对产线冷却能力要求低的980MPa级冷轧双相钢及其制造方法与流程

本发明涉及高强度冷轧双相钢的制造方法，属于炼钢技术领域，具体地涉及一种对产线冷却能力要求低的980mpa级冷轧双相钢及其制造方法。

背景技术

随着汽车工业发展，市场对小排量、低能耗汽车的需求日益提高。据统计，汽车质量每减轻10％，燃料消耗可降低3～7％。出于成本、能源、安全、环境等方面的考虑，汽车轻量化是现代汽车产业的发展方向。对于占整车总重55～70％的钢铁材料进行性能优化和升级，在汽车轻量化进程中具有重要的作用。为了达到材料升级的目的，追求高强度、高性能成为汽车用钢的设计和研究的趋势。双相钢(dp钢)作为第一代先进高强度汽车用钢应运而生，逐步在国内的汽车结构和零件上得到应用。

目前冷轧双相钢应用的主流产品为450～780mpa级别，特别是590与780mpa级别产品，相比传统高强钢，由于其强度高、成形性能可观，被大量应用于制作车身结构件。而随着轻量化的不断升级，980mpa级冷轧双相钢在未来汽车用材上将会逐渐得到大批量应用，目前由于其强度超高、现场生产稳定性控制难度大，且根据双相钢形成原理，其对产线冷却能力线要求较高，一般需要在超高强钢专用线上进行生产，国内仅有少数钢厂具备批量生产能力。

武钢有限目前只有普通的汽车板生产线，没有建成专用的超高强生产线，现有连退生产线一般情况下冷却速率小于30℃/s，随着980mpa级冷轧双相钢市场需求的不断增加，如何在当前产线上生产出高质量的超高强钢产品这一课题亟待解决。产线冷却速率低，意味着如果要得到大量的马氏体组织，产品合金成分需要做特殊设计，比如增加某些合金元素含量，同时也要兼顾成本因素，另外，在工艺的制定上也要与合金设计和产线情况做匹配。因此，针对市场的需求和产线实际，武钢有限进行了980mpa级冷轧双相钢的开发、研制，成功地掌握了这一钢种的化学成分设计、制备工艺控制技术。

国内外的一些钢铁企业和研究机构也开展了高强度冷轧双相钢产品的研究工作，以满足汽车工业的需要。如中国发明专利申请(申请公开号：cn101348885a，申请公开日：2009-1-21)公开了一种1000mpa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，属于冷轧热镀锌用高强钢板技术领域。冷轧热镀锌用双相钢的化学成分质量百分比：c：0.06～0.18％，si≤0.1％，mn：1.2～2.5％，mo：0.05～0.5％，cr：0.05～0.6％，al：0.005～0.05％，nb：0.01～0.06％，ti：0.01～0.05％，p≤0.02％，s≤0.01％，n≤0.005％；余量为铁及不可避免地杂质。本发明采用cr、mo来代替si，以扩大奥氏体+铁素体两相区，提高双相钢的淬透性。同时，通过添加nb、ti细化晶粒来提高钢的强度、韧性，使钢具有良好的可焊性、使用性，强度级别可以达到1000mpa以上，但是本申请生产的是热轧镀锌双相钢。

又如中国发明专利申请(申请公开号：cn102828119a，申请公开日：2012-12-19)公开了一种高弯曲型980mpa级冷轧双相钢及其制备工艺，钢板化学成份的重量百分比为：c：0.03～0.20％，si：0.20～0.80％，mn：1.2～2.2％，cr：0.2～1.0％，nb：0.02～0.15％，s＜0.015％，p＜0.020％，als：0.02～0.15％，余量为fe及不可避免杂质。其制备工艺：板坯加热温度为1180～1250℃，粗轧开轧温度为1150～1050℃，终轧温度为1020～980℃，精轧开轧温度为940～1000℃，终轧温度为750～920℃，卷取温度为520～700℃；热轧板经过酸洗后冷轧，冷轧压下率为45～80％；冷轧薄板退火温度为740～840℃，保温时间为60～200s，快冷速度为25～40℃/s，过时效温度为170～400℃，过时效时间为120～500s。本发明制备的钢板抗拉强度990～1210mpa，伸长率10.1～18.9％，屈强比0.42～0.53，n值0.23～0.32，最小弯曲半径0.5～1.5mm。再如中国发明专利申请(申请公开号：cn101768695a，申请公开日：2010-07-07)公开了一种1000mpa级ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺。钢的化学成分和质量百分比含量为：c：0.03～0.20％，si：0.20～0.80％，mn：1.2～2.0％，ti：0.03～0.15％，s＜0.015％，p＜0.020％，als：0.02～0.15％，余量为fe。该方法以c-si-mn-ti为基本合金系，采用价格低廉的ti而不添加cr、mo、nb、v等合金元素，降低了生产成本，通过柔性连续退火工艺，在连续退火中快冷速度小于50℃/s的条件下，可以将马氏体岛的尺寸控制在1～2μm或增加至5μm左右，从而获得三种不同类型的双相钢：高强度型(rm＝980～1200mpa，a50＝10～13％)、高塑性型(rm＝980～1100mpa，a50＝14～18％)和综合型(rm＝980～1150mpa，a50＝12～15％)，屈强比为0.47～0.65。然而这两件申请文件的产品对快冷速度要求比较高，因此对产线的冷却能力有较高的要求，适合在冷却能力比较强的产线上进行生产。

技术实现要素：

为解决上述技术问题，本发明公开了一种对产线冷却能力要求低的980mpa级冷轧双相钢及其制造方法，该高强度的双相钢可适用于一般生产产线。

为实现上述目的，本发明公开了一种对产线冷却能力要求低的980mpa级冷轧双相钢，由如下质量百分比的各化学组分组成：c：0.14～0.17％，si：0.10～0.30％，mn：1.8～2.2％，p≤0.012％(不包含零)，cr：0.4～0.6％，alt：0.02～0.07％，nb：0.01～0.02％，b：0.0005～0.002％，s≤0.005％(包含零)，n≤0.005％(包含零)，余量为fe及不可避免的杂质。

上述alt表示全铝，就是铝的总含量。

进一步地，所述化学组分中，c的质量百分比为0.15～0.16％。

优选的，所述化学组分中，c的质量百分比为0.15％。

优选的，所述化学组分中，c的质量百分比为0.155％。

优选的，所述化学组分中，c的质量百分比为0.16％。

进一步地，所述化学组分中，si的质量百分比为0.15～0.25％。

优选的，所述化学组分中，si的质量百分比为0.15％。

优选的，所述化学组分中，si的质量百分比为0.20％。

优选的，所述化学组分中，si的质量百分比为0.25％。

进一步地，所述化学组分中，b的质量百分比为0.0006～0.001％。

优选的，所述化学组分中，b的质量百分比为0.0006％。

优选的，所述化学组分中，b的质量百分比为0.0007％。

优选的，所述化学组分中，b的质量百分比为0.0008％。

优选的，所述化学组分中，b的质量百分比为0.0009％。

优选的，所述化学组分中，b的质量百分比为0.001％。

进一步地，所述化学组分中，cr的质量百分比为0.40％。

进一步地，所述化学组分中，cr的质量百分比为0.45％。

进一步地，所述化学组分中，cr的质量百分比为0.50％。

进一步地，所述化学组分中，cr的质量百分比为0.55％。

进一步地，所述化学组分中，cr的质量百分比为0.60％。

进一步地，所述化学组分中，nb的质量百分比为0.010％。

进一步地，所述化学组分中，nb的质量百分比为0.015％。

进一步地，所述化学组分中，nb的质量百分比为0.020％。

以下对各化学组分的作用进行说明：

碳(c)：c元素能显著提高钢的强度，特别是在双相钢中，c在马氏体中的含量直接影响马氏体强度，进而影响钢的抗拉强度，但是钢中的碳含量过高对成形性能极为不利，也会恶化材料的焊接性能。故将其含量限定在0.12～0.17％范围，并优选0.15～0.16％。

硅(si)：si元素在双相钢中对铁素体基体有净化作用，抑制碳化物的形成，同时促进c从铁素体基体向奥氏体扩散，但是过量的si元素在热轧生产过程中会导致氧化铁皮除不尽等问题。所以，将其含量限定在0.10～0.30％范围，并优选0.15～0.25％。

锰(mn)：mn元素能起到扩大奥氏体区的作用，并提高钢的强度，但较高的锰含量会对炼钢与连铸过程造成不利影响，考虑到钢需要达到的强度级别，将其含量限定在1.8～2.2％。

磷(p)：p元素在本发明中属于控制元素，其含量要求低，考虑其对钢性能的综合影响，将其限定在0.012％以下。

铝(al)：al元素在本发明中是作为脱氧剂加入的，保证钢水的纯净，但过多的铝含量会形成氧化铝夹杂。综合考虑钢中的alt含量控制在0.02～0.07％。

铬(cr)：cr元素能起到扩大奥氏体区的作用，降低奥氏体化的温度，保障马氏体的形成量，综合考虑对钢的性能影响，其含量范围控制在0.4～0.6％。

铌(nb)：nb元素是在双相钢中可有效地阻碍退火再结晶过程，细化铁素体的组织，从而提高铁素体基体硬度和强度，实现高屈服强度，铌还可以使c及合金元素的扩散路程变短，有利于c与合金元素的扩散。但铌比较贵重，考虑合金成本，其含量限定在0.01～0.02％。

硫(s)：s元素在本发明钢中属于控制元素，其含量越低越好，故将钢中硫含量控制在0.005％以下。

氮(n)：n元素在钢中是有害元素，影响钢的成形性能。故将其含量控制在0.005％以下。

硼(b)：b元素可以有效提高钢的淬透性，b元素的加入可以用来进一步使“c曲线”右移，保障在退火过程中低的冷速下能生成马氏体，但b加入过量会在晶界偏聚，使钢脆性增加。故将其含量控制在0.0005～0.002％，并优选0.0006～0.001％。

上述对产线冷却能力要求低的980mpa级冷轧双相钢的制造方法，包括按照所述化学组分经过冶炼、铸造板坯工艺，还包括板坯加热、热轧、卷取、酸洗、冷轧和连续退火工艺，所述连续退火工艺中，控制退火温度为800～820℃，缓冷段冷速<8℃/s，缓冷段结束温度为620～640℃，快冷段结束温度为300～320℃，快冷段冷速＜30℃/s，过时效温度为270～310℃。

进一步地，所述连续退火工艺中，快冷段冷速＜25℃/s，平整延伸率0.3～0.5％。

进一步地，所述快冷段冷速为20℃/s。

优选的，所述连续退火工艺中，缓冷段冷速为6℃/s。

进一步地，所述板坯加热温度为1270～1330℃，终轧温度为880～920℃，卷取温度为630～670℃。

进一步地，所述冷轧压下率为55～65％，在该冷轧压下率下，有利于产品组织和性能的均匀性。

以下对各工艺步骤的控制原理进行说明：

在连续退火工艺中，控制退火温度为800～820℃，该温度区间的优势为基于上述成分和前工序工艺获得合理的铁素体和奥氏体两相比例，为后续满足产品最终性能要求打下基础。

同时，缓冷段结束温度为620～640℃，快冷段结束温度为300～320℃，并控制缓冷段冷速<8℃/s，快冷段冷速＜30℃/s，在这个过程中铁素体和马氏体两相的体积分数比例可以得到精确控制，从而实现强度的匹配。

此外，退火过程中过时效温度为270～310℃，在该阶段，马氏体的结构得到了稳定，有利于进一步的改善双相钢的抗拉强度。

本发明的有益效果主要体现在如下：

按照本发明的化学组分进行制备双相钢，其对生产产线中的快速冷却速度要求不高，可用于常规的普通产线，同时，本发明制备得到的双相钢的微观组织结构中含有约40％体积分数的铁素体+约60％体积分数的马氏体，保证了产品的屈服强度为550～730mpa，抗拉强度高于980mpa，伸长率(a80mm)不低于9％。

附图说明

图1为本发明双相钢的金相组织图。

具体实施方式

为了更好地解释本发明，以下结合具体实施例进一步阐明本发明的主要内容，但本发明的内容不仅仅局限于以下实施例。

实施例1

本实施例提供了一种对产线冷却能力要求低的980mpa级冷轧双相钢，由如下质量百分比的化学组分构成：c：0.141％，si：0.23％，mn：1.91％，p：0.009％，cr：0.46％，alt：0.04％，nb：0.02％，b：0.0008％，s：0.003％，n：0.0022％，余量为fe及不可避免的杂质。

上述双相钢的生产方法，其步骤如下：

热轧工艺中板坯加热温度为1270～1282℃，终轧温度892～901℃，卷取温度639～657℃，冷轧压下率62％，退火过程中退火温度805～812℃，缓冷段结束温度629～637℃，快冷段结束温度301～315℃，缓冷段冷速为6℃/s，快冷段冷速为25℃/s，过时效温度289～300℃，平整延伸率0.42～0.50％。

本实施例制备得到的双相钢的力学性能检验结果如表3所示，其中，制备得到钢板厚度为1.0mm，屈服强度rp0.2＝559mpa，抗拉强度rm＝992mpa，伸长率a80mm＝12％。

如图1所示的金相组织图，本实施例制备的双相钢的微观组织主要为马氏体和铁素体组织，且铁素体的体积分数约为40％，马氏体的体积分数约为60％，两相之间合理的体积分数保证了双相钢的力学性能。

实施例2～6所提供的对产线冷却能力要求低的980mpa级冷轧双相钢，由表1中所列出的质量百分比的化学组分构成(余量为fe及不可避免的杂质)。其生产步骤与实施例1基本相同，不同之处在于表2列出的生产工艺参数。

表1本发明实施例1～实施例6的取值列表(％)

表2本发明实施例1～实施例6的生产工艺参数列表

表3本发明实施例1～实施例6的力学性能检验结果列表

由上述表1、表2和表3可知，本发明通过控制适宜的合金成分并结合相对应的生产工艺如热轧应用控轧控冷工艺，酸轧采用较大压下量，退火过程采用临界区退火，通过控制快冷出口温度、过时效温度等关键工艺点，使得在常规生产产线上就可制备强度级别为980mpa级左右的双相钢，并不需要采用超高强钢生产线；同时，本发明制备得到的产品用于生产汽车车身高强度结构件时，所得零件强度高，质量好，能对车身结构起到良好的轻量化效果，具有显著的社会效益和经济效益。

以上实施例仅为最佳举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。除上述实施例外，本发明还有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。