[发明专利]高屈服强度780MPa级冷轧双相钢的制造方法

说明书

技术领域

本发明涉及冷轧双相钢的制造方法，具体是一种高屈服强度780MPa级冷轧双相钢的制造方法。

背景技术

以相变强化为基础，由铁素体与马氏体组成基体组织的冷轧双相钢(DP钢)是先进高强钢中的典范。它具有低屈强比、高初始加工硬化速率以及良好的强度和延性配合等特点，已被国内外汽车厂广泛采用。超轻钢车体项目研究表明，双相钢在未来汽车车身上的用量将达到80％，具有良好的市场应用前景。近年来，双相钢研发的主要方向是进一步提高冷轧双相钢的强塑性水平和成形性，特别是各强度级别冷轧DP590-DP1180的伸长率和应变硬化指数n值，同时在化学成分、生产工艺和显微组织方面进行新技术开发和改进。

传统意义上而言，由于双相钢主要用来制作汽车车身结构件或安全件，这些零件大部分情况下变形并不非常复杂，且强度不是太高，因此成形起来问题不大。但随着汽车设计的不断变革与轻量化的不断发展，越来越多的结构件在要求具备一定拉延特征的同时，也具备较强的翻边特点，并且这类结构件强度要求也越来越高，大部分要求材料强度达到780MPa级以上，采用590MPa级及以下的双相钢无法满足强度的要求，采用普通的低屈强比塑性较好的780MPa级双相钢无法满足翻边得要求，往往零件出现翻边开裂。因此，需要针对这类特点的零件，优化材料的扩孔性能，以满足汽车厂家的要求。

发明内容

本发明的目的是为了解决上述背景技术存在的不足，提出一种具有较高的屈服强度和抗拉强度，扩孔翻边性好的高屈服强度780MPa级冷轧双相钢的制造方法。

为了实现以上目的，本发明提供的一种高屈服强度780MPa级冷轧双相钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：热轧、终轧、卷取、冷轧、退火、缓冷、快冷、过时效、平整，九个步骤，其中，热轧加热温度为1270～1330℃，终轧温度860～900℃，卷取温度610～650℃，冷轧压下率55～72％，退火过程退火温度810～830℃，缓冷段结束温度620～640℃，快冷段结束温度280～310℃，过时效温度260～300℃，平整延伸率0.3％～0.6％。

作为本发明的优选方案，所述钢材的化学成分为C：0.07～0.09％；Si：0.25～0.35％；Mn：1.75～1.85％；P：0.012％以下；；Cr：0.2～0.3％；Alt：0.02～0.07％；Nb：0.015～0.025％；限制元素S：0.005％以下；N：0.005％以下，余量为Fe

本发明的有益效果：利用该技术方案生产出来的780MPa级高屈服强度冷轧双相钢，由于通过合适的化学成分与生产工艺控制，所得产品具有较高屈服强度和良好的扩孔翻边性能。因此在利用该产品生产汽车车身高强度结构件时，所得零件强度高，翻边质量好，能对车身结构起到良好的轻量化效果，具有显著的社会效益和经济效益。

具体实施方式

实施例：一种高屈服强度780MPa级冷轧双相钢的制造方法，包括如下步骤：热轧、终轧、卷取、冷轧、退火、缓冷、快冷、过时效、平整，九个步骤，其中，热轧加热温度为1270～1330℃，终轧温度860～900℃，卷取温度610～650℃，冷轧压下率55～72％，退火过程退火温度810～830℃，缓冷段结束温度620～640℃，快冷段结束温度280～310℃，过时效温度260～300℃，平整延伸率0.3％～0.6％。钢材的化学成分为C：0.07～0.09％；Si：0.25～0.35％；Mn：1.75～1.85％；P：0.012％以下；；Cr：0.2～0.3％；Alt：0.02～0.07％；Nb：0.015～0.025％；限制元素S：0.005％以下；N：0.005％以下，余量为Fe。

与现有技术相比，本技术的优势在于：

(1)化学成分设计：

碳能显著提高钢的强度，特别是在双相钢中，C在马氏体中的含量直接影响马氏体强度，进而影响钢的抗拉强度，但是钢中的碳含量过高对成形性能极为不利，也会恶化材料的焊接性能。故将其含量限定在0.07～0.09％范围。

硅元素在双相钢中对铁素体基体有净化作用，抑制碳化物的形成，同时促进C从铁素体基体向奥氏体扩散，但是过量的Si元素在热轧生产过程中会导致氧化铁皮除不尽等问题。所以，将其含量限定在0.25～0.35％范围。

锰元素能起到扩大奥氏体区的作用，并提高钢的强度，但较高的锰含量会对炼钢与连铸过程造成不利影响，考虑到钢需要达到的强度级别，将其含量限定在1.75～1.85％范围。