一种980MPa级扩孔性能增强连退双相钢及其制备方法与流程

7.5mo+10co)，较低的c含量有利于提高马氏体“自回火”程度，双相钢中一般不低于0.02％；c含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.15％。因此，本发明c含量为0.03％～0.10％，优选为0.04％～0.08％。
7.si在钢中起显著的固溶强化作用，并在相变过程中，有效抑制碳化物的析出，推迟珠光体转变等，在两相区保温时，si有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，促进铁素体的形成，扩大铁素体形成的工艺窗口。另一方面，硅含量过高会提高马氏体的脆性，造成韧性变差，并在钢板表面形成的高熔点氧化物而影响钢板表面质量，需要将硅含量控制在一定水平，既起到强化铁素体的作用又不显著降低脆性及表面质量。因此，本发明si含量为0.25％～0.85％，优选0.40％～0.60％。
8.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，容易导致偏析及合金成本上升。因此，在本发明中mn含量为1.60％～2.30％，优选为1.85～2.20％。
9.cr是中强碳化物形成元素，和锰元素一样能提高钢的淬透性，与其他合金元素搭配加入钢中，能大大提高钢的淬透性，从而推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了卷取窗口。cr也是一种固溶强化元素，起到对基体的强化作用。另一方面，过高的cr含量，会使钢的淬透性大大提高，从而使强度大大增加，由于cr较mo具有明显的成本优势，所以大量添加于双相钢中。但是cr也会造成塑性下降，恶化了钢的成型性能与焊接性能。因此，本发明中cr含量为0.40％～0.85％，优选为0.55％～0.70％。
10.nb在钢中作用以细晶强化为主，nb原子尺寸较大在热轧加热过程中具有显著的原子拖曳作用抑制奥氏体晶粒的长大，在精轧过程中析出含nb第二相(nbc、nbn)钉扎晶界抑制奥氏体的粗化，且nb具有显著抑制再结晶的作用。nb是细化晶粒最有效和便于操作的元素，只需“低温大压下率”便可实现晶粒的细化是应用最为广泛的微合金元素之一。nb在双相钢中主要以nbc形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在连续退火加热过程中，未溶解nbc颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用。nb含量过低时晶粒细化作用不显著，但过高的nb含量会导致合金成本大幅增加。因此，本发明中nb含量为0.010％-0.040％，优选为0.015％～0.030％。
11.ti在钢中以析出强化为主，与钢中的c、n结合形成tic和tin，起到强烈析出强化的作用，并显著细化晶粒。在含b钢中ti最为重要的最用是固定n元素，使得b元素处于固溶态，充分发挥其显著提升淬透性的效应。但ti含量过高，一方面会显著增加轧制过程中的变形抗力，增加冷轧机组负荷；另一方面，高ti容易形成液析tin，粗大的液析tin会导致材料塑韧性剧烈恶化。因此，本发明中ti含量为0.020％～0.075％，优选为0.040％～0.060％。
12.b具有提高奥氏体淬透性的作用，有效促进双相钢中马氏体的形成；此外，b容易与钢中的n结合形成bn，起到析出强化作用的同时失去了提高淬透性的作用，利用b元素起到提高淬透性作用时常用ti元素配合使用。b含量过高会使钢材韧性变得极差，且会增加钢材的制造成本。因此，本发明中b含量为0.0005％～0.0040％，优选为0.0020％～0.0035％。
13.al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成aln钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；
另外，al与si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。当al含量较低时难以除尽钢液中的o元素；当al含量过高时容易生成大量al2o3夹杂影响钢的洁净度。因此，本发明中al含量为0.02％～0.07％，优选为0.030～0.060％。
14.p为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，弱化晶间结合力，在快速凝固过程中，p含量偏高容易导致铸坯开裂。因此，本发明中p含量为≤0.015％，优选为≤0.010％。
15.s为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的fe形成低熔点的fes，降低钢材的韧性，在快速凝固过程中，易导致铸坯表面出现细小微裂纹。因此，本发明中s含量为≤0.010％，优选为≤0.003％。
16.n在钢中的杂质元素，由于其原子尺寸较小，容易进入铁元素间隙处，显著提升晶格畸变、大幅增加强度，但会明显恶化钢的塑韧性。同时n容易与钢中的al、b、ti结合形成aln、bn和tin等第二相强化的同时恶化钢的塑韧性，尤其是n含量过高时，与ti结合液析tin尺寸可达微米级，不但起不到强化的作用，还会造成应力集中形成裂纹源，需严格控制n元素的含量。因此，本发明中n含量为≤0.0060％，优选为0.0035％。
17.进一步的，所述一种980mpa级扩孔性能增强连退双相钢的屈服强度为745～810mpa，抗拉强度为995～1045mpa，伸长率a
80
为11.0～14.0，屈强比为0.71～0.80，扩孔率为50％～75％。
18.进一步的，所述一种980mpa级扩孔性能增强连退双相钢的组织包括：30～40％的铁素体，所述铁素体平均晶粒尺寸为1.1μm，10～15％马氏体和45～60％回火马氏体。
19.一种上述980mpa级扩孔性能增强连退双相钢的制备方法，所述制备方法包括以下生产步骤：
20.①
冶炼工序：根据所述980mpa级扩孔性能增强连退双相钢的化学成分进行冶炼，通过连铸成为板坯。
21.②
热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后获得热轧卷；其终轧温度为870～930℃；层流冷却采用前段冷却方式，上下表面冷却速率为40％～60％和65％～85％，卷取温度为500～580℃。
22.③
酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.8～2.3mm的薄带钢，其冷轧压下率为40～65％，随着材料冷轧厚度的升高冷轧压下率逐步减小，其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，原料厚度进行相应调整，冷轧压下率约降低4～6％。
23.④
连续退火工序：冷轧薄带钢先分别以3～8℃/s和0.4～4℃/s的加热速率分段加热至720℃和810～850℃，随着带钢厚度的增加均热温度逐步升高，带钢厚度每增加0.5mm，均热温度升高8℃。保温70～150s后，依次以1～8℃/s及20～35℃/s的速率分别缓慢冷却720～760℃和快速冷却至310～335℃，其中，带钢厚度每增加0.5mm，缓冷温度和过时效温度分别增加8℃和5℃，过时效保温400～650s后冷却至室温。平整延伸率范围为0.40～0.65％，材料厚度每增加0.3mm，平整延伸率降低0.05％。
24.与现有技术相比，本发明的有益效果：
25.本技术方案提供的一种980mpa级扩孔性能增强连退双相钢及其制备方法，采用较低的c含量降低了马氏体的淬硬性、提高了马氏体形成温度(ms点)配合过均热及时效温度调控马氏体的“自回火”程度以降低马氏体的硬度，同时c含量的降低有助于保证焊接及成形性能；利用b元素显著提高淬透性及抑制铁素体生成的特性，减少铁素体含量并提高其强
度；利用ti元素固定n，充分发挥b元素提高淬透性的作用，微量nb元素与ti元素共同提高铁素体再结晶温度及形成第二相(tic、tin、nbc、nb)钉扎晶界细化铁素体，降低软硬相硬度差的同时协调变形；较高的均热温度和过时效温度实现马氏体多而软的要求，从降低铁素体、马氏体硬度差异，提高组织均匀性，细化晶粒等多角度着手，增强双相钢扩孔性能，以满足复杂扩孔翻边零部件的要求。此外，根据产品厚度规格对各工艺进行调控，通过柔性控制使得产品组织性能稳定性更佳。
附图说明
26.图1为实施例1制备的980mpa级扩孔性能增强连退双相钢金相照片；
27.图2为实施例1制备的980mpa级扩孔性能增强连退双相钢sem照片；
28.图3为实施例1制备的980mpa级扩孔性能增强连退双相钢应力-应变曲线。
具体实施方式
29.以下结合具体实施例对本发明作进一步说明，但不以任何方式限制本发明。为免赘述，以下实施例中原材料若无特别说明则均为市售产品，质量等级均为工业级别；所用方法若无特别说明则均为常规方法。
30.实施例
31.本实施例的技术方案为：一种使用连退机组生产低成本兼具优良力学性能的高延伸率增强塑性双相钢板制造方法，提供了四组(实施例1-4)980mpa级扩孔性能增强连退双相钢板和二组常规980mpa级双相钢(对比例1-2)的具体实施方式，其化学成分如表1所示。
32.表1 980mpa级扩孔性能增强连退双相钢化学成分(wt％)
33.编号csimnpscrnbtibnals实施例10.0550.451.950.0090.0030.680.0250.0580.00300.00290.038实施例20.0600.551.900.0070.0030.650.0200.0550.00250.00320.043实施例30.0450.502.000.0080.0010.660.0280.0530.00280.00260.055实施例40.0650.471.860.0060.0020.620.0230.0560.00230.00300.050对比例10.1100.251.500.0180.0090.250.0100.010-0.0480.010对比例20.1300.342.350.0200.0080.800.0450.0800.00350.0520.20
34.上述低成本980mpa级扩孔性能增强连退双相钢板的制备方法，具体工艺如下：
35.①
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；
36.②
热轧工序：将板坯经过加热、除鳞、热轧、层流冷却和卷取后获得热轧卷，具体热轧工艺参数如表2所示。
37.表2 980mpa级扩孔性能增强连退双相钢热轧主要工艺参数
38.编号终轧温度/℃卷取温度/℃冷却方式上下表面冷速℃/s实施例1903546前段冷却50％、75％实施例2897538前段冷却50％、75％实施例3886535前段冷却50％、75％实施例4895550前段冷却50％、75％对比例1865485前段冷却50％、75％
对比例2935653前段冷却50％、75％
39.③
酸轧工序：将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其热轧板厚度、冷轧板厚度及冷轧压下率见表3所示。
40.表3 980mpa级扩孔性能增强连退双相钢冷轧原料、成品及压下率
41.编号热轧板厚度/mm冷轧板厚度/mm冷轧压下率/％实施例13.501.8049实施例23.652.0045实施例33.101.4055实施例42.851.2058对比例13.101.4055对比例23.101.4055
42.④
连续退火工序：冷轧薄带钢先分别以3～8℃/s和0.4～4℃/s的加热速率分段加热至720℃和810～850℃，随着带钢厚度的增加均热温度逐步升高，带钢厚度每增加0.5mm，均热温度升高8℃。保温70～150s后，依次以1～8℃/s及20～35℃/s的速率分别缓慢冷却720～760℃和快速冷却至310～335℃，其中带钢厚度每增加0.5mm，缓冷温度和过时效温度分别增加8℃和5℃，过时效保温400～650s后冷却至室温。平整延伸率范围为0.40～0.65％，材料厚度每增加0.3mm，平整延伸率降低0.05％。具体连续退火工艺参数如表4所示。
43.表4 980mpa级扩孔性能增强连退双相钢主要连退工艺参数
[0044][0045][0046]
经上述工艺制备的980mpa级扩孔性能增强连退双相钢其微观组织如图1至图2所示，应力-应变曲线见图3所示。按照gb/t228-2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述连退用增强塑性双相钢性能，按照gb/t 24524-2009《金属材料薄板和薄带扩孔试验方法》测试上述980mpa级扩孔性能增强连退双相钢扩孔性能，具体结果见表5所示；同时，列举了现有专利技术cn 109280854a、cn 109913763a、cn 109097705a的产品性能进行比较，进一步说明了本技术方案的显著效果。
[0047]
表5 980mpa级扩孔性能增强连退双相钢性能
[0048][0049]
对于任何熟悉本领域的技术人员而言，在不脱离本发明技术方案范围情况下，都可利用上述揭示的技术内容对本发明技术方案作出许多可能的变动和修饰，或修改为等同变化的等效实施例。因此，凡是未脱离本发明技术方案的内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所做的任何简单修改、等同变化及修饰，均应仍属于本发明技术方案保护的范围内。

技术特征：
1.一种980mpa级扩孔性能增强连退双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分质量百分含量为c：0.03～0.10％，si：0.25～0.85％，mn：1.60～2.30％，cr：0.40～0.85％、nb：0.010～0.040％、ti：0.020～0.075％、b：0.0005～0.0040％、p≤0.015％，s≤0.010％，als：0.02～0.07％，n≤0.0060％，余量为fe及不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述一种980mpa级扩孔性能增强连退双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分质量百分含量优选为c：0.04～0.08％，si：0.40～0.60％，mn：1.85～2.20％，cr：0.55～0.70％，nb：0.015～0.030％、ti：0.040～0.060％、als：0.030～0.060％，b：0.0020～0.0035％，p≤0.010％，s≤0.003％，n≤0.0035％，余量为fe及不可避免杂质。3.根据权利要求2所述一种980mpa级扩孔性能增强连退双相钢，其特征在于，所述双相钢的屈服强度为745～810mpa，抗拉强度为995～1045mpa，伸长率a
80
为11.0～14.0，屈强比为0.71～0.80，扩孔率为50～75％。4.根据权利要求3所述一种980mpa级扩孔性能增强连退双相钢，其特征在于，所述双相钢的组织包括：30～40％的铁素体，所述铁素体平均晶粒尺寸为1.1μm，10～15％马氏体和45～60％回火马氏体。5.一种如权利要求1-4中任一项所述的980mpa级扩孔性能增强连退双相钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下生产步骤：
①
冶炼工序：根据所述980mpa级扩孔性能增强连退双相钢的化学成分进行冶炼，通过连铸成为板坯；
②
热轧工序：将所述板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧、层流冷却和卷取后获得热轧卷；其终轧温度为870～930℃；层流冷却采用前段冷却方式，上、下表面冷却速率分别为40～60％和65～85％，卷取温度为500～580℃；
③
酸轧工序：将热轧卷经过酸洗后，冷轧成为0.8～2.3mm的薄带钢，其冷轧压下率为40～65％；其冷轧薄带钢厚度规格每增加0.3mm，冷轧压下率降低4～6％；
④
连续退火工序：冷轧薄带钢先分别以3～8℃/s和0.4～4℃/s的加热速率分段加热至720℃和810～850℃，随着带钢厚度的增加均热温度逐步升高，带钢厚度每增加0.5mm，均热温度升高8℃；保温70-150s后，依次以1～8℃/s及20～35℃/s的速率分别缓慢冷却720～760℃和快速冷却至310～335℃，其中带钢厚度每增加0.5mm，缓冷温度和过时效温度分别增加8℃和5℃，过时效保温400～650s后冷却至室温；平整延伸率范围为0.40～0.65％，材料厚度每增加0.3mm，平整延伸率降低0.05％。

技术总结
本发明公开了一种980MPa级扩孔性能增强连退双相钢及其制备方法，采用较低C含量降低了马氏体的淬硬性、提高了马氏体形成温度配合均热及过时效温度调控马氏体的“自回火”程度降低马氏体硬度，有助于保证焊接及成形性能；利用B元素显著提高淬透性及抑制铁素体生成的特性，减少铁素体含量并提高其强度；利用Ti元素固定N，微量Nb元素与Ti元素共同提高铁素体再结晶温度及形成第二相钉扎晶界细化铁素体；降低软硬相硬度差，同时协调变形；较高的均热温度和过时效温度实现马氏体多而软的要求；从降低铁素体与马氏体硬度差异，提高组织均匀性和细化晶粒的多角度着手，增强双相钢扩孔性能，以满足复杂扩孔翻边零部件的要求。以满足复杂扩孔翻边零部件的要求。以满足复杂扩孔翻边零部件的要求。


技术研发人员：余灿生 郑之旺 常智渊 周伟 王敏莉 王建
受保护的技术使用者：攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司
技术研发日：2023.07.10
技术公布日：2023/10/5