專利名稱：一種高塑性780MPa級冷軋雙相鋼及其制備方法
技術領域：
本發明提供了一種高塑性780MI^級冷軋雙相鋼及其制備方法，屬于汽車用冷軋高強度鋼板技術領域，特別用于汽車用防撞件及加強件。
背景技術：
降低油耗與提高車身安全性是汽車工業發展的趨勢。減輕汽車自重是降低油耗的有效途徑，這就要求使用厚度更薄的鋼板。然而鋼板減薄必然導致汽車車身安全性能的降低，為緩解這類矛盾，使用高強度及超高強度鋼板是車身設計的必由之路。在鋼中引入硬質相是鋼鐵強化的有效方法，雙相鋼就是在這種復合強化理論基礎上誕生的高強鋼。雙相鋼(Dual Phase Meel，簡稱DP)顯微組織由多邊形鐵素體與< 20% 的島狀馬氏體組成。鐵素體提供了鋼的延性，馬氏體則提供了強度。雙相鋼具有低屈強比、 高初始加工硬化指數、高均勻伸長率、連續屈服等良好的成形特性。這使得雙相鋼成為汽車用高強鋼的首選材料之一。冷軋雙相鋼需要通過連續退火方式將鋼帶加熱到鐵素體奧氏體兩相區，在后續的快速冷卻中使奧氏體轉變為馬氏體。高的C、Mn含量是穩定奧氏體并提高雙相鋼強度的重要因素。傳統的780MI^級冷軋雙相鋼具有較高的C含量，這必然帶來至少兩個不良影響 一是碳當量過高而影響焊接性能；二是鋼中名義碳含量增加導致延伸率惡化。但是降低C 含量又會導致兩相區處理后奧氏體的穩定性不足。在連續退火后期的快冷過程中，馬氏體的轉化率不高，最終影響鋼的強度。為解決這些矛盾，新日鐵、JFE、寶鋼等企業專門建設了水淬快冷的連續退火生產線，在其他成分不變化的情況下，可以將780MPa級冷軋雙相鋼的碳含量由傳統的0. 15Wt%降低到0. lWt%。但是對于目前普遍使用的高速噴氣冷卻連續退火生產線，這種方法并不現實。基于以上現狀，必須尋找一種新的780MI^級雙相鋼的合金成分，在新的合金成分體系下，確定精確的合金含量和與之相匹配的合理熱軋工藝、冷軋壓下率、連續退火工藝、 平整延伸率等，使高速噴氣冷卻方式的780MPa級冷軋雙相鋼具有低的碳當量，高的強度和優異的伸長率。

發明內容
本發明目的是基于常規噴氣冷卻連續退火生產方法，提供一種高塑性780MPa級汽車用冷軋雙相鋼及其制備方法，使得冷軋雙相鋼在滿足設計強度級別的基礎上，具有更好的焊接性和塑性。本發明的技術解決方案是本發明一種高塑性780MI^級冷軋雙相鋼的化學成分重量百分比為C，0. 06% -0. 08% ；Si,1.0% -1. 3 % ；Mn, 2. 1 % -2. 3 % ;P ^ 0. 01 % ； S^O. 01% ；Alt，0. 02% -0. 07% ；N ^ 0. 005% ；余量為!^e 及不可避免雜質。獲得足夠淬硬的馬氏體是提高雙相鋼強度的有效方法，C、Mn元素在馬氏體中的富集是淬硬馬氏體獲得的必要條件。而獲得低C的“純凈”鐵素體是雙相鋼塑性的有效方法。基于上述需求，兩相區退火時，讓C、Mn原子在奧氏體中充分偏聚是有效利用名義C、Mn的良好方法。通過熱力學計算，Si元素是在鐵素體中的溶解度遠遠高于C、Mn在鐵素體中的溶解度，Si在鐵素體中的溶解在很大程度上提高了 C、Mn在鐵素體中的化學勢。兩相區退火時，在化學勢的驅動下，C、Mn原子充分向奧氏體中擴散并聚集于奧氏體中。本發明設計的780MPa級冷軋雙相鋼采用高Si驅動C、Mn向奧氏體中擴散，使得C、 Mn在馬氏體中的強化作用得到充分發揮，因此可以將鋼中名義C含量顯著降低。本發明一種高塑性780MPa級冷軋雙相鋼的生產方法的工藝過程包括鐵水預處理 —轉爐一LF精煉處理一RH-TOP真空精煉一熱軋一冷軋一連續退火一平整工藝，控制如下技術參數熱軋工藝參數連鑄坯加熱溫度，1220 1280°C ；終軋溫度，860 920°C ；卷取溫度，640 7000C ο冷軋壓下率控制在50% -70% ；連續退火工藝控制如下A.冷硬態帶鋼經1 19s加熱至250°C實現預熱，其加熱速度12°C /s 17°C /
SoB.經250s-300s進一步加熱到810°C 830°C，其加熱速度約為2°C/s 3°C/s。C.在 810°C 830°C保溫 90s 120s。D.經2 40s冷卻至640°C 660°C，冷卻速度約為3°C /s 5°C /s。Ε.經5s 7s的高速噴氣冷卻至250°C 270°C。F.在250°C 270°C保溫300s-400s進行過時效處理。平整延伸率控制在0. 5% 士0. 1%。冶煉采用鐵水預處理一轉爐一LF精煉處理一RH-TOP真空精煉處理的技術路線。入爐主原料要求0.005%。轉爐冶煉1、終點目標成分C% :0. 03-0. 05%, 0. 010%, 0. 010%。2、終點目標溫度第一爐，1670-1690°C ；連澆，1660_1680°C。出鋼及脫氧合金化1、采用Al-Fe脫氧，參考加入量為4kg/t。2、出鋼過程中每爐加入800kg小粒白灰和200kg螢石，出鋼前期就開始加入渣料， 隨鋼流加入，出鋼1/5前加入所有渣料。3、采用Si-Mn配Si，不足的Mn用微碳Mn-Fe補齊。4、出鋼下渣量彡80_。5、出鋼時間彡4分鐘。LF 精煉1、到站預吹氬3分鐘后測溫、取樣。2、爭取在供電12_15min分鐘內形成白渣及終渣IFe < 1. 0%，渣量按1. 6噸-2. 2 噸控制，保持爐內還原性氣氛，強攪拌脫硫。
3、采用硅鐵調Si，微碳Mn-Fe調Mn，Al-Fe調Al。RH-TOP 精煉1、真空精煉采用脫氣處理模式處理。2、RH抽真空循環3分鐘后，測溫、取樣。3、采用Al粒調Al。最后一批料調完后的循環時間不少于％iin。熱軋工藝參數為連鑄坯加熱溫度，1220 1280°C ；終軋溫度，860 920°C ；卷取溫度，640 700 0C ο冷軋壓下率控制在50% -70% ；連續退火工藝控制如下A.冷硬態帶鋼經1 19s加熱至250°C實現預熱，其加熱速度12°C /s 17°C /
SoB.經250s-300s進一步加熱到810°C 830°C，其加熱速度約為2°C/s 3°C/s。C.在 810°C 830°C保溫 90s 120s。D.經2 40s冷卻至640°C 660°C，冷卻速度約為3°C /s 5°C /s。Ε.經5s 7s的高速噴氣冷卻至250°C 270°C。F.在250°C 270°C保溫300s-400s進行過時效處理。平整延伸率控制在0. 5% 士0. 1%。上述高Si低C的780MPa級冷軋雙相鋼生產的實施特征熱軋工藝連鑄坯加熱溫度1250士30°C ；終軋溫度890士30°C ；卷取溫度 670 士 30 "C。卷取溫度的高低對雙相鋼熱軋中間組織和力學性能具有較大影響。采用高溫終軋與高溫卷取，熱軋板的組織為尺寸粗大的多邊形鐵素體晶粒與發育充分的珠光體，該顯微組織具有相對低的屈服強度。這使得在冷軋變形時軋制力減小。試驗研究發現如果采用低于840°C的終軋溫度及低于630°C的卷取溫度，熱軋板容易出現針狀鐵素體或貝氏體組織， 熱軋板的屈服強度將增加50MPa-80MPa，且加工硬化強烈。冷軋工藝此發明根據不同的帶鋼厚度規格，將冷軋壓下率控制在50% -70%之間。連續退火實施步驟及特征如下A.冷硬態帶鋼經15s 19s加熱至250°C ；該過程為預熱，其加熱速度相對較快， 為12°C /s 17°C /s，目的是縮短加熱時間。該過程中，冷變形鐵素體發生回復。B.隨后帶鋼經250s-300s進一步加熱到810°C 830°C ；該過程實現冷軋鐵素體組織的再結晶，并且珠光體先轉變為奧氏體并向鐵素體長大。該加熱速度約為2°C /s 3°C /
SoC.隨后在810°C 830°C保溫90s 120s ；該過程實現部分奧氏體化，鐵素體中的 C、Mn元素向奧氏體中轉移并在奧氏體中均化。該過程鋼中的顯微組織為15% 25%的鐵素體，75% 85%的奧氏體。D.隨后經25s 40s冷卻至640°C 660°C;冷卻速度約為3°C /s 5°C /s,為緩慢冷卻。該過程使得奧氏體部分轉移為鐵素體，C、Mn等元素進一步向奧氏體中聚集。緩慢冷卻結束時，鋼中奧氏體的含量約為15% 25%。
E.隨后經k 7s的高速噴氣冷卻至250°C 270°C。該過程避免奧氏體分解轉變為珠光體或者析出滲碳體，并使得奧氏體完全轉變為淬硬的馬氏體F.在250°C 270°C保溫300s-400s進行過時效處理，該過程對淬硬的馬氏體島進行低溫回火以改善雙相鋼的綜合力學性能。G.過時效處理后進行終冷和水冷到室溫，該過程鋼中無組織轉變。為獲得適合的表面粗糙度和屈服強度，本發明采用0.5% 士0. 的平整延伸率對帶鋼進行平整。本發明的效果本發明780MPa級冷軋雙相鋼通過常規噴氣冷卻連續退火生產線生產，對生產設備要求不苛刻。并且具有較低的C當量，其焊接性能優異，不僅利于工業連續生產的焊接而且有利于沖壓件在車身上的焊接；其伸長率高出普通780MPa級雙相鋼 3% _5%，具有良好的成形性能。


圖1為本發明780MPa級冷軋雙相鋼的連續退火熱處理示意圖。圖2為本發明780MPa級冷軋雙相鋼的顯微組織照片(采用苦味酸偏重亞硫酸鈉溶液浸蝕)。灰黑色為鐵素體基體；亮白色為馬氏體島。
具體實施例A試驗鋼種化學成分如表1表1本發明試制鋼的化學成分(Wt% )
權利要求
1.一種高塑性780MI^級冷軋雙相鋼，其特征在于化學成分重量百分比為C， 0. 06 % -0. 08 % ；Si, 1. 0 % -1. 3 % ；Mn, 2. 1 % -2. 3 % ;P ^ 0. 01 % ;S ^ 0. 01 % ；Alt, 0. 02% -0. 07% ；N ^ 0. 005% ；余量為!^e及不可避免雜質。
2.一種制備權利要求1所述的780MI^級冷軋雙相鋼的生產方法，工藝過程包括鐵水預處理一轉爐一LF精煉處理一RH-TOP真空精煉一熱軋一冷軋一連續退火一平整工藝，其特征在于，控制如下技術參數熱軋工藝參數連鑄坯加熱溫度，1220 1280°C ；終軋溫度，860 920°C ；卷取溫度， 640 700"C。冷軋壓下率控制在50% -70% ； 連續退火工藝步驟控制如下A.冷硬態帶鋼經1 19s加熱至250°C實現預熱，其加熱速度12°C/s 17°C /s。B.經250s-300s進一步加熱到810°C 830°C，其加熱速度約為2V/s 3°C /s。C.在810°C 830°C保溫 90s 120s。D.經25s 40s冷卻至640°C 660°C，冷卻速度約為3°C/s 5°C /s。 Ε.經k 7s的高速噴氣冷卻至250°C 270°C。F.在250°C 270°C保溫300s_400s進行過時效處理。 平整延伸率控制在0.5% 士0. 1%。
全文摘要
一種高塑性780MPa級冷軋雙相鋼及其制備方法，化學成分重量百分比為C，0.06％-0.08％；Si，1.0％-1.3％；Mn，2.1％-2.3％；P≤0.01％；S≤0.01％；Alt，0.02％-0.07％；N≤0.005％；余量為Fe及不可避免雜質。熱軋工藝參數為連鑄坯加熱溫度，1250±30℃；終軋溫度，890±30℃；卷取溫度，670±30℃；冷軋壓下率，50％-70％；控制連續退火工藝。優點在于通過調整合金成分，基于常規噴氣冷卻連續退火方式，有效地降低了鋼的C當量，并且提高了鋼的延伸率，可帶來可觀的經濟效益。
文檔編號C22C38/06GK102212745SQ201110148618
公開日2011年10月12日 申請日期2011年6月3日 優先權日2011年6月3日
發明者喬建軍, 劉光明, 劉再旺, 劉廣會, 吳寧寧, 尉冬, 朱國森, 滕華湘, 熊愛明, 王海全, 鄺霜, 陳波 申請人:首鋼總公司