发明内容

针对以上现有技术问题，本发明旨在开发出一种经济型高屈强比、抗氢致延迟断裂的冷轧DH980钢板及其制备方法，既能满足传统产线生产条件，也要控制合金成本，本发明制造的高屈强比冷轧DH980产品具备优异的扩孔性能、延展性能、抗氢脆性能。

本发明的目的是这样实现的：

一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10％～0.50％，Mo：0.10％～0.60％；P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Nb：0.01％～0.1％，Ti：0.01％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。

进一步，所述钢板中Mo:Ti＝(8～13):1

所述钢板的显微组织包括铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体10％～35％、马氏体40％～70％、残余奥氏体3％～12％、贝氏体组织3％～15％。本发明钢板中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.1um～0.6um，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。

所述钢板屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向(横向)A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，t为钢板厚度；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；满足汽车的高强高塑高成形性能和优异的抗延迟断裂性的要求。

本发明合金设计的理由如下：

C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，同时足量的碳元素有助于在室温下获得稳定的残余奥氏体组织，进而改进了钢材的屈强比和成形性能。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，马氏体更硬，大大提高了材料发生氢脆风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.16％～0.23％。

Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来显著提高材料强度和屈强比。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.8％～2.5％。

Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度和屈强比，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.4％～1.2％。

Al：铝元素有助于钢液脱氧。还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高协调变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.30％～0.90％。

Cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度和屈强比，并可以稳定残余奥氏体以改善材料的延展性和成形性，Cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.10％～0.50％。

Mo：钼元素为钢中的强化元素，有助于稳定残余奥氏体，同时对提高钢的淬透性效果显著，Mo元素的与Ti配合使用可形成大量TiMoC析出物，有利于使钢中扩散氢呈弥散分布，减少扩散氢的聚集，因而可以兼顾高强度和抗氢脆性能。本发明将Mo元素含量的范围控制在0.10％～0.60％；且Mo/Ti质量百分数比控制在Mo:Ti＝8:1～13:1之间。

P：P元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性和抗氢脆性能；其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.01％。

S：S元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.01％。

N：N元素容易与Ti反应析出TiN大颗粒，在变形过程中充当裂纹源，对抗氢脆性能不利，因而要严格控制钢中N元素含量。本发明将N含量控制在N≤0.005％。

Nb与Ti：微合金化元素Nb和Ti通过细晶强化来提高材料的强度和屈强比，同时通过析出强化来保证强度的同时还可以钉扎扩散氢原子，减少氢的聚集进而提高材料的抗延迟断裂性能；因而控制Nb与Ti含量为：0.01％～0.10％。

本发明还提供了一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板的制备方法，包括以下步骤：冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整。具体步骤如下：

(1)冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10％～0.50％，Mo：0.10％～0.60％；P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Nb：0.01％～0.1％，Ti：0.01％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢水温度在1630～1720℃之间。

(2)中薄板坯连铸：浇铸温度在1580～1630℃，连铸坯厚度在120～180mm之间。

(3)热连轧：铸坯入炉温度在300～600℃之间，加热温度在1150～1280℃之间，开轧温度在1000～1130℃之间，终轧温度在880℃以上，卷取温度在500～650℃之间。热轧卷厚度在2～4mm之间，热轧态钢板显微组织包括铁素体、珠光体、贝氏体和少量渗碳体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体：40％～70％，珠光体：20％～40％，贝氏体：5％～20％，渗碳体：1％～5％；热轧态钢板晶粒度为7.0级以上。

(4)酸洗冷轧：冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～80％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。

(5)连续退火：预热温度控制在200～500℃，加热温度在760～860℃，退火温度为760～860℃，退火时间在10～600s，缓冷温度为660～740℃；之后快冷，快速冷却速率大于20℃/s，快冷温度在350～450℃，过时效温度为330～450℃，过时效时间为30～3600s；

临界区退火温度为760～860℃，若退火温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。退火时间为10～600s，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降。

(6)光整：光整过程的光整延伸率控制在0.5～1.2％范围内。

冷轧连退产品的显微组织所述钢板的显微组织包括铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体10％～35％、马氏体40％～70％、残余奥氏体3％～12％、贝氏体3％～15％；同时，本发明产品中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.1um～0.6um之间，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。

通过上述方法可以得到冷轧连退DH980钢板：屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向(横向)A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，t为钢板厚度；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；满足汽车的高强高塑高成形性能和优异的抗延迟断裂性的要求。

本发明有益效果在于：

(1)本发明采用转炉冶炼—中薄板坯连铸—热连轧—酸洗冷轧—连续退火的生产工艺，在传统的冷轧双相钢产线上即可实现高屈强比抗氢脆的DH980冷轧产品的工业化生产，具有生产成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。

(2)本发明生产的冷轧DH980钢板在传统冷轧双相钢的基础上引入了残余奥氏体和贝氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应和马氏体/下贝氏体混合组织协调变形耦合作用下，实现零部件在成形过程中显著提升材料的延展性，同时展现出较好的碰撞吸能效果。

(3)本发明生产的冷轧DH钢薄板带屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向(横向)A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂。

(4)本发明成品钢板的组织按体积百分比计为：10％～35％铁素体，40％～70％马氏体，3％～12％残余奥氏体，3％～15％贝氏体组织。

(5)本发明产品中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.1um～0.6um之间，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。