800MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法

摘要

本发明属于冷轧板带生产技术领域，更具体的涉及800MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法。本发明所解决的技术问题是提供800MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法。本发明通过对双相钢的化学成分的合理设计和制备工艺参数的调整，使得获得的双相钢的屈服强度为480～540MPa，抗拉强度为815～870MPa，伸长率A80为22.5～28.0％。其微观组织由45～55％的铁素体，平均晶粒尺寸为8.0μm，约10～15％呈岛状分布的马氏体，平均晶粒尺寸为2.0μm，20～35％贝氏体，平均晶粒尺寸为4.5μm和约10％残余奥氏体构成。

权利要求

1.800MPa级连退用增强塑性双相钢，其特征在于：800MPa级连退用增强塑性双相钢，以重量百分比计，所述双相钢的化学成分包括：C：0.165～0.17%，Si：0.65～0.80%，Mn：1.90～

2.10%，P≤0.010%，S≤0.005%，Als：0.20～0.35%，N≤0.003%，余量为Fe及不可避免的杂质；

所述800MPa级连退用增强塑性双相钢由以下方法制备而成：

a、冶炼工序：根据设定的化学成分进行冶炼、铸造成板坯；

b、热轧工序：将板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；

c、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成0.7～2.5mm的薄带钢；其中，冷轧压下率为55～

79%；

d、连退工序：将冷轧后的薄带钢进行退火处理，即得连退用增强塑性双相钢；其中，冷轧后的薄带钢三段式分级加热：第一段为预热段，出口温度为130～170℃；第二段为加热一段，将带钢加热至710～745℃；第三段为加热二段，将带钢加热至785～815℃；分段加热速度分别为4.52～7.78℃/s、1.76～3.06℃/s和0.30～0.54℃/s；

所述连退用增强塑性双相钢微观组织由45～55%的铁素体，平均晶粒尺寸为8.0μm，10～15%呈岛状分布的马氏体，平均晶粒尺寸为2.0μm，20～35%贝氏体，平均晶粒尺寸为4.5μm和10%残余奥氏体构成。

2.权利要求1所述的800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：a、冶炼工序：根据设定的化学成分进行冶炼、铸造成板坯；

b、热轧工序：将板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；

c、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成0.7～2.5mm的薄带钢；其中，冷轧压下率为55～

79%；

d、连退工序：将冷轧后的薄带钢进行退火处理，即得连退用增强塑性双相钢；其中，冷轧后的薄带钢三段式分级加热：第一段为预热段，出口温度为130～170℃；第二段为加热一段，将带钢加热至710～745℃；第三段为加热二段，将带钢加热至785～815℃；分段加热速度分别为4.52～7.78℃/s、1.76～3.06℃/s和0.30～0.54℃/s。

3.根据权利要求2所述的800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤b中，终轧温度为860～930℃。

4.根据权利要求2所述的800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤b中，层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率分别为60～70%和90～100%。

5.根据权利要求2所述的800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤b中，带钢头尾卷取温度为650～700℃、带钢中部的卷取温度为600～650℃。

6.根据权利要求2所述的800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤d中，根据带钢厚度的不同，机组速度控制在80～170m/min。

7.根据权利要求2所述的800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤d中，退火温度为785～815℃，先以1～5℃/s缓冷至600～660℃，随即以10～50℃/s快冷至340～400℃，最后冷却至室温。

8.根据权利要求2所述的800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤d中，平整延伸率为0.35～0.65%。

说明书

800MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于冷轧板带生产技术领域，更具体的涉及800MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 随着科学技术的迅猛发展，为减轻车身重量，同时提高其安全性能，汽车用钢向高强度化发展已成为一种必然的趋势。采用高强度钢板替代传统材料，可明显提高能量吸收能力、扩大弹性应变区、增加构件的抗变形能力，在保持高成形性的同时提高了抗凹陷性能，为实现汽车轻量化创造了条件。双相钢是使用最为广泛的高强度钢，其组织主要由较软的铁素体基体和强度较高的马氏体组成，这种组织的性能特点为较低的屈强比、较高的强度等，适合进行冲压成形零件的生产；但随着汽车轻量化的推进，双相钢用量越来越大，高强度级别产品替代低强度级别产品已成为不可逆趋势，强度上升后难以达到低强度产品相应的塑性，复杂(特复杂)零件冲压过程容易出现开裂，当前800MPa级冷轧双相钢的塑性(要求延伸率A80≥14％)已经满足不了复杂(特复杂)零件的需求，需要大幅提高塑性(延伸率A80≥20％)，需要通过引入一定量的残余奥氏体发生TRIP效应来实现高塑性。

[0003] 专利CN109930068A公布了一种800MPa级超薄规格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：0.07％～0.13％，Mn：0.80％～1.70％，Si：0.10％～0.40％，Als：0.060％～0.15％，P：≤0.015％，S：≤0.0020％，N：≤0.004％，Cr：0.20％～
0.50％，Ca：0.0005％～0.0025％，T[O]≤0.002％，其余为Fe和不可避免的杂质。其轧制工艺采用终轧温度为840～900℃终轧，终轧后快速冷却，快冷速率≥50℃/s，卷取温度为100～300℃、冷轧工序包括一次冷轧、罩式退火和二次冷轧过程，一次冷轧压下率20～50％，罩式退火温度500～720℃，退火时间1～20h，冷轧总压下率70～90％；连续退火包括带钢加热、均热、缓冷、快冷、过时效过程，其中均热温度770～860℃，均热时间30～200s，缓冷终止温度600～650℃，缓冷速率≤20℃/s，快冷速率≥60℃/s，过时效温度为200～300℃。该专利卷取温度过低对卷取设备有较高要求(温度越低带钢强度越高)，采用两次冷轧且其间需要进行罩式退火，工序复杂导致成本上升且生产效率低下。此外，其未对不同厚度规格产品进行工艺上的微调，难以实现产品性能的稳定可控。

[0004] 专利CN109943765A公布了一种800MPa级高屈强比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：0.08～0.10％、Si：0.6～0.8％、Mn：1.8～2.0％、Cr：0.6～0.8％、Als：0.03～0.06％、Nb：0.04～0.06％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。将铸坯或铸锭加热至1180～1260℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5～10道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30～50mm，再由热连轧机组进行轧制5～7道次，轧至所需厚度后，在T1温度范围内卷取成钢卷，T1温度范围为540～620℃；冷轧压下率为50～
75％；将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先缓慢加热至170℃后，快速升温至T2温度范围内，保温90～160s；以V1的速度冷却至T3温度范围后，以V2的冷却速度快速冷却至T4温度范围内，过时效处理350～700s后冷却至室温；T2温度范围为830～850℃，T3温度范围为640～
700℃，T4温度范围为300～340℃；V1的取值范围为5～7℃/s，V2的取值范围为36～60℃/s。
其含有贵重合金Nb和相对较多的Cr导致合金成本上升，本专利未提及热轧的重要参数‑终轧温度的控制，容易导致混晶等缺陷从而恶化产品性能，较高的退火温度(830～850℃)增加了工序成本；此外，其未对不同厚度规格产品进行工艺上的微调，难以实现产品性能的稳定可控。

发明内容

[0005] 为解决现有技术的不足，本发明提供800MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法。

[0006] 本发明所要解决的第一个技术问题是提供800MPa级连退用增强塑性双相钢，以重量百分比计，所述双相钢的化学成分包括：C：0.14～0.19％，Si：0.60～0.90％，Mn：1.80～2.40％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.20～0.40％，N≤0.0060％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0007] 优选地，800MPa级连退用增强塑性双相钢，以重量百分比计，所述双相钢的化学成分包括：C：0.15～0.17％，Si：0.65～0.80％，Mn：1.90～2.10％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.20～0.35％，N≤0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0008] 其中，所述双相钢的屈服强度为480～540MPa，抗拉强度为815～870MPa，伸长率A80为22.5～28.0％。

[0009] 其中，所述双相钢的微观组织由铁素体、马氏体、贝氏体和奥氏体组成。

[0010] 本发明所要解决的第二个技术问题是提供上述800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，包括以下步骤：

[0011] a、冶炼工序：根据设定的化学成分进行冶炼、铸造成板坯；

[0012] b、热轧工序：将板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；

[0013] c、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成0.7～2.5mm的薄带钢；其中，冷轧压下率为55～79％；

[0014] d、连退工序：将冷轧后的薄带钢进行退火处理，即得连退用增强塑性双相钢；其中，冷轧后的薄带钢三段式分级加热；第一段为预热段，出口温度为130～170℃；第二段为加热一段，将带钢加热至700～745℃；第三段为加热二段，将带钢加热至785～815℃。

[0015] 其中，所述步骤b中，终轧温度为860～930℃。

[0016] 其中，所述步骤b中，所述层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率分别为60～70％和90～100％。

[0017] 其中，所述步骤b中，带钢头尾卷取温度为650～700℃、带钢中部的卷取温度为600～650℃。

[0018] 进一步地，所述步骤c中，随着冷轧薄带钢冷轧厚度的升高，冷轧压下率逐步减小。

[0019] 其中，所述步骤d中，根据带钢厚度的不同，机组速度控制在80～170m/min。

[0020] 其中，所述步骤d中，分段加热速度分别为4.52～7.78℃/s、1.76～3.06℃/s和0.30～0.54℃/s。

[0021] 其中，所述步骤d中，退火温度为785～815℃，先以1～5℃/s缓冷至600～660℃，随即以10～50℃/s快冷至340～400℃，最后冷却至室温。

[0022] 其中，所述步骤d中，平整延伸率为0.35～0.65％。

[0023] 有益效果：本发明利用Si和Al抑制渗碳体产生的特性，增加了奥氏体的稳定性使得少量奥氏体保存至室温；在塑性变形过程中残余奥氏体发生相变诱导塑性从而大幅改善产品的延伸率；同时本发明双相钢化学成分中取消了贵重合金元素Mo、Nb、Ti等微合金元素的添加，降低了合金成本。

[0024] 而且，本发明合金含量低，降低了再结晶温度和冷轧负荷，从而实现较大的冷轧压下率，提高形变储能。连退过程中，采用较低的785～815℃退火温度，同时降低了合金和工艺成本，产生了良好的经济效益。根据产品厚度进行各工艺的微调，通过柔性控制使得产品性能稳定可控。

[0025] 本发明双相钢的屈服强度为480～540MPa，抗拉强度为815～870MPa，伸长率A80为22.5～28.0％。其微观组织由45～55％的铁素体，平均晶粒尺寸为8.0μm，约10～15％呈岛状分布的马氏体，平均晶粒尺寸为2.0μm，20～35％贝氏体，平均晶粒尺寸为4.5μm和约10％残余奥氏体构成。

附图说明

[0026] 图1为本发明实施例1制得双相钢的金相照片；图2为本发明实施例1制得双相钢的扫描电镜图；图3为本发明实施例1制得双相钢的残余奥氏体测定含量图。

具体实施方式

[0027] 本发明提供800MPa级连退用增强塑性双相钢，以重量百分比计，所述双相钢的化学成分包括：C：0.14～0.19％，Si：0.60～0.90％，Mn：1.80～2.40％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.20～0.40％，N≤0.0060％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0028] 优选地，800MPa级连退用增强塑性双相钢，以重量百分比计，所述双相钢的化学成分包括：C：0.15～0.17％，Si：0.65～0.80％，Mn：1.90～2.10％，P≤0.010％，S≤0.005％，Als：0.20～0.35％，N≤0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0029] 其中，所述双相钢的屈服强度为480～540MPa，抗拉强度为815～870MPa，伸长率A80为22.5～28.0％。

[0030] 其中，所述双相钢的微观组织由铁素体、马氏体、贝氏体和奥氏体组成。

[0031] 本发明所述双相钢的化学成分在双相钢中的作用为：

[0032] 碳：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。并直接影响临界区处理后增强塑性双相钢中贝氏体、马氏体等的体积分数，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。需要增加大量的Mn、Cr等合金元素的含量来保证强度，从而导致成本增加。因此，本发明C含量为0.14～0.19％，优选为0.15～0.17％。

[0033] 硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性过低的Si含量难以在室温获得残余奥氏体。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除磷难度；同时在退火过程中易向表面富集形成SiO2，从而导致漏镀等表面缺陷。因此，本发明Si含量为0.60～0.90％，优选为0.65～0.80％。

[0034] 锰：添加Mn以在常规连续退火/镀锌作业线的冷却速率能力范围内提高淬透性。锰还有助于固溶强化，这提高拉伸强度并强化铁素体相，由此有助于稳定残余奥氏体。锰降低了复相钢的奥氏体至铁素体转变温度范围。此外，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。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，在本发明中Mn含量为1.80～2.40％，优选为1.90～2.10％。

[0035] 铝：Al是强脱氧元素，为了保证钢中的氧含量尽可能的低，需要添加一定量的铝，同时，可溶铝常用作微合金元素来结合钢中的氮，弥散很细的AlN阻止奥氏体晶粒的长大。在γ‑α转变过程中，AlN起成核作用，从而加速奥氏体转变。同时Al与Si相同具有抑制渗碳体产生的作用，有利于在室温条件下获得残余奥氏体；但添加多量的铝容易形成氧化铝团块。因此，本发明中Als含量为0.20～0.40％，优选为0.20～0.35％。

[0036] 本发明还提供上述800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，包括以下步骤：

[0037] a、冶炼工序：根据设定的化学成分进行冶炼、铸造成板坯；

[0038] b、热轧工序：将板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷；其中，终轧温度为860～930℃；所述层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率分别为60～70％和90～100％，头部80m和尾部100m；采用U型卷取钢卷头尾100m的卷取温度为650～700℃，带钢中部的卷取温度为600～650℃。由于带钢头尾温降大，因此卷取温度与中部卷取温度不同。

[0039] c、酸轧工序：将步骤b中的热轧卷酸洗后，冷轧成0.7～2.5mm的薄带钢；其中，冷轧压下率为55～79％；随着冷轧薄带钢冷轧厚度的升高，冷轧压下率逐步减小，冷轧薄带钢厚度每增加0.3mm，热轧板的厚度进行相应调整，冷轧压下率降低4％。

[0040] 其中，由于产品越厚冷轧时的负荷越大，故随着热轧原料的厚度升高，其影响的冷轧压下率越来越低，因此，随着冷轧薄带钢冷轧厚度的升高，冷轧压下率逐步减小，冷轧薄带钢厚度每增加0.3mm，热轧板的厚度进行相应调整，冷轧压下率降低4％。

[0041] d、连退工序：将冷轧后的薄带钢进行退火处理，即得连退用增强塑性双相钢；其中，将将冷轧后的薄带钢三段式分级加热；第一段为预热段，利用加热废气的回收热来加热带钢，预热段出口温度为130～170℃；第二段为加热一段，用辐射管将带钢加热至700～745℃，且厚度每增加0.6mm目标温度升高15℃；第三段为加热二段，利用辐射管将带钢加热至785～815℃，且厚度每增加0.6mm目标温度升高10℃。

[0042] 其中，所述步骤d中，根据带钢厚度的不同，机组速度控制在80～170m/min。且厚度每增加0.3mm，机组目标速度降低15m/min。

[0043] 其中，所述步骤d中，其分段加热段的加热速度分别为4.52～7.78℃/s、1.76～3.06℃/s和0.30～0.54℃/s。通过加热速度的调节使得再结晶和奥氏体化过程分离，最大限度的实现组织均匀化。

[0044] 其中，所述步骤d中，退火温度为785～815℃，先以1～5℃/s缓冷至600～660℃，随即以10～50℃/s的快冷至340～400℃，最后冷却至室温。且缓冷和快冷厚度每增加0.3mm目标温度升高10℃。

[0045] 其中，所述步骤d中，平整延伸率为0.35～0.65％。材料厚度每增加0.3mm，平整延伸率降低0.05％。

[0046] 本发明根据成品厚度的不同调整冷轧压下量(带钢厚度每增加0.3mm冷轧压下率降低4％)、加热一段(厚度每增加0.6mm目标温度升高15℃)、加热二段(厚度每增加0.6mm目标温度升高10℃)、均热温度(厚度每增加0.6mm目标温度升高10℃)、机组速度(厚度每增加0.3mm，机组速度降低15m/min)、缓冷终点温度(厚度每增加0.3mm目标温度降低10℃)、平整延伸率(厚度每增加0.3mm平整延伸率降低0.05％)，通过这些手段实现产品性能的稳定控制。

[0047] 实施例

[0048] 本发明制备了两组800MPa级连退用增强塑性双相钢，其化学成分如表1所示：

[0049] 表1 800MPa级连退用增强塑性双相钢化学成分(wt.％)

[0050]实施例 C Si Mn P S N Als
1 0.155 0.70 2.05 0.007 0.003 0.0024 0.25
2 0.165 0.75 1.95 0.008 0.002 0.0032 0.30

[0051] 上述800MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，具体工艺如下：

[0052] 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；

[0053] 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；

[0054] 表2 800MPa级连退用增强塑性双相钢热轧主要工艺参数

[0055]实施例 开轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃
1 1088 898 608
2 1076 912 633

[0056] C、酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中实施例1的薄带钢厚度为1.5mm，冷轧压下率为68.3％；实施例2的厚度为1.0mm，冷轧压下率为75.0％；

[0057] D、连退工序：冷轧薄带钢预热段出口的带钢温度为150℃，第二段为加热一段，用辐射管将带钢加热，厚度每增加0.6mm目标温度升高15℃，第三段利用辐射管将带钢加热，厚度每增加0.6mm目标温度升高10℃。根据带钢厚度的不同，厚度每增加0.3mm，机组速度降低15m/min，两个实施案例的具体工艺见表3所示。过时效指的是快冷结束后的保温阶段。

[0058] 表3 800MPa级连退用增强塑性双相钢实施案例连续退火主要工艺参数[0059]

[0060]

[0061] 经上述工艺制备的1#实验钢(800MPa级连退用增强塑性双相钢)其微观组织如图1和2所示，残余奥氏体如图3所示，按照GB/T228‑2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述双相钢性能，其力学性能如下表4所示：

[0062] 表4 800MPa级连退用增强塑性双相钢力学性能

[0063]