CN105420605A - 一种超低屈强比冷轧双相钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种超低屈强比冷轧双相钢及其制造方法，属于钢铁材料技术领域。该双相钢的内控化学成分C？0.13～0.18％，Si？0.30～0.60％，Mn？1.7～2.0％，Al？0.02％-0.070％，Nb？0.02～0.05％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。采用简单的化学成分设计，结合热轧形变热处理TMCP工艺、柔性连续退火工艺获得了细晶铁素体、岛状马氏体和5～7％的残余奥氏体的显微组织，从而在提高冷轧双相钢强塑性的同时增加了材料的均匀变形能力。优点在于，具有良好冲压性能、低工艺敏感性、超低屈强比YS/TS≤0.51，能够减少冲压后的回弹，有利于后续汽车行业的深加工。

Description

一种超低屈强比冷轧双相钢及其制造方法

技术领域

本发明属于钢铁材料技术领域，特别是提供了一种超低屈强比冷轧双相钢DP780及其制造方法，冲压性能优良，通过柔性连退工艺参数来控制显微组织，从而在提高冷轧双相钢强塑性的同时，获得超低屈强比，利于后续汽车行业的深加工。

背景技术

近年来，随着全球能源与环境危机的日益加剧，节能减排已成为当代汽车设计和制造所面临的重要课题。同时汽车车身轻量化的不断发展与乘客安全性要求的不断提高，800MPa及以上级别的超高强度钢已越来越多的应用于中高级轿车结构件及加强件中，以达到节能减排和提高整车碰撞安全性效果。而冷轧双相钢因其具有屈服强度低、抗拉强度高、加工硬化能力强、总延伸率和均匀延伸率大、易冲压成形、良好的塑性和韧性匹配等诸多优点，倍受汽车工业界的青睐。1994年-1998年实施的“ULSAB”项目中，车体上的高强度钢板和先进高强钢板的使用率达到90％，其中双相钢的使用率为22％。2011年初，国际钢铁协会又提出了“未来钢车身”(FSV)项目，高强度钢和先进高强度钢的使用率到达了97％，而双相钢的使用率则达到了31％。近几年，国际汽车厂商在新开发的车型上，应用超高强钢板的比例已经达到20％左右，国际获奖车型高强度钢板使用比例普遍在70％左右，国内的欧、美、日、韩系及自主品牌新车型高强度钢板采用率也逐年增加。

目前国内外800MPa级冷轧双相钢在化学成分上的主要特点是低碳低合金。主要合金元素以Si、Mn为主，根据生产工艺及使用要求不同，还加入适量的Cr、Mo、V、Nb等元素，组成了以Si-Mn系、Si-Mn-Cr系、Si-Mn-Nb系、Si-Mn-V系、Mn-Mo系、Si-Mn-Cr-V系和Mn-Si-Cr-Mo系为主的双相钢系列。但是Mo元素价格昂贵，生产成本高，其中Si-Mn-Cr系应用最广，但是Cr合金元素的加入使得工艺窗口较窄，增加了生产过程中工艺控制的难度，对设备能力及控制水平要求较高，工艺的波动对最终性能的影响较大，这对冲压成型是不利的，不利于工业化生产。Si-Mn系淬透性较差，连退快冷段冷速不够，从而易存在少量贝氏体，影响成形性能。同时添加Nb、V所产生的析出强化作用，在增加抗拉强度的同时，屈服强度也显著增加。为了控制屈服强度和减少回弹，需要改进和优化连续退火工艺参数，从而才能获得最佳的力学性能。通过科技查新检索到的关于冷轧双相钢DP780的专利如下：

表1国内外DP780专利与本发明对照

本发明与其他公布的发明相比(表1)，成分简单，低碳低锰添加少量Nb。工艺窗口宽，且组织中含有少量残余奥实体，降低了屈强比，改善了回弹性能和冲压性能，提高了双相钢的综合性能。

发明内容

本发明的目的在于提供一种超低屈强比冷轧双相钢DP780及其制造方法，。实现了低成本、低屈服强度、低屈强比、高延伸率及成形性能良好。

本发明采用简单的化学成分设计，结合热轧形变热处理TMCP工艺、柔性连续退火工艺获得了细晶铁素体、岛状马氏体和5～7％的残余奥氏体的显微组织，从而在提高冷轧双相钢强塑性的同时降低屈强比，便于后续的冲压成型。

本发明在成分设计时采用相变强化为主，结合固溶强化、细晶强化、析出强化的复合强化方式。通过分析各主要合金元素的作用和对相变行为的影响，同时在成分设计时综合考虑易成型、低回弹、高强塑性、良好的焊接性能、低成本等因素。本发明的含残余奥氏体的冷轧双相钢DP780主要考虑添加的合金元素有C、Si、Mn、Al、Nb等。这种780MPa级良好冲压性能、低工艺敏感性、超低屈强比(YS/TS≤0.5)冷轧双相钢DP780的内控化学成分C0.13～0.18％，Si0.30～0.60％，Mn1.7～2.0％，Al0.02％-0.070％，Nb0.02～0.05％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。冶炼成合格的铸坯。

本发明冷轧双相钢热轧时采用常规工艺，将钢坯随炉加热至1150～1250℃，保温1.5～3h，随后进行热轧，粗轧开轧温度控制为1050～1100℃，精轧开轧温度控制为950～1000℃，精轧终轧温度控制为850～880℃，卷取温度控制为640～680℃。

冷轧双相钢板进行酸洗、冷轧，冷轧累积压下率50～70％，轧制成厚度为0.8-1.5mm的钢板，但不限于此厚度；

冷轧双相钢板进行连续退火：在连续退火过程中首先在780-840℃温度下等温保持90～120s，经过20～30s的缓冷时间，缓慢冷却到680～740℃，然后控制冷速在45≤Vc≤66℃/s范围内，快速冷却至马氏体点Ms以下，约270-330℃，在该温度下继续等温保持300-450s；终冷处理温度为100～170℃，时间为100～130s，然后冷至室温。

成品矫直延伸率≤1.0％；

冷轧双相钢的显微组织特征是，铁素体(α)+马氏体(M)变为铁素体(α)+马氏体(M)+5～7％残余奥氏体(RA.)，在获得高强度的同时获得好的塑性和超低屈强比。

双相钢退火试样的力学性能：其中Rel＝389～435MPa，Rm＝830～882MPa，YS/TS＝0.44～0.51，A₅₀＝20～22.3％，Agt＝11.5～15.5％，n＝0.17～0.21，r＝0.68～0.98。屈强比均在0.4～0.51的较低范围内，而且各实施例钢的力学性能波动不大，退火工艺敏感性不强，工艺窗口宽，适合于工业化生产。

采用光学显微镜对本发明的实施例冷轧双相钢的显微组织进行观察发现，其组织为典型的铁素体+岛状马氏体+少量残余奥氏体的双相组织，组织晶粒度为11～12级。

实施例和附图显示，本发明冷轧双相钢具有初始加工硬化率高、超低屈强比，避免变形开裂和零件表面起皱等优良冲压性能，可广泛用于车身碰撞安全件和内部结构件，并达到减重、减排节能的效果。随着汽车轻量化的发展，该钢具有良好的市场前景。

本发明的主要技术创新点如下：

1.本方法成分系简单，在C-Si-Mn系成分基础上采用Nb微合金化处理；提高钢中的马氏体含量的同时适当细化晶粒，保证双相钢DP780具有良好的综合力学性能。

2.本方法通过柔性连退工艺技术，引入一定量的(5～7％左右)残余奥氏体，使得双相钢组织由传统的铁素体(α)+马氏体(M)变为铁素体(α)+马氏体(M)+残余奥氏体(RA.)。利用5～7％的残余奥氏体组织在应力作用下发生TRIP效应，对提高材料的成型性能和回弹性能起着重要的作用。

3.退火工艺敏感性不强，且双相区退火温度可以在780-840℃较宽的温度范围内达到力学性能的要求，工艺窗口宽，适合于工业化生产。

4.本发明的DP780具有超低屈强比、高伸长率、高应变硬化能力、高n值等性能特点，各方面综合性能优良。其中Rel＝389～435MPa，Rm＝830～882MPa，YS/TS＝0.44～0.51，A₅₀＝20～22.3％，Agt＝11.5～15.5％，n＝0.17～0.21，r＝0.68～0.98。

附图说明

图1为试样临界退火温度Ta＝780℃时经硝酸酒精腐蚀后的金相形貌(500×)。

图2为试样临界退火温度Ta＝780℃时的彩色金相形貌(500×)。

图3为试样临界退火温度Ta＝800℃时的彩色金相形貌(500×)。

图4为临界退火温度Ta＝780℃时残余奥氏体SEM形貌和分布(残奥尺寸约1.3μm)。

图5为临界退火温度Ta＝820℃时残余奥氏体SEM形貌和分布(残奥尺寸约0.7μm；)。

图6为退火温度820℃时EBSD测定的残余奥氏体相分布图的照片((其中红色为BCC相：98.4％，蓝色为FCC相(即残余奥氏体RA)：2.3％))。

图7为不同退火温度条件下残余奥氏体的含量。

具体实施方式

实施例1：

试制的DP780级冷轧双相钢，由于在铁素体基体与马氏体岛为基本特征的显微组织中引入了少量残余奥氏体，从而保证了在强度级别达到同类钢铁公司水平的同时，延伸率A₅₀稳定提高到20％以上(A₈₀≥18％)，超低屈强比0.44～0.45。其制造工艺方法如下：

1)冶炼并连铸成坯，铸坯的组分及重量百分比含量：C：0.16％，Mn：1.81％，Si：0.47％，Al：0.058％，P：0.0069％，S：0.0038％，Nb0.04％，余量为Fe及不可避免杂质；

2)对铸坯常规加热后进行热轧，轧制累计压下86％，热轧成品厚度5.0mm，控制终轧温度在850～880℃；

3)进行卷取，控制卷取温度在670℃；

4)进行常规酸洗；

5)进行冷轧，控制冷轧累计压下率为70％，轧制成厚度为1.5mm的钢板；

6)进行连续退火，控制退火温度在760～840℃，退火时间90～120秒；

7)在缓冷速度为3～6℃/s下冷却至680～720℃；

8)进行快速冷却，冷却速度控制45≤Vc≤60℃/s，冷却温度在270～330℃；

9)进行过时效处理，过时效温度280～320℃，过时效时间410～420s；

10)以5℃/s的冷速缓冷到170℃；

11)采用水冷冷却至室温。

实施例2：

1)冶炼并连铸成坯，铸坯的组分及重量百分比含量：C：0.13％，Mn：1.7％，Si：0.43％，Al：0.04％，P：0.0068％，S：0.0079％，N：0.0043％，Nb0.028％，余量为Fe及不可避免杂质；

2)对铸坯常规加热后进行热轧，轧制累计压下90％，热轧成品厚度4.5mm，控制终轧温度在850～880℃；

3)进行卷取，控制卷取温度在670℃；

4)进行常规酸洗；

5)进行冷轧，控制冷轧累计压下率为66.7％，轧制成厚度为1.5mm的钢板；

6)进行连续退火，控制退火温度在800～840℃，退火时间90～120秒；

7)在缓冷速度为3～5℃/s下冷却至700～740℃；

8)进行快速冷却，冷却速度控制在60～66℃/s，冷却温度在300～330℃；

9)进行过时效处理，过时效温度300～320℃，过时效时间420s；

10)以5℃/s的冷速缓冷到170℃；

11)采用水冷冷却至室温。

表2本发明实际力学性能

DP800的显微组织主要由40～60％铁素体、35～53％马氏体、5～7％残余奥氏体组成(XRD法)，残奥尺寸约0.7～1.3μm。表2是本发明实际力学性能。本发明的双相钢屈强比(0.44～0.51)较常规的0.54～0.65低，A₈₀延伸率高于常规工艺的延伸率约4～5％，易于深加工和冲压成型。

主要结果

本发明主要是采用简单的化学成分设计，结合热轧形变热处理TMCP工艺、较宽柔性连续退火工艺窗口条件下获得了细晶铁素体、岛状马氏体和5～7％的残余奥氏体的显微组织，从而保证了在强度级别达到同类钢铁公司水平，延伸率A₅₀稳定提高到20％以上。同时开发的DP800具有超低屈强比(YS/TS＝0.44～0.51)、较高的n值、力学性能波动范围小等性能特点，从而在提高冷轧双相钢强塑性的同时降低屈服强度和屈强比，便于后续的冲压成型。

Claims (2)

1.一种超低屈强比冷轧双相钢，其特征在于：化学成分为C0.13～0.18％，Si0.30～0.60％，Mn1.7～2.0％，Al0.02％-0.070％，Nb0.02～0.05％，余量为Fe和其他不可避免的杂质；

冷轧双相钢的显微组织：铁素体α+马氏体M变为铁素体α+马氏体M+5～7％残余奥氏体RA；

双相钢退火的力学性能：其中Rel＝389～435MPa，Rm＝830～882MPa，YS/TS＝0.44～0.51，A50＝20～22.3％，Agt＝11.5～15.5％，n＝0.17～0.21，r＝0.68～0.98；屈强比均在0.44～0.51范围内。

2.一种权利要求1所述的超低屈强比冷轧双相钢的制造方法，冷轧双相钢热轧时采用常规工艺；其特征在于，

(1)将钢坯随炉加热至1150～1250℃，保温1.5～3h，随后进行热轧，粗轧开轧温度控制为1050～1100℃，精轧开轧温度控制为950～1000℃，精轧终轧温度控制为850～880℃，卷取温度控制为640～680℃；

(2)冷轧双相钢板进行酸洗、冷轧，冷轧累积压下率50～70％，轧制成厚度为0.8-1.5mm的钢板；

(3)冷轧双相钢板进行连续退火：在连续退火过程中首先在780-840℃温度下等温保持90～120s，经过20～30s的缓冷时间，缓慢冷却到680～740℃，然后控制冷速在45≤Vc≤66℃/s范围内，快速冷却至马氏体点Ms以下，约270-330℃，在该温度下继续等温保持300-450s；终冷处理温度为100～170℃，时间为100～130s，然后冷至室温；

成品矫直延伸率≤1.0％；

冷轧双相钢的显微组织：铁素体α+马氏体M变为铁素体α+马氏体M+5～7％残余奥氏体RA，

双相钢退火的力学性能：其中Rel＝389～435MPa，Rm＝830～882MPa，YS/TS＝0.44～0.51，A50＝20～22.3％，Agt＝11.5～15.5％，n＝0.17～0.21，r＝0.68～0.98；屈强比均在0.44～0.51范围内。