專利名稱：一種780MPa級冷軋雙相帶鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種雙相鋼及其制造方法，尤其涉及一種鐵基雙相鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
隨著汽車工業(yè)出于減重和安全性的需要，市場對厚度更薄和強(qiáng)度更高的鋼板的需求量越來越多。其中，抗拉強(qiáng)度為780Mpa的雙相帶鋼的強(qiáng)度和成形性兼顧性能較好，因此具備較好的應(yīng)用前景。780Mpa的雙相帶鋼有望在未來取代590MPa的冷軋雙相鋼的市場地位，成為應(yīng)用最為廣泛的雙相鋼。雙相鋼是通過相變進(jìn)行強(qiáng)化而制成的，為了保證一定的淬硬性，鋼中必須加入一定的碳和合金元素，以確保雙相鋼在冷卻過程中過冷奧氏體能夠轉(zhuǎn)變成馬氏體。但是較高的碳元素含量和合金元素含量不利于鋼板的焊接性，而且在鑄造過程中合金元素容易發(fā)生成分偏析，導(dǎo)致冷軋帶鋼中出現(xiàn)帶狀組織。最終，冷軋雙相鋼在不同方向上存在較大差異，造成實(shí)際使用過程中一系列的問題。鋼的碳當(dāng)量主要取決于鋼中的含碳量、合金元素含量和雜質(zhì)元素的含量。碳當(dāng)量的表征有許多不同的表達(dá)式，在汽車用鋼中常用Pcm值來表示，Pcm=C+Si/30+Mn/20+2P+4S。一般說來，Pcm值可以用來表征鋼板焊接冷卻后的脆性傾向。當(dāng)Pcm高于O. 24時(shí)，容易發(fā)生焊點(diǎn)的界面開裂；當(dāng)Pcm低于O. 24時(shí)，則是安全的。鋼材本質(zhì)是一種各向異性的材料。由于帶鋼生產(chǎn)都采用連續(xù)生產(chǎn)，因此鋼材組織不同程度地存在分布上的方向性，即沿軋制方向呈現(xiàn)拉長的帶狀分布。高強(qiáng)度鋼中由于合金元素較高，非常容易發(fā)生成分偏析，并且置換型合金元素的偏析難以消除，在熱軋和冷軋過程中被變形拉長，最終形成 帶狀組織。通常，帶狀組織含有高的合金元素和含碳量，造成雙相鋼在淬火后形成呈現(xiàn)帶狀分布的又硬又脆的馬氏體，對鋼材性能的危害較大。所以，對于高強(qiáng)度的雙相帶鋼而言，減輕帶狀組織以獲得均勻分布的組織是獲得優(yōu)良性能的關(guān)鍵。公開號為0附022127454，
公開日為2011年10月12日，名稱為“一種高塑性780MPa級冷軋雙相鋼及其制備方法”的中國專利文獻(xiàn)公開了一種高塑性780MPa冷軋雙相鋼的制造方法，其化學(xué)成分為0. 06 O. 08%C,1. O 1. 3%Si，2.1 2. 3%Μη，0· 02 ~ O. 07% Al,S彡O. 01%, O. 005% ,P ^ O. 01%，余量為Fe和其他不可避免雜質(zhì)。熱軋終軋溫度為890°C，卷取溫度為670°C，冷軋壓下量為50-70% ;采用常規(guī)的噴氣冷卻連續(xù)退火。公開號為US20040238082A1，
公開日為2004年12月2日，名稱為“高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法”的美國專利文獻(xiàn)介紹了一種擴(kuò)孔性好的高強(qiáng)鋼的制造方法，其化學(xué)成分為0· 04 O. 1%C,0. 5 1. 5%Si,1. 8 3%Mn，P 彡 O. 020%, S 彡 O. 01%, O. 01 O. 1%A1,N彡O. 005%，余量為Fe和其他不可避免雜質(zhì)。該鋼板在Ar3 870°C之間熱軋，620°C以下卷取，750 870°C退火，550 750°C開始快冷，快冷速率彡100°C /s，快冷終止溫度低于300°C，最終獲得抗拉強(qiáng)度在780Mpa以上且擴(kuò)孔率至少為60%的冷軋高強(qiáng)鋼。該鋼板的成分設(shè)計(jì)采用了較高的Mn含量和較多的Si含量。公開號為JP特開2007-138262，
公開日為2007年6月7日，名稱為“機(jī)械性能變化小的高強(qiáng)度冷軋鋼板及其制造方法”的日本專利文獻(xiàn)涉及一種高強(qiáng)度冷軋鋼板，其化學(xué)成分為0. 06 0. 15%C，0. 5 1. 5%Si，l. 5 3· 0%Μη，0· 5 1. 5% Al，S ≤0. 01%，P ≤ 0. 05%,余量為Fe和其他不可避免雜質(zhì)。制造工藝為Acl Ac3保持10s，以20°C /s冷卻速度冷卻到500 750°C，以100°C /s以上的冷卻速度冷卻到100°C以下，可以獲得780MPa且擴(kuò)孔率≥ 60高強(qiáng)度鋼板。上述專利文獻(xiàn)均未對鋼中帶狀組織的控制進(jìn)行描述，也沒有針對各向異性的改善提供相應(yīng)的解決方法，因此上述專利并未涉及有關(guān)雙相鋼各向力學(xué)性能差異性的改善。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種780MPa級冷軋雙相帶鋼及其制造方法，該冷軋雙相帶鋼通過低碳當(dāng)量設(shè)計(jì)，希望獲得微觀組織均勻，磷化性能良好且力學(xué)性能各向異性較小的雙相帶鋼，從而能夠滿足汽車工業(yè)領(lǐng)域?qū)τ阡摬牧虾穸雀∏覐?qiáng)度更高的雙向要求。為達(dá)到上述發(fā)明目的，本發(fā)明提供了一種780MPa級冷軋雙相帶鋼，其微觀組織為細(xì)小的等軸狀鐵素體基體以及在鐵素體基體上均勻分布的馬氏體島，且其化學(xué)元素質(zhì)量百分含量為CO. 06 0.1%;Si ≤ 0. 28%;Mnl. 8 2. 3%;Cr0.1 0. 4%;MoCr ≥ 0. 3% 時(shí)，不添加；Cr < 0. 3% 時(shí)，Mo=0. 3_Cr ；A10. 015 0. 05% ；Nb、Ti元素中的至少一種，且Nb+Ti在0. 02 0. 05%范圍內(nèi)；余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼中的各化學(xué)元素的設(shè)計(jì)原理為C :C可以提高馬氏體的強(qiáng)度，并影響馬氏體的含量。其對強(qiáng)度影響很大，但是含碳量的提高對帶鋼焊接性不利。當(dāng)含碳量低于0. 06%，強(qiáng)度不夠；當(dāng)含碳量高于0. 1%，焊接性下降。因此，本發(fā)明所述的技術(shù)方案選擇含碳量在0. 06 0. lwt%之間。Si =Si在雙相鋼鋼中起到固溶強(qiáng)化的作用。Si能夠提高碳元素的活度，可促進(jìn)C在富Mn區(qū)的偏聚，增加帶狀區(qū)域的含碳量。但是，Si對帶鋼的磷化性能不利，故需要對Si含量的上限進(jìn)行控制，本發(fā)明所述的技術(shù)方案要求Si ≤0. 28wt%。Mn Mn可提高鋼的淬透性，有效地提高鋼的強(qiáng)度，但Mn不利于帶鋼的焊接性能。Mn在鋼中偏析，在熱軋過程中容易被軋制成帶狀分布的Mn富集區(qū)，形成帶狀組織，不利于雙相鋼的組織均勻性。當(dāng)Mn低于1. 8%時(shí),帶鋼的淬透性不足,強(qiáng)度不夠；當(dāng)Mn高于2. 3%時(shí)，帶鋼中的帶狀組織加劇，碳當(dāng)量增高。因此，將Mn的含量設(shè)定為1. 8 2. 3wt%。Cr :Cr可提高帶鋼的淬透性，同時(shí)添加Cr可以補(bǔ)充Mn的作用。當(dāng)Cr低于0. 1%時(shí)，作用不明顯，但是當(dāng)Cr高于0. 4%時(shí)，會(huì)造成強(qiáng)度偏高，塑性下降。所以，本發(fā)明所述的技術(shù)方案中將Cr含量控制為0.1 0. 4wt%0Mo Mo可提高鋼的淬透性,有效地提高帶鋼的強(qiáng)度，Mo能對碳化物分布起到改善作用。Mo和Cr共同對帶鋼的淬透性能起到輔助作用，因此，本技術(shù)方案中，Mo的添加量和Cr有關(guān)，當(dāng)Cr含量低于0. 3wt%時(shí)，Mo的添加量應(yīng)滿足(0. 3_Cr);當(dāng)Cr含量高于0. 3wt%時(shí)，則不需要添加Mo。Al A1在鋼中起到了脫氧作用和細(xì)化晶粒的作用。本發(fā)明的技術(shù)方案中要求Al
O.015 O. 05wt%oNb,Ti Nb和Ti為析出強(qiáng)化元素，能起到細(xì)化晶粒的作用，可以單獨(dú)添加或復(fù)合添力口，但是總添加量應(yīng)控制在O. 02、· 05wt%。進(jìn)一步地，本發(fā)明所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼對于下述化學(xué)元素作出限定，其中C0. 07 O. 09wt% ；Mnl. 9 2. 2wt% ；A10. 02 0. 04wt%。在成分設(shè)計(jì)方面，本發(fā)明所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼采用了較低的含碳量，較低的合金兀素添加總量和多種合金兀素復(fù)合添加的方式。對于本技術(shù)方案來說，選擇較低的含碳量，可以降低C在鋼中的富集程度，減少帶狀組織傾向；選擇降低雙相鋼中主要合金元素Mn的含量，可以有效降低帶鋼出現(xiàn)帶狀組織的幾率及減少對磷化性能的不良影響，嚴(yán)格限制Si的添加，減少由于Si改變C原子活度而引起的C原子偏聚；添加一定量的Cr、Mo等其它合金元素含量，可以彌補(bǔ)Mn含量較低而造成的淬透性下降。這樣的成分設(shè)計(jì)可以有效地控制鋼中的碳當(dāng)量Pcm低于O. 24，不僅可以獲得焊接十字拉伸紐扣狀斷裂，還可以保證帶鋼強(qiáng)度不低于780MPa。由于該相帶鋼的微觀組織為細(xì)小的等軸狀鐵素體基體以及在鐵素體基體上均勻分布的馬氏體島，其所呈現(xiàn)的帶狀組織輕微，所以帶鋼的力學(xué)性能的各向異性較小，具有良好的冷彎和擴(kuò)孔性能。相應(yīng)地，本發(fā)明還提供了該780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法，其包括下列步驟I)冶煉； 2)鑄造采用二冷水工藝,噴水量不低于O. 7L水/每公斤鋼還；3)熱軋控制終軋溫度為820 900°C，軋后快速冷卻；4)卷取控制卷取溫度450 650°C ；5)冷軋；6)連續(xù)退火800 860°C保溫，以不小于5°C /s的冷速冷卻到640 700°C之間，再以40 100°C /s速度冷卻到220 280°C之間，在220 280°C之間回火100 300s。進(jìn)一步地，在上述780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法中，還包括步驟7)平整。進(jìn)一步地，在上述步驟(5)中，冷軋壓下率為40 60%。更進(jìn)一步地，在上述步驟7)中，平整率為O.1 O. 4%。在制造工藝方面，在連鑄步驟中采用二冷水工藝，以較快的冷卻速度和較大的冷卻噴水量快速均勻冷卻鋼坯可以細(xì)化連鑄坯組織，這樣，細(xì)小的碳化物呈顆粒狀彌散分布于鐵素體基體。在熱軋步驟中采用了較低的終軋溫度，且卷取步驟中也采用了較低的卷取溫度，這樣可以細(xì)化晶粒，同時(shí)降低帶狀組織的分布連續(xù)性。在連續(xù)退火步驟中采用了較高的退火保溫溫度，可以抑制鋼中帶狀組織的形成，均勻加熱后快速冷卻，也有利于減輕碳的偏聚和帶狀組織的形成。經(jīng)過上述工藝步驟后，本發(fā)明所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼的微觀組織呈現(xiàn)為細(xì)小的等軸狀鐵素體基體以及在鐵素體基體上均勻分布的馬氏體島，其力學(xué)性能的各向異性小，并且組織結(jié)構(gòu)均勻。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼，馬氏體分布均勻，帶狀組織輕微，表面磷化膜細(xì)小致密；具有良好的焊接性，優(yōu)良的力學(xué)性能均勻性，優(yōu)質(zhì)的磷化性能，縱向和橫向性能差異小，有利于雙相鋼的沖壓成形，能夠滿足對高強(qiáng)度雙相鋼在強(qiáng)度和成形方面的要求，能夠廣泛應(yīng)用于汽車制造等領(lǐng)域。本發(fā)明所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法，在不增加任何工序難度的情況下，通過合理的成分設(shè)計(jì)和改良的制造步驟，就可以獲得微觀組織均勻，具備較好冷彎和擴(kuò)孔性能，力學(xué)性能各向異性小的高強(qiáng)度冷軋雙相帶鋼。


圖1顯示了實(shí)施例3所涉及的780MPa級冷軋雙相帶鋼鑄態(tài)的微觀組織。圖2顯示了實(shí)施例3所涉及的780MPa級冷軋雙相帶鋼的微觀組織。
具體實(shí)施例方式根據(jù)具體實(shí)施例和說明書附圖對本發(fā)明的技術(shù)方案作進(jìn)一步說明。按照下述步驟制造本發(fā)明所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼1)冶煉，控制各化學(xué)元素的配比如表I所示；2)鑄造采用二冷水工藝，噴水量不低于O. 7L水/每公斤鋼坯；3)熱軋控制終軋溫度為820 900°C，軋后快速冷卻；4)卷取控制卷取溫度450 650°C ；5)冷軋，冷軋壓下率為40 60% ；6)連續(xù)退火800 860°C保溫，以不小于5°C /s的冷速冷卻到640 700°C之間，再以40 100°C /s速度冷卻到220 280°C之間，在220 280°C之間回火100 300s。7)平整，平整率為O.1 O. 4%(實(shí)施例1沒有進(jìn)行該步驟)。表權(quán)利要求
1.一種780MPa級冷軋雙相帶鋼，其特征在于，其微觀組織為細(xì)小的等軸狀鐵素體基體以及在鐵素體基體上均勻分布的馬氏體島，且其化學(xué)元素質(zhì)量百分含量為CO. 06 O. 1% ； Si ( O. 28% ；Mnl. 8 2. 3% ；CrO.1 O. 4% ；MoCr ≥ O. 3% 時(shí)，不添加；Cr < O. 3% 時(shí)，Mo=O. 3-Cr ；A10. 015 O. 05% ； Nb、Ti元素中的至少一種，且Nb+Ti在O. 02 O. 05%范圍內(nèi)； 余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求1所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼，其特征在于，其中C0.07 O. 09% ；Mnl. 9 2. 2% ；A10. 02 O. 04%。
3.如權(quán)利要求1或2所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法，包括下列 步驟 1)冶煉； 2)鑄造采用二冷水工藝，噴水量不低于O.7L水/每公斤鋼坯； 3)熱軋控制終軋溫度為820 900°C，軋后快速冷卻； 4)卷取控制卷取溫度450 650°C； 5)冷軋； 6)連續(xù)退火800 860°C保溫，以不小于5°C/s的冷速冷卻到640 700°C之間，再以40 100°C /s速度冷卻到220 280°C之間，在220 280°C之間回火100 300s。
4.如權(quán)利要求3所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法，其特征在于，還包括步驟7)平整。
5.如權(quán)利要求4所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法，其特征在于，在所述步驟5)中冷軋壓下率為40 60%。
6.如權(quán)利要求4或5所述的780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法，其特征在于，所述步驟7)中，平整率為O.1 O. 4%。
全文摘要
本發(fā)明公開了一種780MPa級冷軋雙相帶鋼，其微觀組織為細(xì)小的等軸狀鐵素體基體以及在鐵素體基體上均勻分布的馬氏體島，且其化學(xué)元素質(zhì)量百分含量為C:0.06～0.1%；Si≤0.28%；Mn:1.8～2.3%；Cr:0.1～0.4%；MoCr≥0.3%時(shí)，不添加；Cr＜0.3%時(shí)，Mo=0.3-Cr；Al0.015～0.05%；Nb、Ti元素中的至少一種，且Nb+Ti在0.02～0.05%范圍內(nèi)；余量為Fe和其他不可避免的雜質(zhì)。相應(yīng)地，本發(fā)明還公開了該780MPa級冷軋雙相帶鋼的制造方法。該780MPa級冷軋雙相帶鋼具有較高的強(qiáng)度，良好的延展率，較好的磷化性，力學(xué)性能各向異性較小。
文檔編號C21D1/26GK103060703SQ201310021998
公開日2013年4月24日 申請日期2013年1月22日 優(yōu)先權(quán)日2013年1月22日
發(fā)明者朱曉東, 李旭飛, 杜培芳 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司