屈服强度超过700MPa的980MPa级冷轧双相钢及其生产方法与流程

本发明属于钢铁冶炼
技术领域：
，具体涉及一种屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢及其生产方法。
背景技术：
：近年来随着科学技术的迅猛发展，为了降低汽车使用过程中的能耗、减少废气排放，为了减轻车身重量同时提高其安全性能，汽车用钢向高强高韧的方向发展已成为一种必然的趋势。双相钢具有低屈强比、高抗拉强度和优良塑性等特点，成为汽车用首选高强钢，其用量预计在汽车用先进高强钢中将超过80％，具有良好的应用前景。目前冷轧双相钢应用的主流产品为450-780mpa级别，特别是590mpa与780mpa级别产品。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中的比重将进一步上升，目前980mpa级冷轧双相钢研制主要集中在低屈服强度(≤700mpa)级别，为进一步提升车身用材抵抗变形能力及能量吸收能力，有必要开发高屈服强度(≥700mpa)的冷轧980dp产品。公开号cn109280854a，公开日2019年1月29日的专利，公开了一种980mpa级低碳冷轧双相钢及其制备方法，其按重量百分比计的化学成分为c：0.05-0.10％，si：0.30-0.70％，mn：2.00-2.50％，cr：0.40-0.80％，al：0.01-0.06％，v：0.05-0.15％，p≤0.020％，s≤0.010％，n≤0.006％，余量为fe及不可避免杂质。通过1200-1260℃加热、850-950℃终轧、600-700℃卷取后，采用40-70％压下率冷轧，通过800-850℃均热后，依次缓慢冷却至700-750℃、快速冷却至200-300℃，生产980mpa级冷轧双相钢。该方法制备的双相钢的屈服强度为570-650mpa，抗拉强度为1000-1080mpa，伸长率为10.0-15.0％，其屈强比为52.7-0.63，其屈服强度低于700mpa。公开号cn109913763b，公开日2020年7月3日的专利，公开了一种1000mpa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢及其制造方法，其按重量百分比计的化学成分为c：0.13-0.22％，si：0.20-0.50％，mn：1.20-1.70％，al：0.30-0.80％，cr：0.20-0.50％，p≤0.015％，s≤0.010％，nb：0.010-0.050％，ca：0.0005-0.0025％，t[o]≤0.002％，n≤0.006％，余量为fe及不可避免杂质。通过1200-1260℃加热、800-900℃终轧、100-300℃卷取后，采用30-60％冷轧压下率冷轧，通过760-830℃均热后，依次缓慢冷却至620-700℃、快速冷却至200-300℃，生产1000mpa级冷轧双相钢。该方法制备的双相钢由于c含量较高，不利于成形及焊接性能，al含量较高导致炼钢连铸过程困难，其屈服强度为550-750mpa，抗拉强度为1000-1200mpa，伸长率为16.0-25.0％，其屈强比为0.46-0.70。公开号cn109023149b，公开日2020年9月4日的专利，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，其按重量百分比计的化学成分为c：0.14-0.17％，si：0.10-0.30％，mn：1.80-2.20％，al：0.020-0.070％，cr：0.20-0.60％，p≤0.012％，s≤0.005％，nb：0.010-0.020％，b：0.0005-0.0020％，n≤0.005％，余量为fe及不可避免杂质。通过1270-1330℃加热、880-920℃终轧、630-670℃卷取后，通过800-820℃均热后，依次缓慢冷却至620-640℃、快速冷却至300-320℃、270-310℃过时效生产980mpa级冷轧双相钢。该方法制备的双相钢由于c含量较高，不利于成形及焊接性能，其屈服强度为559-630mpa，抗拉强度为992-1121mpa，伸长率为10.0-14.0％，其屈强比为0.56左右，其屈服强度和屈强比较低。公开号cn109898017a，公开日2019年6月18日的专利，公开了一种1000mpa级冷弯性能优良的冷轧双相钢及生产方法，其按重量百分比计的化学成分为c：0.003-0.20％，si：0.20-0.80％，mn：1.20-2.20％，al：0.020-0.150％，cr：0.30-0.60％，p≤0.020％，s≤0.015％，nb：0.020-0.15％，ni：0.050-0.100％，n≤0.005％，余量为fe及不可避免杂质。通过1180-1250℃加热、750-920℃终轧、555-700℃卷取后，通过740-840℃均热后，快速冷却至170-400℃过时效生产1000mpa级冷轧双相钢。该方法制备的双相钢由于c含量较高，不利于成形及焊接性能，si含量较高不利于表面质量的控制，nb含量较高且贵金属ni的添加会增加生产成本，其屈服强度为439-614mpa，抗拉强度为1006-1174mpa，伸长率为12.1-18.2％，其屈强比为0.44-0.53，其屈服强度和屈强比较低。现有技术现有技术980mpa级冷轧双相钢中，高屈服强度产品较少，且产品中c、si、al含量普遍较高导致产品成形及焊接性能较差、表面控制及炼钢连铸困难，ni的添加导致产品生产成本过高。技术实现要素：本发明所要解决的技术问题是现有980mpa级冷轧双相钢中屈服强度较低的问题。本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢，其化学成分按质量百分比为：c0.07-0.12％，si0.20-0.60％，mn1.50-2.20％，p≤0.015％，s≤0.005％，als0.015-0.070％，n≤0.0045％，mo0.20-0.50％，nb0.010-0.040％，ti0.010-0.040％，cr0.40-0.70％，余量为fe及不可避免杂质。进一步的是，上述屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢的化学成分按质量百分比为：c0.09-0.11％，si0.25-0.35％，mn1.7-2.0％，mo0.25-0.40％，nb0.015-0.025％，ti0.020-0.030％，als0.03-0.05％，cr0.45-0.65％，p≤0.010％，s≤0.002％，n≤0.003％，余量为fe及不可避免杂质。上述屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢中，其微观(金相)组织按体积百分比为：铁素体50-60％、马氏体40-50％。进一步的是，铁素体平均晶粒尺寸为2.5-3.5μm，马氏体平均晶粒尺寸为1.5-2.5μm。上述屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢，屈服强度为710-770mpa，抗拉强度为995-1080mpa，伸长率a80为9.0-13.0％。上述屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢的生产方法，包括如下步骤：a.冶炼：根据980mpa级冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，铸成板坯；b.热轧：将步骤a得到的板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；c.酸轧：将步骤b得到的热轧卷经过酸洗后，冷轧成为冷轧薄带钢；d.连续退火：将步骤c得到的冷轧薄带钢经过连续退火后，冷却制得屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢。上述步骤d中连续退火，是冷轧薄带钢从800-860℃的退火温度，先以1-5℃/s的速率缓慢冷却至680-740℃，再以10-50℃/s的速率快速冷却至270-330℃，最后自然冷却至室温。上述步骤b中加热温度为1200-1260℃，精轧开轧温度为1000-1100℃，终轧温度为850-950℃，卷取温度为650-750℃。上述步骤b中热轧厚度为热轧后的厚度，范围为2.5-4.0mm。上述步骤c中冷轧压下率为40-70％。本发明的有益效果是：提供屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢，采用低碳当量成分设计，复合添加了cr、mo和mn用以提高材料的淬透性。ti与n易结合生成tin，tin在高温(≥1350℃)难以溶剂，在热轧加热过程(≤1270℃)中可以抑制奥氏体的长大，起到本质细晶的作用；nb在相对较高的温度(热轧加热过程中)能发挥nb的拖曳效果，而在精轧过程中能析出nb的碳氮化物钉扎在晶界，可有效防止晶粒长大；nb能配合ti、mo促进析出强化，同时ti、mo、nb的复合添加促使第二相析出物细小、弥散析出，达到显著的细晶和沉淀强化的效果；cr、mn、mo的复合添加，有利于增强奥氏体的稳定性，改善产品的强塑性，并降低各向异性。提供屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢的生产方法，设置热轧工艺控制卷取温度为650-750℃，可以降低冷轧机组负荷，在本发明所提供的成分配比的基础上能进一步避免晶粒粗化，有利于得到均匀、适中的热轧组织；设置退火工艺均热温度与缓冷终点，可调控(铁素体、奥氏体)两相比例，设置过时效温度为270-330℃，既避免了过高的过时效温度导致马氏体大量分解导致出现屈服平台，又避免了过低的过时效温度导致塑性降低的弊端；通过本发明的生产方法可以通过控制两相比例、细化晶粒、强化铁素体以达到提高屈服强度的效果。本发明提供技术方案，可使钢具有优异的力学性能，屈服强度为710-770mpa，抗拉强度为995-1080mpa，伸长率a80为9.0-13.0％。附图说明图1为本发明实例1的金相组织图。图2为本发明实例1的sem扫描电镜图。具体实施方式本发明屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢，其化学成分按质量百分比为：c0.07-0.12％，si0.20-0.60％，mn1.50-2.20％，p≤0.015％，s≤0.005％，als0.015-0.070％，n≤0.0045％，mo0.20-0.50％，nb0.010-0.040％，ti0.01-0.04％，cr0.40-0.70％，余量为fe及不可避免杂质。进一步的是，上述屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢的化学成分按质量百分比为：c0.09-0.11％，si0.25-0.35％，mn1.7-2.0％，mo0.25-0.40％，nb0.015-0.025％，ti0.02-0.03％，als0.03-0.05％，cr0.45-0.65％，p≤0.01％，s≤0.002％，n≤0.003％，余量为fe及不可避免杂质。c：c作为双相钢最重要的组分之一，决定了钢板的强度、塑性和成形性能。c是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶c含量增加0.1％，其强度可提高约450mpa。c含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低，双相钢中一般不低于0.02％；c含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.15％。因此，本发明c含量按质量百分比为0.07％-0.12％，优选为0.09-0.11％。si：si在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，但si含量过高，会显著增加薄规格轧制时的变形抗力，不利于薄规格轧制硅能提高碳元素的活度，促进碳在富锰区的偏聚。在两相区保温时，有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，促进铁素体的形成，扩大铁素体形成的工艺窗口，从而得到较低的屈强比。另一方面，硅含量过高会提高马氏体的脆性，造成韧性变差，并在钢板表面形成的高熔点氧化物而影响钢板表面质量，需要尽量降低钢中的硅含量。因此，本发明si含量按质量百分比为0.20-0.60％，优选为0.25-0.35％。mn：mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，双相钢中一般不低于1.20％。mn既可与c结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果。mn易与s结合形成高熔点化合物mns，从而消除或削弱由于fes引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。mn可以提高奥氏体稳定性，使c曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但mn含量过高时，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，本发明mn含量按质量百分比为1.50-2.20％，优选为1.70-2.00％。cr：cr可以代替mn，提高钢的强度，减少偏析，也可以抑制珠光体转变。此外，本发明中加入一定量的cr，还可以改善表面质量。加入cr后，cr可以在氧化铁皮与铁基体的交界处与氧反应并聚集，生成致密的富(fe,cr)2o3或者(fe,cr)3o4尖基石膜，富fe-cr尖基石膜的存在阻碍了氧的扩散，降低了氧化铁皮的生成，因此加入cr可以有效减少氧化铁皮厚度以及aln的形成，并改善氧化铁皮的附着性能从而可以有效较少氧化铁皮压入造成的压坑麻点缺陷。因此，本发明cr含量按质量百分比为0.40-0.70％，优选为0.45-0.65％。mo：mo与cr作用相似，明显迟珠光体和贝氏体转变，从而获得高体积分数的马氏体，以保证双相钢的强度。另外，mo氧化物吉布斯自由能与fe氧化物相当，故mo不会影响双相钢的表面镀锌质量。因此，在本发明中本发明mo含量按质量百分比为0.20-0.50％，优选为0.25-0.40％。als：als是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成aln钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，als与si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。因此，本发明als含量按质量百分比为0.015％-0.070％，优选为0.030-0.050％。nb：nb在双相钢中主要以nbc形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在热镀锌退火加热过程中，未溶解nbc颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，nbc溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶c原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在冷却过程中，铁素体中的nbc将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，本发明nb含量按质量百分比为0.010-0.040％，优选为0.015-0.0250％。ti：ti在钢中起到固溶强化作用，ti与钢中的c、n结合形成tic和tin，起到析出强化的作用。同时tin在热轧加热过程中抑制了奥氏体晶粒长大、在精轧过程中含ti第二相析出钉扎晶界起到细化晶粒的作用。因此，本发明ti含量按质量百分比为0.01-0.04％，优选为0.02-0.03％。下面通过实施例对本发明的技术方案做进一步的说明。实施例本实施例提供了两组屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢作为实例1和实例2，其化学成分如表1所示。表1冷轧双相钢化学成分(wt.％)上述屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢的生产方法，具体工艺如下：a.冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的双相钢板坯，其中在转炉中控制原有铁水v含量，而不是额外添加钒铁合金；b.热轧工序：将板坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示。表2冷轧双相钢热轧主要工艺参数实例加热温度/℃开轧温度/℃终轧温度/℃卷取温度/℃热轧厚度/mm1123510798926704.02123010637046943.5c.酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中实例1的薄带钢厚度为1.8mm，冷轧压下率为53％；实例2的薄带钢厚度1.5mm，冷轧压下率为56％；d.连续退火工序：将冷轧薄带钢经连续退火工艺处理后制成所需产品，其中退火温度为800-860℃，冷却先以1-5℃/s缓冷速率冷却至680-740℃，再以10-50℃/s的快冷速率冷却至270-330℃，最后自然冷却至室温；具体连续退火工艺参数如表3所示。表3连续退火主要工艺参数实例退火温度/℃缓冷速率/℃/s快冷开始温度/℃快冷速率℃/s过时效温度/℃18404710352962846372030283图1为本发明实例1的金相组织图，图中白色部分为铁素体，灰色部分为马氏体；图2为本发明实例1的sem扫描电镜图，图中“凹陷”部分为铁素体，而“浮凸”部分为马氏体。由图可知，本发明的冷轧双相钢微观(金相)组织由等轴状铁素体(平均晶粒尺寸为3.0μm，体积百分比约为55％)+网/团块状马氏体(平均晶粒尺寸为2.0μm，体积百分比约为45％)。参照公开文件cn109280854a，cn109913763b，cn109023149b，cn109898017a的工艺制得产品作为四组对比实例，依次编号为3、4、5、6，按照gb/t228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述产品，实例1-6产品力学性能如下表4所示。表4实例与对比实例钢力学性能实例屈服强度/mpa抗拉强度/mpa延伸率a80％屈强比/％17101010120.7027491064100.703625107211.20.584606103519.5(a50)0.595579102412(a50)0.566511105514.8(a50)0.48如表4所示，本发明屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢屈服强度为710-770mpa，抗拉强度为995-1080mpa，伸长率a80为9.0-13.0％。对比实例3、4、5和6任一产品的屈服强度均低于本发明；对比实例3、4、5和6任一产品的屈强比均低于本发明。由实例与对比实例可知，本发明提供的屈服强度超过700mpa的980mpa级冷轧双相钢及其生产方法可使钢具有优异的力学性能，屈服强度为710-770mpa，抗拉强度为995-1080mpa，伸长率a80为9.0-13.0％。采用本发明提供的技术方案还具有提高产品质量和降低成本的优点。当前第1页12