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CN113025883B - 一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法 - Google Patents

一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法 Download PDF

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CN113025883B CN202110155733.2A CN202110155733A CN113025883B CN 113025883 B CN113025883 B CN 113025883B CN 202110155733 A CN202110155733 A CN 202110155733A CN 113025883 B CN113025883 B CN 113025883B
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Abstract

本发明公开了一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.06～0.11％，Si：0.1～0.3％，Mn：1.5～2.4％，Cr：0.2～0.6％，Mo：0.2～0.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Ti：0.01～0.04％，Al：0.1～0.3％，B：0.0001～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，且Mn+Cr+B＞2.1％；本发明通过合理设计化学成分，限制易偏析元素Mn的加入量，细化晶粒并在铁素体中形成纳米析出相，强化铁素体组织，获得强度、延伸率及扩孔性能的平衡，产品具有优异的局部成形性能。

Description

一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备 方法
技术领域
本发明涉及钢材制备技术领域，特别涉及一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业对于轻量化、安全性、低排放等的要求日益严苛，汽车新车型中高强钢使用比例持续增加。其中的典型代表，在“超轻钢车体—先进车概念”项目所设计的车身结构中，以抗拉强度为1000MPa的高强钢所占的比例最大，占汽车车身重量的29％～30％左右。
传统的双相钢组织主要由较软的铁素体基体和强度较高的马氏体组成，这种组织性能特点为较低的屈强比，同时具有优良的延伸率，适合冲压成形的零件生产。但不可否认，双相钢在对于扩孔及翻边要求的零件成形上开裂率较高，而现有技术复相钢显示出扩孔性能的改进对于边缘延展性的改良起到积极作用，然而现有技术中普遍存在由于合金元素的添加导致退火过程中选择性氧化，最终造成磷化不良等表面缺陷；因此，在传统双相钢的基础上，对其局部成形性能进一步优化，实现具有优良扩孔性能的双相钢的开发可以进一步满足不同用户的使用要求。
因此，如何制备一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢，成为亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明目的是提供一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法，涂覆性能好、局部成形性能佳。
为了实现上述目的，本发明提供一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.06～0.11％，Si：0.1～0.3％，Mn：1.5～2.4％，Cr：0.2～0.6％，Mo：0.2～0.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Ti：0.01～0.04％，Al：0.1～0.3％，B：0.0001～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Mn、Cr和B元素的质量分数满足：Mn+Cr+B＞2.1％。
进一步地，所述Mn：1.5～1.8％。
进一步地，所述钢的内部组织为双相组织，所述双相组织以体积百分比计包含60～90％马氏体，余量为铁素体；所述马氏体中包含尺寸为2～4μm马氏体岛，且所述2～4μm马氏体岛的体积占所述马氏体总体积的80％以上。
本发明还提供了所述具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，所述方法包括：
采用所述的优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的化学成分进行熔炼、锻造，获得钢坯；
将所述钢坯进行轧前加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火，获得退火钢板；所述退火包括加热段、均热段、缓冷段和快冷段，所述加热段为由室温以0.9℃/s～21℃/s的速率加热至780℃～835℃；所述均热段的气氛采用N2-H2混合气体，所述H2含量为5％～15％，均热温度为780℃～835℃，均热时间为28s～210s，露点为-45℃～-41℃，氧气含量2ppm～5ppm；所述缓冷段为由所述均热温度缓冷至600℃～700℃；所述快冷段为由600℃～700℃以≥30℃/s的速率冷却至250℃～330℃；
将所述退火钢板进行平整处理，获得所述的优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢。
进一步地，所述轧前加热中，控制轧前加热的温度为1150℃～1300℃，均热的时间为130min～250min，均热后出炉，控制所述出炉的温度为1120℃～1230℃。
进一步地，所述粗轧出口温度为910℃～1030℃，所述粗轧道次为6道～10道。
进一步地，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃；所述卷取温度为540℃～660℃。
进一步地，所述冷轧压下率为45％～60％。
进一步地，所述退火过程中带钢通过所述加热段、均热段、缓冷段、快冷段的速度均控制在120m/min～170m/min。
进一步地，所述平整处理时，平整延伸率为0.1％～0.2％。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本发明提供的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法，通过合理设计化学成分，限制易偏析元素Mn的加入量，控制Mn+Cr+B＞2.1％；从炼钢源头抑制了最终产品带状组织形成，同时配合添加一定的微合金元素Ti而不添加昂贵的Nb，一方面节约成本，另一方面进一步细化晶粒的效果，并在铁素体中形成纳米析出相，强化铁素体组织，获得强度、延伸率及扩孔性能的平衡，同时配合本发明中特殊的连续退火工艺对马氏体组织回火处理，达到减小马氏体和铁素体两相硬度差的目的；最终产品屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥12％，扩孔率≥60％，沿轧制方向180°折弯半径0.5T不开裂，表现出优异的局部成形性能。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1为本发明实施例1制备得到的具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的金相组织图；
图2为本发明实施例1制备得到的具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的产品Cr和Mn EPMA分析结果；其中(A)为Cr的EPMA分析结果；(B)为Mn的EPMA分析结果
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买获得或者可通过现有方法获得。
本申请实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
根据本发明实施例一种典型的实施方式，提供一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.06～0.11％，Si：0.1～0.3％，Mn：1.5～2.4％，Cr：0.2～0.6％，Mo：0.2～0.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Ti：0.01～0.04％，Al：0.1～0.3％，B：0.0001～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Mn、Cr和B元素的质量分数满足：Mn+Cr+B＞2.1％。
本申请通过优化组成元素、引入中间层-镀镍层进而形成以上化学成分的具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢，是基于以下原理：
C：0.06～0.11％，C元素是冷轧双相钢中最重要的固溶强化元素及提高奥氏体淬透性元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，同时避免C含量过高恶化焊接性能，C含量需控制0.06-0.11％。
Si：0.1～0.3％，Si元素也是重要的固溶强化元素，同时Si可以有效促进C元素向奥氏体富集，提高奥氏体淬透性同时，净化铁素体相，改善延伸率，但Si的缺点在于其过高的含量(＞0.3％)会对连退过程中的发生表面富集，影响后续涂装，因此Si含量需控制在0.1-0.3％。
Mn：1.5～2.4％，Mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对强化具有重要作用，但Mn含量过高容易引起组织偏析，易导致成形开裂，恶化钢的综合性能，同时还会在退火过程中向表面富集，因此Mn含量不宜过高，需控制在1.5-2.4％。为了避免组织偏析，组织偏析导致应力集中引发偏析处早期开裂，进而恶化扩孔及折弯性能，优选的Mn≤1.8％。
P：≤0.010％，P元素可抑制碳化物的形成，因此认为含极少量的P元素是有利的，但在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，且为碳当量贡献的显著影响元素，本发明P元素含量控制在0.010％以下。
S：≤0.006％，S元素作为有害元素，主要防止与Mn结合产生MnS从而恶化材料性能，且为碳当量贡献显著影响元素，本发明S元素含量控制在0.006％以下。
Cr：0.2～0.6％，Cr元素可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，添加一定含量的Cr来获得强度保证了合金制造成本足够低；但同时Cr元素为铁素体区扩大元素，Cr元素过多会导致两相区缩小，还会阻碍贝氏体转变，因此限制Cr的添加以保证一定量贝氏体的获得，因此Cr含量需控制0.2-0.6％。
Mo：0.2～0.6％，Mo元素也可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，但过多的Mo元素易在铁素体当中偏聚，恶化延性，同时Mo元素成本较高，因此Mo含量需控制在一个合适范围。因此Mo含量需控制0.2～0.6％。
Ti：0.01～0.04％，Ti元素作为微合金元素，可以与C结合生成纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，但含量过高又会对延伸率造成不利影响，添加一定量的Ti可获得强度、延伸率及扩孔性能的平衡。同时添加Ti微合金也可抑制MnS有害杂质的形成，有利于减少局部成形时微裂纹形核点，因此其含量需控制在0.01-0.04％。
B：0.0001～0.005％，加入微量的B能显著提高钢的淬透性，在提高材料强度的同时对其他性能无明显影响，但B含量过高会引起脆性，因此其含量需控制在0.0001-0.0005％。
Al：0.1～0.3％，Al作为炼钢主要的脱氧剂，其热力学作用与Si类似，可以抑制碳化物形成，间接稳定奥氏体，本发明的铝含量需控制在Al:0.1-0.3％。
为确保连退之后仍可获得足够的马氏体保障抗拉强度，Mn、Cr、B等淬透性提高元素含量需要进一步限定，本发明规定Mn+Cr+B＞2.1％。
作为一种优选选的实施方式，所述Mn：1.5～1.8％。进一步获得足够的马氏体保障抗拉强度。
作为一种优选选的实施方式，所述钢的内部组织为双相组织，所述双相组织以体积百分比计包含60～90％马氏体，余量为铁素体；所述马氏体中包含尺寸为2～4μm马氏体岛，且所述2～4μm马氏体岛的体积占所述马氏体总体积的80％以上。
在铁素体中形成有纳米析出相可以强化铁素体组织，获得强度、延伸率及扩孔性能的平衡；同时配合连续退火过程时效段对马氏体组织回火处理，使得2～4μm马氏体岛的体积占所述马氏体总体积的80％以上，达到减小马氏体和铁素体两相硬度差的目的。所述铁素体中形成有纳米析出相，所述纳米析出相的体积占铁素体中的体积分数小于1％；若2～4μm马氏体岛的体积分数过低，大尺寸马氏体的存在将诱发沿相界面开裂风险，对局部成形性能提升具有不利影响；
根据本发明另一种典型的实施方式，提供了所述具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的化学成分进行熔炼、锻造，获得钢坯；
将所述钢坯进行轧前加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火，获得退火钢板；所述退火包括加热段、均热段、缓冷段和快冷段，所述加热段为由室温以0.9℃/s～21℃/s的速率加热至780℃～835℃；所述均热段的气氛采用N2-H2混合气体，所述H2含量为5％～15％，均热温度为780℃～835℃，均热时间为28s～210s，露点为-45℃～-41℃，氧气含量2ppm～5ppm；所述缓冷段为由所述均热温度缓冷至600℃～700℃；所述快冷段为由600℃～700℃以≥30℃/s的速率冷却至250℃～330℃；
将所述退火钢板进行平整处理，获得所述的优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢。
本发明中特殊的连续退火工艺(退火包括加热段、均热段、缓冷段和快冷段)对马氏体组织回火处理，达到减小马氏体和铁素体两相硬度差的目的；最终产品屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥12％，扩孔率≥60％，沿轧制方向180°折弯半径0.5T不开裂，表现出优异的局部成形性能。
作为一种可选的实施方式，所述轧前加热中，控制轧前加热的温度为1150℃～1300℃，均热的时间为130min～250min，均热后出炉，控制所述出炉的温度为1120℃～1230℃。
作为一种可选的实施方式，所述粗轧出口温度为910℃～1030℃，所述粗轧道次为6道～10道。
作为一种可选的实施方式，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃；所述卷取温度为540℃～660℃。
作为一种可选的实施方式，所述冷轧压下率为45％～60％。
作为一种可选的实施方式，所述退火过程中带钢通过所述加热段、均热段、缓冷段、快冷段的速度均控制在120m/min～170m/min。控制在所述速度内有利于将带钢在炉区各段时间控制在一定范围，对调控组织有重要影响。
作为一种可选的实施方式，所述平整处理时，平整延伸率为0.1％～0.2％。有利于获得较好的表面质量，同时进一步调整屈服强度。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法进行详细说明。
(1)将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；实际化学成分如表1所示。
表1-1000MPa冷轧双相钢化学成分(wt％)
组别 C Si Mn P S Cr Alt Ti Mo B
实施例1 0.07 0.2 1.7 0.007 0.003 0.45 0.15 0.03 0.2 0.003
实施例2 0.10 0.15 1.7 0.008 0.004 0.42 0.11 0.02 0.22 0.002
实施例3 0.08 0.25 1.65 0.007 0.003 0.48 0.12 0.01 0.24 0.0023
实施例4 0.08 0.25 2.4 0.007 0.003 0.4 0.14 0.01 0.24 0.0023
实施例5 0.10 0.15 1.6 0.007 0.003 0.4 0.12 0.01 0.24 0.0023
对比例1 0.07 0.2 1.3 0.007 0.003 0.45 0.15 0.03 0.2 0.003
对比例2 0.07 0.2 1.7 0.007 0.003 0.45 0.15 0.03 0.2 0.003
(2)将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，连铸坯加热至1150～1300℃，保温，终轧温度880-940℃，卷取温度540～660℃，热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量45-60％，具体如表2所示。
表2-1000MPa冷轧双相钢热轧工艺及产品厚度
Figure BDA0002933351800000061
Figure BDA0002933351800000071
(3)将上述冷硬带钢进行连续退火工艺处理得到成品。连退退火工艺见表3。
表3 1000MPa冷轧双相钢连续退火工艺
Figure BDA0002933351800000072
对成品取样进行力学性能测试，结果见表4。
表4-1000MPa冷轧双相钢力学性能
组别 Rm/MPa Rp0.2/MPa A80/％ 扩孔率/％
实施例1 1022 674 13 66
实施例2 1011 682 13 65
实施例3 1024 708 12 64
实施例4 1043 742 12 44
实施例5 972 666 13 62
对比例1 852 528 18 45
对比例2 1110 682 1- 28
由表4数据可知：
扩孔率是用来测量钢板在冲压期间的翻孔能力，扩孔率越高表明材料抗局部变形能力越好；
对比例1中，Mn+Cr+B＜2.1％，其余步骤均同实施例1，强度偏低；
对比例2中，未采用本发明的退火工艺，其余步骤均同实施例1，强度偏高，塑性较差，同时扩孔性能偏低；
实施例1-5中的最终产品屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥12％，扩孔率≥60％，沿轧制方向180°折弯半径0.5T不开裂；
附图1的详细说明：
附图1所示为实施例1冷轧双相钢试样典型的微观组织照片。由图1可知，组织包含铁素体和马氏体，所述铁素体中形成有纳米析出相；所述马氏体中包含尺寸为2～4μm马氏体岛，且所述2～4μm马氏体岛的体积占所述马氏体总体积的80％以上。
由附图2可知，Cr及Mn元素分布非常均匀，这也进一步说明成分在带钢内部的均一性，消除了成分偏析导致的带状缺陷，由此进一步提升局部成形时应变在各相内部的均匀性。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (9)

1.一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢，其特征在于，所述钢的化学成分以质量分数计为：C：0.06～0.11％，Si：0.1～0.3％，Mn：1.5～2.4％，Cr：0.2～0.6％，Mo：0.2～0.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Ti：0.01～0.04％，Al：0.1～0.3％，B：0.0001～0.005％，其余为铁和不可避免的杂质，其中，Mn、Cr和B元素的质量分数满足：Mn+Cr+B＞2.1％，所述钢的内部组织为双相组织，所述双相组织以体积百分比计包含60～90％马氏体，余量为铁素体；所述铁素体中形成有纳米析出相，所述纳米析出相的体积占铁素体中的体积分数小于1％；所述马氏体中包含尺寸为2～4μm马氏体岛，且所述2～4μm马氏体岛的体积占所述马氏体总体积的80％以上，所述冷轧双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥12％，扩孔率≥60％，沿轧制方向180°折弯半径0.5T不开裂。
2.根据权利要求1所述的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢，其特征在于，所述Mn：1.5～1.8％。
3.一种权利要求1-2任一所述的具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：
采用权利要求1-2任一所述的优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的化学成分进行熔炼、锻造，获得钢坯；
将所述钢坯进行轧前加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火，获得退火钢板；所述退火包括加热段、均热段、缓冷段和快冷段，所述加热段为由室温以0.9℃/s～21℃/s的速率加热至780℃～835℃；所述均热段的气氛采用N2-H2混合气体，所述H2含量为5％～15％，均热温度为780℃～835℃，均热时间为28s～210s，露点为-45℃～-41℃，氧气含量2ppm～5ppm；所述缓冷段为由所述均热温度缓冷至600℃～700℃；所述快冷段为由600℃～700℃以≥30℃/s的速率冷却至250℃～330℃；
将所述退火钢板进行平整处理，获得所述的优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢。
4.根据权利要求3所述的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述轧前加热中，控制轧前加热的温度为1150℃～1300℃，均热的时间为130min～250min，均热后出炉，控制所述出炉的温度为1120℃～1230℃。
5.根据权利要求3所述的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧出口温度为910℃～1030℃，所述粗轧道次为6道～10道。
6.根据权利要求3所述的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述精轧的终轧温度为880℃～940℃；所述卷取温度为540℃～660℃。
7.根据权利要求3所述的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述冷轧压下率为45％～60％。
8.根据权利要求3所述的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述退火过程中带钢通过所述加热段、均热段、缓冷段、快冷段的速度均控制在120m/min～170m/min。
9.根据权利要求3所述的一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述平整处理时，平整延伸率为0.1％～0.2％。
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