CN113106336B - 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法，所述超高强双相钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.07‑0.20%、Mn≤3.0%、Si≤2.0%、S≤0.020%、P≤0.020%、Als：0.050‑1.0%、Mo≤0.50%、Cr：0.50‑1.0%、Nb+Ti+V≤0.50%、N≤0.010%，其余为Fe和不可避免的杂质；所述生产工序包括热轧、酸轧和连续退火工序。通过合理的成分设计并匹配相应的热轧、酸轧和连续退火工艺参数，获得了屈服强度为420‑900MPa、抗拉强度为780‑1200MPa的超高强度双相钢，本发明生产的超高强度双相钢在激光焊接时，接头的软化区的硬度下降值在20Hv以下，软化程度显著低于同强度级别的其他产品。

Description

一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法。
背景技术
随着对汽车安全性要求越来越高以及降低燃油消耗，越来越多的高强钢在车身中得以广泛应用，尤其在车身碰撞过程中，为了降低对乘员舱的侵入量以达到保护乘客的目的，越来越多的超高强钢尤其是抗拉强度为780MPa及以上的钢质应用越来越广泛，尤其是系列双相钢，该类钢质基体由铁素体和马氏体组成，具有良好的强度和塑形组合。
但是，超高强双相钢焊接时在焊接热循环的作用下基体中马氏体分解会产生软化的热影响区，接头的软化会导致焊接构件的拉伸性能、成型性能和疲劳性能等使用性能的下降，而且随着强度级别的增加，焊接后软化的程度也就越大，一般来说，抗拉强度在780MPa以上级别的铁素体马氏体双相钢在激光焊接时，软化区的硬度下降在30Hv以上，即软化率(软化区硬度/母材硬度，母材硬度在280Hv)大约在10%左右，而且随着材料强度级别的提高，软化率也会增大，如DP980激光焊时的软化率会在15-20%的范围内。同样地，包含焊缝的板材或构件的拉伸强度和成形性也会相应降低，且失效均发生在软化区。以疲劳性能为例，如DP980母材的疲劳强度为365MPa时，而带有激光焊焊缝的疲劳强度为268MPa，下降了27%，且软化程度越大，下降程度也越大。
因此，控制软化程度是该钢种急需解决的问题。激光焊接时母材经历了一个快速加热和冷却热循环过程，从热力学角度而言，铁素体-马氏体双相钢中的马氏体甚至在室温时都是不稳定的，所以焊接软化不可避免。本发明通过成分设计及相关工序的参数匹配，通过降低软化形成的驱动力以及析出强化以抵消马氏体回火导致的软化，从而提高接头整体性能。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法。该发明生产的超高强双相钢具有高强度和高韧性，同时在激光焊接条件下，母材在经历焊接热循环后，软化区的硬度下降值在20Hv以下，软化率控制在5.8%以下。
为解决上述技术问题，本发明所采取的技术方案是：一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢，所述超高强双相钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.07-0.20%、Mn≤3.0%、Si≤2.0%、S≤0.020%、P≤0.020%、Als：0.050-1.0%、Mo≤0.50%、Cr：0.50-1.0%、Nb+Ti+V≤0.50%、N≤0.010%，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明化学成分设计思路：
C：碳是固溶强化元素，是材料获得马氏体含量的保证，确保了钢的强度，需要添加至少0.07%的碳，但是随着碳含量的增加，焊缝的淬硬性增加，容易在焊缝中出现裂纹，因此，含量控制在0.20%以下。
Mn：锰是强烈提高奥氏体淬透性的元素，含有适量Mn的奥氏体可以通过不同的快冷终止温度来获得期望的组织，从而获得不同性能的产品。
Si：是固溶强化元素，一方面可以提高材料强度，另一方面，可以加速碳向奥氏体偏聚，净化铁素体，从而改善成品的性能。
Cr：一方面起到强化作用，另一方面主要是用于推迟中温区域贝氏体的转变，从而有利于获得马氏体组织。
Als：为有效的脱氧剂，作为脱氧剂，通常希望添加量在0.05%以上，同时，Al可以通过形成析出物或改变相变温度从而获得细小的均匀组织。
S、P和N等为杂质元素，越低越好。
Mo：提高淬透性，同时在热轧过程中，通过提高再结晶温度，细化组织，减轻带状组织，同时基体中的Mo可以推迟焊接过程中热影响区在焊接热循环下马氏体中碳的析出程度，同时会与碳/氮形成细小的析出物，考虑到成本和有效性以及生产加工难度，控制在0.50%以下。
Nb、V和Ti：为碳化物形成元素，一方面可以通过析出强化基体，另一方面可以起到细化晶粒尺寸提高强度的效果。
本发明所述超高强双相钢组织结构铁素体+马氏体≥90%。
本发明所述超高强双相钢规格为1.0-2.0mm。
本发明所述超高强双相钢性能：屈服强度：420-900MPa、抗拉强度：780-1200MPa，断后伸长率A80：12.5-22%。
本发明所述超高强双相钢性能：母材硬度：264-348Hv，软化区硬度：250-328Hv、软化值ΔHv：9-20Hv、软化率:3.3-5.8%。
本发明还提供了一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法，所述生产方法包括热轧、冷轧和连续退火工序；所述热轧工序，板坯加热温度1250-1300℃，板坯在炉时间190-230min，精轧开轧温度为1050-1090℃，终轧温度为840-880℃，卷取温度580-650℃。
本发明所述冷轧工序，冷轧压下率为30-60%，冷轧板厚度1.0-2.0mm。
本发明所述连续退火工序，均热温度为750-850℃，均热时间为60-90s。
本发明所述连续退火工序，快冷开始温度为650-700℃，过时效温度为260-280℃，平整延伸率为0.25-0.40%。
本发明双相钢化学成分设计中，添加的Mo、Cr和Nb/V/Ti等合金元素，在热轧和退火工序中会以以下两种形式存在：（1）在基体内析出细小的合金碳/氮化物；（2）以固溶形式存在于基体中，这些析出的细小的合金碳/氮化物和以固溶形式存在的合金元素会遗传到最终的成品组织。
在激光焊接过程中，当焊接热循环温度高于临界温度Ac1(加热过程中，待焊材料组织开始形成奥氏体的温度)时，会形成奥氏体，在焊后冷却过程中会转变成更细小的马氏体，该区域硬度不降反升，而焊接热循环温度低于Ac1温度的区域，在焊接热循环作用下，母材中的马氏体不会发生奥氏体相变，只发生马氏体的回火，即马氏体中固溶的碳会以碳化物形式析出，降低了碳在马氏体中的固溶强化作用，即表现为接头软化(通常采用硬度来表征，即焊接热影响区中硬度低于母材的区域)，而本发明通过特有的合金成分设计并配合合适热轧、冷轧和退火工艺参数，会使部分合金元素固溶在成品的马氏体中，在焊接热循环作用下，一方面这些合金元素会拖曳碳原子扩散，即降低碳扩散控制的碳氮化物的析出动力，使碳原子以最高程度地维持原来的固溶强化状态，降低软化；另一方面，析出的碳会与Mo、Cr和Nb/V/Ti等合金元素以共格方式析出细小的碳/氮化物，对马氏体基体也起到了更显著的强化作用。总之，一方面通过降低马氏体本身的回火软化速率；另一方面通过共格析出细小的合金碳氮化物起到强化作用，从而显著地降低了焊接接头的软化程度。
本发明的热轧工序，在热轧过程中，一方面实现尺寸目标，即将铸坯轧制成冷轧所需尺寸规格的热轧板带；另一方面，在热轧过程中，合金元素如Mo、Cr、和Nb/V/Ti等会通过固溶对奥氏体晶界加以拖曳，细化奥氏体以及热轧板带晶粒，均匀基体组织，为最终获得高强度的冷轧成品提供理想的组织。酸轧工序，将热轧板带轧制成所需要的成品规格，同时储存大量变形能作为冷硬卷退火时的驱动力。连退工序，通过该工序的热处理，获取目标的组织和性能；改善板型降低内应力；通过加热后的快速冷却，在马氏体中固溶有过量的碳元素和合金元素。
本发明焊接热循环条件参考：施焊过程中，采用Nd:YAG、CO2或者光纤等激光器在实现被焊材料完全熔透且具有合格的焊缝成形前提下，调整激光器功率和/或焊接速度等相关技术参数，均不影响本发明的技术效果。
采用上述技术方案所产生的有益效果在于：本发明生产的超高强双相钢具有高强度和高韧性，屈服强度420-900MPa，抗拉强度780-1200MPa，断后伸长率：12.5-22%，同时在激光焊接条件下，母材在经历焊接热循环后，软化区的硬度下降值在20Hv以下,软化率低于5.8%。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明。
实施例1
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为1.2mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1250℃，板坯在炉时间194min，精轧开轧温度为1067℃，终轧温度为866℃，卷取温度632℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为45%；
（3）连续退火工序：均热温度为825℃，均热时间为64s，快冷开始温度为685℃，过时效温度为265℃，平整延伸率为0.28%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
实施例2
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为2.0mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1266℃，板坯在炉时间190min，精轧开轧温度为1090℃，终轧温度为857℃，卷取温度580℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为30%；
（3）连续退火工序：均热温度为750℃，均热时间为90s，快冷开始温度为668℃，过时效温度为274℃，平整延伸率为0.35%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
实施例3
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为1.5mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1255℃，板坯在炉时间208min，精轧开轧温度为1050℃，终轧温度为864℃，卷取温度650℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为55%；
（3）连续退火工序：均热温度为810℃，均热时间为75s，快冷开始温度为700℃，过时效温度为260℃，平整延伸率为0.33%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
实施例4
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为1.2mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1275℃，板坯在炉时间230min，精轧开轧温度为1084℃，终轧温度为840℃，卷取温度597℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为60%；
（3）连续退火工序：均热温度为765℃，均热时间为64s，快冷开始温度为660℃，过时效温度为266℃，平整延伸率为0.25%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
实施例5
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为1.45mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1296℃，板坯在炉时间225min，精轧开轧温度为1072℃，终轧温度为872℃，卷取温度642℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为35%；
（3）连续退火工序：均热温度为850℃，均热时间为71s，快冷开始温度为680℃，过时效温度为272℃，平整延伸率为0.25%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
实施例6
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为1.6mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1268℃，板坯在炉时间216min，精轧开轧温度为1086℃，终轧温度为865℃，卷取温度633℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为40%；
（3）连续退火工序：均热温度为775℃，均热时间为78s，快冷开始温度为650℃，过时效温度为280℃，平整延伸率为0.40%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
实施例7
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为1.8mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1274℃，板坯在炉时间207min，精轧开轧温度为1055℃，终轧温度为847℃，卷取温度627℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为55%；
（3）连续退火工序：均热温度为800℃，均热时间为82s，快冷开始温度为675℃，过时效温度为268℃，平整延伸率为0.38%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
实施例8
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢规格为1.0mm，其化学成分组成及其质量百分含量见表1。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法包括冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
(1)热轧工序：板坯加热温度1300℃，板坯在炉时间196min，精轧开轧温度为1067℃，终轧温度为880℃，卷取温度615℃。
（2）冷轧工序：冷轧压下率为45%；
（3）连续退火工序：均热温度为805℃，均热时间为60s，快冷开始温度为665℃，过时效温度为275℃，平整延伸率为0.32%。
本实施例降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢组织结构、性能及焊接性能指标见表2。
表1实施例1-8超高强双相钢的化学成分组成及其质量百分含量(%)
Figure DEST_PATH_IMAGE001
表1中成分余量为Fe和不可避免的杂质。
表2 实施例1-8超高强双相钢的组织结构、性能及焊接性能
Figure 353481DEST_PATH_IMAGE002
注：软化率：(软化值/母材硬度)*100%；软化值=母材硬度-软化区硬度最小值。
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (7)

1.一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢，其特征在于，所述超高强双相钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.07-0.20%、Mn≤3.0%、Si≤2.0%、S≤0.020%、P≤0.020%、Als：0.050-1.0%、Mo≤0.50%、Cr：0.50-1.0%、Nb+Ti+V≤0.50%、N≤0.010%，其余为Fe和不可避免的杂质；
所述超高强双相钢规格为1.0-2.0mm；
所述超高强双相钢性能：母材硬度：264-348HV，软化区硬度：250-328HV、软化值ΔHV：9-20HV、软化率:3.3-5.8%。
2.根据权利要求1所述的一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢，其特征在于，所述超高强双相钢组织结构铁素体+马氏体≥90%。
3.根据权利要求1或2所述的一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢，其特征在于，所述超高强双相钢性能：屈服强度：420-900MPa、抗拉强度：780-1200MPa，断后伸长率A80：12.5-22%。
4.基于权利要求1-3任意一项所述的一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括热轧、冷轧和连续退火工序；所述热轧工序，板坯加热温度1250-1300℃，板坯在炉时间190-230min，精轧开轧温度为1050-1090℃，终轧温度为840-880℃，卷取温度580-650℃。
5.根据权利要求4所述的一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法，其特征在于，所述冷轧工序，冷轧压下率为30-60%，冷轧板厚度1.0-2.0mm。
6.根据权利要求4或5所述的一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法，其特征在于，所述连续退火工序，均热温度为750-850℃，均热时间为60-90s。
7.根据权利要求4或5所述的一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢的生产方法，其特征在于，所述连续退火工序，快冷开始温度为650-700℃，过时效温度为260-280℃，平整延伸率为0.25-0.40%。
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