CN103556048B - 一种低屈强比、高强度汽车用双相钢板的生产方法 - Google Patents

Abstract

一种低屈强比、高强度汽车用双相钢板及生产方法，属于汽车用钢技术领域。化学成分为：C：0.1-0.40wt%、Mn:3.0-8.0wt%、P≤0.020wt%，S≤0.02wt%；在此基础上可以另加以下一种或多种元素：Ni:0.1-3.0wt%、Cr:0.2-3.0wt%、Mo:0.1-0.8wt%、Si:0.3-2.3wt%、Cu:0.5-2.0wt%、B：0.0005-0.005wt%、Nb:0.02-0.10wt%、[N]:0.002-0.25wt%、Ti：0.05-0.25wt%、V：0.02-0.25wt%、Al：0.015-0.060wt%、RE（稀土）:0.002—0.005wt%、Ca:0.005-0.03wt%。优点在于，经过短时退火生产出低屈服强度、高抗拉强度和良好延伸率的双相汽车钢，其性能指标为：对于抗拉强度980MPa级别双相钢，屈强比不超过0.55，延伸率大于22%；对于1180MPa级别双相钢，其屈强比不超过0.55，延伸率大于17%。

Description

一种低屈强比、高强度汽车用双相钢板的生产方法

技术领域

本发明属于汽车用钢板卷的生产技术领域，特别是提供了一种低屈强比、高强度汽车用双相钢板及生产方法，通过连续退火生产线生产一种具有优秀成形性的、高强度汽车用钢双相钢板卷，其抗拉强度在1GP以上，但屈服强度与抗拉强度的比值在0.45-0.65之间，同时有足够的延伸率，在提高汽车板强度以实现减重目的的同时，也同时保证钢板冲压时的易成形性。

背景技术

随着汽车轻量化和安全性要求的提高，要求汽车结构件用钢的强度不断提高，以便在满足安全性前提的条件下用更薄的钢板实现减重。在诸多汽车用钢中，双相钢(DP钢)具有优良的力学性能和成型性能,成为理想的汽车用钢板。在已经开发的先进高强度钢板(AHSS)系列化产品中,高强度双相钢板是汽车中应用面最宽的品种之一。在国际钢铁协会超轻钢车体计划-先进车概念(ULSAB-AVC)和美国新一代汽车伙伴计划(PNGV)项目中,DP钢的单车用量为162.25kg,约占整车用先进高强度钢板总质量的74.3%;北美2010年双相钢用量占到汽车用钢总量的45%。目前国内外已经开发的DP600、DP780和DP1000钢,适合于生产汽车的结构件和***件等,如纵梁、横梁和强化件等。但是随着钢板抗拉强度的大幅提高，通常伴随着屈服强度也随之提高和延伸率下降。屈服强度升高导致材料难以变形，因此冲压机的功率和模具承受的载荷都要大幅提高，模具寿命下降；另外，屈服强度升高导致屈强比增大，材料的均匀延伸率下降，而延伸率下降则会导致钢板在冲压时开裂从而报废。因此，在提高汽车钢板的强度同时，通过低的屈服强度（即维持低的屈强比）和高的延伸率来保证钢板的易成形性，是理想的汽车用钢板的所具有的力学性能指标。但高的抗拉强度和低屈服强度、高延伸率在通常情况下都是相悖的，这就需要对钢材的成分、组织进行巧妙设计来达到上述目的。

表1 新日铁公式双相钢产品性能

牌号	屈服强度/MPa	屈服强度/MPa	延伸率，%	屈强比，％	厚度，mm
						DP590	318	610	31	52	1.6
DP780	437	829	22	53	1.6
						DP980(类型A)	630	1006	17	63	1.6
DP980(类型B)	716	1015	15	71	1.6
						DP1180	900	1199	11	75	1.6

表2 日本JFE公司双相钢产品性能

表3 米塔尔公司双相钢产品性能

表4 浦项公司双相钢产品性能

表1至表4分别给出了国外先进钢铁企业关于DP钢产品的各牌号的性能指标，由此可以看出，对于DP980级别的双相钢(即抗拉强度超过980MPa),新日铁公司产品要求最小屈服强度630-716MPa，延伸率15-17%；JFE公司产品其最小屈服强度530MPa，延伸率12-14%；米塔尔公司产品的最小屈服强度在662MPa，延伸率13%；浦项公司产品最小屈服强度最低为490MPa，但延伸率仅为6-7%。而对于DP1180级别的双相钢（即抗拉强度为1180MPa），新日铁公司产品其屈服强度为900MPa，延伸率为11%；JFE公司产品屈服强度为710MPa，延伸率仅为7-11%。而本发明可以在维持DP980和DP1180两个级别双相钢高抗拉强度同时，显著降低其屈服强度并提高其延伸率，使得该钢板的成形性性能显著改善。这一性能改进主要通过新的成分设计和组织超细化来实现。在现有工业化的双相钢中，其Mn含量多在1-3.5%（重量百分数）之间；而本发明采用3.0-8.5%Mn含量的成分设计，而碳含量依然在常规区间(0.1-0.4%)。这一高Mn含量设计使得钢的淬透性显著增加，即使在热轧卷取后即使冷却较慢也可以获得马氏体组织；这一马氏体组织只需一次短时间连续退火（小于10分钟）时，就可在马氏体板条界上形核形成亚微米尺度的奥氏体晶粒和退火铁素体晶粒，同时部分细小的奥氏体晶粒可以通过界面扩散快速富集Mn和C，导致冷却后得到超细的马氏体和铁素体为主的双相组织，并且含有由于富Mn和C而残留的细小奥氏体晶粒，这一超细组织导致了低的屈服强度（取决于铁素体相）、高的抗拉强度（取决于马氏体相）；而同时由于钢中Mn含量显著高于通常汽车用钢，在经过退火后部分细小奥氏体晶粒会进一步富集C和Mn，这些奥氏体晶粒的稳定性显著增加导致冷却后依然保留下来，进而在后续的变形中发生形变诱导相变(TRIP效应)在增加强度的同时也改善了钢板的塑性，下面详细叙述。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低屈强比、高强度汽车用双相钢板及生产方法，可以通过现有的工业化连续退生产线（退火时间10分钟内）来生产制造低屈服强度、高抗拉强度和良好延伸率的双相钢汽车用板卷。

本发明基于合理化学成分设计和合金元素的配分，关键在于钢板中中含有足量的奥氏体化稳定元素Mn,且在最终两相区连续退火前的起始组织是马氏体组织，在退火后可以形成亚微米尺度的铁素体马氏体为主的组织，同时含有富集C和Mn的细小奥氏体组织，进而保证了该钢的低屈服强度、高抗拉强度和良好延伸率。本发明钢虽然与第三代高强高塑汽车用钢（CN101638749A专利）的成分类似，但由于退火温度不同，导致组织截然不同，前者的基体组织是铁素体和马氏体，而后者是铁素体和奥氏体，最终导致机械性能也很不相同。本发明的基本特征为：

1、在钢的化学成分上，主要是通过0.1-0.4wt%C和3.00-8.00wt%Mn合金化实现。

2、最终两相区连续退火前，其组织状态为马氏体，且不能有尺寸超过50nm以上的碳化物或者渗碳体；

3、本发明要求将钢材加热至一个合适的两相区温度保温不长于10分钟，一方面是奥氏体在铁素体晶界处形核通过铁素体向奥氏体的逆相变来形成奥氏体，另一方面前期形成的细小过渡碳化物（尺寸小于30nm）会完全固溶从而将富集的碳和锰释放出了，导致逆相变过程加快并且奥氏体更为富锰。从而在短时的连续退火后就可以在最终产品组织中获得30%以上的尺寸细小、分布均匀的奥氏体和超细尺寸的α相基体。

4、通过本发明技术能够制备出两个级别的高强度汽车用钢连续退火板卷，980MPa抗拉强度级别对应的屈服强度不超过540MPa,即屈强比小于0.55，最小延伸率为21%；1180MPa抗拉强度级别对应的屈服强度不超过650MPa,屈强比小于0.55，最小延伸率为17%。该指标均优于现有国外先进钢铁公司的同类产品。

在上述基础上还可以通过下列技术进一步提高或达到性能：1、可以添加Ni、Mo、Cr、B等进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性、添加Nb、V、Ti等细化原奥氏体晶粒、添加Cu、V等通过析出强化提高钢的强度、以及添加Si等提高强度和抑制碳化物析出等、添加[N]调节奥氏体的稳定性等；2、通过热轧或温轧等轧制工艺控制钢的微观组织结构的均匀性，细化晶粒尺寸，为最终热处理提供理想的组织结构。本发明适用于现有工业条件下的高性能冷轧和热轧高强度汽车板生产、高性能型材和棒线材等的生产。同样适用于通过热处理手段来实现高性能的产品，如热成形零件等。

本发明的关键成分范围和工艺参数具体说明如下：

本发明所述钢的化学成分为：C：0.1-0.40wt%、Mn:3.0-8.0wt%、P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余量为Fe及不可避免的不纯物。在此基础上可以另加以下一种或多种元素：Ni:0.1-3.0wt%、Cr:0.2-3.0wt%、Mo:0.1-0.8wt%、Si:0.3-2.3wt%、Cu:0.5-2.0wt%、B：0.0005-0.005wt%、Nb:0.02-0.10wt%、[N]:0.002-0.25wt%、Ti：0.05-0.25wt%、V：0.02-0.25wt%、Al：0.015-0.060wt%、RE（稀土）:0.002—0.005wt%、Ca:0.005-0.03wt%。

本发明各元素的作用及配比依据如下：

C：作为主要的间隙固溶强化元素，对淬火马氏体钢的强度起决定作用。通过碳的配分可以调控逆转变奥氏体稳定性、数量、尺寸、形状和分布；但碳含量过高将恶化钢的性能，C含量应控制在0.1-0.40wt%范围内。

Mn：Mn具有提高钢的淬透性的作用。Mn是扩大奥氏体区元素，通过中温热处理过程中Mn的再次配分，实现逆转变奥氏体的产生。本发明中Mn是控制逆转变奥氏体的稳定性、分布及其尺寸大小的主要元素之一。为保证钢的高塑性和强度，Mn含量应控制在3.0-8.0%范围内。

Ni：Ni是奥氏体化稳定元素，可以有效降低Ms点，同时可以提高材料塑性 和低温韧性，但Ni价格高，其含量应控制在2.0%以下。

P：在钢液凝固时形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，P含量应控制在0.020%以下。

S：不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，并使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，S含量应控制在0.015%以下。

Mo:有效地提高钢的淬透性，还能够强化晶界。含量小于0.20%难以起到上述作用，但含量超过0.80%则上述作用效果饱和，且成本较高，应控制在0-0.8wt%范围内。

Cr:能够有效提高钢的淬透性和防止高温表面氧化，Cr含量应控制在0.1-3.0wt%。

Cu:通过析出ε-Cu实现析出强化，提高钢的强度，添加范围0.1-2.00wt%。

B:能够显著提高钢的淬透性和净化晶界。含量低于0.0005%时以上作用不明显，高于0.0050%时作用增加不明显。因此，如添加，B含量应控制在0.0005-0.0050wt%范围内。

Si:抑制碳化物析出，提高C的配分效果。Si含量在0.30%以下时，不能起到以上作用；Si含量高于2.30%时，以上作用饱和，并可能影响韧性。因此，Si含量应控制在0.30-2.30wt%范围内。

Nb：形成碳氮化物能够细化晶粒,同时固溶铌可以提高未再结晶区温度，易于通过控制轧制实现奥氏体的扁平化。低于0.02%时上述作用不明显，高于0.10%时作用增加不明显，达到饱和。Nb含量应控制在0.01-0.10wt%范围内。

Ti:是一种强碳氮化物形成元素，可以形成细小弥散分布的碳氮化物，起到细化奥氏体晶粒的作用。Ti含量应控制在0.01-0.25wt%范围内。

V：以细小的碳氮化物形成存在时，能够细化晶粒；以固溶形式存在时，能够提高淬透性，从而提高强度。适量加入可以改善性能，高于0.15%时易形成大颗粒碳氮化物，反而使韧塑性下降。另外，V还具有析出强化作用，可进一步提高钢的强度。V含量应控制在0.02-0.50wt%范围内。

Al:能有效脱氧和细化晶粒，提高韧性。含量低于0.015%时以上作用不明显，高于0.060%时作用增加不明显，且可能形成粗大的氧化铝夹杂物，恶化钢的韧性。因此，Al含量应控制在0.015-0.060wt%范围内。

[N]：与Al、Ti、Nb、V等结合形成化合物，从而细化晶粒，但也会偏聚晶界而降低晶界强度。另外，[N]为奥氏体区扩大元素，它可以提高逆转变奥氏体的稳定性。[N]含量应控制在0.002-0.35wt%范围内。

RE：起到脱氧和脱硫作用，并且使夹杂物变性，从而能够提高钢的韧塑性。低于0.001%时以上作用不明显，高于0.050%时作用增加不明显，达到饱和。因 此，如添加，RE含量应控制在0.001-0.050wt%范围内。

Ca:脱氧和脱硫，并且使夹杂物变形，从而能够提高钢的韧塑性。Ca的添加量与钢水中的S含量为3：1。因此，Ca含量应控制在0.005-0.030wt%范围内。

本发明的生产工艺及控制的技术参数为：

（1）钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，冶炼成分为：0.1-0.4wt%C和3.0-8.00wt%Mn，P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余为Fe及不可避免的不纯物，

（2）凝固：采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

（3）铸坯或铸锭的热连轧：

热连轧：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连机组进行5-7道次轧制到3-25mm后，轧后在250-700℃卷取，卷重不超过15吨；

（4）冷轧：上述热连轧卷进行酸洗处理后，在冷轧连轧机组直接进行轧制到0.8-4.0mm后，得到冷轧钢板；

或者，将上述热连轧卷经过罩式成卷退火缓冷以软化组织降低冷轧加工载荷，再进行酸洗、冷轧；

（5）当得到的冷轧钢板含有较粗大的碳化物或者渗碳体，则需要利用钢厂的连续退火生产线，将钢板加热快速加热到Ac3+30至80℃进行初次退火奥氏体化，保温3-10min后高压空气快冷至150-350℃范围内卷取，冷却速度不小于10℃/s；

当不含碳化物或者渗碳体，则经固溶处理得到均匀尺寸的马氏体板条，或省略此工序直接进入(6)所述的两相区连续退火工序；

（6）将经过预处理的退火卷开卷后在工业连续退火生产线上经过5-10分钟的退火后快速冷却，加热时其加热速度要大于50℃/s；冷却时冷却至200℃时间不超过50秒；连续退火温度T范围根据钢成分中C和Mn含量计算如下：

对于980MPa级别钢退火温度为

1025-12×[%wtMn]-89×[%wtC]≤T(K)≤1055-12×[%wtMn]-89×[%wtC]

对于1080MPa级别钢退火温度为

1040-12×[%wtMn]-89×[%wtC]≤T(K)≤1070-12×[%wtMn]-89×[%wtC]

退火温度和退火时间的选择遵循如下规律：当退火温度取上限时，退火时间则取下限；而前者取下限，后者取上限。

本发明的优点首先在于，简单经济的成分设计（主要通过C和Mn），经过一次简单的连续退火工艺就可以生产出与现有产品相比，其强度级别维持不变但成形性更好（低屈强比、高延伸率）的双相汽车用钢；

本发明的优点还在于通过现有的工业连续退火生产线经过短时退火就可以生产出低屈服强度、高抗拉强度和良好延伸率的双相汽车钢，其性能指标达到下 列要求：对于抗拉强度980MPa级别双相钢，屈强比不超过0.55，延伸率大于22%；对于1180MPa级别双相钢，其屈强比不超过0.55，延伸率大于17%。

附图说明

图1为最终残余奥氏体分数与退火温度的关系。

具体实施方式

实施例：

本实施例主要针对于汽车用连续退火钢板的开发，试验过程模拟钢板冷轧钢板的预处理和连续退火工艺。但该工艺同样适用于中厚板材、型材和棒线材。

钢的冶炼： 

本发明钢可由转炉冶炼如表5的化学成分，经连铸机铸出200-220mm左右的连铸坯，经热连轧机轧制至3mm的热轧卷，其卷取温度>500℃,冷轧至1.6mm。冷轧板的后续退火在实验室的退火模拟机器上完成。冷轧钢板分为两批，(A)在850℃固溶半小时后，取出后空冷；（B）不经固溶处理。然后将该冷轧钢板快速加热至670-710保温10分钟后快冷，然后测量最终产品中的残余奥氏体分数和机械性能，分别如图1和表6所示。

表5 发明钢的化学成分，重量百分数

	C	Mn	P	S
					1	0.1	5.0	0.01	0.005
2	0.20	5.0	0.009	0.002

表6 为表5所示成分的钢板经670-710℃10分钟退火后的机械力学性能

Claims (2)

1.一种低屈强比、高强度汽车用双相钢板的生产方法，其特征在于，生产工艺及控制的技术参数为：

(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，冶炼成分为：0.1-0.4wt％C和3.0-8.00wt％Mn，P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余为Fe及不可避免的不纯物，

(2)凝固：采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

(3)铸坯或铸锭的热连轧：

热连轧：将铸坯经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连机组进行5-7道次轧制到3-25mm后，轧后在250-700℃卷取，卷重不超过15吨；

(4)冷轧：上述热连轧卷进行酸洗处理后，在冷轧连轧机组直接进行轧制到0.8-4.0mm后，得到冷轧钢板；

(5)当得到的冷轧钢板含有较粗大的碳化物或者渗碳体，则需要利用钢厂的连续退火生产线，将钢板加热快速加热到Ac3+30至80℃进行初次退火奥氏体化，保温3-10min后高压空气快冷至150-350℃范围内卷取，冷却速度不小于10℃/s；

当不含碳化物或者渗碳体，则经固溶处理得到均匀尺寸的马氏体板条，或省略此工序直接进入步骤(6)；

(6)将经过预处理的退火卷开卷后在工业连续退火生产线上经过5-10分钟的退火后快速冷却，加热时其加热速度要大于50℃/s；冷却时冷却至200℃的时间不超过50秒；连续退火温度T范围根据钢成分中C和Mn含量计算如下：

对于980MPa级别钢退火温度为

1025-12×[％wtMn]-89×[％wtC]≤T(K)≤1055-12×[％wtMn]-89×[％wtC]对于1080MPa级别钢退火温度为

1040-12×[％wtMn]-89×[％wtC]≤T(K)≤1070-12×[％wtMn]-89×[％wtC]；

所述的双相钢板的化学成分为：C：0.1-0.40wt％、Mn:3.0-8.0wt％、P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余量为Fe及不可避免的不纯物；在此基础上另加以下一种或多种元素：Ni:0.1-3.0wt％、Cr:0.2-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Si:0.3-2.3wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、[N]:0.002-0.25wt％、Ti：0.05-0.25wt％、V：0.02-0.25wt％、Al：0.015-0.060wt％、RE:0.002—0.005wt％、Ca:0.005-0.03wt％。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，步骤(4)中将上述热连轧卷经过罩式成卷退火缓冷以软化组织降低冷轧加工载荷，再进行酸洗、冷轧。