本发明属于汽车用钢
技术领域：
，特别涉及一种高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢及其生产工艺。
背景技术：
：先进高强度钢是目前汽车行业增长最快的材料，而轻量化和高安全性是汽车行业的重要发展方向，这就要求汽车用钢具有高强度、高塑性和高强塑积(抗拉强度和断后伸长率的乘积)的力学性能。在这个领域，双相钢是应用最广泛的材料。据goldmansachsjapan预测，到2020年，全球汽车产量将达到1.07亿辆，双相钢在全球汽车中的年消费量可达到1400万吨。但是随着强度的不断提高，材料的塑性会越来越差，尤其是1180mpa以上的高强度钢，其抗破坏性能一般，这是限制其进一步发展的主要因素之一。双相钢的显微组织主要为马氏体和铁素体，其中马氏体为硬质相被认为具有强度，而铁素体为软相被认为具有延展性。如何在提高强度的同时，具备较高的塑性，是目前双相钢急需解决的问题。专利(cn108193139a)公开了1180mpa级汽车用冷轧高强双相钢及其生产方法，其化学成分百分比为：c:0.10～0.13％，si:0.45～0.68％，mn:2.25～2.55％，p≤0.02％，s≤0.008％，ti:0.10～0.14％，cr:0.40～0.65％，mo:0.17～0.21％，n≤0.0050％，als:0.025～0.060％，余量为fe及不可避免杂质。通过ti、cr、mo等合金元素的添加以及连退工艺的控制，生产出屈服强度为800～900mpa，抗拉强度大于1200mpa的双相钢，屈强比较高、延伸较低，成形性能较差，而且过多的合金元素的加入提高了成本。现有技术无法同时满足低成本、超高强度(抗拉强度≥1200mpa)、低屈强比(屈强比≤0.5)以及高延伸率(a50≥15％)的使用要求。技术实现要素：鉴于以上分析，本发明旨在提供一种高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢及其生产工艺，通过优化合金成分和调整连退工艺参数，从根本上解决了现有的冷轧双相钢无法同时满足超高强度、高塑性、低屈强比、低成本的问题。本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：一种高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢，成分以质量百分比计为：c：0.14％～0.17％，si：0.20％～0.30％，mn：1.5％～2.0％，p≤0.015％，s≤0.010％，v：0.10％～0.15％，cr：0.03％～0.04％，als：0.02～0.03％，n：0.012％～0.018％，其中c/n≤12，n/v≤0.15，余量为fe和不可避免的杂质。进一步的，成分以质量百分比计为：c：0.15％～0.16％，si：0.25％～0.28％，mn：1.76～1.89％，p≤0.005％，s≤0.004％，v：0.11％～0.136％，cr：0.034％～0.038％，als：0.022～0.024％，n：0.013％～0.017％，其中c/n≤12，n/v≤0.15，余量为fe和不可避免的杂质。进一步的，钢的铁素体的体积分数为50～65％，马氏体的体积分数为35～50％。进一步的，钢的铁素体的晶粒尺寸≤1.6μm。一种高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢的生产工艺，其特征在于，包括以下步骤：s1.钢坯加热，进行均热处理；s2.高压水除磷后，进行热轧，轧制结束后采取轧后前段冷却工艺，以12～13℃/s的冷速冷却至450～550℃，进行卷取；s3.热轧板经酸洗后进行冷轧；s4.连退。进一步的，步骤s1中，均热段温度为1220～1250℃，均热时间为120min。进一步的，步骤s2中，热轧开轧温度为1150～1200℃，终轧温度高于900℃。进一步的，步骤s3中，冷轧压下量控制为60～70％。进一步的，步骤s4，连退为控制均热温度为740～770℃，缓冷温度为670～700℃，过时效温度为280～330℃。进一步的，生产的冷轧双相钢，厚度为1.0～2.0mm，材料的屈服强度为≥600mpa，抗拉强度≥1200mpa，延伸率a50≥15％，屈强比≤0.5。与现有技术相比，本发明有益效果如下：1)本发明采用钒氮微合金化技术，热轧时，v在奥氏体中析出，可以细化奥氏体晶粒；在热轧冷却过程中显著细化铁素体晶粒；连退过程中，v在铁素体中弥散析出，起到选择性强化铁素体的作用，降低马氏体含量对双相钢强度及延展性的影响。n能和钢中的v结合形成第二相粒子析出，且钢中增氮能控制v在奥氏体中的析出，改变了起细晶强化作用和沉淀强化作用的v的分配，可以发挥v的细晶强化作用的工艺路线，用细晶强化取代部分沉淀强化作用，在强度不变的情况下改善基体的塑性。屈服强度不低于600mpa，抗拉强度不低于1200mpa，延伸率a50不低于15％，屈强比小于等于0.5，同时满足超高强度、高塑性、低屈强比、低成本的要求。2)本发明钢采用钒氮微合金化技术，通过钒选择性强化了铁素体，使得抗拉强度与马氏体含量的关联性降低，降低了合金对临界退火温度的敏感性，并获得了1.6μm以下超细晶组织，获得了超高强度、高塑性冷轧双相钢。3)本发明所述的冷轧双相钢在900℃以上终轧，对轧机负荷小，能有效保证轧机的使用寿命。4)氮的增加促进了v的析出，能有效降低钒的用量，节约了钒资源并降低了成本。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书以及权利要求书中所特别指出的结构来实现和获得。具体实施方式以下结合具体实施例对一种高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢及其生产工艺作进一步的详细描述，这些实施例只用于比较和解释的目的，本发明不限定于这些实施例中。一种高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢，其特征在于，化学成分以质量百分比计为：c：0.14％～0.17％，si：0.20％～0.30％，mn：1.5％～2.0％，p≤0.015％，s≤0.010％，v：0.10％～0.15％，cr：0.03％～0.04％，als：0.02～0.03％，n：0.012％～0.018％，其中c/n≤12，n/v≤0.15，余量为fe和不可避免的杂质。采用钒氮微合金化的方式，能有效降低钒的用量，节约了钒资源并降低了生产成本，降低了合金对临界退火温度的敏感性，获得了1.6μm以下超细晶组织，并通过钒选择性强化了铁素体，使得抗拉强度与马氏体含量的关联性降低，获得了超高强度、高塑性冷轧双相钢。具体来说，上述高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢中，各元素的作用及配比依据如下：c是双相钢中最重要的固溶强化元素，是材料获得高强度的保证，碳含量太低时，在相同的临界区(铁素体和奥氏体)加热时奥氏体含量低，不利于获得高的强度，但是碳含量太高，不利于材料的焊接性能，因此c含量需控制在一个合适范围。本发明降低了碳含量，但为了促进v的析出，将其范围规定为0.14％～0.17％。si也是重要的固溶强化元素，一方面可以提高材料强度，另一方面，si可以有效促进c元素向奥氏体富集，提高奥氏体淬透性，同时，净化铁素体相，改善延伸率，但si元素过多会对焊接性能及表面质量带来不利影响。因此，为了兼顾强度、焊接性和表面质量，将其范围规定为0.20％～0.30％。mn是微合金化钢相变强化和固溶强化机制中起主要作用的合金元素，亦可提高奥氏体稳定性，使c曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。但mn含量过高会使钢的焊接性降低，因此将其范围规定为1.5％～2.0％。p是钢中的杂质元素，p含量越少，本发明中双相钢的性能越好，因此，限制p≤0.015％。s是钢中不可避免存在的有害元素，会形成mns夹杂物，降低钢的韧性和焊接性，因此，其含量要尽可能地减少，控制其含量在0.010％以下。als是钢中的脱氧剂，als含量不足0.02％时，不能发挥其效果，但是al含量亦不能过高，它能与n含量结合，形成aln，根据多次试验结果，将其范围规定为0.02％～0.03％。cr可使珠光体和贝氏体转变显著滞后，提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，对双相钢生产有利，但cr元素过多添加会使成本上升，经过反复试验，将其范围规定为0.03％～0.04％。v是本发明冷轧双相钢中的关键微合金化元素。热轧时，v在奥氏体中析出，可以细化奥氏体晶粒；同时这些粒子与铁素体的界面能小，在热轧冷却过程中显著细化铁素体晶粒。连退过程中，v在铁素体中弥散析出，起到选择性强化铁素体的作用，降低马氏体含量对双相钢强度及延展性的影响。当钒含量低于0.10％时，无法满足本发明需要的最低强度要求。同时出于成本考虑，上限应控制在0.15％。n是本发明冷轧双相钢中的关键微合金化元素。n能和钢中的v结合形成第二相粒子析出，而且钢中增氮能控制v在奥氏体中的析出，改变了起细晶强化作用和沉淀强化作用的v的分配，可以发挥v的细晶强化作用的工艺路线，用细晶强化取代部分沉淀强化作用，在强度不变的情况下改善基体的塑性，而且氮的增加促进了v的析出，从而降低了v的用量，起到降低成本的作用。但是n含量过高，会增加钢的时效脆性。因此结合v的含量，n含量应控制在0.012％～0.018％。此外，n和v含量需要满足n/v≤0.15，n和c含量需要满足c/n≤12，是本发明中重要控制因素，这主要是由于n含量较少时，剩余的v会与c结合析出，反而降低钢的强度，n含量过高，v无法完全固氮，增加钢的时效脆性。为了进一步提高上述高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢的综合性能，可以对上述钢组成成分做进一步调整。示例性的，其组成以重量百分比计可以为：c：0.15％～0.16％，si：0.25％～0.28％，mn：1.76～1.89％，p≤0.005％，s≤0.004％，v：0.11％～0.136％，cr：0.034％～0.038％，als：0.022～0.024％，n：0.013％～0.017％，其中c/n≤12，n/v≤0.15，余量为fe和不可避免的杂质。上述钢中的铁素体的体积分数为50～65％，马氏体的体积分数为35～50％，铁素体的晶粒尺寸在1.6μm以下。本发明中双相钢的显微组织主要是铁素体和马氏体，马氏体为硬质相，而铁素体为软相。按常规成分生产，马氏体含量均在50％以上甚至60％以上才能达到1200mpa的要求，但是采用钒氮微合金化后，在热轧时利用增n使v在奥氏体中析出，细化奥氏体晶粒，同时这些粒子与铁素体的界面能小，在热轧冷却过程中显著细化铁素体晶粒。连退过程中，v在铁素体中大量弥散析出，起到选择性强化铁素体的作用，可降低马氏体含量对双相钢强度的影响，并通过减少马氏体含量，增加铁素体含量达到在不降低强度的基础上提高塑性的目的。一种高n含量超细晶1200mpa级冷轧双相钢的生产工艺，主要包括以下步骤：s1.钢坯加热：将钢坯加热，设置均热段温度为1220～1250℃，均热时间为120min；s2.热轧：高压水除磷后，进行热轧，控制开轧温度为1150～1200℃，终轧温度高于900℃，轧制结束后采取轧后前段冷却工艺，以12～13℃/s的冷速冷却至450～550℃，进行卷取；s3.冷轧：热轧板经酸洗后进行冷轧，冷轧压下量控制为60～70％；s4.连退：控制均热温度为740～770℃，保持120s，缓冷温度为670～700℃，过时效温度为280～330℃，保持600s。本发明中超高强度冷轧双相钢热轧、连退工序的优点为：热轧：钢坯加热温度为1220～1250℃，粗轧开轧温度为1150～1200℃，精轧终轧温度高于900℃；在奥氏体再结晶区控轧，对轧机轧制力要求较低，负荷小，有利于保护轧机。连退：均热温度为740～770℃，缓冷温度为670～700℃，过时效温度为280～330℃；均热温度较宽，这主要是采用钒氮微合金化处理后，降低了合金对临界退火温度的敏感性，通过钒选择性强化了铁素体，使得抗拉强度与马氏体含量的关联性降低，以保证在强度不降低的前提下，提高冷轧双相钢的塑性。本发明冷轧双相钢，厚度规格为1.0～2.0mm，本发明钢材料的屈服强度≥600mpa，抗拉强度≥1200mpa，延伸率a50≥15％，屈强比≤0.5，同时满足超高强度、高塑性、低屈强比、低成本的要求。实施例1～5和对比例1～4的各种冷轧双相钢均由工业生产而成，各实施例和对比例中冷轧双相钢的化成成分如表1所示。实施例1～5的厚度分别为1.8mm、1.6mm、1.4mm、1.2mm、1.0mm，对比例1～4的厚度均为1.2mm，生产工艺如表2所示。表1实施例与对比例冷轧双相钢的化学成分(wt％)类型csimnpscralsvnc/nn/v实施例10.170.291.890.0050.0040.0380.0220.1490.01710.000.114实施例20.160.211.560.0050.0040.0320.0220.1050.01411.430.133实施例30.150.251.760.0030.0030.0340.0230.1360.01410.710.103实施例40.140.281.920.0040.0030.0390.0240.1470.0187.780.122实施例50.140.221.520.0050.0030.0310.0230.1100.01310.770.118对比例10.110.271.810.0050.0030.0270.0120.120.0138.460.108对比例20.180.261.640.0050.0030.0260.0160.110.005360.045对比例30.170.231.630.0040.0030.0270.0160.080.01214.170.150对比例40.180.271.550.0050.0030.0290.0110.110.0257.20.227从表1可看出，按照本发明生产的5种试验钢，其化学成分均符合本发明所述要求范围，其中c/n、n/v也均满足本发明要求；对比例1中c含量不符合本发明的要求，对比例2中的c含量、n含量和c/n比不满足本发明的要求，对比例3中的v含量和c/n比不满足本发明的要求，对比例4中c含量和n/v比不满足本发明的要求。表2实施例与对比例冷轧双相钢的工艺参数实施例3-1～实施例3-4中连退的加热温度分别为740℃、750℃、760℃、770℃，缓冷温度分别为670℃、680℃、690℃、700℃，其余工艺参数相同，由表3可知随着温度的降低马氏体含量由47.7％降为39.7％，产生了较大的变化，但抗拉强度仅降低了25mpa。这是由于本发明钢采用钒氮微合金技术，v在铁素体中的大量析出，选择性的强化了铁素体，弥补了马氏体含量降低导致的强度下降的问题，使得抗拉强度与马氏体含量的关联性降低；且屈服强度和铁素体晶粒尺寸波动都较小，可知本发明钢采用钒氮微合金技术，降低了合金对临界退火温度的敏感性，获得了1.6μm以下超细晶组织。表3实施例与对比例冷轧双相钢的力学性能、组织含量及晶粒尺寸如表3所示，本发明冷轧双相钢抗拉强度为1220～1285mpa，屈服强度为605～630mpa，延伸率a50为15.8～18.4％，屈强比为0.484～0.496，马氏体含量为37.3～48.9，铁素体晶粒尺寸为1.40～1.58μm。对比例1、对比例2和对比例3生产的冷轧双相钢屈服强度低于600mpa，抗拉强度低于1200mpa，均不能满足要求，对比例4的延伸率不能满足要求。以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本
技术领域：
的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。当前第1页12