CN102174685B - 800MPa级冷轧双相钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种800MPa级冷轧双相钢及其制造方法。该钢的化学成分按重量百分数计为：C：0.10～0.18％、Si：0.03～0.19％、Mn：2.6～3.0％、Als：0.01～0.04％、Cr：0.15～0.9％，其余为Fe和其他不可避免杂质。该钢的制造方法依次包括以下步骤：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1050～1110，精轧终轧温度控制为860～900，模拟卷曲温度控制为560～600；热轧板经酸洗后进行冷轧，冷轧压下率控制为45～75％，然后进行退火处理，退火温度控制在760～860，并经保温1～5min后缓慢冷却到630～680℃，再以25℃/s以上的速度快速冷却至350以下进行过时效处理5～10min。实践证明，本发明钢的屈服强度低、屈强比低、延伸率高及成形性能良好，其制造方法工艺简单，成本低廉。

Description

800MPa级冷轧双相钢及其制造方法

技术领域

本发明属于高强钢生产技术领域，具体地指一种800MPa级冷轧双相钢及其制造方法。

背景技术

随着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。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、日系及自主品牌新车型高强度钢板采用率也逐年增加。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。

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，为了得到双相组织，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、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，而Nb、V等微合金元素的加入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，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，这对冲压成型是不利的，不利于工业化生产。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低成本、低屈服强度、低屈强比、高延伸率及成形性能良好的800MPa级冷轧双相钢及其制造方法。

为实现上述目的，本发明所设计的800MPa级冷轧双相钢，其化学成分按重量百分数计为：

C：0.10～0.18％、Si：0.03～0.19％、Mn：2.6～3.0％、Als：0.01～0.04％、Cr：0.15～0.9％，其余为Fe和其他不可避免杂质。

本发明800MPa级冷轧双相钢，采用真空感应炉冶炼，其制造方法依次包括以下步骤：

将钢坯随炉加热至1150～1250℃，保温1.5～3h，随后在热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1050～1110℃、精轧终轧温度控制在860～900℃、模拟卷曲温度控制在560～600℃；

热轧板经酸洗后进行冷轧，冷轧压下率控制在45～75％，随后进行退火处理，760～860℃，并经保温1～5min后缓慢冷却到630～680℃，再以25℃/s以上的速度快速冷却至350℃以下进行过时效处理5～10min。

进一步地，所述退火温度控制为780～830℃。

更进一步地，所述快速冷却的速度控制为25～50℃/s。

下面对本发明800MPa级冷轧双相钢的化学成分和制造方法进行说明。

(1)化学成分

C是一种有效且廉价的强化元素，直接影响临界区处理后双相钢中马氏体的体积分数和马氏体碳含量，碳含量如果太低，虽然可以得到双相组织，但强化效果不明显，需要增加Mn、Cr等合金元素的含量来保证强度，从而导致成本增加，碳含量太高则在同样的临界加热温度下，会有更多体积分数的奥氏体形成，奥氏体岛中Cr、Mn等合金元素含量相对减少，淬透性降低，不利于形成马氏体组织，因此本发明中将碳的重量百分含量控制在0.10～0.18％范围内。

Si是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，对铁素体中的固溶碳有“清除”和“净化”作用，降低间隙固溶强化并可抑制冷却时粗大碳化物的生成，提高双相钢的延性。然而，Si含量过高会给热轧表面质量带来麻烦，如在均匀化处理时，可能形成一些低熔点的复杂氧化物，而且Si含量高在退火过程中易表面富集，影响镀锌性能，因此本发明将Si含量控制在0.03～0.19％的范围。

Mn是典型的奥氏体稳定化元素，显著提高钢的淬透性，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，可显著推迟珠光体转变以及贝氏体转变。Mn作为扩大γ相区的元素，会降低A3、A1临界点，Mn含量太低易引起珠光体转变，组织中难于形成足够量的马氏体；但如果含量过高会推迟珠光体转变的同时，也推迟铁素体的析出，使“速度窗口”变小，贝氏体区右移，使钢对工艺条件的敏感性变大，不利于稳定的批量生产。因此，本发明将Mn含量控制在2.6～3.0％的范围。

Als是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.010％时，不能发挥其效果；另一方面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块，故Als含量控制在0.01～0.04％范围。

Cr可以改善临界区退火时形成的奥氏体岛的淬透性，和不含铬的双相钢相比，含铬双相钢可以在较低的冷速下获得较高的马氏体体积分数，同时，铬与碳具有较强的亲和力，阻碍碳原子的长程扩散，引起马氏体形貌的不同和分布的变化，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。若铬含量太低，则固溶强化及提高淬透性的效果不显著，太高则会增加冶炼成本。本发明将铬含量控制在0.15～0.9％范围。

本发明冷轧双相钢在成分设计上通过适当增加价格低廉的C、Si、Mn元素含量以提高钢的强度和淬透性，用以弥补其他贵重合金元素减少而产生的强度损失，同时通过加入适当的合金元素Cr以促进碳向奥氏体扩散，降低铁素体的屈服强度，并保证能在较低冷速下获得较高的马氏体体积分数，以降低该钢对工艺的敏感性，便于工业化生产，同时，本发明钢在保证得到双相组织的前提下，充分利用了碳、硅元素的强化作用，锰、铬元素的提高淬透性作用。由于未添加Mo、Nb、V等合金元素，该钢的冶炼成本得到了有效控制。

(2)制造方法

本发明冷轧双向钢制造方法中各项技术参数设计原理如下：

按照所述成分采用50kg真空感应炉冶炼，锻造成小方坯，将钢坯随炉加热至1150～1250℃的较高温度可以保证钢中所有合金元素均固溶，并且保温1.5～3h的较长时间有利于合金元素的足够扩散，促进合金元素的均匀化，最终有利于组织的均匀化。

随后在热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1050～1110℃，有利于保证后续的精轧温度要求，避免因粗轧后温度过低而导致钢坯的重新回炉加热。精轧终轧温度控制在860～900℃，如果终轧温度低于860℃以下，会使先共析铁素体及奥氏体均沿加工方向伸长，完成转变后形成铁素体与珠光体交替分布的带状组织形貌，带状组织具有遗传性，热轧带状组织严重，冷轧后连续退火加热时奥氏体优先在带状组织晶界处形成，并快速向珠光体长大，在随后的冷却过程中形成带状马氏体，导致钢板伸长率下降；模拟卷曲温度控制在560～600℃，通过降低卷曲温度可有效提高热轧基板组织的均匀性，使热轧基板的晶粒细腻均匀，从而改善热轧带状组织，进而减小冷轧再结晶晶粒尺寸，使得冷轧退火组织更加均匀。

将热轧板经酸洗冷轧后在冷轧机上进行冷轧，冷轧压下率控制在45～75％，通过冷轧钢板的形变储能增加，晶粒被压扁、压碎，伸长的铁素体与珠光体相互交错，有利于铁素体晶粒的再结晶细化及奥氏体的形成，但冷轧压下率如果太大，变形抗力增大，增加了轧机的负荷，浪费能源。退火温度控制在760～860℃，优选为780～830℃并经保温1～5min，可以控制奥氏体的形成，从而影响马氏体的体积分数、成分及铁素体成分，最终控制力学性能。

随后进行两相区退火处理，将钢板缓慢冷却到Ar1温度以下的630～680℃区间，用以控制调节奥氏体与铁素体的含量，缓慢冷却过程中将有部分奥氏体转变为铁素体，剩余奥氏体由于碳浓度增加，淬透性也增加，在随后的快冷过程中有利于在较低冷速下全部转变为马氏体，且马氏体相强度也较高，从而保证最终抗拉强度高、屈服强度低、延伸率高。再快速冷却至Ms温度350℃以下进行过时效处理5～10min，可以保证奥氏体全部转变为马氏体，而不会产生贝氏体组织而使强度降低，过时效处理5～10min能有效地调整马氏体与铁素体的相结构、位错和析出相等显微组织，最终改善综合力学性能。该快速冷却的速度不能低于25℃/s，优选25～50℃/s。

本发明在合理设置钢成分的基础上结合适当的热加工工艺和退火工艺以实现最终产品的性能，减少合金成分的含量，在达到性能的同时尽可能的降低成本，同时该钢性能稳定，工艺波动对性能影响不大，有利于工业化生产。充分利用了Si、Cr对铁素体的“净化”作用，促进了碳向奥氏体的扩散，有效降低了铁素体的屈服强度，同时提高了奥氏体的淬透性，保证本发明双相钢可以在较低的冷速下获得较高的马氏体含量。实践证明，本发明双相钢由于具有低的屈服强度，低的屈强比，高的延伸率，成形性能好，可广泛应用于B柱加强板等加强结构件中以增加整车碰撞安全性，并达到减重、减排效果。

附图说明

图1为本发明800MPa级冷轧双相钢的金相显微组织结构图。

具体实施方式

以下结合具体实施例和附图对本发明800MPa级冷轧双相钢及其制造方法作进一步详细说明：

在中试工厂采用50kg真空感应电炉冶炼，各实施例实测化学成分如表1所示(余量为Fe及不可避免的杂质)。将钢坯随炉加热至1150～1250℃并保温1.5～3h后在常规热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1050～1110℃、精轧终轧温度控制在860～900℃、卷曲温度控制在560～600℃，将热轧板经酸洗后在常规冷轧机上冷轧，冷轧压下率控制在45～75％，获得1.5mm厚的冷硬态冷轧板，再经引进的德国IWATANI公司的热浸镀模拟试验机进行退火处理，试样在760～860℃保温60s～300s后，缓冷至600～700℃后快速冷却至250～350℃进行5～10min的过时效处理后冷却至室温。

表1：

实施例	C	Si	Mn	Als	Cr
						1	0.10	0.05	3.0	0.04	0.56
2	0.18	0.03	2.86	0.03	0.42
						3	0.13	0.19	2.72	0.02	0.35
4	0.16	0.16	3.0	0.03	0.15
						5	0.14	0.12	2.70	0.04	0.78
6	0.17	0.07	2.77	0.01	0.45
						7	0.15	0.09	2.95	0.02	0.20
8	0.11	0.06	2061	0.04	0.90
						9	0.15	0.13	2.62	0.02	0.65

对本上述九个实施例的冷轧双相钢产品的屈服强度Rp0.2(MPa)、抗拉强度Rm(MPa)、均匀延伸率(％)、延伸率A_80mm(％)、加工硬化指数n10-15值等力学性能进行检测，结果见表2。

表2：

本发明实施例双相钢退火试样的力学性能：屈服强度Rp0.2＝339～396MPa，抗拉强度Rm＝833～872MPa，延伸率A_80mm＝16.5～18.2％，n＝0.108～0.134，屈强比均在0.4的极低范围，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，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、无屈服延伸避免变形开裂和零件表面起皱等优良性能，可应用于轿车纵梁加强板、B柱加强板等加强结构件中以增加整车碰撞安全性，并达到减重、减排节能的效果。可广泛用于车身碰撞安全件和内部结构件，随着汽车轻量化的发展，该钢具有良好的市场前景。

Claims (3)

1.一种800MPa级冷轧双相钢，其化学成分按重量百分数计为：C：0.18%、Si：0.03%、Mn：2.86%、Als：0.03%、Cr：0.42%，其余为Fe和其他不可避免杂质；其制造方法，依次包括以下步骤：

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1050~1110℃，精轧终轧温度控制为860~900℃，模拟卷曲温度控制为560~600℃；热轧板经酸洗后进行冷轧，冷轧压下率控制为45~75%，然后进行退火处理，退火温度控制在760~860℃，并经保温1~5min后缓慢冷却到630~680℃，再以25~50℃/s的速度快速冷却至350℃以下进行过时效处理5~10min。

2.一种权利要求1所述800MPa级冷轧双相钢的制造方法，依次包括以下步骤：

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1050~1110℃，精轧终轧温度控制为860~900℃，模拟卷曲温度控制为560~600℃；热轧板经酸洗后进行冷轧，冷轧压下率控制为45~75%，然后进行退火处理，退火温度控制在760~860℃，并经保温1~5min后缓慢冷却到630~680℃，再以25~50℃/s的速度快速冷却至350℃以下进行过时效处理5~10min。

3.根据权利要求2所述800MPa级冷轧双相钢的制造方法，其特征在于：所述退火温度控制为780~830℃。

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