Mo元素的与Ti配合使用兼顾高强度和高韧性，进而可以实现改善钢材焊接性能的同时保持良好的综合力学性能。本发明将Mo元素含量的范围控制在0.02％～0.5％。
Cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度，并可以稳定残余奥氏体，Cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.02％～0.70％。
P：P元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性及变形性能，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.01％。
S：S元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.01％。
Nb：微合金化元素Nb通过细晶强化来提高材料的综合性能，可根据实际情况酌情添加不高于0.05％的Nb，为了控制生产成本，亦可不添加Nb元素。
Ti：少量添加Ti元素可以细化晶粒尺寸，并显著改善材料的强韧性能，可根据实际情况酌情添加不高于0.04％的Ti，为了控制生产成本，亦可不添加Ti微合金化元素。
本发明还提供了一种980MPa级高成形性冷轧DH钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：转炉冶炼、板坯连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火。该制备工艺的具体步骤如下：
转炉冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.8％，Si：0.3％～1.5％，Al：0.02％～1.2％，且Si+Al：0.6％～1.7％，Mo：0.02％～0.50％，Cr：0.02％～0.70％，P≤0.03％，S≤0.03％，Nb≤0.05％，Ti≤0.04％，余量为Fe和不可避免的杂质。
热轧：铸坯入炉温度在400～700℃之间，加热温度在1150～1300℃之间，开轧温度在1000～1150℃之间，终轧温度在880℃以上，卷取温度在500～700℃之间。热轧钢板厚度在2～6mm之间，热轧态钢板显微组织按体积百分比计，由30％～60％铁素体，20％～50％珠光体，5％～20％贝氏体，1％～5％渗碳体组成；总和为100％。
酸洗冷轧：冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～80％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。
连续退火：退火温度在760～880℃之间，退火时间在10～600s之间，缓冷出口温度为660～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，过时效温度为350～450℃，过时效时间为30～3600s；光整过程的光整延伸率控制在0.3％～0.7％范围内。冷轧连退产品的显微组织按质量百分比计为，20％～40％铁素体，40％～70％马氏体，3％～12％残余奥氏体，3％～10％贝氏体组织。
临界区退火温度为760～880℃，若退火温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。退火时间为10～600s，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降。
通过上述方法可以得到冷轧连退DH980钢板，沿横向取样，屈服强度在550～700MPa，抗拉强度为980～1100MPa，断后延伸率A80为16％～20％，扩孔率≥25％，成品厚度为1.0～1.6mm；满足汽车用钢的高强度、高塑性、高扩孔性能要求。
有益效果：
本发明同现有技术相比，有益效果如下：
(1)本发明的钢材化学成分主要以C、Mn、Si、Al、Mo、Cr为主要元素，原始成本较低。
(2)本发明采用转炉冶炼—板坯连铸—热轧—酸洗冷轧—连续退火的生产工艺，在传统的产线上能够实现汽车用钢的工业化生产，具有成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。
(3)本发明生产的冷轧DH980钢板在传统冷轧双相钢的基础上引入了一定比例的残余奥氏体和贝氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应和贝氏体协调变形耦合作用下，实现其高强度、高塑性和高扩孔性能的特点。成品钢板的显微组织按质量百分比计为，20％～40％铁素体，40％～70％马氏体，3％～12％残余奥氏体，3～10％贝氏体组织。
(4)本发明生产的冷轧连退DH980钢板沿横向取样，屈服强度在550～700MPa，抗拉强度为980～1100MPa，断后延伸率A80为16％～20％，扩孔率≥25％，成品厚度为1.0～1.6mm；满足汽车用钢的高强度、高塑性、高扩孔性能要求。
附图说明
图1为实施例1钢板的金相显微组织；
图2为实施例1典型工程应力应变曲线。
具体实施方式
以下实施例用于具体说明本发明内容，这些实施例仅为本发明内容的一般描述，并不对本发明内容进行限制。
表1中列出了实施例钢的化学成分，表2列出了实施例钢的连铸和热轧工艺参数，表3列出了实施例钢冷轧和连续退火的工艺参数，表4给出了实施例钢的组织；表5给出了实施例钢的力学性能；
表1实施例钢的化学成分，wt％
实施例 C Mn Si Al Mo Cr P S Nb Ti
1 0.18 2.14 0.57 0.74 0.03 0.45 0.004 0.002 - -
2 0.20 1.98 0.48 0.55 0.12 0.35 0.005 0.001 - 0.017
3 0.22 2.26 0.34 1.15 0.04 0.36 0.008 0.002 - -
4 0.19 2.32 0.65 0.36 0.48 0.03 0.003 0.003 0.022 -
5 0.18 1.84 0.63 0.03 0.11 0.47 0.004 0.002 0.041 -
6 0.16 2.11 1.41 0.04 0.35 0.02 0.007 0.003 - 0.018
7 0.21 1.85 0.45 1.02 0.02 0.35 0.004 0.001 - 0.031
8 0.19 1.96 1.09 0.14 0.04 0.24 0.002 0.003 - -
9 0.17 2.24 1.34 0.34 0.26 0.04 0.005 0.002 - -
10 0.23 2.58 0.92 0.04 0.15 0.42 0.003 0.001 0.016 0.021
表2实施例钢的连铸和热轧工艺
Figure BDA0002669348000000071
表3实施例钢的冷轧退火工艺
Figure BDA0002669348000000072
表4实施例钢的组织
Figure BDA0002669348000000081
表5实施例钢的综合力学性能
Figure BDA0002669348000000082
由上述实施例可见，采用本发明的成分设计、轧制、连续退火工艺，制备出的冷轧连退DH980钢板沿横向取样，屈服强度在550～700MPa，抗拉强度为980～1100MPa，断后延伸率A80为16％～20％，扩孔率≥25％，成品厚度为1.0～1.6mm；满足汽车用钢的高强度、高塑性、高扩孔性能要求。

Claims (2)

1.一种980MPa级高成形性冷轧DH钢，其特征在于，钢中化学成分按质量百分比为：C：0.16%～0.23%，Mn：2.32%～2.8%，Si：0.63%～1.5%，Al：0.14%~1.2%，且Si+Al：0.77%～1.7%，Mo：0.02%～0.12%，Cr：0.02%～0.24%，P≤0.03%，S≤0.03%， Ti≤0.04%，Nb：0，余量为铁和不可避免的杂质；冷轧后成品钢板的显微组织按质量百分比计为，20%~40%铁素体，40%~70%马氏体，3%~12%残余奥氏体，3~10%贝氏体；板的生产工艺为：转炉冶炼、板坯连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火，
热轧：连铸坯入炉温度在400~700℃之间，加热温度在1150~1300℃之间，开轧温度在1000~1150℃之间，终轧温度在910℃以上，卷取温度在500~700℃之间；热轧钢板厚度在2~6mm之间；热轧后钢板显微组织按体积百分比计，由30%~60%铁素体，20%~50%珠光体，5%~20%贝氏体，1%~5%渗碳体组成；
酸洗冷轧：冷轧压下率为55%~80%；
连续退火：退火温度在825~880℃之间，退火时间在10~600s之间，缓冷出口温度为660~760℃，快速冷却速率大于20℃/s，过时效温度为350~450℃，过时效时间为30~3600s；光整过程的光整延伸率控制在0.3%~0.7%范围内。
2.根据权利要求1所述的一种980MPa级高成形性冷轧DH钢，其特征在于，成品钢板厚度为1.0~1.6mm，钢板沿横向取样，屈服强度在550~700MPa，抗拉强度为980~1100MPa，A80断后延伸率为16%~20%，扩孔率≥25%。
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