焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法技术

本发明专利技术公开了焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法，在传统780MPa级增强塑性双相钢(DH钢)基础上添加微量Ti元素，一方面调控基板的组织性能，另一方面通过Ti与C形成TiC粒子对焊缝起弥散强化作用，保证焊缝具有较高强度的同时获得较高的冲击韧性。添加少量Ni元素在提高奥氏体淬透性的同时提高焊缝韧性尤其是低温冲击韧性，降低韧脆转变温度，调控焊缝金属的相转变过程，兼顾高的抗裂性和高强度；获得了具有优良焊接性能的增强塑性双相钢，改善了用户使用情况，并优化了产品结构。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。定性更佳。定性更佳。

【技术实现步骤摘要】
焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法


[0001]本专利技术属于冷轧板带生产
，具体涉及焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法。

技术介绍

[0002]随着能源和环境问题日益凸显，节能和环保成为汽车工业发展不可避免的议题。通过汽车用钢高强化减薄，从而实现车辆减重被认为是促进汽车工业可持续发展最科学、有效的方法。在高强钢中，双相钢具有良好的强塑性、高加工硬化率等优势，成为应用最为广泛的先进高强度钢。但随着汽车轻量化的推进，双相钢用量越来越大高强度级别产品替代低强度级别产品已成为不可逆趋势。带钢强度级别提升后难以达到低强度产品相应的塑性，在复杂(特复杂)零件冲压过程容易出现开裂问题，当前780MPa级冷轧双相钢的塑性(要求延伸率A
80
≥14％)已满足不了复杂(特复杂)零件的需求，需要大幅提高塑性(延伸率A
80
≥18％)。需要通过引入一定量的残余奥氏体，通过发生TRIP效应来实现高塑性。成分设计上，通过适当增加C及Al+Si含量的方法来提高奥氏体的稳定性，使其保留到室温，但以上元素均会恶化焊接性能，不利于用户焊接。

技术实现思路

[0003]为了克服上述现有技术存在的缺陷，本专利技术在传统780MPa级增强塑性双相钢(DH钢)基础上添加微量Ti元素，一方面调控基板的组织性能，另一方面通过Ti与C形成TiC粒子对焊缝起弥散强化作用，保证焊缝具有较高强度的同时获得较高的冲击韧性。添加少量Ni元素，在提高奥氏体淬透性的同时提高焊缝韧性尤其是低温冲击韧性，降低韧脆转变温度，调控焊缝金属的相转变过程，兼顾高的抗裂性和高强度。获得了具有优良焊接性能的增强塑性双相钢，改善用户使用情况。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。
[0004]为了实现上述专利技术目的，本专利技术提供了焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢，所述双相钢的化学成分质量百分含量为C：0.12～0.19％，Si：0.60～0.90％，Mn：1.50～2.10％，Ni：0.10～0.50％，Ti：0.010～0.040％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.15～0.40％，N≤0.0060％，余量为Fe及不可避免的杂质。
[0005]进一步的，所述焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢的化学成分质量百分含量优选为C：0.15～0.18％，Si：0.70～0.85％，Mn：1.80～2.00％，Als：0.15～0.30％，P≤0.010％，S≤0.005％，Ni：0.20～0.40％，Ti：0.020～0.035％，N≤0.0035％，余量为Fe及不可避免杂质。
[0006]碳：C是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa；并直接影响临界区处理后增强塑性双相钢中贝氏体、马氏体及残余奥氏体等的含量，C含量过低时奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致残余奥氏体减少甚
至无法保存至室温和抗拉强度不足等问题。需要增加大量的Mn、Cr等合金元素的含量来保证残余奥氏体的含量及强度，从而导致成本增加。因此，本专利技术C含量为0.12％～0.19％，优选为0.15～0.18％。
[0007]硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性，过低的Si含量难以在室温获得残余奥氏体。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除鳞难度。因此，本专利技术Si含量为0.60～0.90％，优选为0.70～0.85％。
[0008]锰：通过添加锰元素在常规连续退火/镀锌作业线的冷却速率能力范围内提高淬透性。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，易在退火过程中向表面富集，形成大量锰化物，从而导致表面镀锌质量下降。因此，在本专利技术中Mn含量为1.50～2.10％，优选为1.80～2.00％。
[0009]铝：Al是强脱氧元素，为了保证钢中的氧含量尽可能的低，需要添加一定量的铝，同时，可溶铝常用作微合金元素来结合钢中的氮，弥散很细的AlN阻止奥氏体晶粒的长大。在γ～α转变过程中，AlN起成核作用，从而加速奥氏体转变。同时Al与Si相同具有抑制渗碳体产生的作用，有利于在室温条件下获得残余奥氏体；但添加多量的铝容易形成氧化铝团块。因此，本专利技术中Al含量为0.15～0.40％，优选为0.20～0.35％。
[0010]钛：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。Ti与C形成TiC粒子对焊缝起弥散强化作用，保证焊缝具有较高强度的同时获得较高的冲击韧性。Ti含量过低不利于细化晶粒和强化焊缝，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，本专利技术中Ti含量为0.010％～0.040％，优选为0.020～0.035％。
[0011]镍：钢中添加少量Ni元素提高奥氏体淬透性的同时还会提高焊缝韧性尤其是低温冲击韧性，降低韧脆转变温度，调控焊缝金属的相转变过程，兼顾高的抗裂性和高强度。但钢中Ni含量较高时热裂纹(主要是液化裂纹)倾向明显增加。过低大Ni含量难以起到强化焊缝的目的，而过高的Ni含量会增加热裂纹的同时会增加合金成本。因此，本专利技术中Ni含量为0.10％～0.50％，优选为0.20～0.40％。
[0012]磷：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，本专利技术中将P含量控制在P≤0.020％，优选为P≤0.010％。
[0013]硫：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，，本专利技术中将S元素含量控制在S≤0.010％，优选为S≤0.003％。
[0014]氮：N为钢中的杂质元素，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，本专利技术中N含量为0.0060％，优选为0.0035％。
[0015]进一本文档来自技高网...

【技术保护点】

【技术特征摘要】
1.焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分质量百分含量为C：0.12～0.19％，Si：0.60～0.90％，Mn：1.50～2.10％，Ni：0.10～0.50％，Ti：0.010～0.040％，P≤0.020％，S≤0.010％，Als：0.15～0.40％，N≤0.0060％，余量为Fe及不可避免的杂质。2.根据权利要求1所述焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢，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：0.15～0.18％，Si：0.70～0.85％，Mn：1.80～2.00％，Als：0.15～0.30％，P≤0.010％，S≤0.005％，Ni：0.20～0.40％，Ti：0.020～0.035％，N≤0.0035％，余量为Fe及不可避免杂质。3.根据权利要求2所述焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢，其特征在于，所述双相钢的屈服强度为475～540MPa，抗拉强度为810～865MPa，断后伸长率A
80
值为20.0～26.0％。4.根据权利要求3所述焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢，其特征在于，所述双相钢的组织包括：43～48％的铁素体，所述铁素体的平均晶粒尺寸为4.0μm；20～25％呈岛状分布的马氏体，所述马氏体的平均晶粒尺寸为1.5μm；20～25％贝氏体，以及7～12％残余奥氏体。5.一种如权利要求1～4中任一项所述的焊接性能优良的780MPa级连退用增强塑性双相钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括...

【专利技术属性】
技术研发人员：余灿生，郑之旺，常智渊，周伟，李龙，陈林，
申请(专利权)人：攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司，
类型：发明
国别省市：