CN109898017A - 1000MPa级冷弯性能优良的冷轧双相钢及生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开1000MPa级冷弯性能优良的冷轧双相钢及生产方法。钢中含有：C：0.03％～0.20％，Si：0.20％～0.80％，Mn：1.20％～2.20％，Cr：0.30％～0.60％，Nb：0.020％～0.150％，Ni：0.050％～0.100％，P<0.020％，S<0.015％，N≤0.0050％，Al：0.020％～0.150％，余量为Fe和不可避免的杂质。铸坯加热温度1180～1250℃，粗轧开轧温度1150～1050℃，粗轧终轧温度1020～980℃，精轧开轧温度940～1000℃，精轧终轧温度750～920℃，卷取温度555～700℃；退火温度740～840℃，退火保温时间60～200s，快冷速度25～40℃/s，过时效时间120～500s，过时效温度170～400℃。钢板用于汽车结构件和加强件。
Description
技术领域
本发明涉及属于冷轧高强度汽车用钢板技术领域，特别涉及一种用作汽车的结构件和加强件的冷轧双相钢及生产方法。
背景技术
双相钢(DP钢)由铁素体与马氏体组成，具有低屈强比、高初始加工硬化率、良好的强度和延伸性配合等特点，已发展成为一种汽车用高强度冲压用钢(AHSS)。超轻钢车体研究项目表明，双相钢在未来汽车车身上的用量达到80％，具有良好的应用前景。到目前已研究开发的冷轧和热镀锌双相钢强度从450MPa到1470MPa，钢铁企业可商业化供货的强度级别为DP450、DP590、DP780和DP980，应用于汽车的骨架构件、车门防撞梁、保险杠等零部件。
国外超高强冷轧双相钢连续退火过程多采用水淬+回火方式，其冷却能力可以达到1000～2000℃/s，考虑减少淬透性合金元素，而在采用冷却速度较慢的气冷装置进行冷却时，合金成分略高，但气冷却的优点是钢板不易变形，板形良好。
目前，国际上可供货的冷轧双相钢板最高级别达到1180MPa，并且也只是在水淬+回火连退线上生产。对于国内大多数钢厂还不具备超高强度钢连续退火生产线的条件，如何在不采用水淬(冷速≥1000℃/s)+回火连退线的基础上，利用国内钢厂现有连退设备，采用快冷(冷速＜50℃/s)+过时效方法生产980MPa级以上，具有低成本，高强塑性，良好焊接性能和成形性能的超高强冷轧双相钢，成为国内科研人员研究的重点。
CN 101363099A公开了一种抗拉强度1000MPa级冷轧双相钢板及制备方法，采用C-Si-Mn-Nb合金系，快冷速率需要达到40～50℃/s。对于生产厚规格的产品，快冷速率几乎达到设备的设计上线，退火炉冷却风机运转负荷重，不能实现稳定批量生产。
CN101348885A公开了一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，采用C-Si-Mn-Cr-Mo-Nb-Ti合金系，通过热镀锌工艺获得1000MPa热镀锌双相钢。此技术生产的是热镀锌双相钢产品，采用的合金成分复杂，并且退火工艺为镀锌退火工艺，生产的产品为热镀锌表面状态的双相钢产品。
US6709535 B2公开了焊接接头疲劳性能优良的超高强双相钢板(Supperhigh-strength dual phase steel sheet of excellent fatigue characteristic in a potwelded joint)，采用0.18C-1.33Si-2.06Mn-0.43Mo，制备1000MPa级冷轧双相钢，其Si含量较高，在热轧过程中易产生红锈和条纹状表面缺陷，在后续的酸洗冷轧中去除困难，最终产品的表面质量差。且添加了0.43％的昂贵合金元素Mo，增加了生产成本，不具备成本优势。
发明内容
本发明的目的在于解决现有技术存在的上述问题，提供一种能够在工业连续退火线上较容易地制造出抗拉强度在1000MPa以上，断后延伸率大于10.0％，屈强比小于0.55，冷弯性能优良且可焊接的冷轧钢板及其制造方法。
具体的技术方案是：
一种1000MPa级冷弯性能优良的冷轧双相钢的组成成分，按质量百分比计，钢中含有：C：0.03％～0.20％，Si：0.20％～0.80％，Mn：1.20％～2.20％，Cr：0.30％～0.60％，Nb：0.020％～0.150％，Ni：0.050％～0.100％，P<0.020％，S<0.015％，N≤0.0050％，Al：0.020％～0.150％，余量为Fe和不可避免杂质。
本发明钢种各合金元素控制原理如下：
C：C在奥氏体中的溶解度远大于在铁素体中的溶解度，它可以有效地延长奥氏体转变前的孕育期，增加奥氏体的低温稳定性。C元素的含量也直接影响到连续退火后双相钢中马氏体的体积分数、马氏体中C的含量以及马氏的结构类型，本发明中碳含量控制在0.03％～0.20％。
Si：Si是铁素体形成元素，易于向铁素体溶解，并且可以有效地提高C、Mn在铁素体中的化学势，两相区退火过程中，Si的添加显著加速C、Mn向奥氏体中的转移，从而间接增加了奥氏体的稳定性。Si使铁素体充分“净化”，避免了C在铁素体中的大量间隙固溶和冷却时粗大碳化物的生成，但为避免Si含量过高引起钢板表面产生红锈，本发明Si控制在0.20％～0.80％。
Mn：Mn是奥氏体稳定化元素，可以有效提高奥氏体岛的淬透性，因而降低两相区加热后，冷却过程中所获得双相组织所必须的冷却速率。Mn也可以降低铁素体中的固溶C，促使C向奥氏体中转移，提高奥氏体淬透性的同时净化铁素体基体，从而提高双相钢的延性，因此，Mn对双相钢组织的形成具有重要作用。但是如果Mn含量过高，则会降低奥氏体中碳的活度，反而会促进碳化物的形成，并且高的Mn含量往往会引起铸造偏析，造成轧制带状组织，本发明Mn控制在1.20％～2.20％。
Cr：Cr为铁素体形成元素，与Si的作用相似，促成铁素体的形成，进而增加未转变奥氏体的稳定性和淬透性。Cr可以推迟珠光体转变，降低Bs点，抑制贝氏体相变。此外，Cr可以促进C向奥氏体扩散，并可降低铁素体的屈服强度，更有利于获得低屈服强度的双相钢。另外，Cr元素在钢中的固溶强化能力小，过多添加会降低焊接性能。本发明Cr控制在0.30％～0.60％。
Nb在钢中以置换溶质原子存在，为铁素体形成元素，促进奥氏体向铁素体相变。Nb的固溶拖曳作用使再结晶形核受到抑制，因而对再结晶具有强烈的阻止作用。同时Nb也是强C、N化物形成元素。双相钢中引入Nb，用于细化铁素体晶粒，并以析出物的形式强化铁素体基体，但过量添加Nb会使沉淀相降低铁素体的延性，降低钢的成形性能。本发明Nb控制在0.020％～0.150％。
Ni是奥氏体化的有效元素，可提高钢种的AC3温度，使C曲线向右移，降低钢的临界冷却速度，提高钢的淬透性和强度，而不降低其塑性。另外，Ni还能改善钢的低温韧性和抗疲劳性，并使钢板具有一定耐蚀性。本发明Ni控制在0.050％～0.100％。
Al是主要的脱氧剂，同时Al还可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用。钢中Al用于脱氧被添加时，不宜过低，否则Mn、Si等粗大的氧化物在钢中大量分散，劣化钢质，但过多簇状氧化铝内夹杂物增多，使钢的塑性和焊接性变差，又会影响炼钢和连铸生产。本发明Al控制在0.020％～0.150％。
N在钢板中使氮化物析出，有助于强化钢板，但过剩，则氮化物大量析出，引起延伸率、焊接性劣化和钢板的冷成形性能变差。本发明N控制在0.0050％以下。
P，S为钢中的有害元素。P易在晶界上偏聚引起脆化，S在钢中易形成MnS等夹杂物，使钢的韧塑性变差。本发明P，S分别控制在P<0.020％，S<0.015％。
本发明还提出一种1000MPa级冷弯性能优良的冷轧双相钢的生产方法，包括冶炼、铸造、铸坯加热、热轧、酸洗、冷轧、退火，具体如下：
(1)按照所述要求的化学成分经过冶炼工序，获得铸造板坯；
(2)将所述铸造板坯经过加热、热轧工序，制得热轧板，其中，加热温度为1180～1250℃，粗轧开轧温度为1150～1050℃，粗轧终轧温度为1020～980℃，精轧开轧温度为940～1000℃，精轧终轧温度为750～920℃，卷取温度为555～700℃；
(3)将所述热轧板经过酸洗后冷轧，制成冷轧薄板；冷轧压下率为45％～75％；成品钢板厚度为0.9～2.0mm；
(4)将所述冷轧薄板经过退火工艺，制取成品钢板；其中，退火保温时间为60～200s，过时效时间为120～500s。
其中，所述退火工艺中，退火温度为740～840℃，快冷速度为25～40℃/s，过时效温度为170～400℃。
有益效果：
本发明与现有技术相比，具有以下有益效果：
(1)本发明提供的1000MPa级冷弯性能优良的冷轧双相钢及其生产工艺，以C-Si-Mn-Cr-Nb为基本合金系，采用Cr、Nb复合微合金化以产生纳米析出，并设计低碳当量合金系提高焊接性能，制造出低成本、低碳含量、高淬透性、低屈强比、高弯曲型及其超高强度的冷轧汽车用钢。
(2)在本发明提供的技术方案中，固溶Nb在奥氏体中以置换原子存在，可以强烈抑制奥氏体的再结晶，在低的奥氏体温度区间，Nb以C、N化物析出，可以有效阻止奥氏体再结晶晶粒长大，并且可以给予奥氏体一个较宽的未再结晶温度区间，以提高精轧开轧温度，降低轧机负荷，减小热轧板厚度，相同冷轧板厚度的前提下减轻冷轧轧机负荷，同时结合未再结晶大变形可以细化铁素体晶粒。
同时，Cr、Nb复合添加可以显著推迟了Nb(C，N)的析出，细化Nb(C，N)粒子尺寸，通过纳米析出强化效果，提高钢板强韧性。此外，Cr的添加可以提高过冷奥氏体的稳定性，增加钢种淬透性，利于马氏体岛尺寸和强度保持在一定范围内，并降低C、Mn含量，减轻带状组织，提高冷弯性能和焊接性能。在工业生产线上，过时效时间通常为300～500s，过时效温度控制在300℃以下较为困难，Cr可以降低钢种对于冷速和过时效温度的敏感性，提高工业生产过程中不同批次产品性能的稳定性。因而C-Si-Mn-Cr-Nb系超高强冷轧双相钢比C-Si-Mn-Nb系钢更适于工业化生产和获得高品质产品。
(3)通过将退火温度控制在740～840℃、退火保温时间控制在60～200s，并在连续退火中快冷速度25～40℃/s的前提下，可以将马氏体岛的尺寸控制在1～4μm，并调整铁素体与马氏体两相相容性，从而具有不同的力学性能和冷弯性能特征。钢种抗拉强度在1006～1210MPa，伸长率在12.1～18.2％，屈强比在0.42～0.53，n值在0.23～0.32。特别是最小弯曲半径(90°弯曲)为0.5～1.5mm，对比国内外1000MPa级冷轧双相钢的弯曲性能(日本NKK和SSAB瑞典钢铁公司的最小弯曲半径在2～3mm之间)，本发明钢种具有优良的弯曲冷弯性能。
附图说明
图1为本发明实施例的连续退火工艺制度示意图；图2为本发明实施例7的工程应力应变曲线；图3为本发明实施例5连退板的组织形貌；图4为本发明实施例5冷硬板激光焊接后的高温拉伸试样照片；图5为本发明实施例4退火板的90°冷弯试样照片。
具体实施方式
以下实施例用于具体说明本发明内容，这些实施例仅为本发明内容的一般描述，并不对本发明内容进行限制。
表1为实施例钢的化学成分；表2为实施例钢的具体热轧工艺制度，其中，热轧板厚度为3.5mm；表3为实施例钢的冷轧和连续退火工艺参数；表4为实施例钢经退火后的典型力学性能。
表1发明钢的化学成分(质量分数)％
表2发明钢的热轧工艺参数
表3发明钢的连续退火工艺参数
表4发明钢退火后的典型力学性能
按本发明设计的化学成分，实施例的钢经冶炼连铸，依照设定的热轧工艺控轧控冷，以及酸洗冷轧在气冷连续退火线上进行退火，最终得到低屈强比、高弯曲型超高强冷轧双相钢。其抗拉强度为1006～1210MPa，伸长率为12.1～18.2％，屈强比为0.42～0.53，n值为0.23～0.32，最小弯曲半径(90°弯曲)为0.5～1.5mm。所制造的钢板可用作汽车的结构件和加强件，如汽车的骨架构件、车门防撞梁、保险杠等零部件。
Claims (2)
1.一种1000MPa级冷弯性能优良的冷轧双相钢，其特征在于，钢中化学成分按质量百分比为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20％～0.80％，Mn：1.20％～2.20％，Cr：0.30％～0.60％，Nb：0.020％～0.150％，Ni：0.050％～0.100％，P<0.020％，S<0.015％，N≤0.0050％，Al：0.020％～0.150％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.一种如权利要求1所述的1000MPa级冷弯性能优良的冷轧双相钢的制造方法，钢板的生产工艺为：冶炼、铸造、铸坯加热、热轧、酸洗、冷轧、退火，其特征在于，
铸坯加热温度为1180～1250℃，粗轧开轧温度为1150～1050℃，粗轧终轧温度为1020～980℃，精轧开轧温度为940～1000℃，精轧终轧温度为750～920℃，卷取温度为555～700℃；
热轧板经过酸洗后冷轧，制成冷轧薄板；冷轧压下率为45％～75％；
冷轧薄板经过退火工艺，制取成品钢板；其中，退火温度为740～840℃，退火保温时间为60～200s，快冷速度为25～40℃/s，过时效时间为120～500s，过时效温度为170～400℃。
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