CN115216708A - 一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法 - Google Patents

一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法，冷轧双相钢包括以下质量百分比的化学成分：C：0.10％～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.80％～2.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.015％～0.070％，N≤0.0045％，Nb：0.010～0.040％，Ti：0.010～0.045％，Cr：0.40～0.80％，B：0.0010～0.0050％，余量为Fe及不可避免的杂质。制备方法包括冶炼、热轧、酸轧以及连续退火等工序。本发明C含量降低，故焊接性能优异；Cr、Mn的复合添加有利于增强奥氏体的稳定性，改善产品的强塑性，并降低各向异性；微量Ti和Nb以纳米级析出起到细晶和沉淀强化的效果，使钢具有优异的性能；Ti与N结合形成TiN消耗N元素，充分发挥B元素显著提高淬透性；屈服强度为1035～1077MPa，抗拉强度为1263～1326MPa，伸长率A80为6.0～9.5％。

Description

一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及逆相变型高强板带后冷轧工序生产技术领域，尤其涉及一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法。
背景技术
随着科学技术的迅猛发展，为减轻车身重量同时提高其安全性能，汽车用钢向高强度化发展已成为一种必然的趋势。目前冷轧双相钢应用的主流产品为450～780MPa级别，特别是590MPa与780MPa级别产品。而随着轻量化的不断升级，1200MPa级冷轧双相钢在未来汽车用材中的比重将进一步上升。通过对现有技术的查询，与1200MPa级冷轧双相钢较为相似的现有技术如下：
CN108642379A公开了一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法，其按重量百分比计的化学成分为：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％，余量为Fe及不可避免杂质。通过1150-1250℃保温加热、890±20℃终轧和620±20℃卷取后，冷轧采用45-55％冷轧压下率，并采用780-840℃均热后缓慢冷却至680-740℃，缓慢冷却后的带钢在50％高氢条件下快冷至快冷出口温度为250-300℃；所述快冷结束后将带钢在250-300℃进行过时效处理；将出炉后的带钢进行平整，平整延伸率执行0.2-0.4％。该方法制备的双相钢的屈服强度为948～978MPa，抗拉强度为1270～1301MPa，伸长率为6.5～7.5％。但是该专利添加了较多Mn、Mo合金成本较高，带钢在50％高氢条件下快冷至快冷出口温度为250-300℃，对装备要求高且不利于在其他机组上进行推广。
CN110643800A公开了一种1200MPa级热轧高强双相钢板及其制造方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.10～0.18％；Si：0.80～1.50％；Mn：1.50～2.20％；P≤0.015％；S≤0.008％；Cr：0.40～0.80％；Nb：0.010～0.050％，Ti：0.010～0.040％；Als：0.020～0.060％；其余为Fe及不可避免的夹杂。铸坯加加热温度为1180～1230℃，保温时间为1.5-2h；粗轧累积压下率为≥70％，精轧累积压下率为≥80％；粗轧开轧温度为1130～1180℃，精轧终轧温度为830～880℃。轧后采用三段冷却，钢板以≥80℃/s的冷却速度冷却至680～730℃进行空冷，空冷6～10s冷却至630-680℃，再将钢板以≥100℃/s的冷却速度冷却至≤250℃进行卷取，卷取后空冷至室温。其屈服强度范围为686～746MPa、抗拉强度为1228～1269MPa、伸长率A50值：16.56～16.78％、屈强比为0.56～0.59。该专利制备的双相钢碳含量高对成形及焊机性能不利、Si含量较高(0.80～1.50％)不利于表面质量的控制、屈强比较低(≤0.59)，且其为热轧板不适用与热轧产品。
CN110499457A公开了一种高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.07～0.10％，Si：0.25～0.55％，Mn：1～4％，P≤0.016％，S≤0.008％，Als：0.01～0.05％，N≤0.006％，Ti：0.04～0.08％，Nb：0.015～0.055％，Mo：0.15～0.45％，B：0.008～0.010％，余量为Fe及不可避免杂质。热轧加热温度1200～1260℃，终轧温度为900～920℃，采取U型卷取工艺对卷取温度进行控制，钢卷头部和尾部的卷取温度为600±20℃，中间段卷取温度为550±20℃，改善通卷性能稳定性。热镀锌过程中均热温度800～830℃，缓冷温度680～700℃，快冷温度380～400℃，平整延伸率0.2～0.3％，炉鼻子内部露点-35～-15℃，锌液温度波动≤±2℃，锌锅液位波动控制≤±4mm，锌锅铝含量0.18～0.24％，带钢速度控制为90～110mpm，同时利用镀锌炉内预氧化技术，预氧化温度控制在620±10℃，炉内气氛为体积百分比含量为2.0％O2+98％N2，预氧化时间10±1s，退火炉内氢含量≥4.5％，氧含量≤20ppm。其的屈服强度为792～878MPa，抗拉强度为1233～1301MPa，伸长率为5.96～10.010％。添加的Mo、Mn含量较高合金成本高，Ti含量高容易出现液析TiN，降低带钢塑性，该专利指导生产的产品为热镀锌而非冷轧连退产品。
CN109536837A公开了一种高N含量超细晶1200MPa级冷轧双相钢及其生产工艺，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.14％～0.17％，Si：0.20％～0.30％，Mn：1.5％～2.0％，P≤0.015％，S≤0.010％，V：0.10％～0.15％，Cr：0.03％～0.04％，Als：0.02～0.03％，N：0.012％～0.018％，其中C/N≤12，N/V≤0.15，余量为Fe及不可避免杂质。通过1220～1250℃加热保温＞120min，热轧开轧温度为1150～1200℃，终轧温度高于900℃，轧制结束后采取轧后前段冷却工艺，以12～13℃/s的冷速冷却至450～550℃，进行卷取。冷轧压下量控制为60～70％，连退为控制均加热温度为740～770℃，缓冷温度为670～700℃，过时效温度为280～330℃。屈服强度为605～630MPa、抗拉强度为1235～1285MPa、伸长率A50值为15.8～17.6％，屈强比为0.490～0.494。该方法制备的双相钢由于N含量较高(0.012～0.018％)冶炼时既不容易稳定控制又增加了时效风险，Als含量范围太窄(0.02～0.03％)工业生产时无法控制，热轧后冷却速度要求太高(12～13℃/s)，无法在工业中实现，过低的卷取温度(450～550℃)对卷取设备要求较高，不利于该方法的实施。
发明内容
针对上述问题，本发明的目的在于提供一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法，采用铌、钛、硼复合微合金路线，通过化学成分和连续退火工艺的良好匹配，制备出低成本、高屈强比1200MPa级冷轧双相钢。
本发明采用的技术方案如下：
本发明所提出的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢，包括以下质量百分比的化学成分：C：0.10％～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.80％～2.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.015％～0.070％，N≤0.0045％，Nb：0.010～0.040％，Ti：0.010～0.045％，Cr：0.40～0.80％，B：0.0010～0.0050％，余量为Fe及不可避免的杂质。
优选的，所述低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢包括以下质量百分比的化学成分：C：0.11～0.14％，Si：0.25～0.45％，Mn：2.00～2.30％，Nb：0.015～0.035％，Ti：0.020～0.040％，Als：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.70％，P≤0.010％，S≤0.003％，N≤0.003％，B：0.0015～0.0035％，余量为Fe及不可避免的杂质。
优选的，所述冷轧双相钢的屈服强度为1035～1077MPa，抗拉强度为1263～1326MPa，伸长率A80为6.0～9.5％。
一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：
S1、冶炼工序：根据冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，然后通过铸造制成板坯；
S2、热轧工序：将板坯依次经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；
S3、酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧制得冷轧薄带钢；
S4、连续退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，制得低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢。
优选的，所述步骤S2中，加热温度为1210～1260℃；精轧开轧温度为1000～1100℃；终轧温度为860～960℃；卷取温度为670～760℃；热轧厚度为2.0～4.5mm。
优选的，所述步骤S3中，冷轧的压下率为25％～60％
优选的，所述步骤S4的具体过程如下：冷轧薄带钢从800～850℃的退火温度，先以1～5℃/s的缓冷速率冷却至680～740℃，随即以10～50℃/s的快冷速率冷却至270～330℃，最后冷却至室温。
与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
本发明C含量降低，故焊接性能优异；Cr、Mn的复合添加有利于增强奥氏体的稳定性，改善产品的强塑性，并降低各向异性；微量Ti和Nb以纳米级析出起到细晶和沉淀强化的效果，使钢具有优异的性能；Ti与N结合形成TiN消耗N元素，充分发挥B元素显著提高淬透性；屈服强度为1035～1077MPa，抗拉强度为1263～1326MPa，伸长率A80为6.0～9.5％
附图说明
图1为本发明提出的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的微观组织结构示意图。
具体实施方式
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做以简单地介绍，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他的附图。
本发明所提出的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢，其化学成分按质量百分比计包括：C：0.10％～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.80％～2.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.015％～0.070％，N≤0.0045％，Nb：0.010～0.040％，Ti：0.010～0.045％，Cr：0.40～0.80％，B：0.0010～0.0050％，余量为Fe及不可避免的杂质。
作为一种优选，上述低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢，其化学成分按质量百分比计包括：C：0.11～0.14％，Si：0.25～0.45％，Mn：2.00～2.30％，Nb：0.015～0.035％，Ti：0.020～0.040％，Als：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.70％，P≤0.010％，S≤0.003％，N≤0.003％，B：0.0015～0.0035％，余量为Fe及不可避免的杂质。
其中，所述低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的屈服强度为1035～1077MPa，抗拉强度为1263～1326MPa，伸长率A80为6.0～9.5％。
本发明所提出的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢中各化学成分的作用如下：
C作为双相钢最重要的组分之一，决定了钢板的强度、塑性和成形性能。C是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa。C含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低，双相钢中一般不低于0.02％；C含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.18％。因此，本发明双相钢中的C含量为0.10％～0.16％，优选为0.11～0.14％。
Si在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，但Si含量过高，会显著增加薄规格轧制时的变形抗力，不利于薄规格轧制硅能提高碳元素的活度，促进碳在富锰区的偏聚。在两相区保温时，有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，促进铁素体的形成，扩大铁素体形成的工艺窗口，从而得到较低的屈强比。另一方面，硅含量过高会提高马氏体的脆性，造成韧性变差，并在钢板表面形成的高熔点氧化物而影响钢板表面质量，需要尽量降低钢中的硅含量。因此，本发明双相钢中的Si含量为0.20～0.60％，优选为0.25～0.45％。
Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，双相钢中一般不低于1.20％。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但Mn含量过高时，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，在本发明双相钢中的Mn含量为1.80％～2.60％，优选为2.00～2.30％。
Cr可以代替Mn，提高钢的强度，减少偏析。也可以抑制珠光体转变。此外，本发明中加入一定量的Cr，还可以改善表面质量。加入Cr后，Cr可以在氧化铁皮与铁基体的交界处与氧反应并聚集，生成致密的富(Fe，Cr)2O3或者(Fe，Cr)3O4尖基石膜，富Fe-Cr尖基石膜的存在阻碍了氧的扩散，降低了氧化铁皮的生成，因此加入Cr可以有效减少氧化铁皮厚度以及AlN的形成，并改善氧化铁皮的附着性能从而可以有效较少氧化铁皮压入造成的压坑麻点缺陷。因此，在本发明双相钢中的Cr含量为0.40～0.80％，优选为0.50～0.70％。
Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。因此，本发明双相钢中的Al含量为0.015％～0.070％，优选为0.02～0.05％。
Nb在双相钢中主要以NbC形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在热镀锌退火加热过程中，未溶解NbC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，NbC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在冷却过程中，铁素体中的NbC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，本发明双相钢中的Nb含量为0.010-0.040％，优选为0.015～0.0250％。
Ti在钢中起到固溶强化作用，Ti与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到析出强化的作用。同时TiN在热轧加热过程中抑制了奥氏体晶粒长大、在精轧过程中含Ti第二相析出钉扎晶界起到细化晶粒的作用。因此，本发明双相钢中的Ti含量为0.010～0.045％，优选为0.020-0.040％。
B在钢中容易在晶界处偏聚，显著的提高钢铁产品的淬透性，其可与N元素结合形成BN从而降低钢铁产品的时效性，并有一定的沉淀强化作用，B含量过低不易起到提高淬透性的作用，而B含量过高则容易降低钢铁产品的塑性。因此，本发明双相钢中的B含量为0.0010～0.0050％，优选为0.0015～0.0035％。
一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：
S1、冶炼工序：根据低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，然后通过铸造制成板坯；
S2、热轧工序：将板坯依次经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；其中，加热温度为1210～1260℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为860～960℃，卷取温度为670～760℃，热轧厚度为2.0～4.5mm；
S3、酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧制得冷轧薄带钢，其冷轧压下率为25％～60％；
S4、连续退火工序：将冷轧薄带钢从800～850℃的退火温度，先以1～5℃/s缓冷速率冷却至680～740℃，随即以10～50℃/s的快冷速率冷却至270～330℃，最后冷却至室温，制得低成本、高屈强比1200MPa级冷轧双相钢。
下面通过具体实例对本发明进一步说明：
本实例提供了两组低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢，其化成成分如表1所示；
表1低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢化学成分(wt.％)
Figure BDA0003701233720000081
上述低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的制备方法，具体工艺如下：
S1、冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的双相钢板坯，其中在转炉中控制原有铁水的V含量，而不是额外添加钒铁合金；
S2、热轧工序：将板坯依次经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示；
表2热轧工序主要工艺参数
编号 加热温度/℃ 开轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 热轧厚度/mm
1 1233 1066 923 702 3.25
2 1236 1083 905 694 3.00
S3、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中编号1的薄带钢厚度为1.80mm，冷轧压下率为44.6％；编号2的的薄带钢厚度1.75mm，冷轧压下率为41.6％；
S4、连续退火工序：将冷轧薄带钢经连续退火工艺处理后制成所需产品，其中退火温度为800～850℃的退火温度，先以1～5℃/s缓冷速率冷却至680～740℃，随即以10～50℃/s的快冷速率冷却至270～330℃，最后冷却至室温；具体连续退火工艺参数如表3所示：
表3连续退火工序主要工艺参数
编号 退火温度/℃ 缓冷速率/℃/s 快冷开始温度/℃ 快冷速率℃/s 过时效温度/℃
1 830 4 706 35 303
2 825 3 711 30 312
经上述工艺制备的冷轧双相钢其微观组织如图1所示，按照GB/T228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述冷轧双相钢性能，其力学性能如下表4所示：
表4本发明冷轧双相钢与现有技术的力学性能对比
编号 屈服强度/MPA 抗拉强度/MPa 延伸率A80％ 屈强比/％
1 1043 1295 7.5 0.805
2 1051 1305 7.0 0.805
CN108642379A 955 1280 7.0 0.746
CN110643800A 686 1228 16.5(A50) 0.559
CN110499457A 792 1277 7.4 0.620
CN109536837A 630 1285 15.8(A50) 0.490
本发明未尽事宜为公知技术。
以上所述的实施例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明的范围进行限定，在不脱离本发明设计精神的前提下，本领域普通技术人员对本发明的技术方案做出的各种变形和改进，均应落入本发明权利要求书确定的保护范围内。

Claims (7)

1.一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢，其特征在于，包括以下质量百分比的化学成分：C：0.10％～0.16％，Si：0.20～0.60％，Mn：1.80％～2.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.015％～0.070％，N≤0.0045％，Nb：0.010～0.040％，Ti：0.010～0.045％，Cr：0.40～0.80％，B：0.0010～0.0050％，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.一种根据权利要求1所述的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢，其特征在于：包括以下质量百分比的化学成分：C：0.11～0.14％，Si：0.25～0.45％，Mn：2.00～2.30％，Nb：0.015～0.035％，Ti：0.020～0.040％，Als：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.70％，P≤0.010％，S≤0.003％，N≤0.003％，B：0.0015～0.0035％，余量为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢，其特征在于：所述冷轧双相钢的屈服强度为1035～1077MPa，抗拉强度为1263～1326MPa，伸长率A80为6.0～9.5％。
4.一种如权利要求3所述的低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1、冶炼工序：根据冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，然后通过铸造制成板坯；
S2、热轧工序：将板坯依次经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；
S3、酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧制得冷轧薄带钢；
S4、连续退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，制得低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢。
5.根据权利要求4所述的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤S2中，加热温度为1210～1260℃；精轧开轧温度为1000～1100℃；终轧温度为860～960℃；卷取温度为670～760℃；热轧厚度为2.0～4.5mm。
6.根据权利要求4所述的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤S3中，冷轧的压下率为25％～60％。
7.根据权利要求4所述的一种低成本高屈强比1200MPa级冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤S4的具体过程如下：冷轧薄带钢从800～850℃的退火温度，先以1～5℃/s的缓冷速率冷却至680～740℃，随即以10～50℃/s的快冷速率冷却至270～330℃，最后冷却至室温。
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