一种高屈强比冷轧DH980钢及其制备方法

摘要

本发明提供了一种高屈强比冷轧DH980钢及其制备方法，该钢的成分按重量百分比计如下：C：0.10％～0.25％，Mn：1.50％～2.50％，Si：0.20％～1.80％，Al：0.02％～1.0％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Ti：0.010％～0.150％，Ca：0.005％～0.150％，Mg：0.002％～0.150％，且满足C/Ti:2～10；Ca+Mg：0.05～0.20％；余量为Fe和不可避免的杂质；制备方法包括转炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；应用本发明生产的DH980钢屈服强度≥700MPa，抗拉强度980～1100MPa，A50断后伸长率≥20％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；满足汽车的低成本和优异延展和成形性能的要求。

权利要求

1.一种高屈强比冷轧DH980钢，其特征在于，该钢的成分按重量百分比计如下：C：

0.10％～0.25％，Mn：1.50％～2.50％，Si：0.20％～1.80％，Al：0.02％～1.0％，P≤

0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Ti：0.010％～0.150％，Ca：0.005％～0.150％，Mg：

0.002％～0.150％，且满足C/Ti:2～10；Ca+Mg：0.05～0.20％；余量为Fe和不可避免的杂质；所述DH980钢显微组织为铁素体+马氏体+残余奥氏体；按体积百分比计如下，铁素体

20％～50％，马氏体40％～70％，残余奥氏体4％～15％；

制备方法包括转炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；

中薄板坯连铸连轧：浇铸温度在1530～1580℃，铸机拉速为0.8～5.5m/min，连铸坯厚度在60～115mm；铸坯拉出切割后直接入炉，加热温度为1100～1300℃，保温时间为30～

120min，开轧温度为1000～1150℃，终轧温度在860～900℃，卷取温度在500～600℃；

酸洗冷轧：冷轧压下率为40％～70％；

连续退火：带速控制在60～180m/min，均热段温度为800～900℃，均热时间为10～

600s，缓冷出口温度为650～700℃，快速冷却速率大于25℃/s，快冷出口温度为300～450℃；

光整：无须进行时效处理直接空冷进入光整，光整过程轧制力控制在2000～4000kN，轧制张力为1000～2000kN。

2.根据权利要求1所述的一种高屈强比冷轧DH980钢，其特征在于，所述DH980钢屈服强度≥700MPa，抗拉强度980～1100MPa，A50断后伸长率≥20％，屈强比≥0.70；扩孔率≥

30％。

3.根据权利要求1所述的一种高屈强比冷轧DH980钢，其特征在于：转炉钢水温度在

1600～1700℃。

4.根据权利要求1所述的一种高屈强比冷轧DH980钢，其特征在于：中薄板坯连铸连轧后热轧卷厚度规格为2.0～4.5mm，热轧态显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+少量渗碳体；

按体积百分比计如下，铁素体20％～50％，珠光体30％～60％，贝氏体10％～30％，其余为少量渗碳体。

说明书

一种高屈强比冷轧DH980钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种短流程、低成本高屈强比冷轧DH980钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 在汽车行业，对车身轻量化、排放限制、安全标准均已提出了更高的要求，为了更好地服务用户，汽车行业对成形性高的零配件需求越来越多。传统双相钢难以满足高拉延性的复杂冲杯件要求，TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。DH钢是Dual Phase Steels with Improved Formability的英文简称，最早由2016年德国汽车工业协会发布的VDA239‑100冷成形钢板标准中提及。DH钢由于引入一定量的残余奥氏体而具有良好的成形性能，可以克服DP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，进而使得其在未来钢材应用市场中具有显著的优势。

[0003] 专利文献CN113403551A公开了一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10％～0.50％，Mo：0.10％～0.60％；P≤0.01％，S≤0.01％，N≤
0.005％，Nb：0.01％～0.1％，Ti：0.01％～0.1％，余量为铁和不可避免的杂质。该发明制备出强度级别980MPa级冷轧DH钢，其塑性和成形性能优异，然而Cr、Mo和Nb等贵金属的大量使用将显著提高该发明产品的合金成本，且采用传统冷轧‑连退工艺，生产工序十分复杂繁琐。

[0004] 专利文献CN112048681B公开了一种980MPa级高成形性冷轧DH钢及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.8％，Si：0.3％～1.5％，Al：0.02％～1.2％，Mo：0.02％～0.50％，Cr：0.02％～0.70％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb≤0.05％，Ti≤
0.04％，余量为铁和不可避免的杂质。该发明制备出强度级别980MPa级冷轧DH钢，其塑性和成形性能优异，然而Cr、Mo和Nb等贵金属的大量使用将显著提高该发明产品的合金成本，且采用传统冷轧‑连退工艺，生产工序十分复杂繁琐。

发明内容

[0005] 本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种在满足产品基础性能指标的同时，既可降低合金成本，也能缩短在传统产线的生产流程的新型高屈强比冷轧DH980钢及其制备方法，为广大钢铁公司和汽车厂家在降本增效上提供可靠技术方案。

[0006] 本发明目的是这样实现的：

[0007] 一种高屈强比冷轧DH980钢，该钢的成分按重量百分比计如下：C：0.10％～0.25％，Mn：1.50％～2.50％，Si：0.20％～1.80％，Al：0.02％～1.0％，P≤0.01％，S≤
0.01％，N≤0.005％，Ti：0.010％～0.150％，Ca：0.005％～0.150％，Mg：0.002％～
0.150％，且满足C/Ti:2～10；Ca+Mg：0.05～0.20％；余量为Fe和不可避免的杂质。

[0008] 进一步，所述DH980钢屈服强度≥700MPa，抗拉强度980～1100MPa，A50断后伸长率≥20％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；满足汽车的低成本和优异延展和成形性能的要求。

[0009] 进一步，所述DH980钢显微组织为铁素体+马氏体+残余奥氏体；按体积百分比计如下，铁素体20％～50％，马氏体40％～70％，残余奥氏体4％～15％。

[0010] 本发明成分设计理由如下：

[0011] C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，足量的碳元素有助于稳定奥氏体，进而改进了钢材的成形性能。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，存在延迟断裂风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.10％～0.25％。

[0012] Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来提高强度。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.50％～2.50％。

[0013] Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.20％～1.80％。

[0014] Al：铝元素有助于钢液脱氧。还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高协调变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.02％～1.00％。

[0015] P：P元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性及变形性能，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.01％。

[0016] S：S元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.01％。

[0017] N：N元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的综合性能，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将N元素含量控制在N≤0.005％。

[0018] Ti：微合金化元素Ti通过细晶强化和析出强化来提高材料的综合性能，为了控制生产成本，本发明中将Ti元素含量控制在0.010％～0.150％；且满足C/Ti:2～10。

[0019] Ca：少量钙元素的添加是因为Ca元素价格低廉，将其加入母合金中可用作脱氧剂和孕育剂，起到微合金化作用进而可以显著细化晶粒，提高钢材塑性和焊接性能等综合性能；同时Ca元素具有良好的脱硫效果，可改变非金属夹杂物的成分、数量和形态，能改善抗氢致裂纹性能和抗层状撕裂性能，可延长零件的使用寿命。为了控制生产成本，本发明中将Ca元素含量控制在0.005％～0.150％。

[0020] Mg：镁元素在钢铁中是一种良好的脱氧剂、脱硫剂和球化剂，Mg能使钢中夹杂物数量减少、尺寸变小、分布均匀、形态改善。微量镁能改善DH钢的碳化物尺寸及分布，促进碳化物颗粒细小均匀。为了控制生产成本，本发明中将Mg元素含量控制在0.002％～0.150％，本发明中Ca与Mg两种元素搭配使用，且满足Ca+Mg：0.05～0.20％。

[0021] 本发明技术方案之二是提供一种高屈强比冷轧DH980钢的制备方法，包括以下步骤：转炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；

[0022] 转炉冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.10％～0.25％，Mn：1.50％～2.50％，Si：0.20％～1.80％，Al：0.02％～1.0％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Ti：0.010％～0.150％，Ca：0.005％～0.150％，Mg：
0.002％～0.150％，且满足C/Ti:2～10；Ca+Mg：0.05～0.20％；余量为Fe和不可避免的杂质，钢水温度在1600～1700℃之间。

[0023] 中薄板坯连铸连轧：浇铸温度在1530～1580℃，铸机拉速为0.8～5.5m/min，连铸坯厚度在60～115mm之间。铸坯拉出切割后直接入炉，加热温度为1100～1300℃，保温时间为30～120min，开轧温度为1000～1150℃之间，终轧温度在860～900℃之间，卷取温度在500～600℃之间。优选，热轧钢板厚度为2.0～4.5mm，产品热轧态显微组织由20％～50％(体积比)铁素体，30％～60％(体积比)珠光体，10％～30％(体积比)贝氏体，其余为少量渗碳体组成；总和为100％。

[0024] 酸洗冷轧：冷轧前热轧钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～70％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。

[0025] 连续退火：带速控制在60～180m/min，均热段温度为800～900℃，均热时间为10～600s，缓冷出口温度为650～700℃，快速冷却速率大于25℃/s，快冷出口温度为300～450℃，

[0026] 光整：无须进行时效处理直接空冷进入光整，光整过程采用轧制力控制，轧制力控制在2000～4000kN，轧制张力为1000～2000kN。冷轧连退产品的显微组织为20％～50％(体积比)铁素体，40％～70％(体积比)马氏体和4％～15％(体积比)残余奥氏体。均热段炉膛加热温度为800～900℃，若均热段温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火炉膛温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。均热时间为10～600s，若均热时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降。

[0027] 通过上述方法可以得到高屈强比冷轧DH980钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度980～1100MPa，A50断后伸长率≥20％，屈强比≥0.70；扩孔率≥30％。

[0028] 本发明的有益效果在于：

[0029] (1)本发明生产的高屈强比冷轧DH980钢是通过优化合金成分设计，以C、Mn、Si为主要元素，未添加Cr、Mo、Nb、V等贵金属元素，合金成本十分低廉。

[0030] (2)本发明生产的高屈强比冷轧DH980钢采用转炉冶炼—中薄板坯连铸连轧—酸洗冷轧—连续退火—光整的生产工艺，在传统的产线上即可实现汽车用DH980钢的工业化生产，不需要添加新的生产设备；但本发明中通过中薄板坯连铸连轧工艺替代原连铸‑热送热装‑加热‑热轧‑卷取工序和在连续退火工艺中节约了时效工序，显著缩短DH钢工艺流程且生产稳定，产品制造成本大幅降低。

[0031] (3)本发明制备的高屈强比冷轧DH980钢，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度980～1100MPa，A50断后伸长率≥20％，屈强比≥0.70；扩孔率≥30％，在保证本产品短流程低成本的同时兼顾优异的塑性和扩孔性能等优点。

[0032] (4)本发明生产的高屈强比冷轧DH980钢是在传统冷轧双相钢的基础上增加了一定比例的残余奥氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应作用下，实现其高延展和高成形性能的特点。

[0033] (5)本发明生产的高屈强比冷轧DH980钢热轧钢板显微组织按体积百分比计如下20％～50％铁素体，30％～60％珠光体，10％～30％贝氏体，其余为少量渗碳体组成；冷轧连退后钢板的显微组织按体积百分比计如下20％～50％铁素体，40％～70％马氏体和4％～15％残余奥氏体。

附图说明

[0034] 图1为本发明实施例1显微组织图。

[0035] 图2为本发明实施例1典型工程应力应变曲线图。

具体实施方式

[0036] 下面通过实施例对本发明作进一步的说明。

[0037] 本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行转炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；

[0038] 中薄板坯连铸连轧：浇铸温度在1530～1580℃，铸机拉速为0.8～5.5m/min，连铸坯厚度在60～115mm之间；铸坯拉出切割后后直接入炉，加热温度为1100～1300℃，保温时间为30～120min，开轧温度为1000～1150℃，终轧温度在860～900℃，卷取温度在500～600℃；

[0039] 酸洗冷轧：冷轧压下率为40％～70％；

[0040] 连续退火：带速控制在60～180m/min，均热段温度为800～900℃，均热时间为10～600s，缓冷出口温度为650～700℃，快速冷却速率大于25℃/s，快冷出口温度为300～450℃；

[0041] 光整：光整过程轧制力控制在2000～4000kN，轧制张力为1000～2000kN。

[0042] 进一步；转炉钢水温度在1600～1700℃。

[0043] 进一步；中薄板坯连铸连轧后热轧卷厚度规格为2.0～4.5mm，热轧态显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+少量渗碳体；按体积百分比计如下，铁素体20％～50％，珠光体30％～60％，贝氏体10％～30％，其余为少量渗碳体。

[0044] 本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢连铸连轧的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢冷轧退火的主要工艺参数见表3。本发明实施例钢的性能见表4。本发明实施例钢组织见表5。

[0045] 表1本发明实施例钢的成分(wt％)

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[0047] 注：C/Ti无单位

[0048] 表2本发明实施例钢连铸连轧的主要工艺参数

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[0050] 表3本发明实施例钢冷轧退火的主要工艺参数

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[0052] 表4本发明实施例钢的性能与组织

[0053]

[0054] 表5本发明实施例钢组织(热轧、冷轧)

[0055]

[0056] 由上可知，本发明制备的高屈强比冷轧DH980钢，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度980～1100MPa，A50断后伸长率≥20％，屈强比≥0.70；扩孔率≥30％，在保证本产品短流程低成本的同时兼顾优异的塑性和扩孔性能等优点。

[0057] 为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。