CN115386693A9

CN115386693A9 - 一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法

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Publication number: CN115386693A9
Application number: CN202210992805.3A
Authority: CN
Inventors: 郑笑芳; 张军; 唐东东; 杨少华; 胡笛; 周世龙; 顾斌; 李凯旋
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-08-18
Filing date: 2022-08-18
Publication date: 2023-01-31
Anticipated expiration: 2042-08-18
Also published as: CN115386693A; CN115386693B

Abstract

本发明公开了一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，属于冶金板材生产领域。它包括以下步骤：加热：加热温度790～820℃；均热：均热温度790～820℃；缓冷：缓冷温度640～680℃，缓冷速度7.0～16.5℃/s；快冷Ⅰ：快冷Ⅰ温度500～530℃，快冷Ⅰ冷速50～100℃/s；快冷Ⅱ：快冷Ⅱ温度310～350℃，快冷Ⅱ冷速15～40℃/s；过时效：过时效温度290～330℃，时间控制在5.5～12min；平整：平整延伸率0.3～1.0％。本发明通过合理设计快冷Ⅰ和快冷Ⅱ的结构布局，优化设计快冷Ⅰ和快冷Ⅱ的温度及冷速，既精准控制贝氏体的含量，也精准控制贝氏体的形态，充分发挥粒状贝氏体和板条贝氏体对翻边的有益作用，达到了稳定产品强度和提高产品塑性的技术效果。

Description

一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法

技术领域

本发明属于冶金板材生产技术领域，更具体地说，涉及一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法。

背景技术

双相钢具有出色的强塑性匹配，克服了传统以铁素体+珠光体为组织特征的低合金高强钢成形性能不高的问题，被广泛应用于汽车结构件、加强件和防撞件，在高强度汽车板中占有十分重要的地位。自20世纪70年代开始，北美、西欧、日本和中国相继开始大力研制双相钢产品。目前，国外的ArcelorMittal、ThyssenKrupp、NIPPON、POSCO、SSAB和国内的宝武、鞍钢、首钢、唐钢均已实现双相钢系列产品的工业化生产。

随着汽车轻量化的不断发展，市场对双相钢的成形性能提出了更高的要求。双相钢材质零件的成形方式日渐多样化，除了传统的拉深，还有翻边、弯曲、扩孔。为了提高双相钢的综合塑性，现有的技术已经提供了一些解决方案。例如：中国专利CN104109802A公开的高铝+高温回火方案；中国专利CN111172466A公开的钛硼复合微合金化的低碳-低锰成分设计方案等。然而，高铝势必导致冶炼可浇性差，钛硼复合微合金化则是性能波动大。更有，中国专利CN109943778A和CN112760463A公开的分级快冷革新工艺，通过在铁素体+马氏体型传统双相钢中引入适量的贝氏体，从而在不损害双相钢拉延性能的前提下提高翻边性能。但是，微合金化的成分设计势必增加合金成本。

发明内容

1、要解决的问题

针对目前行业内对于双相钢性能有更高要求的现状，本发明拟提供一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，该方法可以更加精准地控制铁素体和贝氏体的构成，从而获得一种兼具高翻边和高拉延的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢。

2、技术方案

为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。

本发明的一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，包括以下步骤：

加热：加热温度790～820℃；

均热：均热温度790～820℃；

缓冷：缓冷温度640～680℃，缓冷速度7.0～16.5℃/s；

快冷Ⅰ：快冷Ⅰ温度500～530℃，快冷Ⅰ冷速50～100℃/s；

快冷Ⅱ：快冷Ⅱ温度310～350℃，快冷Ⅱ冷速15～40℃/s；

过时效：过时效温度290～330℃，时间控制在5.5～12min；

平整：平整延伸率0.3～1.0％。

进一步地，该退火方法采用连续退火炉进行退火，退火炉中对应设有加热段、均热段、缓冷段、快冷Ⅰ段、快冷Ⅱ段和过时效段，其中快冷Ⅰ和快冷Ⅱ工序中均采用高速气体喷射冷却，在退火炉的结构布局上，快冷Ⅰ段和快冷Ⅱ段前后相邻，且间距≤2m。

进一步地，快冷Ⅰ段和快冷Ⅱ段的间距＝0m，两者之间无挡板，腔体相通。

进一步地，进入退火炉的原料钢为轧硬卷，该轧硬卷经冶炼、连铸、热轧、酸洗冷轧工序后进入退火炉，其中酸洗冷轧的总压下率45～80％，轧后带钢厚度0.4～2.5mm。

进一步地，本发明的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，带钢原料的化学成分及质量分数按％计满足以下条件：C:0.05～0.10％、Si:0.1～0.6％、Mn:1.5～1.9％、Als:0.02～0.06％、Cr≤0.3％、P≤0.02％、S≤0.006％、N≤0.005％、Ca≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。

进一步地，上述抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，铁素体的面积率为70～80％，其中新生铁素体的面积率为15～35％，马氏体+贝氏体的面积率为20～30％，贝氏体的面积率/马氏体的面积率为0.5～3.0，残余奥氏体的面积率≤3％，贝氏体的主体形态为粒状贝氏体和板条贝氏体。

进一步地，上述抗拉强度590MPa级冷轧双相钢，屈服强度为340～400MPa，抗拉强度为590～660MPa，断后伸长率A₈₀≥25％，扩孔率≥48％。

化学成分是钢铁材料的根基，成分设计缺陷往往很难通过后续工序消除。微合金化元素Nb、Ti、V、Mo具有细晶强化和析出强化作用，可以显著提升双相钢的塑性，尤其是翻边性能，但也增加合金成本。本发明的退火方法，对钢种采用没有微合金化的常规成分设计。当C含量超过0.10％时，马氏体强度提高，产品塑性下降明显；Mn和Cr尽管都可提高奥氏体淬透性，但是Mn对铁素体的强化作用高于Cr，有利于减小软硬相硬度差，Cr限定在0.3％以内，有益于提升双相钢的翻边、弯曲和扩孔性能。

工艺影响组织。工业生产中，冷轧双相钢一般在连续退火炉中进行热处理。通过深入地研究退火炉设备特点和双相钢组织性能差异，发现当缓冷段长度较短，即缓冷速度≥7℃/s时，双相钢的铁素体含量往往不高，若采用目前常规的退火工艺设计，产品塑性很差，使用过程中频频出冲压开裂。当均热温度<790℃时，新生铁素体的面积率将达不到15％，翻边性能下降，扩孔率小于48％。本发明采用快冷Ⅰ和快冷Ⅱ的分级冷却，辅以合理的结构设计和工艺设计，不仅可以精准地控制贝氏体的含量，而且可以精准地控制贝氏体的形态。当快冷Ⅰ段和快冷Ⅱ段的间距>2m或者快冷Ⅱ冷速<15℃/s或者快冷Ⅰ冷速<50℃/s时，将促进贝氏体的形成，马氏体含量减少，贝氏体的面积率/马氏体的面积率容易超过3.0，抗拉强度达不到590MPa；当快冷Ⅰ温度<500℃时，羽毛状贝氏体含量增多，粒状贝氏体和板条贝氏体减少，翻边性能下降，扩孔率小于48％；当快冷Ⅱ冷速>40℃/s时，将显著抑制贝氏体的形成，贝氏体的面积率/马氏体的面积率达不到0.5，抗拉强度容易超过660MPa，翻边性能下降，扩孔率小于48％；当快冷Ⅱ温度>350℃或过时效温度>330℃，马氏体回火加剧，强度降低，促进碳的配分，残余奥氏体的面积率容易超出3％，产品冲压过程中的回弹加剧。

3、有益效果

相比于现有技术，本发明的有益效果为：

(1)本发明通过合理设计快冷Ⅰ和快冷Ⅱ的结构布局，优化设计快冷Ⅰ和快冷Ⅱ的温度及冷速，既精准控制贝氏体的含量，也精准控制贝氏体的形态，充分发挥粒状贝氏体和板条贝氏体对翻边的有益作用，达到了稳定产品强度和提高产品塑性的技术效果。

(2)本发明通过合理设计均热温度和缓冷温度，实现了铁素体含量和构成的同步调节，新生铁素体的面积率为15～35％，进一步提高了组织的多形态分布。

(3)本发明针对没有微合金化的常规成分590MPa级双相钢，解决了缓冷速率≥7℃/s时常规退火工艺下产品塑性不高问题，所得钢断后伸长率A₈₀≥25％，扩孔率≥48％。

附图说明

图1为本发明实施例1所得钢的显微组织图。

图2为对比例2所得钢的显微组织图。

具体实施方式

下面结合具体实施例和附图对本发明进一步进行描述。

表1主要的化学成分(wt％)

编号	C	Si	Mn	Cr	Als	P	S	Ca	N	Nb+Ti+Mo+V
											实施例1	0.09	0.4	1.7	0.10	0.05	0.010	0.004	0.002	0.003	残余元素
实施例2	0.07	0.4	1.8	0.01	0.04	0.015	0.003	0.003	0.004	残余元素
											实施例3	0.06	0.2	1.8	0.30	0.03	0.010	0.005	0.001	0.005	残余元素
实施例4	0.10	0.5	1.5	0.20	0.05	0.006	0.004	0.002	0.003	残余元素
											实施例5	0.08	0.5	1.9	0.01	0.04	0.015	0.003	0.001	0.004	残余元素
对比例1	0.09	0.4	1.7	0.10	0.05	0.010	0.004	0.002	0.003	残余元素
											对比例2	0.09	0.4	1.7	0.10	0.05	0.010	0.004	0.002	0.003	残余元素
对比例3	0.09	0.4	1.7	0.10	0.05	0.010	0.004	0.002	0.003	残余元素
											对比例4	0.11	0.4	1.6	0.5	0.04	0.015	0.003	0.003	0.004	残余元素
对比例5	0.06	0.2	1.8	0.30	0.03	0.010	0.005	0.001	0.005	残余元素

上表1为各实施例及对比例的主要化学成分表，下表2和下表3则分别为各实施例及对比例的连续退火工艺、力学性能的对比情况表。

表2主要的连续退火工艺参数

表3产品性能对比

注：力学性能的测定方法采用国家标准GB/T 228.1-2010，试样类型为P6，试样方向为纵向，扩孔率的测定方法采用国家标准GB/T 15825.4-2008，选用冲孔以及锥形凸模。

对比例1和实施例1主要是加热和均热温度有所不同，对比例2和实施例1主要是快冷Ⅰ和快冷Ⅱ温度有所不同，对比例3和实施例1主要是缓冷速度、快冷Ⅰ冷速和快冷Ⅱ冷速有所不同。实施例1和对比例2的显微组织分别如图1～图2所示。实施例2和对比例4的连续退火工艺相同，但化学成分有所不同。实施例3和对比例5的化学成分相同，但快冷Ⅱ冷速有所不同。

由表1～表3可知，采用本发明方案生产的抗拉强度590MPa级双相钢性能符合：屈服强度为340～400MPa，抗拉强度为590～660MPa，断后伸长率A80≥25％，扩孔率≥48％。从图1可见，采用本发明方案生产的抗拉强度590MPa级双相钢，微观组织中贝氏体的主体形态为粒状贝氏体和板条贝氏体。从图2可见，快冷Ⅰ温度为470℃时，微观组织中贝氏体的含量不高，贝氏体的面积率/马氏体的面积率<0.5，并且主体形态为羽毛状贝氏体。

本发明所述实例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明构思和范围进行限定，在不脱离本发明设计思想的前提下，本领域工程技术人员对本发明的技术方案作出的各种变形和改进，均应落入本发明的保护范围。

Claims

1.一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：包括以下步骤：

加热：加热温度790～820℃；

均热：均热温度790～820℃；

缓冷：缓冷温度640～680℃，缓冷速度7.0～16.5℃/s；

快冷Ⅰ：快冷Ⅰ温度500～530℃，快冷Ⅰ冷速50～100℃/s；

快冷Ⅱ：快冷Ⅱ温度310～350℃，快冷Ⅱ冷速15～40℃/s；

过时效：过时效温度290～330℃，时间控制在5.5～12min；

平整：平整延伸率0.3～1.0％。

2.根据权利要求1所述的一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：快冷Ⅰ和快冷Ⅱ工序中均采用高速气体喷射冷却工艺，在退火炉的结构布局上，快冷Ⅰ段和快冷Ⅱ段前后相邻，间距≤2m。

3.根据权利要求2所述的一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：快冷Ⅰ段和快冷Ⅱ段的间距＝0m，两者之间无挡板，腔体相通。

4.根据权利要求1所述的一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：进入退火炉的原料钢为轧硬卷，该轧硬卷经冶炼、连铸、热轧、酸洗冷轧工序后进入退火炉，其中酸洗冷轧的总压下率45～80％，轧后带钢厚度0.4～2.5mm。

5.根据权利要求1所述的一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：所用钢的化学成分及质量分数按％计满足以下条件：C:0.05～0.10％、Si:0.1～0.6％、Mn:1.5～1.9％、Als:0.02～0.06％、Cr≤0.3％、P≤0.02％、S≤0.006％、N≤0.005％、Ca≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。

6.根据权利要求5所述的一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：所得钢的铁素体的面积率为70～80％，其中新生铁素体的面积率为15～35％，马氏体+贝氏体的面积率为20～30％，贝氏体的面积率/马氏体的面积率为0.5～3.0，残余奥氏体的面积率≤3％，贝氏体的主体形态为粒状贝氏体和板条贝氏体。

7.根据权利要求6所述的一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：所得钢的屈服强度为340～400MPa，抗拉强度为590～660MPa，断后伸长率A₈₀≥25％，扩孔率≥48％。