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CN109518080A - 冷轧低成本超高强双相钢及其制备方法 - Google Patents

冷轧低成本超高强双相钢及其制备方法 Download PDF

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CN109518080A CN201811427852.3A CN201811427852A CN109518080A CN 109518080 A CN109518080 A CN 109518080A CN 201811427852 A CN201811427852 A CN 201811427852A CN 109518080 A CN109518080 A CN 109518080A
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Abstract

本发明涉及冷轧低成本超高强双相钢及其制备方法，属于汽车用高强钢技术领域。本发明解决的技术问题是现有1180MPa级冷轧双相钢生产成本高、生产难度大。本发明提供冷轧低成本超高强双相钢及其制备方法，化学成分质量百分比为C：0.12～0.17％，Si：0.10～0.60％，Mn：2.00～2.50％，Al：0.01～0.06％，Cr：0.30～0.80％，在转炉中控制铁水V含量，然后经热轧、酸轧、退火工艺得到冷轧超高强双相钢。本发明的冷轧超高强双相钢力学性能和成形性能优良，成本优势明显，具有显著的经济效益和社会效益。

Description

冷轧低成本超高强双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于汽车用高强钢技术领域，具体涉及冷轧低成本超高强双相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车轻量化技术的发展，汽车用钢朝着高强钢方向发展已成为必然趋势。双相钢具有低屈服强度、高抗拉强度和优良塑性等特点，成为汽车用首选高强钢，其用量预计在汽车用先进高强钢中将超过70％。随着国内汽车板产能的不断释放，高强钢市场的竞争也越来越激烈，低成本高性能的双相钢已经成为各企业追求的目标，受到极大关注。
专利文献CN 102021483A公开了一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及制备方法，其优选化学成分百分比为：C：0.19～0.21％，Si：0.70～0.90％，Mn：1.90～2.10％，Cr：0.01～0.02％，Nb：0.02～0.04％，余量为Fe及不可避免杂质；通过820-860℃保温、710℃缓冷、45～55℃/s快冷、240-320℃过时效处理，得到了抗拉强度大于1200MPa的冷轧双相钢。尽管通过上述化学成分和生产方法制备的冷轧双相钢具有优良的力学性能，但较高的C含量和Si含量导致焊接性能较差，添加微量Nb导致高热轧负荷，必然影响双相钢在汽车上的广泛应用。
专利文献CN 102021482A公开了一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，其化学成分百分比为：C：0.095～0.12％，Si：0.80～0.12％，Mn：1.90～2.50％，Cr：0.40～0.60％，Nb:0.005～0.025％，Mo：0.04～0.30％，余量为Fe及不可避免杂质；通过760-840℃保温、1～40℃/s快冷、450-465℃热镀锌，得到了抗拉强度大于1180MPa的热镀锌双相钢。尽管通过该方法制备了合格的超高强双相钢，然而双相钢需要添加Nb、Mo等昂贵微合金元素，不仅使得生产成本明显增加，同时在热轧过程中，Nb抑制奥氏体再结晶等作用，使得热轧难度明显提高。
发明内容
本发明解决的技术问题是现有1180MPa级冷轧双相钢生产成本高、生产难度大。
本发明解决上述问题的技术方案是提供冷轧低成本超高强双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.12～0.17％，Si：0.10～0.60％，Mn：2.00～2.50％，Al：0.01～0.06％，Cr：0.30～0.80％，V：0.05～0.20％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
优选的，本发明提供冷轧低成本超高强双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.13～0.16％，Si：0.30～0.60％，Mn：2.20～2.50％，Al：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.80％，V：0.05～0.10％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe及不可避免杂质。
其中，双相钢的微观组织主要由铁素体和马氏体组成。
其中，双相钢屈服强度为850-950MPa，抗拉强度为1200-1300MPa，伸长率为5.0-10.0％。
本发明还提供冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，包括如下步骤：根据上述双相钢化学成分质量百分比进行冶炼，在转炉中控制V含量，冶炼后铸造成板坯，然后经热轧、酸轧、退火工艺，得到冷轧低成本超高强双相钢。
其中，热轧包括加热、粗轧、精轧和卷取。
其中，热轧过程中，加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，精轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃。
其中，酸轧为酸洗后冷轧，冷轧压下率为40～60％。
其中，退火温度为800～850℃，从退火温度缓慢冷却至700～750℃，随即快速冷却至过时效温度200～300℃，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
进一步的，退火温度为800～850℃，从800～850℃以2～5℃/s冷却至700～750℃，随即以30～80℃/s冷却至过时效温度200～300℃，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
本发明的有益效果：
1、本发明提供的冷轧低成本超高强双相钢屈服强度为850-950MPa，抗拉强度为1200-1300MPa，伸长率为5.0-10.0％，微观组织主要由铁素体和马氏体组成，具有良好的力学性能、焊接性能和成形性能；
2、本发明冷轧低成本超高强双相不含价格昂贵的Nb、Mo，冶炼过程在转炉中控制V含量，生产成本降低；
3、本发明未添加Nb等提高热轧变形抗力的微合金元素，生产难度降低。
附图说明
图1为本发明冷轧双相钢的连续退火工艺示意图；
图2为本发明冷轧双相钢的微观组织形貌图。
具体实施方式
本发明提供冷轧低成本超高强双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.12～0.17％，Si：0.10～0.60％，Mn：2.00～2.50％，Al：0.01～0.06％，Cr：0.30～0.80％，V：0.05～0.20％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
优选的，本发明提供冷轧低成本超高强双相钢，其化学成分质量百分比为：C：0.13～0.16％，Si：0.30～0.60％，Mn：2.20～2.50％，Al：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.80％，V：0.05～0.10％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe及不可避免杂质。
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0.20％。因此，本发明C含量为C：0.12～0.17％，优选为0.13～0.16％。
Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除磷难度。因此，本发明Si含量为0.10～0.60％％，优选为0.30～0.60％。
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。因此，在本发明中Mn含量为2.00～2.50％，优选为2.20～2.50％。
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，本发明中Al含量为0.01～0.06％，优选为0.02～0.05％。
Cr可以显著延迟珠光体和贝氏体转变，使奥氏体充分转变为马氏体组织，从而获得较高的抗拉强度。由于Cr较Mo具有明显的成本优势，所以大量添加于冷轧或热镀锌双相钢中。因此，在本发明中，Cr含量为0.30～0.80％，优选为0.50～0.80％。
V在双相钢中主要以VC形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在热轧后的冷却过程中，VC为铁素体晶粒提供大量形核位置，使得铁素体晶粒明显细化。在冷轧退火加热过程中，未溶解VC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，VC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；在退火过程中，铁素体中的VC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，V含量为0.05～0.20％，优选为0.05～0.10％。
在化学成分的设计上，本发明采用较高C、Mn、Cr含量以保证冷轧奥氏体的稳定性和淬透性，从而获得高体积分数的马氏体；采用微量V来细化铁素体和马氏体晶粒，同时VC弥散析出起到沉淀强化的效果，同时可以提高抗氢致延迟断裂性能。
本发明还提供冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，按照上述双相钢化学成分进行冶炼，在转炉中控制V含量，冶炼后铸造成板坯，然后经热轧、酸轧、退火工艺，得到冷轧低成本超高强双相钢。
具体地，可按照如下步骤进行：
(1)冶炼工序：根据上述所设计的化学成分进行冶炼，并在转炉中控制V含量(通过控制原有铁水中V含量)，然后铸造成板坯；
(2)热轧工序：将铸坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，其中加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，精轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃；
(3)酸轧工序：将上述热轧卷经过酸洗后冷轧成为冷轧薄带钢，其中冷轧压下率为40～60％；
(4)连续退火工序：将上述冷轧薄带钢经过连续退火后，制成所需冷轧双相钢钢板；其中退火温度为800～850℃，从退火温度以2～5℃/s缓慢冷却至快冷开始温度700～750℃，随即快速冷却至过时效温度200～300℃，其缓冷速率CR1为2～5℃/s，快冷速率CR2为30～80℃/s，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
以下通过实施例对本发明作进一步的解释和说明。
实施例1和实施例2分别按照本发明方法制备得到冷轧低成本超高强双相钢DP1和DP2，具体步骤如下：
(1)经过冶炼工艺，制备了如下表1所示化学成分百分比的双相钢板坯；
表1双相钢化学成分(wt.％)
编号 C Si Mn P S Als Cr V N
DP1 0.13 0.60 2.50 0.010 0.005 0.02 0.50 0.05 0.004
DP2 0.16 0.30 2.20 0.012 0.003 0.05 0.80 0.10 0.004
(2)将铸坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，其中精轧开轧温度为1000～1100℃，精轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃，具体热轧工艺参数如下表2所示；
表2双相钢热轧主要工艺参数
编号 加热温度/℃ 精轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 热轧厚度/mm
DP1 1250 1070 850～900 600～650 2.50
DP2 1250 1080 900～950 650～700 3.00
(3)将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中DP1和DP2的冷轧压下率分别为52.0％和50.0％；
(4)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℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度700～750℃，随即快速冷却至过时效温度200～300℃，其缓冷速率CR1为2～5℃/s，快冷速率CR2为30～80℃/s，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％，退火工艺示意图如图1所示，具体冷轧退火工艺参数如表3所示。
表3冷轧退火主要工艺参数
编号 退火温度/℃ 缓冷温度/℃ 过时效温度/℃ 快冷速率/℃/s
DP1 800 700 200 57
DP2 850 750 300 42
经上述工艺制备的冷轧双相钢微观组织如图2所示，其力学性能与现有技术的对比如下表4所示。
表4本发明与现有冷轧双相钢力学性能比较
编号 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 伸长率A<sub>80</sub>/％ 屈强比
DP1 862 1203 9.1 0.71
DP2 925 1287 6.7 0.72
CN 102021483A 665 1219 9.5(A<sub>50</sub>) 0.55
CN 102021482A 691 1210 11.4(A<sub>50</sub>) 0.57
结果表明，本发明制备的冷轧双相钢微观组织由细小的铁素体和马氏体组成，其屈服强度(850-950MPa)较低，抗拉强度(1200-1300MPa)和伸长率(5.0-10.0％)较高。冷轧低成本超高强双相钢无Mo、Nb等昂贵微合金元素，所以成本优势明显，同时具有优良的成形性能。

Claims (10)

1.冷轧低成本超高强双相钢，其特征在于：其化学成分质量百分比为C：0.12～0.17％，Si：0.10～0.60％，Mn：2.00～2.50％，Al：0.01～0.06％，Cr：0.30～0.80％，V：0.05～0.20％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的冷轧低成本超高强双相钢，其特征在于：其化学成分质量百分比为C：0.13～0.16％，Si：0.30～0.60％，Mn：2.20～2.50％，Al：0.02～0.05％，Cr：0.50～0.80％，V：0.05～0.10％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量为Fe及不可避免杂质。
3.根据权利要求1或2所述的冷轧低成本超高强双相钢，其特征在于：所述双相钢的微观组织主要由铁素体和马氏体组成。
4.根据权利要求1～3任一项所述的冷轧低成本超高强双相钢，其特征在于：所述双相钢屈服强度为850-950MPa，抗拉强度为1200-1300MPa，伸长率为5.0-10.0％。
5.冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，其特征在于包括如下步骤：根据权利要求1或2所述的化学成分质量百分比进行冶炼，在转炉中控制V含量，冶炼后铸造成板坯，然后经热轧、酸轧、退火工艺，得到冷轧低成本超高强双相钢。
6.根据权利要求5所述的冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，其特征在于：所述热轧包括加热、粗轧、精轧和卷取。
7.根据权利要求5或6所述的冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，其特征在于：所述热轧过程中，加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，精轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃。
8.根据权利要求5～7任一项所述的冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，其特征在于：所述酸轧为酸洗后冷轧，冷轧压下率为40～60％。
9.根据权利要求5～8任一项所述的冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，其特征在于：所述退火温度为800～850℃，从800～850℃缓慢冷却至700～750℃，随即快速冷却至过时效温度200～300℃，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
10.根据权利要求5～9任一项所述的冷轧低成本超高强双相钢的制备方法，其特征在于：所述退火温度为800～850℃，从800～850℃以2～5℃/s冷却至700～750℃，随即以30～80℃/s冷却至过时效温度200～300℃，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
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