CN113403545A - 高扩孔性DH1180MPa冷轧连退钢板及其制备方法 - Google Patents

高扩孔性DH1180MPa冷轧连退钢板及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种高扩孔性DH1180MPa冷轧连退钢板及其制备方法，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.14％～0.16％，Si：0.8％～1.2％，Mn：2.2％～3.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Ti/Nb：0.02％～0.03％，且满足C+Si/4≤0.4，余量为Fe和不可避免的杂质。制备方法包括冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、连退；应用本发明生产的钢板屈服强度850～1050MPa，抗拉强度1180MPa以上，断后延伸率15％以上，扩孔率25％以上。

Description

高扩孔性DH1180MPa冷轧连退钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种高扩孔性能 DH1180MPa冷轧连退钢板及其制备方法。
背景技术
近些年来，能源危机及环境问题不断促使汽车工业向着“节能减排”的方向不断发展，汽车轻量化的进程不断加快。作为车身主要用材的汽车先进高强也向着“高强减薄”的目标不断努力。然而，强度与塑性不兼容性一直是材料领域无法逾越的“鸿沟”。以双相钢为例，当强度达到980MPa及1180MPa以上时，塑性降低至10％左右，冷变形条件下很难完成成形复杂，甚至较为复杂的车身结构件，往往依靠辊压成形实现零件方案。基于该问题，欧洲相关研究提出DH钢的概念，即塑性增强型双相钢，引入少量贝氏体及残余奥氏体，以此提高钢板塑性。但是，复相的引入虽然提高了钢板的成形性能，但由于的软相的添加及复相下不均匀的应变分配，导致DH钢的扩孔性能下降，这导致其无法胜任翻边性能要求高的汽车结构件，如发动机边梁、座椅边梁，纵梁等翻边要求较高结构件。与此同时，即便塑性增强的DH钢，当强度达到980MPa或1180MPa时，其塑性仅达到15％左右，也无法胜任诸多车身高拉延性能结构件。因此，基于DH钢相对于 DP钢较好的拉延性能，提高DH钢翻边性能，即提高DH钢的扩孔性能对高强度级别DH钢在车身上的应用至关重要。
专利文献《一种抗拉强度1200MPa冷轧双相钢及其生产方法》(公开号：CN108642379 B)公开的双相钢其主要化学成分为：C：0.09％～ 0.13％，Si：0.1％～0.4％，Mn：2.0％～2.6％，P≤0.01％，S≤0.01％， Al：0.02％～0.06％，Cr：0.3～0.6％，Mo：0.1～0.3％，Nb：0.01～0.04％， Ti：0.01％～0.04％，B：0.001～0.003％，其余为Fe及不可避免杂质。所获得钢板屈服强度820MPa，抗拉强度1200MPa，延伸率(A80) 大于等于6％。该产品在成分中添加Cr、Mo、Nb等比较昂贵合金，提高了该钢的合金成本；此外，6％的延伸率很难实现零件的冷冲压成形，使用难度较大。
专利文献《一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法》 (公开号：CN102021483B)公开了的双相钢其主要化学成分为：C： 0.19％～0.21％，Si：0.7％～0.9％，Mn：1.9％～2.1％，Cr：0.01～0.02％， Nb：0.02％～0.04％，P≤0.005％，S≤0.003％，其余为Fe及不可避免杂质。产品为冷轧退火钢板，该钢为1200MPa级钢，延伸率均在 8％～10％，屈服强度为580～660MPa。较低屈服强度标志着其较差的扩孔性能。同时，该钢塑性亦维系在较低的范围，很难实现较复杂结构件的拉延需求。
专利文献《一种1200MPa级超快冷冷轧双相钢板及其制备方法》 (公开号：CN109280857A)公开的双相钢其主要化学成分为：C： 0.12％～0.17％，Si：0.3％～0.6％，Mn：2.0％～2.4％，P≤0.015％，S ≤0.008％，Als：0.03～0.06％，Ti：0.03～0.06％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免杂质。该钢性能为：屈服强度820～950MPa，抗拉强度： 1200～1350MPa，延伸率为5～10％。该钢制备方法中涉及超快速冷却 130～150℃/s，这在现实的生产工艺中很难实现，且产品拉延性能很难满足较为复杂的零件成形。
发明内容
本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种屈服强度 850～1050MPa，抗拉强度1180MPa以上，断后延伸率15％以上，扩孔率25％以上的高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.14％～0.16％，Si：0.8％～1.2％，Mn：2.2％～ 3.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Ti/Nb：0.02％～0.03％，且满足C+Si/4 ≤0.4％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述钢板显微组织为铁素体+回火马氏体+贝氏体+残余奥氏体；其中，钢板组织按体积百分比计为：铁素体：≤10％、回火马氏体 70％～80％、贝氏体3.5～11％、残余奥氏体5～8.5％。本发明在DP钢的析出上引入部分残余奥氏体改善钢板塑性。
所述钢板屈服强度850～1050MPa，抗拉强度1180MPa以上，断后延伸率15％以上，扩孔率25％以上。
本发明合金设计的理由如下：
C：C为本发明中的重要元素之一。确保该钢的奥氏体化开始温度(A1)及完全奥氏体化温度(A3)，以此保证钢板临界区的奥氏体稳定化行为。此外，C原子在合金化镀锌阶段保温过程的扩散行为及镀锌前调整阶段的扩散行为，促进室温残余奥氏体的稳定性增强，进而保证本发明钢板变形过程TRIP效应的进行，起到强化钢板、提高塑性的效果。然而，过高的C添加将导致钢板的焊接性能降低。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.14％～0.16％。
Si：Si为本发明中重要元素之一。在本发明中Si主要起到在过时效阶段抑制渗碳体析出的作用。然而添加过多的Si会降低钢的表面质量。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.8％～1.2％。
Mn：Mn元素是本发明重要元素之一。Mn元素的多少将影响过冷奥氏体冷却阶段的淬透性，推迟冷却过程中的珠光体转变，保证本发明一定冷速条件下的有效马氏体相变进行。同时，Mn元素的添加亦决定奥氏体化温度的变化，较高Mn含量的增加将大降低全奥氏体化温度点，这将导致一般连退温度下奥氏体化温度过高，晶粒粗大；而降低奥氏体化温度则将无法匹配连退温度。因此，控制Mn含量为 2.2％～3.0％。
Ti：Ti可以捕捉钢中游离的N原子，起到固N的作用。同时TiN 可在凝固过程中析出，起到钉扎晶界的作用，Ti(C,N)热轧阶段析出起到钉扎原奥氏体晶界，细化原奥氏体晶粒的作用。因此，本发明中将Ti元素含量控制为0.02％～0.03％。
Nb：在本发明不添加Ti元素时，Nb将成为必要添加元素。Nb 的添加将在热轧阶段依靠应变诱导析出的方式形成于原奥氏体晶粒中，起到钉扎原奥氏体晶界，细化原始奥氏体晶粒的作用。
本发明技术方案之二是提供一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板的制备方法，包括冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、连退；
(1)冶炼：
通过转炉进行冶炼，得到上述范围内的合金成分。
(2)热轧：
热轧：加热温度在1200～1280℃之间，保温时间大于2小时；开轧温度在1050～1150℃之间，终轧温度在900℃以上；卷取温度在 550～600℃之间；
加热温度在1200～1280℃之间，保温时间大于2小时：使钢中合金元素均匀化，在钢中添加Ti元素时，提高Ti原子的活度，捕捉钢中的游离N，起到固N的作用；同时促进Ti(C，N)的析出，起到钉扎原奥氏体晶界，细化原奥氏体晶粒的作用。
开轧温度在1050～1150℃之间，终轧温度在900℃以上：保证再结晶区的轧制道次，促进原奥氏体晶粒在热轧阶段的动态再结晶行为，细化晶粒；同时，当钢中添加Nb元素时，加强再结晶轧制区间下的应变诱导析出行为，促进Nb(C,N)析出，钉扎原始奥氏体晶界。
卷取温度在550～600℃之间，防止卷取温度过高所导致的塌卷现象，同时防止卷取温度过低导致贝氏体形成，加大冷轧难度。热轧卷厚度在2.8～3.5mm之间。
(3)酸洗：去除热轧表面所生成的氧化铁皮，保证冷轧钢板表面质量。
(4)冷轧：冷轧压下率为50％～60％，保证冷轧50％以上轧制压下量，促进冷轧组态中的组织纤维化；同时，防止冷轧压下率过高，导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度。
(5)连退：
①加热：以10℃/s加热至A3+(10～20)℃，等温时间在100～220s；所述A3：820～870℃；
本发明连退等温温度为A3+(10～20)℃，意在确保保温阶段不同合金成分钢的全奥氏体化行为，防止加热过程中形成临界区铁素体未回溶的现象发生；同时，防止全奥氏体化温度过高导致奥氏体晶粒粗化，影响钢板的整体性能。等温时间的选定在于防止等温时间过短，奥氏体形核不充分，残留临界区铁素体导致钢板屈服强度降低；同时亦防止全奥氏体化时间过长，导致奥氏体晶粒粗化。
②缓冷：缓冷温度680～720℃，缓冷冷速控制在0.5～5℃/s；缓冷后钢板显微组织中取向附生铁素体体积百分含量为10％以下。
在冷却过程中存在取向附生铁素体在奥氏体中析出长大的现象存在，铁素体的析出将明显降低钢板的屈服强度，故控制缓冷温度为 700℃以上，以防止过多取向附生铁素体形成，控制其含量为10％以下。
③快冷：缓冷后以大于30℃/s的冷速冷却至TQ-(10～20)℃；快冷后钢板显微组织中奥氏体体积百分含量≤5％；TQ：205～260℃； TQ对应合金成分下的最佳淬火温度；
fα＝1-exp{β(Ms-TQ)} 公式1
Ms点公式为Ms＝545-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al-60.5Vγ -1/3 公式2
其中，fα为马氏体相变量；β为常数，对于碳钢而言为-0.011；TQ为淬火温度。
Figure BDA0003077190600000071
Figure BDA0003077190600000072
Figure BDA0003077190600000073
Figure BDA0003077190600000074
其中，T和R分别为绝对温度和摩尔气体常数；fi γ和
Figure BDA0003077190600000075
分别为配分过程开始时的未转变奥氏体的摩尔分数和碳含量；
Figure BDA0003077190600000076
和
Figure BDA0003077190600000077
分别为配分过程结束时奥氏体和马氏体的摩尔分数；
Figure BDA0003077190600000078
和
Figure BDA0003077190600000079
分别为配分过程结束时奥氏体和马氏体的碳含量而
Figure BDA00030771906000000710
为合金的碳含量，以上碳含量均为摩尔分数。
通过上述公式1-6即可得出TQ，最佳淬火温度。
TQ为对应合金成分下的最佳淬火温度，该温度下残余奥氏体含量最大且稳定，而本发明意在得到更高强度基体。因此在最大残余奥氏体获得的基础上继续降低淬火温度，控制奥氏体含量为5～8.5％左右。
④过时效：随后以大于10℃/s的加热速度升温至Ms+(10～20)℃～420℃进行过时效，过时效等温时间为120～400s；过时效后钢板显微组织中贝氏体体积百分含量3.5％～11％；Ms：335～380℃。
保证回火过程中的C扩散进行，因此控制连退过时效温度至 Ms+(10～20)～420℃；同时防止过高的过时效温度导致回火软化碳化物析出，因此温度不宜高于420℃。过时效等温时间120～400s其意义在于防止等温时间过低导致C扩散效果不充分，且防止等温时间过长导致回火马氏体碳化物析出。值得注意该过程中将有3.5％～11％左右贝氏体形成。
⑤随后以1～3℃/s冷速冷却至室温。
最终钢板显微组织为铁素体+回火马氏体+贝氏体+残余奥氏体；其中，钢板组织按体积百分比计为：钢板铁素体：≤10％、回火马氏体70％～80％、贝氏体3.5～11％、残余奥氏体5～8.5％。。本发明在DP 钢的析出上引入部分残余奥氏体改善钢板塑性。
通过上述方法可以得到产品性能满足屈服强度850～1050MPa，抗拉强度1180MPa以上，断后延伸率15％以上，扩孔率25％以上。本发明的有益效果在于：
(1)本发明的钢材化学成分主要以C、Si、Mn为主要元素，合金设计简单，适用于工业化生产，同时控制C+Si/4≤0.4，有利于生产及应用过程中的激光焊接及电阻点焊；
(2)本发明最终组织为回火马氏体+取向附生铁素体+残余奥氏体+少量贝氏体，通过工艺的调节，摒弃传统双相钢及DH钢中临界区铁素体，依靠缓冷及快冷过程中得到的取向附生铁素体提高屈服强度，同时引入残余奥氏体提高钢板塑性，实现1180MPa级别高强钢“提屈服”及“提塑性”的综合效果。
(3)在1180MPa汽车高强钢领域，15％的塑性及25％的扩孔值预示其可胜任较为复杂的车身结构件，提供了1180MPa高强钢在车身应用的更多可能性。
附图说明：
图1是本发明实施例1显微组织金相图。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、连退。
(1)热轧：加热温度在1200～1280℃之间，保温时间大于2小时；开轧温度在1050～1150℃之间，终轧温度在900℃以上；卷取温度在550～600℃之间；
(2)冷轧：冷轧压下率为50％～60％；
(3)连退：
①加热：以10℃/s加热至A3+(10～20)℃，等温时间在100～220s；
②缓冷：缓冷温度700℃以上，缓冷冷速控制在0.5～5℃/s；
③快冷：缓冷后以大于30℃/s的冷速快速冷却至TQ-(10～20)℃；
④过时效：随后以大于10℃/s的加热速度升温至Ms+(10～20)℃～420℃进行过时效，过时效等温时间为120～400s；
⑤随后以1～3℃/s冷速冷却至室温。
进一步；所述A3：820～870℃，Ms：335～380℃，TQ：205～260℃。
进一步；所述步骤(3)-②中，缓冷后钢板显微组织中取向附生铁素体体积百分含量为10％以下。
进一步；所述步骤(3)-③中，快冷后钢板显微组织中奥氏体体积百分含量为5％～8.5％。
进一步；所述步骤(3)-④中，过时效后钢板显微组织中贝氏体体积百分含量为3.5～11％左右。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢热轧的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢连退的主要工艺参数见表3。本发明实施例钢的组织见表4。本发明实施例钢的力学性能见表5。
表1本发明实施例钢的成分(wt％)
C Mn Si Al P S Ti Nb A3 Ms T<sub>Q</sub>
1 0.151 2.8 1.0 -- 0.01 0.003 -- -- 816 332 244
2 0.160 2.7 0.9 -- 0.01 0.005 0.02 -- 812 327 239
3 0.147 2.8 1.2 -- 0.009 0.003 - 0.02 824 351 262
4 0.155 2.5 0.8 0.3 0.01 0.005 0.01 -- 841 339 266
5 0.152 2.2 0.8 0.2 0.005 0.003 -- 0.02 835 348 238
6 0.154 2.3 1.2 -- 0.01 0.005 0.02 -- 827 338 242
7 0.152 2.2 1.1 -- 0.01 0.005 -- 0.01 823 335 253
8 0.158 2.5 1.1 -- 0.01 0.005 0.02 - 848 358 245
9 0.146 2.4 0.8 0.009 0.003 0.02 -- 834 346 234
10 0.157 2.5 0.8 -- 0.01 0.005 0.02 - 829 341 245
11 0.143 2.4 0.7 -- 0.005 0.003 - 0.02 833 346 236
12 0.152 2.2 0.7 0.5 0.009 0.003 -- -0.02 829 332 229
13 0.156 2.2 1.1 -- 0.008 0.005 0.02 -- 835 336 248
14 0.151 2.2 1.0 0.4 0.01 0.003 0.01 -- 848 352 231
15 0.154 2.3 1.2 0.3 0.02 0.005 - 0.03 839 349 243
表2本发明实施例钢热轧的主要工艺参数
Figure BDA0003077190600000111
表3本发明实施例钢连退的主要工艺参数
Figure BDA0003077190600000121
表4本发明实施例钢的组织
Figure BDA0003077190600000131
表5本发明实施例钢的力学性能
实施例 Rp0.2/MPa Rm/MPa A50/％ λ/％
1 858 1205 16.7 30.4
2 866 1214 15.8 29.5
3 906 1209 15.2 25.6
4 872 1198 16.1 27.5
5 876 1190 15.4 29.3
6 863 1205 15.9 28.7
7 902 1208 16.3 30.2
8 881 1188 16.5 26.6
9 856 1206 15.4 28.5
10 903 1211 16.2 26.6
11 886 1196 16.1 27.9
12 865 1197 15.3 27.6
13 866 1209 15.5 26.7
14 903 1204 15.8 30.1
15 878 1189 15.5 25.9
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims (8)

1.一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板，其特征在于，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.14％～0.16％，Si：0.8％～1.2％，Mn：2.2％～3.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Ti/Nb：0.02％～0.03％，且满足C+Si/4≤0.4％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板，其特征在于，所述钢板显微组织为取向附生铁素体+回火马氏体+贝氏体+残余奥氏体；其中，钢板组织按体积百分比计为：铁素体：≤10％、回火马氏体70％～80％、贝氏体3.5～11％、残余奥氏体5～8.5％。
3.根据权利要求1所述的一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板，其特征在于，所述钢板屈服强度850～1050MPa，抗拉强度1180MPa以上，断后延伸率15％以上，扩孔率25％以上。
4.一种权利要求1-3任一项所述的一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板的制备方法，包括冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、连退；其特征在于：
(1)热轧：加热温度在1200～1280℃，保温时间大于2小时；开轧温度在1050～1150℃之间，终轧温度在900℃以上；卷取温度在550～600℃之间；
(2)冷轧：冷轧压下率为50％～60％；
(3)连续退火：
①加热：以10℃/s加热至A3+(10～20)℃，等温时间在100～220s；
②缓冷：缓冷温度680～720℃，缓冷冷速控制在0.5～5℃/s；
③快冷：缓冷后以大于30℃/s的冷速快速冷却至淬火温度TQ-(10～20)℃；
④过时效：随后以大于10℃/s的加热速度升温至Ms+(10～20)℃～420℃进行过时效，过时效等温时间为120～400s；
⑤随后以1～3℃/s冷速冷却至室温。
5.根据权利要求4所述的一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板的制备方法，其特征在于：所述A3：820～870℃，Ms：335～380℃，TQ：205～260℃。
6.根据权利要求4所述的一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板的制备方法，其特征在于：所述步骤(3)-②中，缓冷后钢板显微组织中铁素体体积百分含量为10％以下。
7.根据权利要求4所述的一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板的制备方法，其特征在于：所述步骤(3)-③中，快冷后钢板显微组织中残余奥氏体体积百分含量为5％～8.5％。
8.根据权利要求4所述的一种高扩孔性能DH1180MPa冷轧连退钢板的制备方法，其特征在于：所述步骤(3)-④中，过时效后钢板显微组织中贝氏体体积百分含量为3.5％～11％。
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