CN101880825B

CN101880825B - 抗拉强度750MPa以上的超细晶热轧双相钢及其板材制造方法

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Publication number: CN101880825B
Application number: CN2010102209901A
Authority: CN
Inventors: 许云波; 董毅; 于永梅; 侯晓英; 吴迪; 王国栋
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2010-07-08
Filing date: 2010-07-08
Publication date: 2012-03-14
Anticipated expiration: 2030-07-08
Also published as: CN101880825A

Abstract

一种抗拉强度750MPa以上的超细晶热轧双相钢及其板材制造方法，属于轧钢技术领域，该双相钢化学组成按质量百分数为：C 0.06～0.16％，Si 0.10～0.50％，Mn 1.00～2.00％，Al0.02～0.06％，Nb 0.01～0.08％，Ti 0～0.03％，并限制P≤0.1、S≤0.005，余量为Fe。该双相钢的制造方法包括以下步骤：1)加热，将厚度≥60mm的板坯加热到1100～1250℃，保温1-4h；2)轧制，采用两阶段控制轧制，再结晶区压下率为＞60％，未再结晶区压下率为＞70％；再结晶区开轧温度为1100～1150℃，未再结晶区开轧温度为880～940℃，终轧温度为770～860℃；3)冷却，终轧后采用连续冷却，冷却速率为30～40℃/s，卷取温度＜350℃，成品厚度为2～10mm。本发明能获得具有高强度、低屈强比和延伸性能良好的高性能钢板，该钢板能适应高强度汽车及其它工业机械零件等的成形加工。

Description

抗拉强度750MPa以上的超细晶热轧双相钢及其板材制造方法

技术领域

本发明属于轧钢技术领域，涉及一种低成本高强度超细晶热轧双相钢及其板材制造方法，详细地说涉及抗拉强度(TS)在750MPa以上，且延伸率≥21％、屈强比≤0.67，即强度和成形性能优异的高强度钢。本发明的高强度钢板适用于汽车、建筑、石油、船舶和机械等工业领域。

背景技术

近年来，汽车工业发展迅速，产生了两个主要问题：一是随着汽车数量增多、车速的提高，使得人们对汽车的安全性能提出了更高的要求，其重要措施之一就是增强汽车构件的强度；二是能源紧张和环境污染，因此要求降低油耗、节约能源是未来汽车发展的必然方向，而降低油耗的一个重要方法是减轻汽车的自重。正是由于未来汽车向着高安全性、经济环保、高寿命等方向发展，使得提高汽车的安全性能、降低成本、减轻自重成为了增加高强度钢用量的动力。因而双相钢以其优越的性能得到了汽车工程师们的重视。目前，传统热轧双相钢的生产方法可分为中温卷取型热轧法和低温卷取型热轧法。但各有缺点：采取中温卷取型热轧法生产双相钢时，钢中必然要加入Cr，Mo等合金元素，使成本较高；而采取低温卷取型热轧法时，由于轧后冷却工艺的复杂性，使其较难控制，难以得到均匀稳定的组织，且成分中Si的含量较高，造成钢板表面质量较差。

鉴于上述问题，热轧双相钢的生产方法应在优化化学成分的基础上，制定了合理的控轧工艺，并简化冷却路径，生产出综合性能良好的双相钢板。

发明内容

针对传统热轧双相钢生产出现的问题，本发明提供了一种低成本高强度超细晶热轧双相钢及其板材制造方法。

本发明以传统C-Si-Mn系热轧双相钢成分为基础，大幅降低C和Si含量，同时加入少量Nb、Ti微合金元素，采用适当的控轧控冷工艺，获得抗拉强度超过750MPa的双相钢板。其化学成分按质量百分数为：0.06～0.16％C、0.10～0.50％Si、1.00～2.00％Mn、0.02～0.06％Al、0.01～0.08％Nb、0～0.03％Ti，并限制P≤0.1、S≤0.005，余量为Fe及不可避免的夹杂；组织为多边形及/或准多边形铁素体和少量马氏体，其中：铁素体百分含量为75～85％，晶粒尺寸3～5μm；马氏体体积分数为15～25％，呈岛状弥散分布，平均粒径在5μm以下。

本发明的抗拉强度750MPa以上的超细晶热轧双相钢板的制造方法，包括以下步骤：

(1)加热工艺：将厚度大于或等于60mm的板坯加热到1100～1250℃，保温时间1-4小时。

(2)轧制工艺：采用两阶段控制轧制，再结晶区压下率为＞60％，未再结晶区压下率为＞70％；再结晶区开轧温度为1100～1150℃，未再结晶区开轧温度为880～940℃，终轧温度为770～860℃。

(3)冷却工艺：终轧后采用连续冷却，冷却速率为30～40℃/s，卷取温度低于350℃，成品厚度为2～10mm。

本发明生产的双相钢板的抗拉强度超过750MPa，屈服强度约为500MPa，延伸率大于21％，屈强比≤0.67。

奥氏体晶粒尺寸、轧制制度(变形量、道次温度)和冷却方式等对低碳钢双相组织的形成有重要影响。减小奥氏体晶粒尺寸、增大变形量和控制合理的道次温度，可以在较宽的冷速范围内采用连续冷却方法得到理想的F+M双相组织。

本发明正是基于上述思想，通过少量添加Nb、Ti等微合金元素和未再结晶区控轧等方法充分细化相变前奥氏体晶粒尺寸，并提高残余应变，大大增强铁素体转变所需驱动力和形核位置，促进多边形铁素体在较高温度、较短时间大量生成细小晶粒。同时，C元素的快速扩散促进了周围奥氏体中富C而提高了奥氏体的稳定性，推迟了珠光体或贝氏体转变，使得在较宽的冷却范围内生成岛状马氏体组织。图1示出了采用控轧+连续冷却技术制备热轧双相钢的物理冶金机理。

(1)组织和性能

本发明的高强度钢板所具有的组织如下：至少含有多边形铁素体和马氏体，以相对于全部组织的面积率计，多边形及/或准多边形铁素体为75％以上，其中：铁素体百分含量为75～85％，晶粒尺寸3～5μm；马氏体体积分数为15～25％，呈岛状弥散分布，平均粒径在5μm以下。

其中，多边形铁素体(PF)在透射电镜(TEM)下为白色，呈多角形的形状，内部不含残留奥氏体和马氏体；准多边形铁素体在TEM下为白色，具有大体球状特征，内部不含残留奥氏体和马氏体；马氏体在TEM下大体黑色，具有板条状或孪晶两种类型。

在本发明中，显微组织的主要特征表现在以下两个方面：①PF或准PF的晶粒尺寸3～5μm，这与传统热轧双相钢DP600组织(10μm以上)相比要小很多，这与再结晶和未再结晶区大变形控轧密切相关，体现了细晶强化对新钢种强度的重要贡献；②马氏体呈岛状弥散分布，且平均粒径细小(5μm以下)。合理的马氏体量对抗拉强度有重要的贡献，而弥散细小的分布特征则赋予新钢种优良的延伸性能和较低的屈强比，这对于双相钢而言至关重要。

本发明中超细铁素体晶粒和双相特性一起导致了新钢种诱人的使用性能：低屈强比(≤0.67)；高加工硬化指数(≥0.15)；良好的强度-塑性匹配(750MPa～/21％～)。

(2)合金成分

C：0.06～0.16％

C主要是形成所需数量的马氏体和保证钢的强度。控制C富集于亚稳奥氏体区域而避免其析出，是获得多边形铁素体包围岛状马氏体双相组织的保证。对于其它性能，如焊接性等，要求限制C含量在0.2％以下，而C太低(＜0.02％)则不易得到双相组织，为保证钢具有较大的铁素体析出区，宜控制在0.1％左右。C的最优范围为0.07～0.10％。

Si：0.10～0.50％

Si可以扩大Fe-C相图的α+γ区，使临界区处理的温度范围加宽，改善双相钢的工艺性能，有利于保持双相钢强度、延性等性能的稳定性和重现性。Si还加速碳向奥氏体的偏聚，对铁素体中的固溶碳有“清除”和“净化”作用。然而，Si含量过高会给热轧表面质量和涂镀带来麻烦，如在均匀化处理时，可能形成一些低熔点的复杂氧化物，因此Si含量不能过高。本发明的主要特征之一就在于与传统的Si-Mn系和Cr-Mo系双相钢，Si含量大大降低，从而改善热带的表面质量，因此上限设为0.5％，选定0.2～0.4％Si为最优成分。

Mn：1.00～2.00％

Mn是典型的奥氏体稳定化元素，显著提高钢的淬透性，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，可显著推迟珠光体转变以及贝氏体转变。Mn作为扩大γ相区的元素，会降低A₃、A₁临界点，但Mn高在推迟珠光体转变的同时，也推迟铁素体的析出，使“速度窗口”变小，贝氏体区右移，使钢对工艺条件的敏感性变大。Mn太低易引起珠光体转变。因此，选定Mn含量在1.00％以上，2.00％以下推荐1.0～1.8％Mn为最优成分。

Al：0.02～0.06％

Al对临界区加热时奥氏体形态的影响与Si相似，即Al也促使马氏体呈纤维状形态，Al还可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用。Al的最优范围为0.03～0.05％。

Nb：0.01～0.08％

Nb对晶粒细化、相变行为、奥氏体中C富集和马氏体的形核发挥显著作用。固溶状态的Nb延迟热变形过程中静态和动态再结晶和奥氏体向铁素体的相变。Nb与C和N结合形成小的碳氮化物也可延迟再结晶，阻止晶粒长大，并有明显强化效果。本发明Nb含量的最优范围在0.015～0.03％之间。

P低于0.1％

P能使马氏体岛的形态发生显著变化，且使马氏体的硬度略有下降，铁素体的硬度略有升高。P的另一影响是提高α相的形成温度，扩大形成α相的温度范围，从而影响退火后的铁素体和马氏体的相对量。P还可以促进得到细小均匀分布的马氏体。但P过剩添加，则加工性恶化，因此将其上限定为0.1％.

S低于0.005％

S通过形成MnS等硫化物夹杂，成为裂纹的起点而使加工性能恶化，因此将其上限定为0.005％.S含量越少越好。

此外，为进一步细化奥氏体晶粒，促进多边形铁素体生成等目的，优选在以下范围内添加Ti。

Ti：0～0.03％

Ti在低碳钢中控制奥氏体再结晶和析出强化的作用与Nb类似，特别是在再加热过程而细化奥氏体晶粒的作用最强，此外还能起到改善焊接性能的目的。本发明正是利用Ti的这一特点，起到充分细化相变前奥氏体晶粒，促进铁素体生成的作用。推荐最佳含量为0.010～0.015％.

(3)制造方法

本发明的制造方法包括以下三部分：1)加热工序；2)轧制工序；3)冷却工序。为了高效地获得本发明的钢板，有必要合理地控制上述几部分的关键工艺参数，以保证获得理想的显微组织和力学性能。

①加热工序

将厚度大于或等于60mm的板坯加热到1100～1250℃，保温时间1-4小时。这里板坯再加热过程主要目的包括充分奥氏体化和将Nb、Ti等微合金完全固溶。需要注意的是，本发明中添加微量Ti正是为了在再加热过程析出适量细小的TiN，以起到抑制奥氏体晶粒过分长大的目的。因此，合理的奥氏体化温度和在炉时间是保证Ti微合金碳氮化物析出并发挥作用的关键，过高温度或过长均热时间都可能引起析出物聚集粗化而不能够起到细化奥氏体晶粒的作用。

②轧制工序

采用两阶段控制轧制，再结晶区压下率为＞60％，未再结晶区压下率为＞70％；再结晶区开轧温度为1100～1150℃，未再结晶区开轧温度为880～940℃，终轧温度为770～860℃。再结晶区大压下率轧制指的是总压下率在60％以上，而单道次压下率则达到30％以上，主要通过动态和道次间充分的静态再结晶大幅度细化奥氏体晶粒。

未再结晶区累积大变形是本发明控制轧制的另一主要特色。精轧开轧温度要求在未再结晶温度(T_nr)附近，而本发明典型钢种的未再结晶温度通常在900～950℃范围内，所以这里将未再结晶开轧温度定为880～940℃。未再结晶区精轧总压下率控制在70％以上，最优在80％左右。大变形精轧可以大幅度提高奥氏体内的变形储能及累积应变，结合各道次微合金析出行为的控制，抑制道次间部分再结晶，促进多道次精轧阶段的亚动态再结晶和应变累积，以期在相变前获得超细而均匀的奥氏体晶粒和高残余应变。此外，适度降低并严格控制精轧温度范围，能够避免累积应变量沿板卷长度方向分布不均，辅之以超强的冷却能力，可以保证新钢级具有优异的性能均匀性。

大量研究工作表明，细化奥氏体晶粒，强化应变累积，主要起到以下两方面的作用：a)促进C向周围A中的扩散，强烈推动A→PF转变；b)C的快速扩散促进了周围奥氏体中富C提高了稳定性，推迟了P/B转变，使得在较宽的冷却范围内生成岛状M组织，透射组织中孪晶马氏体的产生进一步说明了这一点(图2)。因此，热轧过程的控制轧制是本发明实现低成本超细晶双相钢开发的关键环节，也是在连续冷却条件下得到理想显微组织的重要保证。

③冷却工序

本发明中冷却工序主要有以下两个要点：a)连续冷却；b)低温卷取。

细晶化控制轧制强烈促进奥氏体→铁素体相变过程，在细化组织同时减轻后序工艺的压力，使得在轧后的输出辊道上采用连续冷却代替分段冷却成为可能，降低了与高速轧制有关的过程控制难度，提高了工艺过程的稳定性，简化了工艺流程，提高了劳动生产率，对工业化技术顺利实施提供了保证。

低温卷取是现代复相钢生产的一个重要工艺环节，要求卷取机具有超强的低温卷取能力。通常热带生产中，卷取机的工作温度主要在400～700℃，以600℃左右最为常见。包括卷取机在内的现代热连轧设备均具有强力式的特点，10mm以下的薄带在200～300℃卷取并非难事。此外，复相钢生产中卷取温度要求低于马氏体转变点(Ms)，通常在200℃以下。本发明由于强烈的细晶化控轧使得铁素体周围的残余奥氏体稳定性大大增强，从而可提高卷取温度至350℃左右，在一定程度上减轻了卷取机的负荷。

本发明终轧后采用连续冷却，冷却速率为30～40℃/s，卷取温度低于350℃，成品厚度为2～10mm。

采用本发明能够获得具有高强度、低屈强比和延伸性能良好的高性能钢板。使用本发明的钢板时，能够适应要求高强度的汽车零件和其它工业机械零件等的成形加工。

附图说明

图1为未再结晶控轧+连续冷却技术制备双相钢的物理冶金机理(T-温度；t-时间；T_nr-未再结晶温度；A_r3-铁素体转变开始温度；F_γ-def-未再结晶区大变形条件下的铁素体转变；F_γ-rex-奥氏体未变形或充分回复条件下的铁素体转变；P-珠光体转变；B-贝氏体转变；M-马氏体转变)；

图2为实验钢透射电镜组织照片中的孪晶马氏体；

图3为实例1经4％的硝酸酒精腐蚀后的金相组织图片(a)工艺1-I；(b)工艺1-II；(c)工艺1-III；

图4为实例1经Lepera试剂(1％Na₂S₂O₅水溶液与4％的苦味酸酒精溶液按1∶1比例混合)腐蚀后的金相组织图片，白色组织为马氏体(a)工艺1-I；(b)工艺1-II；(c)工艺1-III；

图5为实例1实验钢A典型的拉伸曲线；

图6Lepera试剂(1％Na₂S₂O₅水溶液与4％的苦味酸酒精溶液按1∶1比例混合)腐蚀后的实例2实验钢B金相组织图片，白色组织为马氏体(a)工艺2-I；(b)工艺2-II；

图7实例2实验钢B典型的拉伸曲线；

图8Lepera试剂(1％Na₂S₂O₅水溶液与4％的苦味酸酒精溶液按1∶1比例混合)腐蚀后的实例3实验钢C金相组织图片，白色组织为马氏体。(a)工艺3-III；(b)工艺3-V；

图9实例3实验钢C典型的拉伸曲线。

具体实施方式

实施例1

实验钢A的化学成分见表1，钢坯初始厚度为60mm，成品厚度3mm。为使Nb和Ti的碳氮化物完全固溶，坯料在箱式电阻炉中加热到1200℃保温1h后进行9道次的轧制变形，变形制度见表2。轧制过程在Φ450×450二辊可逆热轧实验机组上进行。终轧后采用连续冷却，卷取温度低于350℃，冷却工艺参数见表3。钢板的力学性能见表4.

表1实施例1实验钢A的化学成分(％)

表2实施例1的轧制规程

表3实施例1的温度及冷却制度

表4实施例1的力学性能与组织体积分数

实验完成后，从热轧板中部切取金相试样，经研磨、抛光后分别采用4％(体积分数)的硝酸酒精溶液和Lepera试剂(1％Na₂S₂O₅水溶液与4％的苦味酸酒精溶液按1∶1比例混合)腐蚀，用以观察铁素体和马氏体组织的形貌和分布。金相组织和两相含量通过LEICA Q550IW型图像分析仪进行观察和测定。铁素体晶粒尺寸采用割线法来测定。沿板纵向切取3个板状拉伸试样，加工成标准试样进行拉伸试验，测定基本力学性能。

实验钢轧后采用连续冷却的方式得到的最终组织为铁素体+马氏体的双相组织，如图3和4所示，其中图3为4％的硝酸酒精腐蚀后的金相组织图片；图4为Lepera试剂腐蚀后的金相组织图片，白色组织为马氏体。随着终轧温度的升高，铁素体百分含量增加，晶粒尺寸略有增加，但改变不大，在4μm左右，主要是因为终轧后直接采用层流冷却，冷速相对较快，使铁素体没有时间长大；组织中马氏体含量增大，马氏体呈小岛状弥散分布于铁素体基体上，尺寸较小。

图5为工艺3条件下A钢室温拉伸曲线。可见，在三个终轧温度下得到的钢板的应力-应变曲线上无屈服平台的出现，为连续屈服。由表4可知，随着终轧温度的升高，屈服强度基本不变，在500MPa左右，即对轧后采用连续冷却方式生产的双相钢而言，终轧温度对屈服强度影响不大。但随着终轧温度的升高，抗拉强度增大，屈强比和延伸率降低，n值升高。实验钢最佳的终轧温度在810℃-850℃之间，可得到抗拉强度750MPa以上，屈强比低于0.67，n值大于0.17，延伸率高于23％的双相钢板。

实施例2

实施例2实验钢B的化学成分见表5，钢坯初始厚度为60mm，成品厚度3mm。坯料在箱式电阻炉中加热到1200℃保温1h后进行9道次的轧制变形，变形制度同实施例1。轧制过程在Φ450×450二辊可逆热轧实验机组上进行。终轧后采用连续冷却，卷取温度低于350℃，冷却工艺参数见表6。钢板的力学性能见表7.

表5实施例2实验钢B的化学成分(％)

表6实施例2的温度制度及冷却速率

表7实施例2的力学性能与组织体积分数

实验钢B轧后采用连续冷却的方式得到的最终组织为铁素体+马氏体的双相组织，如图6所示。图7为实例2工艺下实验钢B的室温拉伸曲线，钢板的应力-应变曲线上无屈服平台的出现，为连续屈服。抗拉强度750MPa以上，屈强比低于0.65，n值大于0.17，延伸率高于23％的双相钢板。

实施例3

实施例3实验钢C的化学成分见表8，钢坯初始厚度为75mm，成品厚度4mm。坯料在箱式电阻炉中加热到1200℃保温1h后进行9道次的轧制变形，变形制度见表9。轧制过程在Φ450×450二辊可逆热轧实验机组上进行。终轧后采用连续冷却，卷取温度低于350℃，冷却工艺参数见表10。钢板的力学性能见表11.

表8实施例3实验钢C的化学成分(％)

表9实施例3的轧制规程

表10实施例3的温度制度及冷却速率

表11实施例3的力学性能与组织体积分数

实验钢C轧后采用连续冷却的方式得到的最终组织为铁素体+马氏体的双相组织，如图8所示。图9为实例3工艺条件下实验钢C室温拉伸曲线，钢板的应力-应变曲线上无屈服平台的出现，为连续屈服。抗拉强度750MPa以上，屈强比低于0.64，n值大于0.19，延伸率高于21％的双相钢板。

Claims

1.一种抗拉强度750MPa以上的超细晶热轧双相钢板材，其特征在于所述双相钢化学组成按质量百分数为：C 0.06～0.16％，Si 0.10～0.50％，Mn 1.00～2.00％，Al 0.02～0.06％，Nb0.01～0.08％，Ti 0～0.03％，并限制P≤0.1、S≤0.005，余量为Fe，该双相钢的组织为多边形及/或准多边形铁素体和少量马氏体，其中铁素体含量为75％～85％，晶粒尺寸3～5μm；马氏体体积分数为15～25％，呈岛状弥散分布，平均粒径小于5μm。

2.权利要求1所述双相钢板材的制造方法，包括以下步骤：

(1)加热，将厚度≥60mm的板坯加热到1100～1250℃，保温1-4h；

(2)轧制，采用两阶段控制轧制，在结晶区压下率为＞60％，未再结晶区压下率为＞70％；在结晶区开轧温度为1100～1150℃，未再结晶区开轧温度为880～940℃，终轧温度为770～860℃；

(3)冷却，终轧后采用连续冷却，冷去速率为30～40℃/s，卷区温度低于350℃，成品厚度2～10mm。

3.如权利要求书2所述双相钢板材的制造方法，其特征在于所述双相钢板的抗拉强度＞750MPa，屈服强度为500MPa，延伸率＞21％，屈强比≤0.67。