CN112251668B - 一种成形增强复相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种成形增强复相钢，属于冷轧超高强钢生产制造领域，所述成形增强复相钢的化学成分按照质量分数分别为：C：0.17％～0.21％，Si：0.2～0.7％，Mn：1.8～2.5％，P：≤0.01％，S：≤0.005％，Al：0.4～0.8％，Cr：0.1～0.39％，Nb：0.02～0.04％；并包含下列元素中的至少一种：Ti：0.01～0.04％，Cu：0.03～0.1％；余量为Fe。该复相钢抗拉强度大于980MPa，同时具有良好的扩孔性能和成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件。本发明还提供一种成形增强复相钢的制备方法。

Description

一种成形增强复相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于冷轧超高强钢生产制造领域，涉及一种成形增强复相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业的发展和节能减排的需要，提高整车的安全性并且降低车身重量成为汽车工业发展的主要趋势。而密度较轻的铝合金和碳纤维材料价格昂贵，并不适合家用经济型轿车使用，因此越来越多的超高强钢被应用于汽车白车身制造，以实现提高安全性并且整车减重。
近年来超高强钢中的双相钢应用比例相对较高，但是双相钢的扩孔能力较差，不适合于制备要求具有扩孔折弯成形要求的零件。由于复相钢的扩孔能力比较好，因此在一些成形简单的零部件上得到应用，例如门槛、座椅滑轨等，但是复相钢的成形能力又比较差，对于需要扩孔和一定拉延成形的零件并不适合，因此迫切需要开发一种具有成形增强能力的复相钢，满足扩孔和拉延成形的共同需要。
现有技术文献：
专利CN201610438785中国专利文献公开了一种抗拉强度1000MPa的双相钢及其生产方法。该双相钢：C：0.08％-0.11％；Si：0.2％-0.6％；Mn：2.0％-2.5％；P：≤0.01％；S：≤0.01％；Al：0.02％-0.06％；Cr：0.4％-0.6％；Ti：0.02％-0.05％；N：≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质，该方法解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金成本，提高材料的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术问题，但是与复相钢的扩孔率相比，其不超过35％的扩孔率仍然难以满足零件翻边扩孔的需求。
专利CN201811621812的中国文献公布了一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法。该复相钢的化学成分按质量分数为：C：0.07-0.13％，Si：0.2-0.4％，Mn：1.8-2.5％，Cr：0.2-0.6％，Mo：0.1-0.4％，P：≤0.02％，S：≤0.015％，Nb：0.02-0.06％，Ti：0.02-0.06％，余量为铁和其他不可避免杂质元素。该复相钢成分上含有Mo元素，将会导致材料成本上升约200元/吨，此外成品的断后延伸率不到10％，均匀延伸率不到6％，而此延伸率成形能力不足，无法满足具有拉延成形的零件生产需要。
发明内容
为了解决现有复相钢的成形能力差的技术问题，本发明提供了一种成形增强复相钢，该复相钢抗拉强度大于980MPa，同时具有良好的扩孔性能和成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件。
本发明还提供一种成形增强复相钢的制备方法。
本发明通过以下技术方案实现：
一种成形增强复相钢，所述成形增强复相钢的化学成分按质量分数分别如下：C：0.17％～0.21％，Si：0.2～0.7％，Mn：1.8～2.5％，P：≤0.01％，S：≤0.005％，Al：0.4～0.8％，Cr：0.1～0.39％，Nb：0.02～0.04％，以及Ti：0.01～0.04％和/或Cu：0.03～0.1％，余量为Fe；
所述成形增强复相钢具有如下的组织特征：
以面积率计，微观组织含4-9％的残余奥氏体组织，10％-25％的铁素体组织，30-50％的贝氏体铁素体组织和25-45％的马氏体组织。
优选的，所述成形增强复相钢的化学成分中，C、Si、Mn、Al和Cr的质量分数分别如下：
C：0.185～0.205％，Si：0.4～0.6％，Mn：2.0～2.4％，Al：0.5～0.7％，Cr：0.2～0.39％。
优选的，所述成形增强复相钢的化学成分中，Ti和Cu的质量分数分别如下：
Ti：0.02～0.04％，Cu：0.04～0.07％。
一种成形增强复相钢的制备方法，包括：
将化学成分与所述成形增强复相钢化学成分相同的钢水连铸成铸坯，对铸坯进行加热、热轧，得到热轧板；
热轧板经酸洗后进行冷轧；
连续退火、平整，得到成品。
进一步的，所述铸坯加热温度为1200～1250℃，保温1～2小时。
进一步的，所述热轧工序中，粗轧出口温度为1000～1100℃，终轧温度为850～900℃，卷取温度为550～620℃。
进一步的，所述冷轧工艺采用5道次冷轧，总冷轧压下率为50％～60％，其中第一道次冷轧压下率占总压下率的20～30％。
进一步的，所述连续退火工艺为：
以5～10℃/s的加热速率将冷轧后的带钢加热到800～900℃，保温200s，再以20～40℃/s的速率冷却到温度330～450℃，保温800s，随后以10～20℃/s的速度冷却到0-50℃。
进一步的，所述平整工序中，平整延伸率为0.2％～0.6％。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本发明一种成形增强复相钢，通过对成形增强复相钢的化学成分、微观组织及制备工艺进行改进，得到的成形增强复相钢扩孔率不低于40％，屈服强度为780MPa-920MPa，抗拉强度为980MPa-1150MPa，均匀延伸率不低于8％，断后延伸率至少为10％，同时具有良好的扩孔性能和成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1是本发明成形增强复相钢的微观组织。
图1采用扫描电镜拍摄，其中：板条状组织为贝氏体铁素体，块状组织为马氏体和残余奥氏体。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
本发明实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
本发明对成形增强复相钢的化学成分、微观组织及制备工艺进行改进，得到一种成形增强复相钢，其抗拉强度大于980MPa，同时具有良好的扩孔性能和成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件。
具体的，所述成形增强复相钢的化学成分按质量分数分别如下：
C：0.17％～0.21％，Si：0.2～0.7％，Mn：1.8～2.5％，P：≤0.01％，S：≤0.005％，Al：0.4～0.8％，Cr：0.1～0.39％，Nb：0.02～0.04％；
并包含下列元素中的至少一种：
Ti：0.01～0.04％，Cu：0.03～0.1％；余量为Fe。
本发明成形增强复相钢化学成分设计的原理如下：
C：C元素作为超高强钢的重要组成元素，可以使材料达到1000MPa的强度级别，同时C还是奥氏体稳定元素，可以保证成品中具有4-9％的残余奥氏体，实现成形能力的增强，但是过高的C元素会明显影响产品的焊接性能，因此在本发明中将C含量设定为0.17％～0.21％，优选为0.185～0.205％。
Si：Si元素也是一种强化元素，而且它在固溶强化的时候不进入渗碳体，可以抑制碳化物的析出。但是Si的添加对带钢的表面会产生显著的影响，易于表面产生氧化铁皮残留，因此Si的含量不能过高，当Si含量达到0.6％以上且Si/Mn比达0.39以上时，表面状态将严重恶化，存在大量氧化铁皮残留，到因此在本发明中将Si含量设定为0.2～0.7％。优选为0.4～0.6％。
Mn：Mn也是一种固溶强化元素，同时也是奥氏体稳定元素，Mn的添加可以阻止冷却过程中奥氏体向珠光体的转变，提高材料的淬透性。当Mn含量过低时，残余奥氏体稳定性较差，而Mn含量过高则会导致P和S元素的偏聚，从而恶化材料的加工性能，因此Mn元素含量设定为1.8％～2.5％，优选为2.0～2.4％。
P和S：P和S元素作为杂质元素，其中P元素固溶存在于铁素体，会使材料的韧性变差，因此P元素含量越低越好；而S元素则会与Mn元素发生相互作用形成MnS，影响材料的扩孔性能和耐蚀性能，因此S元素的含量也是越低越好，在本发明中将P含量上限设定为0.01％，S含量上限设定为0.005％。
Al：为了使增强成形复相钢的残余奥氏体稳定，需要0.7％以上的Si元素排除铁素体中的C，由于热镀锌双相钢Si元素会影响镀层质量，而Al在钢中的作用与Si类似，因此在本发明中采用以Al代Si，但是Al替代Si无法做到1∶1的替换，约为1∶1.3的替换才能起到Si的作用，因此Al的含量要略高，但是Al的含量要由于Al的添加可能会在钢水中产生Al2O3形成非金属夹杂，而起在浇铸时会导致钢水的粘度较大堵塞水口，所以Al的含量也不能过高，本发明中将Al元素的含量设定为0.4～0.8％，优选为0.5～0.7％。
Cr：Cr元素在这里的主要作用是推迟贝氏体的转变，这样才能在最终成品获得贝氏体铁素体组织，该组织可以保证材料获得更高的扩孔性能，但是过高的Cr会严重降低材料的均匀变形能力，因此Cr元素的含量优选为0.1～0.39％，优选为0.2～0.39％。
Nb：Nb元素的作用与Ti元素的作用十分相似，可以与C元素形成NbC析出，同时可以阻止铁素体晶粒长大从而使晶粒细化提高强度，如果没有细晶强化的存在，组织中的铁素体尺寸将过大，即使后续会有Ti、Cu的析出强化，铁素体的尺寸仍不足以使材料具有较高的屈服强度，也就无法满足高扩孔的要求，因此需要添加Nb元素，但是Nb的成本比较高，添加过量的Nb将使材料的成本过高，因此Nb元素的含量的添加设定为0.02～0.04％。
Ti：Ti元素可以与C、N元素形成TiC、TiN析出，可以显著提高材料的屈服强度，同时Ti元素可以阻止铁素体晶粒长大从而使晶粒细化提高强度，但是TiC、TiN的过度析出会使成形性能降低，因此Ti元素的含量设定为0.02～0.04％。
Cu：Cu元素具有很好的时效强化能力，通过Cu的纳米析出物可以有效地强化铁素体，在带钢退火过冷却到一定温度后需要进行保温，可以有效的产生时效强化效果，此外由于Cu的弥散析出可以抑制粗大的TiC、TiN形成，起到对复合强化的作用，但是过高的Cu会增加钢的脆性，而且会使热轧带钢强度过高，冷轧轧制时边裂严重，因此Cu元素的含量设定为0.03-0.1％，优选为0.04-0.07％。
所述成形增强复相钢，其微观组织含有4-9％的残余奥氏体组织，10％-25％的铁素体组织，30-50％的贝氏体铁素体组织和25-45％的马氏体组织。残余奥氏体主要作用是为了增强材料的成形性能，当残余奥氏体比例小于4％时，其含量太低即使变形时发生相变诱导塑性效应也无法明显提高材料的均匀延伸率，无法使材料获得增强的成形能力，而当残余奥氏体含量大于10％时，在变形时会发生相变诱导塑性效应残余奥氏体发生马氏体转变，从而导致扩孔能力降低，因此设定为4％-9％。铁素体可以提供材料的变形能力，但是过高的铁素体含量将严重降低材料的扩孔能力，而贝氏体铁素体为贝氏体的一种，在快速冷却后的等温过程中将会使过饱和的奥氏体稳定元素向残余奥氏体中扩散，使残余奥氏体具有更好的稳定性，提高材料的均匀变形能力，同时贝氏体铁素体的强度处于铁素体与马氏体中间，因此可以形成强度的均匀变化，满足材料具有较高的扩孔率，因此其成分设定为30-50％之间。马氏体为材料提供强度，但是过高的马氏体含量将使材料的强度过高，相应的成形能力会明显降低，因此设定为25-45％。
相应的本发明还提供了上述成形增强复相钢的制备方法，其工艺流程为冶炼→连铸→热轧→酸洗→冷轧→连续退火→平整。
本发明具体工艺改进如下：
1)通过冶炼炉冶炼出符合上述成分范围的钢水并铸成铸坯，对铸造板坯进行加热、热轧，具体为，将冶炼后的铸坯加热到1200-1250℃，保温1-2小时，粗轧出口温度1000-1100℃，终轧温度控制在850-900℃，卷取温度控制在550-620℃。
上述终轧温度处于全奥氏体区，卷取温度处于贝氏体转变区，获得的热轧组织为铁素体及贝氏体组织，在后续退火时可以获得更均匀的组织，而且组织中的合金分配更加均匀，卷取温度过高或过低将直接影响材料退火后的组织组成，尤其是马氏体的比例，这将直接对材料的扩孔率产生影响。
上述带钢终轧温度优选为860-890℃，卷取温度优选为560-590℃。
2)热轧板经酸洗后进行冷轧，采用5道次冷轧，总冷轧压下率为50％-60％，其中第一道次冷轧压下率占总压下率的20-30％；
3)连续退火工序为：以5-10℃/s的加热速率将带钢加热到800-900℃之间保温200s，上述退火温度处于大部分奥氏体或者全奥氏体区间，加热温度过高随后冷却到贝氏体温度后得到的马氏体含量过高，影响扩孔性能，优选840-860℃。随后以20-40℃/s的速率冷却到温度330-450℃之间保温800s，若冷却保温温度低于330℃，此时贝氏体铁素体中的合金元素无法扩散至残余奥氏体中，残余奥氏体稳定性较差，在随后的平整中即发生变形诱导相变，使材料的均匀延伸率变低，若冷却保温温度高于450℃，贝氏体铁素体大量分解形成铁素体和渗碳体，无法获得稳定残余奥氏体，此外还使材料的屈服强度降低，且材料无法获得良好的均匀伸长率，由此需要将温度设定为330-450℃，优选为370-400℃。随后以10-20℃/s的速度快速冷却到室温。
4)平整工序：平整延伸率：0.2％-0.6％。
平整是使带钢表面获得适宜的粗糙度的一种手段，平整延伸率过小或者过大都将使表面粗糙度过小或者过大，此外过大的平整延伸率还将使组织中的残余奥氏体发生马氏体转变，导致带钢的均匀延伸率明显降低，因此将平整延伸率设定为0.2-0.6％，优选为0.3-0.4％。
本发明通过对复相钢的化学成分及制备工艺的改进，制得的成形增强复相钢其室温拉伸时屈服强度为780MPa-920MPa，抗拉强度为980MPa-1150Mpa，均匀延伸率不小于8％，断后延伸率不小于10％；扩孔率大于40％，可有效避免过低的扩孔率导致其在翻边扩孔过程中发生开裂，扩孔率最优可达到79％。通过上述改进，得到的成形增强复相钢同时具有良好的扩孔性能和成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请一种成形增强复相钢进行详细说明。
实施例
本发明一种成形增强复相钢，其化学成分按质量分数分别如下：
C：0.17％～0.21％，Si：0.2～0.7％，Mn：1.8～2.5％，P：≤0.01％，S：≤0.005％，Al：0.4～0.8％，Cr：0.1～0.39％，Nb：0.02～0.04％；
并包含下列元素中的至少一种：
Ti：0.01～0.04％，Cu：0.03～0.1％；余量为Fe。
本发明设置25个实施例和4个对比例，25个实施例中，成形增强复相钢总共有7种不同化学成分，命名为成分1-7，成分1-7及对比例的化学成分如表1所示。
表1成分1-7及对比例1-4的化学成分(质量分数％)
C Si Mn P S Al Nb Cr Mo Ti Cu
成分1 0.17 0.66 2.06 0.005 0.003 0.53 0.031 0.38 - 0.038 0.009
成分2 0.18 0.33 2.11 0.007 0.003 0.75 0.022 0.25 - 0.04 0.012
成分3 0.19 0.57 2.32 0.007 0.002 0.57 0.028 0.31 - 0.032 0.012
成分4 0.20 0.61 2.44 0.006 0.003 0.67 0.031 0.21 - 0.035 -
成分5 0.20 0.67 2.34 0.005 0.002 0.72 0.035 0.22 - 0.032 -
成分6 0.21 0.23 1.87 0.005 0.002 0.44 0.033 0.33 - - 0.011
成分7 0.19 0.51 2.21 0.009 0.004 0.61 0.031 0.27 - 0.031 0.05
对比例1 0.18 0.34 2.15 0.012 0.002 0.057 0.044 0.48 - 0.034 -
对比例2 0.17 0.59 2.15 0.005 0.003 0.004 0.052 0.55 - 0.05 -
对比例3 0.082 0.35 2.23 0.01 0.005 - 0.022 0.35 0.22 0.019 -
对比例4 0.093 0.27 2.17 0.013 0.006 - 0.021 0.37 0.23 0.018 -
实施例1-25成形增强复相钢的制备方法，包括：冶炼→连铸→热轧→酸洗冷轧→连续退火→平整。具体如下：
1)通过冶炼炉冶炼出符合上述成分范围钢水并铸成铸坯，对铸坯进行加热、热轧，将冶炼后的铸坯加热到1200～1250℃，保温时间1～2小时，粗轧出口温度1000～1100℃，终轧温度控制在850～900℃，优选为860-890℃，卷取温度控制在550～620℃，优选为560-590℃，热轧厚度控制在3.0mm；
2)热轧板经酸洗后冷轧至1.2mm，具体为：采用5道次冷轧，总冷轧压下率为50％～60％，其中第一道次冷轧压下率占总压下率的20～30％；
3)连续退火工序为：以5～10℃/s的加热速率将带钢加热到800～900℃之间保温200s，优选840-860℃，以20～40℃/s的速率快速冷却到温度330～450℃之间保温800s，优选370-400℃，随后以10～20℃/s的速度冷却到室温。
4)平整工序：平整延伸率：0.2％～0.6％，优选为0.3～0.4％。
实施例1-25及对比例1-4的具体工艺如表2所示。
表2实施例1-25及对比例1-4的热轧和退火工艺参数
Figure BDA0002707002940000071
Figure BDA0002707002940000081
表2中，“成分1实施例1”代表实施例1，且其钢水化学成分采用成分1，其余实施例据此类推，表2中，保温温度指的是过时效温度。
通过上述工艺所得产品的力学性能和组织组成如表3所示。其中，所得产品的常规力学性能采用拉伸实验机根据《GBT 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行测试，试样尺寸为附录B中P6试样；扩孔率根据《GBT 15825.4-2008金属薄板成形性能与试验方法》进行检测。
表3实施例1-25及对比例1-4得到成品的力学性能和组织组成
Figure BDA0002707002940000091
Figure BDA0002707002940000101
根据表1-3可以看出，本发明的材料通过特殊的成分设计和工艺的组合，可以降低合金成本，获得了扩孔率不低于40％，屈服强度为780MPa-920MPa，抗拉强度为980MPa-1150MPa，均匀延伸率至少为8％，断后延伸率至少为10％的1000MPa级成形增强的复相钢，该超高强钢板适用于生产具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件，例如座椅的侧板，局部需要具有良好的均匀变形能力，同时零件上还具有大量的扩孔凸缘成形设计。而传统复相钢只能满足扩孔凸缘成形，均匀变形能力较差，冷冲压会出现大量冲压开裂。
与此相对，对于对比例1-4制备的钢板而言，其成形性能或者扩孔性能均无法同时满足目标的需要。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (9)

1.一种成形增强复相钢，其特征在于，所述成形增强复相钢的化学成分按质量分数分别如下：
C：0.17％～0.21％，Si：0.2～0.7％，Mn：1.8～2.5％，P：≤0.01％，S：≤0.005％，Al：0.4～0.8％，Cr：0.1～0.39％，Nb：0.02～0.04％，以及Ti：0.01～0.04％和/或Cu：0.03～0.1％，余量为Fe；
所述成形增强复相钢具有如下的组织特征：
以面积率计，微观组织含4-9％的残余奥氏体组织，10％-25％的铁素体组织，30-50％的贝氏体铁素体组织和25-45％的马氏体组织，所述成形增强复相钢的屈服强度为780MPa-920MPa，抗拉强度为980MPa-1150Mpa，均匀延伸率不小于8％，断后延伸率不小于10％；扩孔率大于40％。
2.根据权利要求1所述的一种成形增强复相钢，其特征在于，所述成形增强复相钢的化学成分中，C、Si、Mn、Al和Cr的质量分数分别如下：
C：0.185～0.205％，Si：0.4～0.6％，Mn：2.0～2.4％，Al：0.5～0.7％，Cr：0.2～0.39％。
3.根据权利要求1所述的一种成形增强复相钢，其特征在于，所述成形增强复相钢的化学成分中，Ti和Cu的质量分数分别如下：
Ti：0.02～0.04％，Cu：0.04～0.07％。
4.一种如权利要求1-3中任一项所述的成形增强复相钢的制备方法，其特征在于，包括：
将化学成分与所述成形增强复相钢化学成分相同的钢水连铸成铸坯，对铸坯进行加热、热轧，得到热轧板；
热轧板经酸洗后进行冷轧；
连续退火、平整，得到成品。
5.根据权利要求4所述的一种成形增强复相钢的制备方法，其特征在于，所述铸坯加热温度为1200～1250℃，保温1～2小时。
6.根据权利要求4所述的一种成形增强复相钢的制备方法，其特征在于，所述热轧工序中，粗轧出口温度为1000～1100℃，终轧温度为850～900℃，卷取温度为550～620℃。
7.根据权利要求4所述的一种成形增强复相钢的制备方法，其特征在于，所述冷轧工艺采用5道次冷轧，总冷轧压下率为50％～60％，其中第一道次冷轧压下率占总压下率的20～30％。
8.根据权利要求4所述的一种成形增强复相钢的制备方法，其特征在于，所述连续退火工艺为：
以5～10℃/s的加热速率将冷轧后的带钢加热到800～900℃，保温200s，再以20～40℃/s的速率冷却到温度330～450℃，保温800s，随后以10～20℃/s的速度冷却到0-50℃。
9.根据权利要求4所述的一种成形增强复相钢的制备方法，其特征在于，所述平整工序中，平整延伸率为0.2％～0.6％。
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