CN117265414A - 一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢及其制备方法 - Google Patents

一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本申请涉及钢材冶炼技术领域，尤其涉及一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢及其制备方法；所述双相钢的化学成分包括C、Si、Mn、Cr、Al、Nb和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质；其中，所述Si和所述Al满足：[Si]+[Al]≥1.4％；所述方法包括：对含有所述冷轧双相钢的化学成分的铸坯进行加热，后进行热轧、冷却和卷取，得到钢卷；对钢卷进行酸洗和冷轧，得到冷硬钢带；对冷硬钢带进行连续退火，得到冷轧双相钢；通过在钢基体的成分中引入一定量的Si和Al，并控制Si和Al的总质量分数在1.4％以上，促使残余奥氏体稳定残留在钢基板中，再引入Cr提高残余奥氏体的含量，利用残余奥氏体取代部分马氏体，由于残余奥氏体具有一定的柔韧性，从而可以提高双相钢的塑性。

Description

一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及钢材冶炼技术领域，尤其涉及一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢及其制备方法。
背景技术
随着目前钢材产业的发展，由于双相钢具有较好的综合力学性能，目前在汽车的车身中已成为应用量最大的先进高强钢。随着汽车节能减排和安全性的要求越来越苛刻，汽车工业对具更高强度和良好成形性能的双相钢的需求越来越迫切。目前常用的双相钢一般是马氏体钢，虽然目前1500MPa级的MS钢已在车身加强件上得到了批量应用，但由于马氏体钢的延伸率较低(一般低于5％)，导致其在一些高拉延性的零件上成形困难，难以满足汽车复杂零件的冲压要求。
因此如何改善冷轧双相钢的金相组织，以提高其延伸率，是目前亟需解决的技术问题。
发明内容
本申请提供了一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢及其制备方法，以解决现有技术中冷轧双相钢延伸率过低的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢，所述双相钢的化学成分包括C、Si、Mn、Cr、Al、Nb和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质；
以质量分数计，所述双相钢的化学成分满足：
C：0.23％～0.30％，Si：1.0％～1.8％，Al：0.03％～0.7％，Cr：0.01％～0.5％；
其中，所述Si和所述Al满足：
[Si]+[Al]≥1.4％，
式中，[Si]为所述Si的质量分数，[Al]为所述Al的质量分数。
可选的，以质量分数计，所述双相钢的化学成分还满足：Mn：2.8％～3.6％，Nb：0％～0.04％，Ti：0％～0.04％。
可选的，以质量分数计，所述双相钢的化学成分还满足：P≤0.02％，S≤0.01％。
可选的，以质量分数计，所述双相钢的化学成分还满足：
C：0.26％～0.29％，Si：1.1％～1.6％，Al：0.2％～0.5％，Cr：0.01％～0.3％，Mn：2.9％～3.3％，Nb：0.015％～0.03％，Ti：0.015％～0.03％。
可选的，以体积分数计，所述钢基体的金相组织包括：铁素体：10％～20％,马氏体：65％～85％和残余奥氏体：5％～15％。
可选的，所述铁素体的平均晶粒粒径≤4μm；和/或，
所述马氏体的平均晶粒粒径≤4μm；和/或，
所述残余奥氏体的平均晶粒粒径≤1μm。
第二方面，本申请提供了一种制备第一方面所述的冷轧双相钢的方法，所述方法包括：
对含有第一方面所述的冷轧双相钢的化学成分的铸坯进行加热，后进行热轧、冷却和卷取，得到钢卷；
对所述钢卷进行酸洗和冷轧，得到冷硬钢带；
对所述冷硬钢带进行连续退火，得到冷轧双相钢。
可选的，所述加热的终点温度为1180℃～1250℃。
可选的，所述连续退火包括均热段、快冷段和时效处理段，其中，所述均热段的温度为840℃～880℃，所述缓冷段的温度为740℃～760℃，所述快冷段的终点温度为180℃～280℃，所述时效处理的温度为250℃～400℃。
可选的，所述时效处理的时间为1min～5min。
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一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢，通过在冷轧双相钢的成分中引入一定量的Si和Al，并控制Si和Al的总质量分数在1.4％以上。由于Si是典型的固溶强化元素，同时在时效阶段能有效抑制马氏体和贝氏体中渗碳体的析出，同时可以促使C向奥氏体扩散，从而能有效提高残余奥氏体含量和改善材料的延伸率和成形性能。Al的作用与Si类似，也能促进奥氏体稳定性提高和改善材料的延伸率和成形性，只是Al没有明显的固溶强化作用。因此，对于具有增强塑性的1500MPa级双相钢而言，基体中必须添加一定含量的Si和Al。
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，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。
为了更清楚地说明本申请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钢基体的金相组织示意图；
图2为本申请实施例提供的冷轧双相钢的制备方法的流程示意图。
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。
除非另有特别说明，本申请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。
如图1所示，本申请提供了一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢，所述双相钢的化学成分包括C、Si、Mn、Al、Nb和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质；
以质量分数计，所述双相钢的化学成分满足：
C：0.23％～0.30％，Si：1.0％～1.8％，Al：0.03％～0.7％，Cr：0.01％～0.5％；
其中，所述Si和所述Al满足：
[Si]+[Al]≥1.5％，
式中，[Si]为所述Si的质量分数，[Al]为所述Al的质量分数。
本申请实施例中，控制C的质量分数为0.23％～0.30％的积极效果是在该质量分数范围内，由于C是钢的重要组成元素，可以保证双相钢的强度满足1500MPa级的要求，同时C还是奥氏体的稳定元素，从而提高双相钢的延伸率。
控制Si的质量分数为1.0％～1.8％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Si能有效抑制时效过程中马氏体和贝氏体中的渗碳体析出，促使C朝奥氏体中扩散，可有效提高残余奥氏体的稳定性；另外，Si也是固溶强化元素，能有效地提高基体的强度。
控制Al的质量分数为0.03％～0.55％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Al在时效过程中起的作用和Si类似，可以促进C向奥氏体富集，增强奥氏体的稳定性。
控制Cr的质量分数为0.01％～0.5％的积极效果是冷却过程中Cr能能减缓奥氏体的分解速度，提高残余奥氏体的含量的同时提高奥氏体的淬透性。
控制[Si]+[Al]≥1.4％的积极效果是在该质量分数之和的范围内，能促使C向奥氏体富集，同时同Cr元素协同，进一步增强奥氏体的稳定性同时增加奥氏体的含量，从而能够得到足够多且稳定的残余奥氏体组织。
在一些可选的实施方式中，以质量分数计，所述钢基体的化学成分还满足：Mn：2.8％～3.6％，Nb：0％～0.04％，Ti：0％～0.04％。
本申请实施例中，控制Mn的质量分数为2.8％～3.6％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Mn能起到固溶强化的作用，同时也是奥氏体的稳定元素，从而可以提高奥氏体的淬透性，同时还能阻止奥氏体向珠光体转变，保证双相钢中有足够的残余奥氏体。
Nb的质量分数为0％～0.04％的积极效果是在该质量分数的范围内，Nb可有效的细化组织，有利于获得更高的强度；同时Nb的析出物是有效的氢陷阱，有利于改善高强钢的氢脆敏感性。
Ti的质量分数为0％～0.04％的积极效果是在该质量分数的范围内，Ti的析出物可有效地强化基体，同时其析出物也是有效的氢陷阱，能改善高强钢的氢脆敏感性。
在一些可选的实施方式中，以质量分数计，所述钢基体的化学成分还满足：P≤0.02％，S≤0.01％。
本申请实施例中，控制P≤0.02％和S≤0.01％的积极效果是由于P和S都是有害元素，易在晶界处偏聚，影响最终钢基体的金相组织的分布均匀程度，从而严重损害的双相钢基体的塑性，影响双相钢基体的延伸率，同时S还能与Mn形成塑性夹杂物MnS，对双相钢基体的塑性和韧性都不利，因此需要控制P和S的含量尽可能的低。
在一些可选的实施方式中，以质量分数计，所述钢基体的化学成分还满足：
C：0.26％～0.29％，Si：1.1％～1.6％，Al：0.2％～0.5％，Cr：0.01％～0.3％，Mn：2.9％～3.3％，Nb：0.015％～0.03％，Ti：0.015％～0.03％。
本申请实施例中，控制钢基体的具体化学成分，能进一步保证钢基体的金相组织中有足够多的残余奥氏体，从而保证双相钢的韧性和塑性符合标准。
在一些可选的实施方式中，以体积分数计，所述钢基体的金相组织包括：铁素体：10％～20％,马氏体：65％～85％和残余奥氏体：5％～15％。
本申请实施例中，控制铁素体的体积分数为8％～15％的积极效果是在该体积分数的范围内，铁素体对延伸率有利。
控制马氏体的体积分数为73％～89％的积极效果是在该体积分数的范围内，马氏体有利于获得满足要求的抗拉强度。
控制残余奥氏体的体积分数为2％～12％的积极效果是在该体积分数内，残余奥氏体有利于获得较高的延伸率和成形性能。
在一些可选的实施方式中，所述铁素体的平均晶粒粒径≤3.5μm；和/或，
所述马氏体的平均晶粒粒径≤3μm；和/或，
所述残余奥氏体的平均晶粒粒径≤0.8μm。
本申请实施例中，控制铁素体的平均粒径、马氏体的平均粒径和残余奥氏体的平均粒径，从而保证铁素体、马氏体和残余奥氏体在钢基体的金相组织中均匀的分布。
基于一个总的发明构思，本申请实施例还提供一种1500MPa级冷轧双相钢，所述冷轧双相钢包括第一方面所述的钢基体和镀层，所述镀层包覆在所述钢基体的至少一面。
该冷轧双相钢是基于上述钢基体来实现，该冷轧双相钢的具体化学成分可参照上述实施例，由于该冷轧双相钢采用了上述实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。
基于一个总的发明构思，如图2所示，本申请提供了一种制备第二方面所述的镀锌双相钢的方法，所述方法包括：
S1.对含有所述双相钢化学成分的铸坯进行加热，后进行热轧、冷却和卷取，得到钢卷；
S2.对所述钢卷进行酸洗和冷轧，得到冷硬钢带；
S3.对所述冷硬钢带进行连续退火，得到冷轧双相钢。
该方法是针对上述冷轧双相钢的制备方法，该冷轧双相钢的具体化学成分可参照上述实施例，由于该方法采用了上述实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。
本申请实施例中，通过对铸坯先进行热轧，冷却后再进行酸洗和冷轧，从而能保证冷硬钢带中的金相组织分布均匀，并且使得金相组织的晶粒尺寸更为细小，最后通过连续退火保证钢基体中金相组织的转变充分，得到预期的金相组织。
在一些可选的实施方式中，所述加热的终点温度为1180℃～1250℃。
本申请实施例中，控制加热的终点温度为1180℃～1250℃的积极效果是在该温度范围内，能保证组织均匀化及微合金元素的固溶，从而方便后续的奥氏体的转变；若温度过高可能会导致晶粒异常长大，若温度过低可能导致成分组织不均匀、微合金元素固溶不充分。
在一些可选的实施方式中，所述连续退火包括均热段、快冷段和时效处理段，其中，所述均热段的温度为840℃～880℃，所述缓冷段的温度为740℃～760℃，所述快冷段的终点温度为180℃～280℃，所述时效处理的温度为250℃～400℃。
本申请实施例中，控制均热段的温度为840℃～880℃的积极以效果是在该温度范围内，能保证双相钢处理两相区的温度中，从而保证双相钢的金相组织的转变成奥氏体。
控制缓冷段的温度为740℃～760℃的积极效果是在该温度范围内，保证双相钢的金相组织在两相区形成的奥氏体转变成马氏体和贝氏体，同时还能获得一定量的稳定的残余奥氏体，保证双相钢的强度和延伸率。
控制快冷段的终点温度为180℃～280℃的积极以效果是保证双相钢的金相组织在两相区形成的奥氏体转变成马氏体和贝氏体，同时还能获得一定量的稳定的残余奥氏体，保证双相钢的强度和延伸率。
控制时效处理的温度为250℃～400℃的积极以效果是保证双相钢的金相组织在两相区形成的奥氏体转变成马氏体和贝氏体，同时还能获得一定量的稳定的残余奥氏体，保证双相钢的强度和延伸率。
在一些可选的实施方式中，所述时效处理的时间为1min～5min。
控制时效处理的时间为0.5min～1min积极以效果是在该时间范围内，能保证双相钢的金相组织在两相区形成的奥氏体转变成马氏体和贝氏体，同时还能获得一定量的稳定的残余奥氏体，保证双相钢的强度和延伸率。
在一些可选的实施方式中，所述热轧的终轧温度为900℃，所述卷取的温度为620℃，所述冷轧的变形量为50％。
本申请实施例中，控制热轧的终轧温度为900℃的积极效果是为了保证获得良好热轧组织,若终轧温度过高晶粒可能变得粗大,若终轧温度过低可能出现混晶。
控制卷取的温度为620℃的积极效果是综合考虑了冷轧轧机负荷和冷轧成品卷表面质量的影响，若卷取温度过低冷轧会变得困难，若卷取温度过高成品卷表面质量会变差。
冷轧的变形量为50％的积极效果是保证在适当机械的负荷下获得细小的金相组织，从而保证钢基体的强度和塑性；若压下率过低则不利于获得较细小的组织，材料屈服强度会偏低；若压下率过高则轧机负荷会偏大，不利于板型控制。
下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。
为了更好的对比本申请的成分和工艺参数对冷轧双相钢的产品的影响，本申请冶炼了2炉满足要求化学成分的钢水，具体如表1所示。对比例1和对比例2的化学成分与实施例1和实施例2相同，对比例3的成分Al+Si含量偏低，对比例4的C含量偏低，对比例的Mn含量偏低。
表1钢水的化学成分情况表
将上述不同炉次的钢水经连铸后，铸坯经过机清除去表面缺陷后进加热炉，在1180℃～1250℃的温度范围内进行加热，在进行热轧，热轧的终轧温度为900℃，卷取温度为620℃，热轧板经酸洗和罩退后再进行冷轧，得到冷硬带钢,冷轧变形量为50％。
再将得到的冷硬钢带进行连续退火和冷轧处理得到成品，连续退火过程的工艺参数如表2所示。
表2退火工艺参数表
所得的热浸锌镀层双相钢的性能如表3所示。
表3力学性能结果
可以看到，2个实施例的力学性能均满足抗拉强度大于1500MPa、屈服强度大于1150MPa、标距在80mm的延伸率大于10％的要求。而对比例1的化学成分与实施例1相同，但由于快冷温度偏高，导致屈服强度低于下限要求，同时延伸率也偏低；对比例2的化学成分也与实施例2一致，但时效温度过高，导致抗拉强度低于下限要求；对比例3不满足Al+Si≥1.4％的要求，导致延伸率偏低；对比例4由于C含量偏低，虽然延伸率较好，但屈服低于1150MPa、抗拉强度低于1500MPa的要求；对比例5由于Mn含量偏低，导致屈服强度和抗拉强度均不满足要求。
屈服强度是指钢材在非比例延伸率为0.2％时的延伸强度，屈服强度越符合标准，说明钢材的力学性能良好。
抗拉强度是指试件拉断前单位面积上承受的最大应力,抗拉强度越符合标准，说明钢材的韧性和塑性越良好。
延伸率是指试样标距在80mm处拉伸断裂后标距段的总变形ΔL与原标距长度L之比的百分数，总延伸率越符合标准，说明钢材的韧性和塑性越良好。
残奥含量是指钢材中存在的残余奥氏体的含量，残奥含量越符合标准，说明钢材的韧性和塑性越越好。
由实施例1-2和对比例1-5的数据可知：通过在钢基体的成分中引入一定量的Si和Al，并控制Si和Al的总质量分数在1.4％以上，对提高双相钢的塑性是不可缺少的；化学成分满足要求的情况下，退火工艺也需在合理范围内，否则会导致力学性能不合格。
本申请实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
(1)本申请实施例提供的一种1500MPa级冷轧双相钢，通过在双相钢的成分中引入一定量的Si和Al，并控制Si和Al的总质量分数在1.4％以上，促使残余奥氏体稳定残留在钢基板中，利用残余奥氏体取代部分马氏体，再引入Cr元素，提高残余奥氏体的含量，由于残余奥氏体具有一定的柔韧性，从而可以提高双相钢的塑性。
(2)本申请实施例提供的一种1500MPa级冷轧双相钢的钢基体，其力学性能均满足抗拉强度大于1500MPa、屈服强度大于1150MPa、标距在80mm的延伸率大于10％的要求。
(3)本申请实施例提供的一种1500MPa级冷轧双相钢的钢基体，不添加Mo等昂贵合金元素，成本较低。
(4)本申请实施例提供的一种1500MPa级冷轧双相钢的制备方法，通过成分设计和优化退火工艺引入适量的、稳定性适中的残余奥氏体，从而产生比传统1500MPa级冷轧双相钢更好的延伸率和成形性，适用于复杂拉延成形的汽车结构件。
本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。
在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。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。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a-b(即a和b),a-c,b-c,或a-b-c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。
以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。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申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请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 (10)

1.一种具有增强塑性的1500MPa级冷轧双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分包括C、Si、Mn、Cr、Al、Nb和Ti，其余为Fe及不可避免的杂质；
以质量分数计，所述双相钢的化学成分满足：
C：0.23％～0.30％，Si：1.0％～1.8％，Al：0.03％～0.7％，Cr：0.01％～0.5％；
其中，所述Si和所述Al满足：
[Si]+[Al]≥1.4％，
式中，[Si]为所述Si的质量分数，[Al]为所述Al的质量分数。
2.根据权利要求1所述的双相钢，其特征在于，以质量分数计，所述双相钢的化学成分还满足：Mn：2.8％～3.6％，Nb：0％～0.04％，Ti：0％～0.04％。
3.根据权利要求2所述的双相钢，其特征在于，以质量分数计，所述双相钢的化学成分还满足：P≤0.02％，S≤0.01％。
4.根据权利要求2所述的钢基体，其特征在于，以质量分数计，所述双相钢的化学成分还满足：
C：0.26％～0.29％，Si：1.1％～1.6％，Al：0.2％～0.5％，Cr：0.01％～0.3％，Mn：2.9％～3.3％，Nb：0.015％～0.03％，Ti：0.015％～0.03％。
5.根据权利要求1所述的双相钢，其特征在于，以体积分数计，所述双相钢的金相组织包括：铁素体：10％～20％,马氏体：65％～85％和残余奥氏体：5％～15％。
6.根据权利要求5所述的双相钢，其特征在于，所述铁素体的平均晶粒粒径≤4μm；和/或，
所述马氏体的平均晶粒粒径≤4μm；和/或，
所述残余奥氏体的平均晶粒粒径≤1μm。
7.一种制备如1-6任一项所述的冷轧双相钢的方法，其特征在于，所述方法包括：
对含有如权利要求1-6任一项所述的冷轧双相钢的化学成分的铸坯进行加热，后进行热轧、冷却和卷取，得到钢卷；
对所述钢卷进行酸洗和冷轧，得到冷硬钢带；
对所述冷硬钢带进行连续退火，得到冷轧双相钢。
8.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述加热的终点温度为1180℃～1250℃。
9.根据权利要求7所述的方法，其特征在于，所述连续退火包括均热段、缓冷段、快冷段和时效处理段，其中，所述均热段的温度为840℃～880℃，所述缓冷段的温度为740℃～760℃，所述快冷段的终点温度为180℃～280℃，所述时效处理的温度为250℃～400℃。
10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，所述时效处理的时间为1min～5min。
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