一种抗拉强度780MPa级双相钢及其生产方法
阅读说明：本技术 一种抗拉强度780MPa级双相钢及其生产方法 (Tensile strength 780MPa grade dual-phase steel and production method thereof ) 是由 郑笑芳 胡笛 刘珂 唐东东 江欢 于 2021-08-05 设计创作，主要内容包括：本发明涉及冶金板材生产技术领域,具体涉及一种抗拉强度780MPa级双相钢及其生产方法。该双相钢的化学成分及质量分数按％计：C：0.06％～0.10％、Si：1.0％以下、Mn+Cr：2.0％～2.8％、Nb+Ti：0.03％～0.08％、Als：0.02％～0.08％、P：0.03％以下、S：0.008％以下、N：0.006％以下,余量为Fe和不可避免的杂质。上述抗拉强度780MPa级双相钢的生产方法包括以下步骤：冶炼、连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火。本发明的方法采用常规的微合金化成分设计、热处理工艺以及组织设计,在现有一般工业条件下容易实现。通过总压下率的阶梯设计来控制双相钢屈强比,所生产的抗拉强度780MPa级双相钢,屈强比达到0.65～0.80,可以显著减少零件冲压成形过程中的回弹。(The invention relates to the technical field of metallurgical plate production, in particular to dual-phase steel with 780 MPa-grade tensile strength and a production method thereof. The dual-phase steel comprises the following chemical components in percentage by mass: c: 0.06% -0.10%, Si: 1.0% or less, Mn + Cr: 2.0% -2.8%, Nb + Ti: 0.03% -0.08%, Als: 0.02% -0.08%, P: 0.03% or less, S: 0.008% or less, N: less than 0.006%, and the balance Fe and inevitable impurities. The production method of the 780 MPa-grade tensile strength dual-phase steel comprises the following steps: smelting, continuous casting, hot rolling, acid pickling and cold rolling, and continuous annealing. The method of the invention adopts the conventional microalloying component design, heat treatment process and structure design, and is easy to realize under the existing general industrial conditions. The yield ratio of the dual-phase steel is controlled through the step design of the total reduction rate, the yield ratio of the produced dual-phase steel with the tensile strength of 780MPa reaches 0.65-0.80, and the rebound in the part stamping forming process can be obviously reduced.)
技术领域
本发明涉及冶金板材生产技术领域，具体涉及一种抗拉强度780MPa级双相钢及其生产方法。
背景技术
在安全、节能、环保和减排的发展趋势下，高强度钢已经成为车身用钢的主流。双相钢由于出色的强塑性匹配能力，在高强度钢中占有非常重要的地位，其产销量在高强度钢中的占比甚至达到40％。随着汽车轻量化的不断迭代升级，零件结构日益复杂，成形方式日益多样化，客户个性化要求也日益增多。近年来，市场上对高屈强比的双相钢有很高的需求。
现有技术中，中国专利为CN 111218620 A的专利申请公开了一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法，该专利中制作的冷轧双相钢的化学成分及质量分数按％计为：C：0.05～0.08％，Mn：0.9～1.2％，Si：0.1～0.6％，Nb：0.030～0.060％，Ti：0.030～0.060％，Al：0.015～0.045％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。尽管通过控制铌钛的碳氮化物的尺寸和比例，可以获得屈服强度550～660MPa、抗拉强度≥660MPa、断后伸长率≥15％且屈强比>0.8的冷轧双相钢，但是碳氮化物不易控制，生产难度大。另外，通过其化学成分和生产方法制备的冷轧双相钢抗拉强度不高，达不到780MPa。
又如中国专利公开号为CN 109943765 A的专利申请公开了一种高屈强比冷轧双相钢及其制备方法，该专利申请中的冷轧双相钢的化学成分及质量分数按％计为：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。尽管通过其化学成分和生产方法可以获得屈服强度500～650MPa、抗拉强度≥800MPa、延伸率16～21％且扩孔率≥45％的冷轧双相钢，但是在铁素体中增加点状贝氏体，实际生产中不易实现。
发明内容
1.要解决的问题
针对现有技术中冷轧双相钢性能不高，难以满足客户端对产品需求的问题，本发明通过改进生产工艺，提高钢材屈服强度，且在现有工业条件下更容易实现。
2.技术方案
为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：
一种抗拉强度780MPa级双相钢，其化学成分及质量分数按％计满足以下条件：C：0.06％～0.10％、Si：1.0％以下、Mn+Cr：2.0％～2.8％、Nb+Ti：0.03％～0.08％、Als：0.02％～0.08％、P：0.03％以下、S：0.008％以下、N：0.006％以下，余量为Fe和不可避免的杂质。其微观组织中，铁素体的面积率为40～65％，马氏体+贝氏体的面积率为25～60％，马氏体的面积率/贝氏体的面积率≥0.8，残余奥氏体的面积率≤5％。
进一步地，所述抗拉强度780MPa级双相钢的化学成分允许含有以下成分的一种或多种：V：0.15％以下、B：0.002％以下、Mo：0.2％以下。
冷轧压下的变形储能是铁素体再结晶的驱动力，总压下率越大，变形储能越大。铁素体再结晶区和奥氏体相变区重叠时，两者之间相互竞争，重叠区域的大小不同，奥氏体相变速度以及奥氏体的尺寸、分布、合金含量会有所不同，从而最终影响马氏体尺寸、分布、数量及硬度。总压下率对重叠区域的大小影响很大，总压下率越低，重叠区域越小，双相钢的屈服强度越高，屈强比也越高。
另一方面，过高的均热温度以及过长的均热时间会减小总压下率对双相钢组织性能的影响，而过低的均热温度以及过短的均热时间，铁素体再结晶很不充分，带钢性能变差，影响使用。
基于以上考虑，发明人通过大量的生产实践和理论分析，提出了一种抗拉强度780MPa级双相钢的生产方法，生产步骤包括冶炼、连铸、热轧、酸洗冷轧、连续退火。
所述热轧步骤，加热温度为1200～1260℃，终轧温度为850～920℃，卷取温度为500～700℃，热轧卷的微观组织主要为铁素体+珠光体，允许含有少量的贝氏体或马氏体。
所述酸洗冷轧步骤，轧硬卷厚度为0.6～2.5mm。
更优选地，当双相钢的屈强比为0.65～0.70时，总压下率为45～50％；当双相钢的屈强比为0.70～0.75时，总压下率为40～45％；当双相钢的屈强比为0.75～0.80时，总压下率为35～40％。
所述连续退火步骤，炉内带钢速度≥70m/min，均热温度为770～820℃，均热时间为40～250s，缓冷温度为630～720℃。
更优选地，所述连铸步骤，铸坯厚度210～250mm，浇注时启用动态轻压下和电磁搅拌。
生产裸板时，连续退火之后进行平整，平整延伸率≤1.5％。
更优选地，生产镀锌板时，连续退火之后进行热浸镀锌和光整，锌锅温度为450～470℃，光整延伸率≤1.0％。
以该方法制作的双相钢，其抗拉强度为780～920MPa，屈强比为0.65～0.80，断后伸长率不小于12％。
3.有益效果
本发明的方法采用常规的微合金化成分设计、热处理工艺以及组织设计，在现有一般工业条件下容易实现。通过总压下率的阶梯设计来控制双相钢屈强比，所生产的抗拉强度780MPa级双相钢，屈强比达到0.65～0.80，可以显著减少零件冲压成形过程中的回弹。
附图说明
图1为本发明实施例1中的扫描组织；
图中：
F为铁素体；
M为马氏体；
M/B为马氏体和贝氏体的混合体。
具体实施方式
下面结合附图和示例性实施例详细描述了本发明。但是，应当理解，可在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下进行各种修改和变形。详细的描述和附图应仅被认为是说明性的，而不是限制性的，如果存在任何这样的修改和变形，那么它们都将落入在此描述的本发明的范围内。此外，背景技术旨在为了说明本技术的研发现状和意义，并不旨在限制本发明或本申请和本发明的应用领域。
首先，对本双相钢发明的成分组成的限定原因进行说明。需要说明的是，在本说明书，表示钢的化学成分的“％”是指质量％。
C(碳)：是钢中最基本的强化元素，能有效平衡钢的强度和延展性。对于马氏体和贝氏体的形成起关键作用，C含量超过0.10％时，双相钢的塑性和焊接性能下降，形成带状组织的风险加大；C含量降低至0.06％以下时，奥氏体的淬透性降低，导致强度偏低。因此，C的质量分数为0.06～0.10％。
Si(硅)：钢中有益的固溶强化元素，既可以提高铁素体基体的连续性，又可以促进固溶C原子充分向奥氏体富集，增加奥氏体的淬透性。Si含量增加至1.0％以上时，不利于表面质量和焊接性能的提升。因此，Si的质量分数为1.0％以下。
Mn(锰)、Cr(铬)：都可以提高奥氏体的淬透性，其综合含量过高，马氏体+贝氏体增加，双相钢强度过高，影响加工性能，增大钢材成本；其综合含量过低，马氏体+贝氏体减小，双相钢抗拉强度达不到780MPa。因此，Mn+Cr的质量分数为2.0～2.8％。
Nb(铌)、Ti(钛)：可以起到良好的细晶强化和析出强化作用，提高双相钢的成形性能。本发明中，Nb、Ti是关键性控制元素，0.03～0.08％的Nb+Ti可以起到强烈的延迟再结晶作用，减缓铁素体再结晶进程，从而为铁素体再结晶区和奥氏体相变区的重叠创造条件。
Als(酸溶铝)：铝是钢中常见的脱氧剂。铝含量过高，氧化铝夹杂增多，降低冶炼可浇性，同时对带钢塑性会有所不利。因此，Als的质量分数为0.02～0.08％。
P(磷)、S(硫)、N(氮)：均为钢中残留的有害元素，P增加钢的冷脆性，S会引起热脆性，N能显著提高钢的强度，它们均能显著降低钢的塑性和韧性，需要严格控制钢中P、S、N的含量。因此，P、S、N的质量分数分别控制在0.03％以下、0.008％以下、0.006％以下。
热处理过程中，珠光体、贝氏体、马氏体的溶解行为有所不同，珠光体的溶解往往滞后于贝氏体和马氏体。本发明中，热轧卷的微观组织主要为铁素体+珠光体，因此通过减缓奥氏体化进行，可以为铁素体再结晶区和奥氏体相变区的重叠创造条件。
下面结合具体的实施例对本发明作进一步说明，但它们不对本发明构成限定。
本发明的一种抗拉强度780MPa级双相钢，其化学成分及质量分数按％计满足以下条件：C：0.06％～0.10％、Si：1.0％以下、Mn+Cr：2.0％～2.8％、Nb+Ti：0.03％～0.08％、Als：0.02％～0.08％、P：0.03％以下、S：0.008％以下、N：0.006％以下，余量为Fe和不可避免的杂质。允许含有以下成分的一种或多种：V(钒)：0.15％以下、B(硼)：0.002％以下、Mo(钼)：0.2％以下。
上述抗拉强度780MPa级双相钢的生产方法，包括以下生产步骤：
1)冶炼：根据上述抗拉强度780MPa级双相钢的化学成分及质量分数进行冶炼；
2)连铸：铸坯厚度为210～250mm，浇注时采用动态轻压下和电磁搅拌；
3)热轧：铸坯经过加热、除磷、粗轧、精轧和层流冷却后进行卷取，获得热轧卷；加热温度1200～1260℃，终轧温度850～920℃，卷取温度为500～700℃，微观组织主要为铁素体+珠光体，允许含有少量的贝氏体或马氏体；
4)酸洗冷轧：轧硬卷厚度为0.6～2.5mm；所述抗拉强度780MPa级双相钢的屈强比为0.65～0.70时，总压下率为45～50％；屈强比为0.70～0.75时，总压下率为40～45％；屈强比为0.75～0.80时，总压下率为35～40％；
5)连续退火：轧硬卷经过开卷、焊接、清洗之后，随后进行连续退火。炉内带钢速度≥70m/min，均热温度为770～820℃，均热时间为40～250s，缓冷温度为630～720℃；
6)生产裸板时，连续退火之后进行平整，平整延伸率≤1.5％。在生产镀锌板时，连续退火之后进行热浸镀锌和光整，锌锅温度保持在450～470℃，光整延伸率≤1.0％。
通过上述方法获得的抗拉强度780MPa级双相钢，微观组织中铁素体的面积率为40～65％，马氏体+贝氏体的面积率为25～60％，马氏体的面积率/贝氏体的面积率≥0.8，残余奥氏体的面积率≤5％。值得说明的是，当马氏体的面积率/贝氏体的面积率<0.8时，容易导致产品抗拉强度达不到780MPa。具体地：
实施例1
实施例1和对比例1的化学成分、热轧工艺、酸洗冷轧、连续退火、力学性能的对比情况分别如表1-4所示。除了酸洗冷轧时的总压下率明显不同，实施例1和对比例1的化学成分、热轧工艺、连续退火工艺基本相同。
表1主要的化学成分(wt％)
注：Als为酸溶铝，P为磷，S为硫。
表2主要的轧制工艺参数
注：表中F表示铁素体，P表示珠光体，B表示贝氏体。
表3主要的连续退火工艺参数
表4力学性能对比
注：力学性能的测定方法采用国家标准GB/T228.1-2010，试样方向为纵向。
实施例2
实施例2和对比例2的化学成分、热轧工艺、酸洗冷轧、连续退火、力学性能的对比情况分别如表5-8所示。除了酸洗冷轧时的总压下率明显不同，实施例2和对比例2的化学成分、热轧工艺、连续退火工艺基本相同。
表5主要的化学成分(wt％)
注：Als为酸溶铝，P为磷，S为硫。
表6主要的轧制工艺参数
注：表中F表示铁素体，P表示珠光体。
表7主要的连续退火工艺参数
表8力学性能对比
注：力学性能的测定方法采用国家标准GB/T228.1-2010，试样方向为纵向。
实施例3
实施例3和对比例3的化学成分、热轧工艺、酸洗冷轧、连续退火、力学性能的对比情况分别如表9-12所示。除了酸洗冷轧时的总压下率明显不同，实施例3和对比例3的化学成分、热轧工艺、连续退火工艺基本相同。
表9主要的化学成分(wt％)
注：Als为酸溶铝，P为磷，S为硫。
表10主要的轧制工艺参数
注：表中F表示铁素体，P表示珠光体，B表示贝氏体
表11主要的连续退火工艺参数
表12力学性能对比
注：力学性能的测定方法采用国家标准GB/T228.1-2010，试样方向为纵向。
从图1可见，采用本发明方案生产的抗拉强度780MPa级双相钢，微观组织符合：铁素体的面积率40～65％，马氏体+贝氏体的面积率25～60％，马氏体的面积率/贝氏体的面积率≥0.8，残余奥氏体的面积率≤5％。
从表1-表12可知，通过总压下率的阶梯设计，显著提高了微合金化双相钢的屈强比，3个实施例的力学性能符合：抗拉强度780～920MPa，屈强比0.65～0.80，断后伸长率均超过12％。3个实施例的屈强比远高于对比例1-3的屈强比。本发明方案不仅适用于生产裸板，也适用于生产镀层板。
更具体地，尽管在此已经描述了本发明的示例性实施例，但是本发明并不局限于这些实施例，而是包括本领域技术人员根据前面的详细描述可认识到的经过修改、省略、例如各个实施例之间的组合、适应性改变和/或替换的任何和全部实施例。权利要求中的限定可根据权利要求中使用的语言而进行广泛的解释，且不限于在前述详细描述中或在实施该申请期间描述的示例，这些示例应被认为是非排他性的。在任何方法或过程权利要求中列举的任何步骤可以以任何顺序执行并且不限于权利要求中提出的顺序。因此，本发明的范围应当仅由所附权利要求及其合法等同物来确定，而不是由上文给出的说明和示例来确定。