CN113667894B - 一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法 - Google Patents

一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本申请涉及钢铁领域，尤其涉及一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法。所述双相钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.06‑0.09％，Mn：1.9‑2.1％，Si：0.03‑0.1％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，Ti：0.012‑0.014％，Nb：0.018‑0.02％，B：0.001‑0.0022％，余量为铁及不可避免的杂质元素，余量为铁及不可避免的杂质元素。本申请实施例提供的双相钢，通过控制化学成分，添加Nb、Ti是为了细化晶粒，添加B可以抑制珠光体与上贝氏体组织，扩大卷取温度窗口，同时控制双相钢的金相组织中马氏体和铁素体比例，保证成品钢的抗拉强度在800MPa以上，同时具有扩孔率30％以上得到了具有优良扩孔性能800MPa级双相钢。

Description

一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及钢铁领域，尤其涉及一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业节能减排、轻量化发展，双相钢由于具有良好的综合力学性能应用最为广泛。但是在使用过程中发现，传统的双相钢在诸多折弯和扩孔的零件上仍然成形困难，难以满足汽车设计复杂冲压结构件，这直接导致了冲压过程中出现开裂现象。为此广大汽车厂提出了具有优良扩孔性能双相钢的需求。
发明内容
本申请提供了一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法，以解决双相钢在冲压过程中出现开裂的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.06-0.09％，Mn：1.9-2.1％，Si：0.03-0.1％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，Ti：0.012-0.014％，Nb：0.018-0.02％，B：0.001-0.0022％，余量为铁及不可避免的杂质元素。
可选的，所述双相钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.06-0.09％，Mn：1.9-2.0％，Si：0.03-0.1％，P：≤0.010％，S：≤0.008％，Ti：0.012-0.014％，Nb：0.018-0.019％，B：0.001-0.0015％，余量为铁及不可避免的杂质元素。
可选的，所述双相钢的金相组织中，铁素体的体积分数为80-85％，马氏体的体积分数为15-20％。
可选的，所述铁素体的晶粒平均尺寸为3-7μm，M/A岛尺寸为1-3μm所占金相组织中体积比例为15-20％。
第二方面，本申请提供了一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢的制备方法，所述方法包括：
获取热轧卷原料；
将所述热轧卷原料依次进行开卷、焊接、矫直和酸洗，得到酸洗卷；
将所述酸洗卷进行冷连轧，得到冷硬卷；
将所述冷硬卷依次进行热处理、镀锌和光整，得到所述双相钢；
所述热处理依次包括：加热段、均热段和缓冷段；
可选的，所述焊接为用激光进行焊接，所述焊接的条件包括：焊接速度为2～6m/min，送丝速度为2～7m/min，退火电流为100～180A，退火温度为600～830℃。
可选的，酸洗的速度为40～220m/min，所述酸洗温度为75～90℃。
可选的，所述冷连轧包括：用F1～F5机架进行冷轧，所述冷连轧的压下分配率依次为：25～35％、25～35％、25～33％、20～27％、0.3～1％。
可选的，所述加热段的温度为780～820℃；所述均热段的温度为780～820℃，所述缓冷段的温度为700～730℃。
可选的，所述镀锌的速度为70～90m/min，所述镀锌的温度为450～460℃。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的双相钢，通过控制化学成分，在C含量在0.06-0.09％的基础上，添加Nb、Ti细化晶粒，添加B抑制珠光体与上贝氏体组织，扩大卷取温度窗口，同时控制双相钢的金相组织中马氏体和铁素体比例，保证成品钢的抗拉强度在800MPa以上，同时具有扩孔率30％以上，得到了具有优良扩孔性能800MPa级双相钢。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢的制备方法的流程示意图；
图2为本申请实施例1提供的一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢的金相组织图；
图3为本申请对比例1提供的一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢的金相组织图。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
本申请实施例提供了一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.06-0.09％，Mn：1.9-2.1％，Si：0.03-0.1％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，Ti：0.012-0.014％，Nb：0.018-0.02％，B：0.001-0.0022％，余量为铁及不可避免的杂质元素。
本申请实施例中，各元素及质量分数具有十分重要的作用，包括：
C：C是间隙强化元素，其特点是强化效果明显，原料成本低。其直接影响临界区处理后复相钢中贝氏体、马氏体等的体积分数，但是碳含量低(&lt；0.06％)不易得到硬相组织，碳含量太高，钢的淬透性增强，在较低的冷却速度下就能获得大量的马氏体组织，而得不到贝氏体组织，因此碳含量要求控制在0.06-0.09％，如果超出此范围，则材料的强度容易偏低或偏高。
Mn：锰是典型的奥氏体稳定化元素，显著提高钢的淬透性，降低贝氏体和马氏体形成的临界冷却速度，从而有效的降低退火过程中快冷段的冷却速度，进而有利于得到贝氏体或马氏体组织。同时也是一种廉价的稳定奥氏体与强化合金元素。但高的锰含量(＞2.0％)在推迟珠光体转变的同时，也推迟贝氏体转变，使“工艺窗口”变小，贝氏体区右移，使钢对工艺条件的敏感性变大，不利于稳定批量生产。锰含量太低易引起珠光体转变，组织中难于形成足够量的贝氏体。因此锰含量要求控制在1.9-2.1％。
Si：Si是铁素体的固溶强化元素，多相钢中加入硅的主要作用是扩大Fe-Fe3C相图中(α+γ)区，使临界区处理的温度范围加宽，改善多相钢的工艺性能，而且增大相图中A3线的倾斜度，这样就加大了热处理工艺的灵活性，从而有利于保持多相钢强度等性能的稳定性。因此碳含量要求控制在0.03-0.1％，硅含量过高或过低均达不到上述效果。
Ti和Nb：钛和铌都是强碳化物形成元素，其加入多相钢中的作用是与碳形成细小弥散的第二相颗粒，起到细化晶粒作用。其加入量过多会消耗钢中的碳，减少贝氏体、马氏体等硬相的生成，使钢的抗拉强度下降；加入太少不能起到细化晶粒作用。因此钢中钛和铌和钒含量要求控制在Ti：0.012-0.014％，Nb：0.018-0.02％。
B，硼可以抑制珠光体与上贝氏体组织，扩大卷取温度窗口，起到调控双相钢的组织中马氏体和铁素体比例的目的。。
作为一种可选的实施方式，所述双相钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.06-0.09％，Mn：1.9-2.0％，Si：0.03-0.1％，P：≤0.010％，S：≤0.008％，Ti：0.012-0.014％，Nb：0.018-0.019％，B：0.001-0.0015％，余量为铁及不可避免的杂质元素。
作为一种可选的实施方式，所述双相钢的金相组织中，铁素体的体积分数为80-85％，马氏体的体积分数为15-20％。
作为一种可选的实施方式，所述铁素体的晶粒平均尺寸为3-7μm，M/A岛尺寸为1-3μm所占金相组织中体积比例为15-20％。
第二方面，本申请提供了一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢的制备方法，如图1所示，所述方法包括：
S1.获取热轧卷原料；
S2.将所述热轧卷原料依次进行开卷、焊接、矫直和酸洗，得到酸洗卷；
本申请实施例中，开卷温度为530～570℃，热轧原料组织为铁素体与贝氏体(少量马氏体)组织。
本申请实施例中，矫直可以采用拉伸弯曲矫直机，矫直后钢带的延伸率为：0.5～1.5％，1#弯曲单元插入量：20～40mm；2#弯曲单元插入量：16～36mm；3#矫直单元插入量：8～20mm。保证每单元的插入量的原因是去除氧化铁皮并改善来料板形。
S3.将所述酸洗卷进行冷连轧，得到冷硬卷；
本申请实施例中，所述冷硬卷的抗拉强度≥1000MPa。
S4.将所述冷硬卷依次进行热处理、镀锌和光整，得到所述双相钢；
本申请实施例中，进行光整后，所述双相钢相比光整前，延伸了0.3％～0.8％。
所述热处理依次包括：加热段、均热段和缓冷段；
作为一种可选的实施方式，所述加热段的温度为780～820℃；所述均热段的温度为780～820℃，所述缓冷段的温度为700～730℃。
本申请实施例中，控制加热段、均热段和缓冷段的温度的原因是加热段与均热段为了获得奥氏体与铁素体组织，缓冷段为了获得更多以及更加纯净的铁素体组织。
作为一种可选的实施方式，所述焊接为用激光进行焊接，所述焊接的条件包括：焊接速度为2～6m/min，送丝速度为2～7m/min，退火电流为100～180A，退火温度为600～830℃。
本申请实施例中，退火温度可以为690～800℃，退火温度到临界(690)℃以上。
本申请实施例中，焊接功率可以为10000～12000w，焊缝退火后组织为马氏体组织；版本申请实施例中的焊接工艺，可以保证焊缝的强度效果，如果强度不够，会导致带钢在轧机断带的不利效果。
作为一种可选的实施方式，酸洗的速度为40～220m/min，所述酸洗温度为75～90℃。
本申请实施例中，保证酸洗的速度和温度的原因是去除钢带表面的氧化铁皮，如果酸洗温度太大，会导致过酸洗的不利效果；如果酸洗温度太小，会导致欠酸洗的不利效果。
作为一种可选的实施方式，所述冷连轧包括：用F1～F5机架进行冷轧，所述冷连轧的压下分配率依次为：25～35％、25～35％、25～33％、20～27％、0.3～1％。
本申请实施例中，控制所述冷连轧的压下分配率的原因是根据工装设备特点要求，以及为热处理阶段提供回复和再结晶储存能要求，压下率太大，会造成轧机轧不动、或者焊缝断带的不利效果。压下率太小，会导致材料在热处理阶段，无法获得理想的微观组织，进而无法得到理想的性能要求。
作为一种可选的实施方式，所述镀锌的速度为70～90m/min，所述镀锌的温度为450～460℃。
本申请通过适当的酸洗五机架冷连轧相关工艺的控制，包括热轧原料的激光焊接工艺；拉伸弯曲矫直机延伸率与插入量工艺参数、紊流酸洗的温度与速度，五机架冷连轧轧机工艺参数、以及热处理线各工艺段温度，光整机工艺控制参数。最终得到成品卷的成品下线抗拉强度800MPa以上，扩孔率30％以上，实现了具有优良扩孔性能800MPa级双相钢在冷轧产线的工业化生产。
实施例1：热轧原料成分为：C：0.08％，Mn：2％，Si：0.08％，P：0.015％，S：0.003％，Ti：0.012％，Nb：0.018％，B：0.0012％，余量为铁及不可避免的杂质。
冶炼工序完成后，热轧终轧温度为895℃，卷取温度为555℃，热轧原料的屈服强度为602MPa，热轧原料组织为铁素体组织与贝氏体组织。激光焊接工艺参数为：功率10000w、焊接速度为3.5m/min，送丝速度为5m/min，退火电流为110A。拉矫机延伸率为：0.9％；1#弯曲单元插入量：36mm；2#弯曲单元插入量：34mm；3#矫直单元插入量：18mm。酸洗速度：65～199m/min，酸洗温度：75.8℃。
轧机的压下分配率：F1～F5机架的压下分配率依次为：33.2％、32.5％、26.6％、24.4％、0.5％。热处理线温度控制：加热段温度：820℃；均热段温度820℃；缓冷段温度700℃；入锌锅温度455℃；带速控制：75m/min。光整延伸率：0.3％。成品卷材料抗拉强度807MPa，扩孔率可达31％。金相组织如下图2所示，其中；白色基体为铁素体组织，灰黑色为马氏体组织。
实施例2：热轧原料成分为：C：0.078％，Mn：1.95％，Si：0.06％，P：0.015％，S：0.003％，Ti：0.014％，Nb：0.02％，B：0.0012％，余量为铁及不可避免的杂质元素。
冶炼工序完成后，热轧终轧温度为880℃，卷取温度为560℃，热轧原料的屈服强度为628MPa，热轧原料组织为铁素体组织与马氏体(贝氏体)组织。激光焊接工艺参数为：功率11000w、焊接速度为4.5m/min，送丝速度为4m/min，退火电流为120A。拉矫机延伸率为：1.4％；1#弯曲单元插入量：34mm；2#弯曲单元插入量：28mm；3#矫直单元插入量：16mm。酸洗速度：70～150m/min，酸洗温度：87.8℃。
轧机的压下分配率：F1～F5机架的压下分配率依次为：28.8％、27.7％、26.2％、25.3％、0.5％。热处理线温度控制：加热段温度：810℃；均热段温度810℃；缓冷段温度706℃；入锌锅温度458℃；带速控制：65m/min。光整延伸率：0.35％。成品卷材料抗拉强度826MPa以上，扩孔率30.5％。
实施例3：热轧原料成分为：C：0.081％，Mn：1.98％，Si：0.06％，P：0.015％，S：0.003％，Ti：0.015％，Nb：0.019％，B：0.0012％，及不可避免的杂质元素。
冶炼工序完成后，热轧终轧温度为916℃，卷取温度为545℃，热轧原料的屈服强度为632MPa。激光焊接工艺参数为：功率11000w、焊接速度为5m/min，送丝速度为4.5m/min，退火电流为120A。拉矫机延伸率为：1.2％；1#弯曲单元插入量：32mm；2#弯曲单元插入量：32mm；3#矫直单元插入量：18mm。酸洗速度：70～219m/mm，酸洗温度：86.8℃。
轧机的压下分配率：F1～F5机架的压下分配率依次为：32.8％、33.7％、28.0％、26.4％、0.5％。热处理线温度控制：加热段温度：790℃；均热段温度790℃；缓冷段温度720℃；入锌锅温度460℃；带速控制：88m/min。光整延伸率：0.6％。成品卷材料抗拉强度831MPa，扩孔率30％。
对比例1
热轧原料成分为：C：0.15％，Mn：1.9％，Si：0.45％，P：0.008％，S：0.003％，Alt：0.05％，Cr：0.3％，余量为铁及不可避免的杂质。
冶炼工序完成后，热轧终轧温度为895℃，卷取温度为615℃，热轧原料的屈服强度为702MPa，热轧原料组织为铁素体组织与贝氏体组织。激光焊接工艺参数为：功率10000w、焊接速度为3.5m/min，送丝速度为5m/min，退火电流为110A。拉矫机延伸率为：0.8％；1#弯曲单元插入量：35mm；2#弯曲单元插入量：35mm；3#矫直单元插入量：19mm。酸洗速度：65～199m/min，酸洗温度：77.8℃。
轧机的压下分配率：F1～F5机架的压下分配率依次为：33％、32％、27％、25％、0.5％。热处理线温度控制：加热段温度：785℃；均热段温度785℃；缓冷段温度710℃；入锌锅温度455℃；带速控制：75m/min。光整延伸率：0.2％。成品卷材料抗拉强度837MPa，扩孔率可达24％。对比例1的金相组织如下图3所示，其中，白色基体为铁素体组织，灰黑色为马氏体组织。
表1，本实施例钢和对比例钢各相比例。
Figure BDA0003210264320000051
表2，本发明各实施例及对比例中双相钢性能检测情况列表。
Figure BDA0003210264320000052
Figure BDA0003210264320000061
由表1和表2可知，控制双相钢的微观组织中马氏体和铁素体比例与形貌，对钢进行冷轧，控制冷轧的相关工艺，保证成品钢的抗拉强度在800MPa以上，同时具有扩孔率30％以上得到了具有优良扩孔性能800MPa级双相钢。
需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，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。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。
以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (8)

1.一种具有优良扩孔性能的800MPa级双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.06-0.09％，Mn：1.9-2.1％，Si：0.03-0.1％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，Ti：0.012-0.014％，Nb：0.018-0.02％，B：0.001-0.0022％，余量为铁及不可避免的杂质元素，所述双相钢的金相组织中，铁素体的体积分数为80-85％，马氏体的体积分数为15-20％，所述铁素体的晶粒平均尺寸为3-7μm，M/A岛尺寸为1-3μm所占金相组织中体积比例为15-20％，所述双相钢的抗拉强度在800MPa以上，扩孔率为30％以上，所述双相钢的制备方法包括：获取热轧卷原料；将所述热轧卷原料依次进行开卷、焊接、矫直和酸洗，得到酸洗卷；将所述酸洗卷进行冷连轧，得到冷硬卷；将所述冷硬卷依次进行热处理、镀锌和光整，得到所述双相钢；所述热处理依次包括：加热段、均热段和缓冷段。
2.根据权利要求1所述的双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分以质量分数计包括：C：0.06-0.09％，Mn：1.9-2.0％，Si：0.03-0.1％，P：≤0.010％，S：≤0.008％，Ti：0.012-0.014％，Nb：0.018-0.019％，B：0.001-0.0015％，余量为铁及不可避免的杂质元素。
3.一种如权利要求1-2任意一项所述的双相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
获取热轧卷原料；
将所述热轧卷原料依次进行开卷、焊接、矫直和酸洗，得到酸洗卷；
将所述酸洗卷进行冷连轧，得到冷硬卷；
将所述冷硬卷依次进行热处理、镀锌和光整，得到所述双相钢；
所述热处理依次包括：加热段、均热段和缓冷段。
4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述焊接为用激光进行焊接，所述焊接的条件包括：焊接速度为2～6m/min，送丝速度为2～7m/min，退火电流为100～180A，退火温度为600～830℃。
5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，酸洗的速度为40～220m/min，所述酸洗温度为75～90℃。
6.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述冷连轧包括：用F1～F5机架进行冷轧，所述冷连轧的压下分配率依次为：25～35％、25～35％、25～33％、20～27％、0.3～1％。
7.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述加热段的温度为780～820℃；所述均热段的温度为780～820℃；所述缓冷段的温度为700～730℃。
8.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述镀锌的速度为70～90m/min，所述镀锌的温度为450～460℃。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58100625A (ja) * 1981-12-11 1983-06-15 Kawasaki Steel Corp 溶接性の優れた高靭性高張力鋼板の製造方法
US8128762B2 (en) * 2008-08-12 2012-03-06 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet superior in formability
WO2011093490A1 (ja) * 2010-01-29 2011-08-04 新日本製鐵株式会社 鋼板及び鋼板製造方法
EP2803747B1 (en) * 2012-01-13 2019-03-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and method for producing cold-rolled steel sheet
KR101676137B1 (ko) * 2014-12-24 2016-11-15 주식회사 포스코 굽힘가공성과 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판과 그 제조방법
CN108884532B (zh) * 2016-03-25 2021-06-15 杰富意钢铁株式会社 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN105950998B (zh) * 2016-07-11 2018-01-26 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
DE102017130237A1 (de) * 2017-12-15 2019-06-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
CN109402525B (zh) * 2018-11-28 2020-09-04 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种780MPa级屈服强度1000MPa级抗拉强度的双相钢加工方法
CN109943778B (zh) * 2019-04-30 2020-08-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法
UA127573C2 (uk) * 2019-12-18 2023-10-11 Арселорміттал Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення
CN113106327B (zh) * 2020-01-13 2022-06-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高耐蚀带钢及其制造方法
CN111647801A (zh) * 2020-05-11 2020-09-11 首钢集团有限公司 一种690MPa级铁素体马氏体双相钢、其制备方法及其应用
CN113215373B (zh) * 2021-04-14 2022-11-18 首钢集团有限公司 一种消除含硼钢边部细线缺陷的方法

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