专利名称：一种双相钢板及其制造方法
技术领域：
本发明涉及一种双相钢板及其制造方法，特别是涉及一种性能均衡型冷轧980MPa 双相钢板及其制造方法。性能均衡型双相钢是指具有低碳当量，较高延伸率和扩孔率的冷轧高强度双相带钢。
背景技术：
汽车工业出于减重的需要，要求使用更高强度的钢板。其中，抗拉强度在980Mpa 及其以上的超高强度双相钢越来越成为汽车制造业的首选，因为这种强度级别的钢能有效减轻汽车车身重量，提高安全性。高强钢板在汽车制造过程中，不仅仅需要好的延伸率，同时对于局部成形能力要求也很高，即对扩孔率和弯曲性能要求较高。传统的冷轧双相钢具有较低的屈强比，延伸率也较好，具备了一定的拉延成形能力，但由于局部成形性不足在制造以弯曲、反复弯曲和扩孔等成形方式为主的高强钢部件时，容易发生冲裂、缩颈等缺陷。 高强双相钢中一般含有较高的碳和合金元素。但在添加了较高的合金元素后，在铸造过程中容易发生成分偏析，后续的材料由于成分和组织的不均勻造成局部变形能力下降，即扩孔率和冷弯性差等。另外，钢中均不可避免存在夹杂物，塑性夹杂物在钢的轧制过程中会发生延展，成为微观裂纹源，进一步降低钢的局部成形能力。钢的带状组织主要是成分偏析引起的，偏析则发生于钢水凝固过程中，首先析出凝固的钢水成分和后续析出的成分含量不一样，钢水中的合金元素浓度会越来越高，最终造成凝固的组织中先凝固的部分和后凝固的部分合金元素含量差别非常大。成分偏析的区域在热轧过程中被变形拉长，最终形成带状组织。带状组织通常含有高的合金元素，并且由于这些合金元素扩散困难，很难消除，合金元素的富集吸引碳也富集在同样区域，造成双相钢淬火后形成呈带状分布的又硬又脆的马氏体，对局部变形性能危害较大，扩孔性能和冷弯性能均较低，成形过程中容易发生开裂。提高组织均勻性，提高高强双相钢的局部成形性是获得均衡型双相钢的关键。通过查新检索到连续退火生产的强度接近980Mpa的冷轧双相钢的发明专利，具体参见表1-2，其示出了本发明和现有其它发明的成分对照表(wt% )专利CA25^488公开了一种冷轧钢板，其化学成分为C :0. 05 0. 09 % ；Si 0. 4 1. 3% ；Mn :2. 5 3. 2% ；可以选择添加 Mo :0. 05 0. 5%或者 Ni :0. 05 2% ;P 0. 001 0. 05 % ;S 彡 0. 08*Ti-3. 43*Ν+0· 004 ；N 彡 0. 006 % ；Al 0. 005 0. 10 % ；Ti 0. 001 0. 045%，还可以添加Nb ^ 0. 04%或者B :0. 0002 0. 0015%，可以添加Ca进行处理；其它为狗和不可避免杂质。要求贝氏体含量大于7%，Pcm彡0.3，通过Ar3以上温度热轧，700°C以下卷取，冷轧、700 900°C之间退火，550 700°C开始快速冷却，最终获得强度最小为780Mpa的高强度钢。该钢具有局部变形能力强，焊接区域硬度低的特点。但是， 该钢设计采用了较高的Mn含量，必然会造成严重的带状组织，从而造成力学性能的不均勻性；另外，在加入了高Mn的情况下，又加入了比较多的Si，对表面质量和焊接均不利。专利US20040238082A1公开了一种扩孔性好的高强钢的制造方法，其化学成分为0· 04 0. C，0. 5 1. 5% Si，1. 8-3% Mn，≤ 0. 020% P，≤ 0. 01% S，0. 01 0. Al，≤0. 005% N，其它为Fe和不可避免杂质。该钢在Ar3 870°C之间热轧，620°C以下卷取，750 870°C退火，550 750°C开始快冷，快冷速率彡100°C /s，快冷终止温度低于 3000C，最终获得抗拉强度在780Mpa以上，扩孔率至少为60%的冷轧高强钢。该钢设计采用了较高的Si含量，作为提高扩孔率的主要手段，但高Si不利于焊接性，也影响表面质量和磷化性能。专利US20050167007A1介绍了一种高强度钢板的制造方法，其化学成分为 0. 05 0. 13% C，0. 5 2. 5% Si，0. 5 3. 5%Mn,0. 05 l%Cr，0. 05 0. 6% Mo，≤ 0. 1 % Al,≤ 0. 005% S, ^ 0. 01% N, ^ 0. 03% P，添加 0. 005 0. 05% Ti 或者 0. 005 0. 05% Nb或者0. 005 0. 2% V。该钢经Ar3温度以上热轧，450 700°C卷取，退火后以100°C /s 的冷速从700 600°C冷却淬火，然后在180 450°C之间回火，最终得到抗拉强度780Mpa 的扩孔率高于50%的高强钢。该钢的主要问题是合金总量过高，Si含量高，不利于焊接性和磷化性能。中国发明专利申请CN200810119823. 0公开了一种980MPa双相钢，包括C :0. 14 0.21%，Si :0. 4 0.9%，Mn :1. 5 2. 1%，P ≤ 0.02%，S ≤ 0.01%，Nb :0. 001 0. 05%, V 0. 001 0. 02%，经热轧冷轧后，在760 820°C间保温，冷速40 50°C /s，在240 320°C过时效180 300s。该钢的碳当量设计较高，并且不具备性能均衡的特点。特开平11-350038公开了一种拉延性和成形性好的980MPa的钢，其成分包括C 0. 1 0. 15%, Si 0. 8 1. 5%，Mn :1. 5 2. 0%，P :0. 01 0. 05%, S ≤ 0. 005%, Sol Al 0. 01 0. 07%, N ^ 0. 01%, Nb :0. 001 0. 02%, V :0. 001 0. 02%, Ti :0. 001 0.02%中的一种或以上。碳当量=(C+Mn/6+Si/24) = 0. 4 0. 52，在Ar3以上热轧，500 650°C卷取，在Acl AC3之间保温，冷却到580 720°C，快冷到室温后，在230 300°C过时效。该钢的碳当量设计较高。以上涉及980Mpa双相钢的专利，有的虽涉及较高的扩孔率，但均采用了高碳含量和较高Si含量，不利于焊接性、表面质量和磷化性能。此外，有些高Si的钢，扩孔率很高， 但屈强比高，冲压性能下降。虽然在对扩孔率有较高单一要求的零件制造中有优势，但不能适应对拉延和扩孔都有较高要求的零部件制造，而汽车车身的大部分安全结构件均属于此类。上述发明的设计没能较好地兼顾碳当量、拉延性能和扩孔率的均衡问题，也没能兼顾良好的表面和磷化性能。
发明内容
本发明的目的在于通过合理的成分设计和工艺设计获得抗拉强度980Mpa的性能均衡型冷轧高强度双相钢板，该钢板的特点是组织均勻分布，延伸率较高，同时局部成形性较佳。同时，钢中不添加过多的Si等合金元素，有利于提高该级别双相钢板的表面质量和磷化性，使其符合汽车制造的要求。本发明提供一种性能均衡型双相钢板，其化学成分质量百分比为C 0. 07 0. 098 ；Si :0. 1 0. 4 ；Mn 1. 95 2. 2 ；Cr :0. 3 0. 6 ；P ≤ 0. 015 ；S ≤ 0. 004 ；N ≤ 0. 005 ；Nb 0. 015 0. 04 ；Ti 0. 015 0. 04 ；Al 0. 015 0. 045 ；
还含有B 0. 002 0. 004 或 Mo :0. 2 0. 4 ；其它为!^e和不可避免的杂质，其中，该双相钢板的化学成分的质量百分比满足Pcm = C+Si/30+Mn/20+2P+4S)彡 0. 24。优选地，其中，C 0. 075 0. 095 ；Si 0. 2 0. 4 ；Mn :2 2. 2 ；Cr :0· 3 0. 5 ；P 彡 0. 01 ；S 彡 0. 003 ；N 彡 0. 004 ；Nb 0. 02 0. 04 ；Ti 0. 02 0. 04。本发明还提供上述双相钢板的制造方法，包括以下步骤冶炼转炉加精炼，深脱S，将S控制在0. 004%以下，减少MnS夹杂。连铸连铸拉速为0. 8 1. 5米/分，有助于夹杂物上浮和减小偏析。热轧加热温度控制在1200 1260°C，终轧温度控制在840 930°C，轧后快速冷却，冷却速度为20 70°C /s，卷取温度为500 620°C。冷轧压下率为40 65% ；热处理工艺退火退火温度为780 820°C，保温时间为40 200s ；以5 15°C /s的冷却速度冷却到700 650°C之间，再以50 200°C /s的冷却速度冷却到300°C以下；回火回火温度为200 300°C，回火时间为100 400s。平整平整率为0 0. 3 %。优选地，所述S控制在0.003%以下。优选地，所述连铸拉速为0. 9 1. 2米/分。优选地，在所述热轧中，加热温度控制在1220 1260°C加热，终轧温度控制在 850 920°C，轧后快速冷却，冷却速度为30 60°C /s，卷取温度为520 600°C。优选地，在所述冷轧中，压下率为40 60%。优选地，在所述退火中，退火温度为790 820°C，退火时间为40 200s ；以5 15°C /s的冷却速度冷却到660 690°C之间(缓冷)，再以60 150°C /s的冷却速度冷却到230 270°C (快冷)；再经过230 270°C回火200 300s。优选地，所述平整率为0. 1 0. 3%。本发明针对高强度双相钢对局部成形性要求较高的问题，通过适当的成分设计和工艺设计，在正常的工序条件下，就能得到较高的延伸率和扩孔率的优良综合力学性能。具体措施是，通过碳、硅、锰、铬、钼的合理设计，获得理想的板坯组织铁素体等轴晶和弥散分布在铁素体晶粒上的细小碳化物析出。选择较低的含碳量范围，从而降低C在钢中的富集程度，减少带状组织倾向；选择较低的Si含量，有利于减少钢板表面红锈等缺陷，采用较高的锰含量，以保证淬透性，同时添加一定的铬、钼等元素，以进一步提高淬透性。上述几种主要合金元素的添加量保证板坯组织为等轴状铁素体晶粒加弥散碳化物的理想组织。在工艺方面，深脱硫工艺，以减少钢中的MnS夹杂。热轧工艺采用了较低的终轧温度和卷取温度， 以细化晶粒；退火时不能采用过低的退火保温温度，以有利于含碳量的稀释，避免了带状形成，同时冷却到650 700°C就以高速却到300°C以下，有效获得均勻细化的组织。最终产品碳当量低、表面质量高，同时拥有好的局部成形能力，性能均衡性优良。本发明由于采用了上述的技术方案，使之与现有技术相比，具有以下的优点和有益效果在本发明钢板的组织中，马氏体分布均勻，带状组织轻微，夹杂物数量少且分布均勻；按照本发明可以制造出强度980Mpa以上的高强度双相钢板，其延伸率良好，扩孔率较高，力学性能均勻性良好；同时，碳当量低，有利于焊接，表面质量好，磷化性能优异。本发明中的高强度双相钢较好地实现了双相钢的性能均衡性，能很好地适应汽车零部件制造的需要。
具体实施例方式根据本发明，双相钢板的化学成分质量百分比为C 0. 07 0. 098 ；Si :0. 1 0. 4 ；Mn :1· 95 2. 2 ;Cr :0· 3 0. 6 ；P ^ 0. 015 ；S ^ 0. 004 ；N 彡 0. 005 ;Nb :0· 015 0. 04 ；Ti 0. 015 0. 04 ；Al 0. 015 0. 045 ；还含有B 0. 002 0. 004 或 Mo :0· 2 0. 4 ；其它为!^e和不可避免的杂质，其中，该双相钢板的化学成分的质量百分比满足Pcm = C+Si/30+Mn/20+2P+4S)彡 0. 24。本发明的双相钢板中各主要化学成分元素的作用如下C 提高马氏体的强度，影响马氏体的含量，对强度影响很大。含碳量提高对焊接性不利，因此，选择含碳量在0. 07 0. 098%之间，如果低于0. 07%，强度不够；如果高于 0. 098%，造成碳当量上升，对焊接性不利，同时板坯组织易形成柱状晶导致成分偏析加剧。Si 在钢中起到提高延伸率的作用。Si对钢的组织影响也很大。Si容易在表面富集形成难以清除的氧化膜(红锈)。Si的控制范围是0. 1 0.4%，如果低于0. 1%，钢的强度不足，如果高于0. 4%，容易影响表面质量。Mn 可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度，但对焊接不利。Mn在钢中偏析，在热轧过程中容易被轧制成带状分布的Mn富集区，形成带状组织，不利于最终双相钢的组织均勻性。Mn的含量为1.95 2.2%，低于1.95%，钢的强度不够；高于2. 2%，强度过高，碳当
量也过高。Cr 可提高钢的淬透性，为了保证淬透性，Cr可以添加0. 3 0. 6%，高于0. 6%会造成强度偏高，太低则效果不明显。Mo 可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度；Mo改善碳化物的分布，对扩孔率有好处。在不加B的情况下，添加0. 2 0. 4%的Mo，低于0. 2%，作用不明显，碳化物不能弥散析出，高于0.4%，强度过高。B 可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度；在不加Mo的情况下，B含量为0. 002 0. 004%。B低于0. 002 %，强度不够，B高于0. 004%，强度偏高。P 在钢中为杂质元素，要求彡0.015%。S 在钢中为杂质元素，形成MnS严重影响扩孔率，要求彡0.004%。Al 在钢中起到了脱氧作用和细化晶粒的作用，要求Al含量在0.015 0.045%。N:在钢中为杂质元素，要求彡0.005%。过高容易导致板坯表面裂纹。
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Nb 为析出强化元素，起到调节强度的作用，要求分布在0. 015 0. 04%之间，过低对强度增加不明显，过高则塑性下降较多。Ti 0. 015 0. 04%，起到固定氮元素和细化晶粒的作用。根据本发明，上述双相钢板的制造方法包括以下步骤冶炼转炉加精炼，深脱S，将S控制在0. 004%以下，减少MnS夹杂。连铸连铸拉速为0. 8 1. 5米/分，有助于夹杂物上浮和减小偏析。热轧加热温度控制在1200 1260°C，终轧温度控制在840 930°C，轧后快速冷却，冷却速度为20 70°C /s，卷取温度为500 620°C。冷轧压下率为40 65% ；热处理工艺退火退火温度为780 820°C，保温时间为40 200s ；以5 15°C /s的冷却速度冷却到700 650°C之间，再以50 200°C /s的冷却速度冷却到300°C以下；回火回火温度为200 300°C，回火时间为100 400s。平整平整率为0 0. 3 %。表3-5示出了本发明的双相钢板的组分和制造方法的不同实施例，其中表3示出了本发明的双相钢板的不同实施例的化学成分；表4示出了本发明的双相钢板的不同实施例的具体工艺参数；表5示出了本发明的双相钢板的不同实施例的力学性能。从表5可以看出，按照本发明可以制造出抗拉强度在980Mpa以上的高强度双相钢板，其延伸率好，约15%左右，相当于一些780ΜΙ^冷轧双相钢的延伸率水平；扩孔率较好， 大于30%，比一般的980ΜΙ^冷轧双相钢高出10%以上；同时，本发明采用低碳当量设计， Pcm低于0. Μ，焊接性能良好。通过本发明适当的成分设计和制造工艺，可以获得性能均衡的高强度双相钢钢板，能够较好地满足高强度车身零部件的制造。本发明通过合理的合金元素成分搭配，获得了低屈强比、高延伸率和高扩孔率的均衡性能，解决了高强度双相钢板的局部成形性较差的问题。相对于常用的高Si成分设计，可以避免由Si造成的夹杂物、红锈和磷化性问题。 本发明钢在成分设计和最终获得的结果等各方面不同于现有技术且优于现有技术。表1 本发明和现有其它发明的成分对照表(wt% )
权利要求
1.一种双相钢板，其化学成分质量百分比为C 0. 07 0. 098 ；Si :0. 1 0. 4 ；Mn :1. 95 2. 2 ；Cr :0. 3 0. 6 ；P ≤ 0. 015 ；S ≤ 0. 004 ；N ≤ 0. 005 ；Nb 0. 015 0. 04 ；Ti 0. 015 0. 04 ；Al 0. 015 0. 045 ；还含有 B 0. 002 0. 004 或 Mo :0. 2 0. 4 ；其它为！^和不可避免的杂质，其中，该双相钢板的化学成分的质量百分比满足Pcm = C+Si/30+Mn/20+2P+4S)≤ 0.24。
2.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述C的化学成分质量百分比为 0. 075 0. 095。
3.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述Si的化学成分质量百分比为 0. 2 0. 4。
4.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述Mn的化学成分质量百分比为
5.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，其化学成分质量百分比为 C 0. 075 0. 095 ；Si :0. 2 0. 4 ；Mn :2 2. 2 ；Cr :0. 3 0. 5 ；P ≤ 0. 01 ；S ≤ 0. 003 ；N ≤ 0. 004 ；Nb :0. 02 0. 04 ；Ti :0. 02 0. 04。
6.用于制造根据权利要求1到5中任一项所述的双相钢板的方法，其特征在于，包括以下步骤冶炼转炉加精炼，深脱S，将S控制在0. 004%以下； 连铸连铸拉速为0. 8 1. 5米/分；热轧加热温度控制在1200 1260°C，终轧温度控制在840 930°C，轧后快速冷却， 冷却速度为20 70°C /s，卷取温度为500 620°C ； 冷轧压下率为40 65% ；退火退火温度为780 820°C，退火时间为40 200s ；以5 15°C /s的冷却速度冷却到650 700°C，再以50 200°C /s的冷却速度冷却到300°C以下；再经过200 300°C 回火100 400s ；平整平整率小于0.3%。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述S控制在0.003%以下。
8.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述连铸拉速为0.9 1. 2米/分。
9.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，在所述热轧中，加热温度控制在1220 1260°C，终轧温度控制在850 920°C，轧后快速冷却，冷却速度为30 60°C /s，卷取温度为 520 600 0C ο
10.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，在所述冷轧中，压下率为40 60%。
11.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，在所述退火中，退火温度为790 820°C，退火时间为40 200s ；以5 15°C /s的冷却速度冷却到660 690°C之间，再以 60 150°C /s的冷却速度冷却到230 270°C ；再经过230 270°C回火200 300s。
12.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，所述平整率为0.1 0. 3%。
全文摘要
本发明提供一种双相钢板，包括C0.07～0.098；Si0.1～0.4；Mn1.95～2.2；Cr0.3～0.6；P≤0.015；S≤0.004；N≤0.005；Nb0.015～0.04；Ti0.015～0.04；Al0.015～0.045；还含有B0.002～0.004或Mo0.2～0.4；其中，Pcm＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S)≤0.24，其它为Fe和不可避免的杂质。本发明还提供一种双相钢板的制造方法。通过本发明适当的成分设计和制造工艺，可以获得性能均衡的高强度双相钢板，能够较好地满足高强度车身零部件的制造。
文档编号C21D8/02GK102586688SQ20111000401
公开日2012年7月18日 申请日期2011年1月10日 优先权日2011年1月10日
发明者朱晓东, 李旭飞 申请人:宝山钢铁股份有限公司