一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法与流程

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一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法
技术领域
1.本发明属于冶金板材生产技术领域，更具体地说，涉及一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法。

背景技术：

2.双相钢具有出的强塑性匹配，克服了传统以铁素体+珠光体为组织特征的低合金高强钢成形性能不高的问题，被广泛应用于汽车结构件、加强件和防撞件，在高强度汽车板中占有十分重要的地位。自20世纪70年代开始，北美、西欧、日本和中国相继开始大力研制双相钢产品。目前，国外的arcelormittal、thyssenkrupp、nippon、posco、ssab和国内的宝武、鞍钢、首钢、唐钢均已实现双相钢系列产品的工业化生产。
3.随着汽车轻量化的不断发展，市场对双相钢的成形性能提出了更高的要求。双相钢材质零件的成形方式日渐多样化，除了传统的拉深，还有翻边、弯曲、扩孔。为了提高双相钢的综合塑性，现有的技术已经提供了一些解决方案。例如：中国专利cn104109802a公开的高铝+高温回火方案；中国专利cn111172466a公开的钛硼复合微合金化的低碳-低锰成分设计方案等。然而，高铝势必导致冶炼可浇性差，钛硼复合微合金化则是性能波动大。更有，中国专利cn109943778a和cn112760463a公开的分级快冷革新工艺，通过在铁素体+马氏体型传统双相钢中引入适量的贝氏体，从而在不损害双相钢拉延性能的前提下提高翻边性能。但是，微合金化的成分设计势必增加合金成本。

技术实现要素：

4.1、要解决的问题
5.针对目前行业内对于双相钢性能有更高要求的现状，本发明拟提供一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，该方法可以更加精准地控制铁素体和贝氏体的构成，从而获得一种兼具高翻边和高拉延的抗拉强度590mpa级冷轧双相钢。
6.2、技术方案
7.为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。
8.本发明的一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，包括以下步骤：
9.加热：加热温度790～820℃；
10.均热：均热温度790～820℃；
11.缓冷：缓冷温度640～680℃，缓冷速度7.0～16.5℃/s；
12.快冷ⅰ：快冷ⅰ温度500～530℃，快冷ⅰ冷速50～100℃/s；
13.快冷ⅱ：快冷ⅱ温度310～350℃，快冷ⅱ冷速15～40℃/s；
14.过时效：过时效温度290～330℃，时间控制在5.5～12min；
15.平整：平整延伸率0.3～1.0％。
16.进一步地，该退火方法采用连续退火炉进行退火，退火炉中对应设有加热段、均热段、缓冷段、快冷ⅰ段、快冷ⅱ段和过时效段，其中快冷ⅰ和快冷ⅱ工序中均采用高速气体喷
射冷却，在退火炉的结构布局上，快冷ⅰ段和快冷ⅱ段前后相邻，且间距≤2m。
17.进一步地，快冷ⅰ段和快冷ⅱ段的间距＝0m，两者之间无挡板，腔体相通。
18.进一步地，进入退火炉的原料钢为轧硬卷，该轧硬卷经冶炼、连铸、热轧、酸洗冷轧工序后进入退火炉，其中酸洗冷轧的总压下率45～80％，轧后带钢厚度0.4～2.5mm。
19.进一步地，本发明的抗拉强度590mpa级冷轧双相钢，带钢原料的化学成分及质量分数按％计满足以下条件：c:0.05～0.10％、si:0.1～0.6％、mn:1.5～1.9％、als:0.02～0.06％、cr≤0.3％、p≤0.02％、s≤0.006％、n≤0.005％、ca≤0.005％，余量为fe和不可避免的杂质。
20.进一步地，上述抗拉强度590mpa级冷轧双相钢，铁素体的面积率为70～80％，其中新生铁素体的面积率为15～35％，马氏体+贝氏体的面积率为20～30％，贝氏体的面积率/马氏体的面积率为0.5～3.0，残余奥氏体的面积率≤3％，贝氏体的主体形态为粒状贝氏体和板条贝氏体。
21.进一步地，上述抗拉强度590mpa级冷轧双相钢，屈服强度为340～400mpa，抗拉强度为590～660mpa，断后伸长率a
80
≥25％，扩孔率≥48％。
22.化学成分是钢铁材料的根基，成分设计缺陷往往很难通过后续工序消除。微合金化元素nb、ti、v、mo具有细晶强化和析出强化作用，可以显著提升双相钢的塑性，尤其是翻边性能，但也增加合金成本。本发明的退火方法，对钢种采用没有微合金化的常规成分设计。当c含量超过0.10％时，马氏体强度提高，产品塑性下降明显；mn和cr尽管都可提高奥氏体淬透性，但是mn对铁素体的强化作用高于cr，有利于减小软硬相硬度差，cr限定在0.3％以内，有益于提升双相钢的翻边、弯曲和扩孔性能。
23.工艺影响组织。工业生产中，冷轧双相钢一般在连续退火炉中进行热处理。通过深入地研究退火炉设备特点和双相钢组织性能差异，发现当缓冷段长度较短，即缓冷速度≥7℃/s时，双相钢的铁素体含量往往不高，若采用目前常规的退火工艺设计，产品塑性很差，使用过程中频频出冲压开裂。当均热温度《790℃时，新生铁素体的面积率将达不到15％，翻边性能下降，扩孔率小于48％。本发明采用快冷ⅰ和快冷ⅱ的分级冷却，辅以合理的结构设计和工艺设计，不仅可以精准地控制贝氏体的含量，而且可以精准地控制贝氏体的形态。当快冷ⅰ段和快冷ⅱ段的间距》2m或者快冷ⅱ冷速《15℃/s或者快冷ⅰ冷速《50℃/s时，将促进贝氏体的形成，马氏体含量减少，贝氏体的面积率/马氏体的面积率容易超过3.0，抗拉强度达不到590mpa；当快冷ⅰ温度《500℃时，羽毛状贝氏体含量增多，粒状贝氏体和板条贝氏体减少，翻边性能下降，扩孔率小于48％；当快冷ⅱ冷速》40℃/s时，将显著抑制贝氏体的形成，贝氏体的面积率/马氏体的面积率达不到0.5，抗拉强度容易超过660mpa，翻边性能下降，扩孔率小于48％；当快冷ⅱ温度》350℃或过时效温度》330℃，马氏体回火加剧，强度降低，促进碳的配分，残余奥氏体的面积率容易超出3％，产品冲压过程中的回弹加剧。
24.3、有益效果
25.相比于现有技术，本发明的有益效果为：
26.(1)本发明通过合理设计快冷ⅰ和快冷ⅱ的结构布局，优化设计快冷ⅰ和快冷ⅱ的温度及冷速，既精准控制贝氏体的含量，也精准控制贝氏体的形态，充分发挥粒状贝氏体和板条贝氏体对翻边的有益作用，达到了稳定产品强度和提高产品塑性的技术效果。
27.(2)本发明通过合理设计均热温度和缓冷温度，实现了铁素体含量和构成的同步
调节，新生铁素体的面积率为15～35％，进一步提高了组织的多形态分布。
28.(3)本发明针对没有微合金化的常规成分590mpa级双相钢，解决了缓冷速率≥7℃/s时常规退火工艺下产品塑性不高问题，所得钢断后伸长率a
80
≥25％，扩孔率≥48％。
附图说明
29.图1为本发明实施例1所得钢的显微组织图。
30.图2为对比例2所得钢的显微组织图。
具体实施方式
31.下面结合具体实施例和附图对本发明进一步进行描述。
32.表1主要的化学成分(wt％)
33.编号csimncralspscannb+ti+mo+v实施例10.090.41.70.100.050.0100.0040.0020.003残余元素实施例20.070.41.80.010.040.0150.0030.0030.004残余元素实施例30.060.21.80.300.030.0100.0050.0010.005残余元素实施例40.100.51.50.200.050.0060.0040.0020.003残余元素实施例50.080.51.90.010.040.0150.0030.0010.004残余元素对比例10.090.41.70.100.050.0100.0040.0020.003残余元素对比例20.090.41.70.100.050.0100.0040.0020.003残余元素对比例30.090.41.70.100.050.0100.0040.0020.003残余元素对比例40.110.41.60.50.040.0150.0030.0030.004残余元素对比例50.060.21.80.300.030.0100.0050.0010.005残余元素
34.上表1为各实施例及对比例的主要化学成分表，下表2和下表3则分别为各实施例及对比例的连续退火工艺、力学性能的对比情况表。
35.表2主要的连续退火工艺参数
[0036][0037]
表3产品性能对比
[0038][0039]
注：力学性能的测定方法采用国家标准gb/t 228.1-2010，试样类型为p6，试样方向为纵向，扩孔率的测定方法采用国家标准gb/t 15825.4-2008，选用冲孔以及锥形凸模。
[0040]
对比例1和实施例1主要是加热和均热温度有所不同，对比例2和实施例1主要是快冷ⅰ和快冷ⅱ温度有所不同，对比例3和实施例1主要是缓冷速度、快冷ⅰ冷速和快冷ⅱ冷速有所不同。实施例1和对比例2的显微组织分别如图1～图2所示。实施例2和对比例4的连续退火工艺相同，但化学成分有所不同。实施例3和对比例5的化学成分相同，但快冷ⅱ冷速有所不同。
[0041]
由表1～表3可知，采用本发明方案生产的抗拉强度590mpa级双相钢性能符合：屈服强度为340～400mpa，抗拉强度为590～660mpa，断后伸长率a80≥25％，扩孔率≥48％。从图1可见，采用本发明方案生产的抗拉强度590mpa级双相钢，微观组织中贝氏体的主体形态
为粒状贝氏体和板条贝氏体。从图2可见，快冷ⅰ温度为470℃时，微观组织中贝氏体的含量不高，贝氏体的面积率/马氏体的面积率《0.5，并且主体形态为羽毛状贝氏体。
[0042]
本发明所述实例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明构思和范围进行限定，在不脱离本发明设计思想的前提下，本领域工程技术人员对本发明的技术方案作出的各种变形和改进，均应落入本发明的保护范围。

技术特征：

1.一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：包括以下步骤：加热：加热温度790～820℃；均热：均热温度790～820℃；缓冷：缓冷温度640～680℃，缓冷速度7.0～16.5℃//；快冷ⅰ：快冷ⅰ温度500～530℃，快冷ⅰ冷速50～100℃//；快冷ⅱ：快冷ⅱ温度510～350℃，快冷ⅱ冷速15～40℃//；过时效：过时效温度290～330℃，时间控制在5.5～12min；平整：平整延伸率0.3～1.0％。2.根据权利要求1所述的一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：快冷ⅰ和快冷ⅱ工序中均采用高速气体喷射冷却工艺，在退火炉的结构布局上，快冷ⅰ段和快冷ⅱ段前后相邻，间距≤2m。3.根据权利要求2所述的一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：快冷ⅰ段和快冷ⅱ段的间距＝0m，两者之间无挡板，腔体相通。4.根据权利要求1所述的一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：进入退火炉的原料钢为轧硬卷，该轧硬卷经冶炼、连铸、热轧、酸洗冷轧工序后进入退火炉，其中酸洗冷轧的总压下率45～80％，轧后带钢厚度0.4～2.5mm。5.根据权利要求1所述的一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：所用钢的化学成分及质量分数按％计满足以下条件：c:0.05～0.10％、si:0.1～0.6％、mn:1.5～1.9％、al/:0.02～0.06％、cr≤0.3％、p≤0.02％、s≤0.006％、n≤0.005％、ca≤0.005％，余量为fe和不可避免的杂质。6.根据权利要求5所述的一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：所得钢的铁素体的面积率为70～80％，其中新生铁素体的面积率为15～35％，马氏体+贝氏体的面积率为20～30％，贝氏体的面积率/马氏体的面积率为0.5～3.0，残余奥氏体的面积率≤3％，贝氏体的主体形态为粒状贝氏体和板条贝氏体。7.根据权利要求6所述的一种抗拉强度590mpa级冷轧双相钢的连续退火方法，其特征在于：所得钢的屈服强度为340～400mpa，抗拉强度为590～660mpa，断后伸长率a
80
≥25％，扩孔率≥48％。

技术总结

本发明公开了一种抗拉强度590MPa级冷轧双相钢的连续退火方法，属于冶金板材生产领域。它包括以下步骤：加热：加热温度7907770℃；均热：均热温度7907770℃；缓冷：缓冷温度6607670℃，缓冷速度7.0716.5℃//；快冷Ⅰ：快冷Ⅰ温度5007550℃，快冷Ⅰ冷速507100℃//；快冷Ⅱ：快冷Ⅱ温度5107550℃，快冷Ⅱ冷速15760℃//；过时效：过时效温度7907550℃，时间控制在5.5717min；平整：平整延伸率0.571.0％。本发明通过合理设计快冷Ⅰ和快冷Ⅱ的结构布局，优化设计快冷Ⅰ和快冷Ⅱ的温度及冷速，既精准控制贝氏体的含量，也精准控制贝氏体的形态，充分发挥粒状贝氏体和板条贝氏体对翻边的有益作用，达到了稳定产品强度和提高产品塑性的技术效果。术效果。术效果。