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CN111979489A - 一种780MPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法 - Google Patents

一种780MPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开一种780MPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法。钢中含有C：0.10％～0.18％，Mn：1.5％～2.5％，Si：0.4％～0.8％，Al：0.02％～0.7％，Cr：0.02％～0.50％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb≤0.1％，Ti≤0.1％，且Si+Al：0.5％～1.5％，余量为铁和不可避免的杂质。开轧温度1050～1150℃，终轧温度≥900℃，卷取温度550～700℃；冷轧压下率40％～80％；连退预热温度200～600℃，退火温度760～880℃，退火时间10～600s，缓冷出口温度660～760℃，快速冷却速率＞20℃/s，过时效温度300～420℃，过时效时间30～3600s；光整延伸率0.3％～0.7％。用于汽车行业对成形性有高要求的零配件。

Description

一种780MPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法
技术领域
本发明属于冷轧钢技术领域，涉及一种高延展、高成形性能的DH780冷轧汽车用钢及其制备方法。
背景技术
在汽车行业，对车身轻量化、排放限制、安全标准均已提出了更高的要求，为了更好地服务用户，汽车行业对成形性高的零配件需求越来越多。传统双相钢难以满足高拉延性的复杂冲杯件要求，TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。DH钢是Dual Phase Steels with Improved Formability的英文简称，最早由2016年德国汽车工业协会发布的VDA 239-100冷成形钢板标准中提及。DH钢由于引入一定量的残余奥氏体而具有良好的成形性能，可以克服DP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，进而使得其在未来钢材应用市场中具有显著的优势。
专利文献CN 106119716 A公开了一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法，其主要化学成分为：C：0.12％～0.18％，Si：0.3％～0.6％，Mn：1.3％～2.3％，Al：0.4％～0.9％，P≤0.01％，S≤0.01％，生产工艺主要采用冷轧热镀锌处理，成品为热镀锌产品，该专利未涉及冷轧连退钢板。
专利文献CN 109554616 A公开了一种700MPa级热轧TRIP辅助型双相钢及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.14％～0.16％，Si：0.42％～0.65％，Mn：1.6％～1.7％，Al：0.5％～0.8％，P≤0.014％，S≤0.003％，生产工艺主要采用热轧，强度级别700MPa，该专利强度级别未能达到DH780性能要求，且为热轧产品。
发明内容
针对以上现有技术问题，本发明旨在开发出一种经济型冷轧DH780钢及其制造方法，既能满足传统产线生产条件，也要控制合金成本，本发明制造的冷轧DH780产品具备优异的延展性和成形性能，为广大汽车厂家和钢铁公司提供技术方案。
具体的技术方案是：
一种780MPa级高塑性冷轧DH钢，钢中化学成分以质量百分比计含有：C：0.10％～0.18％，Mn：1.5％～2.5％，Si：0.4％～0.8％，Al：0.02％～0.7％，Cr：0.02％～0.50％，P≤0.03％，S≤0.03％，Nb≤0.1％，Ti≤0.1％，且Si+Al：0.5％～1.5％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢材沿着垂直于轧制方向(横向)取样，其屈服强度为450～550MPa，抗拉强度780～880MPa，A80断后伸长率≥21％，满足汽车零部件的高强度、高延展、高成形性能要求。
本发明合金设计的理由如下：
C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，同时，足量的碳元素有助于稳定奥氏体，为钢材在常温下存在一定量稳定的残余奥氏体提供了必要条件，进而改进了钢材的成形性能。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，存在延迟断裂风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为C：0.10％～0.18％。
Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来提高强度。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.5％～2.5％。
Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.4％～0.8％。
Al：铝元素有助于钢液脱氧。还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.02％～0.7％。另外，本发明还控制Si+Al：0.5％～1.5％，主要目的是为了发挥Si、Al的协同作用，从而提高钢材的韧性和塑性。
Cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度，并可以稳定残余奥氏体，Cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.02％～0.50％。
P：P元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性及变形性能，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.03％。
S：S元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.03％。
Nb：微合金化元素Nb通过细晶强化来提高材料的综合性能，可根据实际情况酌情添加不高于0.1％的Nb，为了控制生产成本，亦可不添加Nb元素。本发明将Nb含量控制在Nb≤0.1％。
Ti：少量添加Ti元素可以细化晶粒尺寸，并显著改善材料的强韧性能，可根据实际情况酌情添加不高于0.1％的Ti，为了控制生产成本，亦可不添加Ti微合金化元素。本发明将Ti含量控制在Ti≤0.1％。
本发明还提供了一种780MPa级高塑性冷轧DH钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：转炉冶炼、板坯连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火。该制备工艺的具体步骤如下：
转炉冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.10％～0.18％，Mn：1.5％～2.5％，Si：0.4％～0.8％，Al：0.02％～0.7％，Cr：0.02％～0.50％，P≤0.03％，S≤0.03％，Nb≤0.1％，Ti≤0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。
热轧：铸坯入炉温度在500～700℃之间，加热温度在1180～1300℃之间，开轧温度在1050～1150℃之间，终轧温度在900℃以上，卷取温度在550～700℃之间。热轧钢板厚度在2～6mm之间，钢板热轧态显微组织按体积百分比计，由30％～70％铁素体，20％～50％珠光体，5％～20％贝氏体，1％～5％渗碳体组成。
酸洗冷轧：冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～80％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。
连续退火：退火温度在760～880℃之间，退火时间在10～600s之间，缓冷出口温度为660～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，过时效温度为300～420℃，过时效时间为30～3600s；光整过程的光整延伸率控制在0.3％～0.7％范围内。冷轧连退产品的显微组织按体积百分比计，为30％～60％铁素体，30％～60％马氏体，3％～12％残余奥氏体和3％～15％贝氏体组织，总和为100％。
临界区退火温度为760～880℃，若退火温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。退火时间为10～600s，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板塑性下降。
过时效温度为300～420℃，本发明为了保障在室温下获得一定比例稳定的残余奥氏体，较传统双相钢过时效温度有所提高，但过时效温度也不宜过高，否则难以获得目标组织和性能；过时效时间控制在30～3600s之间。
通过上述方法得到的成品冷轧连退DH钢薄钢板/钢带屈服强度为450～550MPa，抗拉强度为780～880MPa，A80断后伸长率≥21％，厚度为0.8～1.6mm。
有益效果：
本发明同现有技术相比，有益效果如下：
(1)本发明的钢材化学成分主要以C、Mn、Al、Si为主，在此基础上选择性添加了适量Cr、Nb、Ti等元素，原始成本较低。同时发挥Si、Al的协同作用，从而提高钢材的韧性和塑性。
(2)本发明采用转炉冶炼—板坯连铸—热连轧—酸洗冷轧—连续退火的生产工艺，在传统的冷轧双相钢产线上即可实现DH780冷轧产品的工业化生产，具有生产成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。
(3)本发明生产的冷轧DH钢板在传统冷轧双相钢的基础上引入了残余奥氏体和贝氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应和马氏体/下贝氏体混合组织协调变形耦合作用下，实现零部件在成形过程中显著提升材料的延展性，同时展现出较好的碰撞吸能效果。
(4)本发明生产的冷轧DH钢薄板带沿横向取样屈服强度为450～550MPa，抗拉强度为780～880MPa，A80断后伸长率≥21％，成品厚度为0.8～1.6mm。
(5)本发明成品冷轧DH780钢板的组织按体积百分比计为：30％～60％铁素体，30％～60％马氏体，3％～12％残余奥氏体，3％～15％贝氏体组织。
附图说明
图1为实施例1钢板的金相显微组织；
图2为实施例1工程应力应变曲线。
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中列出了实施例钢的化学成分，表2列出了实施例钢的连铸和热轧工艺参数，表3列出了实施例钢冷轧和连续退火的工艺参数，表4给出了实施例钢的组织；表5给出了实施例钢的综合性能；
表1实施例钢的化学成分，wt％
实施例 C Mn Si Al Cr P S Nb Ti
1 0.16 2.12 0.75 0.05 0.02 0.006 0.002 - -
2 0.14 1.88 0.55 0.25 0.25 0.003 0.001 0.015 -
3 0.15 2.06 0.68 0.65 0.04 0.008 0.003 - 0.024
4 0.17 1.62 0.44 0.64 0.38 0.003 0.002 - 0.025
5 0.16 1.77 0.45 0.58 0.06 0.006 0.002 - -
6 0.13 2.08 0.56 0.03 0.47 0.005 0.001 0.018 -
7 0.18 1.85 0.45 0.62 0.15 0.002 0.003 - 0.025
8 0.15 1.56 0.62 0.02 0.34 0.004 0.003 - -
9 0.13 2.04 0.57 0.64 0.36 0.003 0.004 - -
10 0.12 2.31 0.77 0.03 0.44 0.006 0.001 - 0.071
11 0.16 1.85 0.54 0.51 0.16 0.004 0.002 - -
12 0.10 2.26 0.76 0.04 0.43 0.008 0.004 0.065 -
13 0.11 2.43 0.72 0.32 0.25 0.002 0.005 0.018 0.056
14 0.15 2.15 0.50 0.70 0.20 0.004 0.002 0.016 -
表2实施例钢的连铸和热轧工艺
Figure BDA0002669353660000071
表3实施例钢的冷轧退火工艺
Figure BDA0002669353660000072
表4实施例钢的组织
Figure BDA0002669353660000081
表5实施例钢的综合性能
Figure BDA0002669353660000082
由上述实施例可见，采用本发明的成分设计、轧制、连续退火工艺，制备出的冷轧连退钢板的屈服强度为450～550MPa，抗拉强度为780～880MPa，A80断后伸长率为21％～26％，产品厚度为0.8～1.6mm，满足汽车用钢的高强度、高塑性要求，可用于汽车行业对成形性要求较高的零配件。

Claims (5)

1.一种780MPa级高塑性冷轧DH钢，其特征在于，钢中化学成分按质量百分比为：C：0.10％～0.18％，Mn：1.5％～2.5％，Si：0.4％～0.8％，Al：0.02％～0.7％，Cr：0.02％～0.50％，P≤0.03％，S≤0.03％，Nb≤0.1％，Ti≤0.1％，且Si+Al：0.5％～1.5％，余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种780MPa级高塑性冷轧DH钢，其特征在于，冷轧后成品钢板显微组织按体积百分比计为：30％～60％铁素体，30％～60％马氏体，3％～12％残余奥氏体和3％～15％贝氏体。
3.根据权利要求1或2所述的一种780MPa级高塑性冷轧DH钢，其特征在于，钢板沿着垂直于轧制方向取样，其屈服强度为450～550MPa，抗拉强度780～880MPa，A80断后伸长率≥21％。
4.一种如权利要求1或2或3所述的780MPa级高塑性冷轧DH钢的制备方法，钢板的生产工艺为：转炉冶炼、板坯连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火，其特征在于：
热轧：铸坯入炉温度为500～700℃，加热温度为1180～1300℃，开轧温度为1050～1150℃，终轧温度在900℃以上，卷取温度为550～700℃；热轧钢板厚度为2～6mm；
酸洗冷轧：冷轧前去除钢板表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～80％；
连续退火：退火温度为760～880℃，退火时间为10～600s，缓冷出口温度为660～760℃，快速冷却速率大于20℃/s，过时效温度为300～420℃，过时效时间为30～3600s；光整过程的光整延伸率为0.3％～0.7％。
5.根据权利要求4所述的780MPa级高塑性冷轧DH钢的制备方法，其特征在于：所述热轧后钢板显微组织按体积百分比计，由30％～70％铁素体，20％～50％珠光体，5％～20％贝氏体，1％～5％渗碳体组成。
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