CN105838997B - Si‑Mn系780MPa级热轧双相钢及其生产方法 - Google Patents

Si‑Mn系780MPa级热轧双相钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种Si‑Mn系780MPa级热轧双相钢，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.06～0.09％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.70～1.90％，P：0～0.015％，S：0～0.004％，Als：0.020～0.060％，其余为Fe及不可避免的杂质；该钢的生产方法的冷却步骤采用三段式控冷工艺：控制第一段冷却速度为160～180℃/s，冷却至630～730℃，控制第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至600～700℃，控制第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，且控制冷却水水温为10～25℃。本发明生产的热轧双相钢能有效的获得铁素体+马氏体双相组织，材料的下屈服强度达380～635MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A50mm≥16％，180°横向弯曲试验D＝1.5a合格，屈强比≤0.60，具备高强度和低屈强比的特点。

Description

Si-Mn系780MPa级热轧双相钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及冶金技术，具体地指一种Si-Mn系780MPa级热轧双相钢及其生产方法。
背景技术
随着汽车轻量化工作的开展，高强度热轧汽车用钢的需求量不断扩大。组织结构为铁素体+马氏体的热轧双相钢由于具有高强度、低屈强比的特点，在汽车车轮、保险扛等零件上已逐步取代普通汽车结构用钢，应用量逐步加大。
因热轧双相钢性能优良，对此，国内各钢厂均在开展相关方面的研究工作。各钢厂装备、技术、原料等参差不齐，生产过程中所用的合金元素种类、用量、工艺都不尽相同，现有的热轧双相钢在满足相应力学性能要求的前提下，难以兼顾高强度、低屈强比及冷成型性能。如：中国专利申请号CN201210411202公开了一种抗拉强度780MPa级热轧双相钢板及其制造方法，该钢板成分为：C 0.07％～0.12％、Si 0.2％～0.7％、Mn 1.0％～1.8％、Als0.02％～0.08％、Cr 0.5％～1.2％、Nb 0.02％～0.05％、Ti 0.01％～0.03％、P<0.02％、S<0.005％，余量为Fe；该钢板制造方法的要点是：将80～230mm厚的连铸板坯加热到1220±20℃，保温2～4小时；采用两阶段控制轧制，再结晶区轧制开轧温度＞1050℃，未再结晶区终轧温度840～920℃，成品厚度2.5～6mm；终轧层流冷却，冷速20～40℃/s，卷取温度500～600℃。上述热轧双相钢板在生产过程中卷取温度过高，从金相组织转变规律上看，无法得到马氏体组织，不能满足汽车用钢对高强度、低屈强比及良好冷成型性能的要求。
发明内容
本发明的目的就是要提供一种Si-Mn系780MPa级热轧双相钢及其生产方法，该热轧双相钢强度高、屈强比低，冷成型性能优良。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种Si-Mn系780MPa级热轧双相钢，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.06～0.09％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.70～1.90％，P：0～0.015％，S：0～0.004％，Als：0.020～0.060％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.08～0.09％，Si：0.50～0.63％，Mn：1.83～1.90％，P：0.012～0.013％，S：0.003～0.004％，Als：0.035～0.051％，其余为Fe及不可避免的杂质。
一种上述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，包括冶炼、真空处理、连铸、加热、轧制、冷却及卷取的步骤，所述冷却步骤采用三段式控冷工艺：控制第一段冷却速度为160～180℃/s，冷却至630～730℃，控制第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至600～700℃，控制第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，且控制冷却水水温为10～25℃。
进一步地，所述轧制步骤采用分段轧制，控制粗轧结束温度为1060～1100℃，控制精轧终轧温度为830～870℃。
进一步地，所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1230～1260℃，加热时间为50～60min。
进一步地，所述冷却步骤，控制第一段冷却速度为165～170℃/s，冷却至660～710℃，控制第二段冷却速度为5～8℃/s，冷却至645～680℃，控制第三段冷却速度为59～70℃/s，冷却至85～100℃。
进一步地，所述卷取步骤，控制卷取温度为50～150℃。
进一步地，所述真空处理步骤，控制真空处理时间＞15min。
进一步地，所述轧制步骤，控制粗轧结束温度为1065～1070℃，控制精轧终轧温度为835～850℃。
更进一步地，所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1240～1255℃，加热时间为57～60min。
以下就本发明的化学成分及生产方法进行分析说明：
(1)化学成分
碳：碳是廉价的固溶强化元素，根据本钢种的应用范围，主要用于加工汽车车轮等零件，需要进行较大程度的冲压变形加工，因此要求材料在满足强度要求的同时，具有良好的冷成形性能，如果其含量小于0.06％，则不能满足材料强度的要求，如果其含量大于0.09％，则不能满足材料的良好成形性能。因此，将其含量限定在0.06～0.09％。
硅：硅是强化铁素体的元素，可以有效地提高铁素体的强度，但降低铁素体的延性。硅是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，使铁素体进一步净化，免除间隙固溶强化并可避免冷却时粗大碳化物的生成，可以提高淬透性，固溶到铁素体中的硅可以影响位错的交互作用，增加加工硬化率和给定强度水平下的均匀延伸，但是硅含量过高对板材表面质量有害，因此高硅双相钢的应用受到限制。所以，将其含量限定在0.50～0.80％。
锰：锰是提高强度和韧性最有效的元素，在双相钢中可有效的推迟珠光体转变。如果其含量小于1.70％，则不能满足材料强度要求；但是添加过量的锰，在双相钢中会抑制铁素体的析出，鉴于此，将其上限定为1.90％。因此，将其含量限定在1.70～1.90％。
磷：为了避免材料的焊接性能、冲压成形性能、韧性、二次加工性能发生恶化，设定其含量上限为0.015％。因此将其含量控制在0.015％以下。
硫：硫是非常有害的元素，钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂对钢的冲击韧性是十分不利的，并造成性能的各向异性，需将钢中硫含量控制得越低越好。因此，将钢中硫含量控制在0.004％以下。
铝：铝是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.020％时，不能发挥其效果，另一方面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块，所以，规定Als上限为0.060％。因此，Als含量限定在0.020～0.060％。
除了对以上化学成分的范围作了限定以外，从提高材料成形性、经济性的观点出发，本发明未添加Nb、Ti、Cu、Cr、Ni、Mo等贵重合金元素。
(2)生产方法
进行铸坯加热温度和时间的控制，采取1230～1260℃加热温度和50～60min的加热时间是为了保证钢坯中的合金元素完全溶解。
进行分段轧制，并控制粗轧结束温度在1060～1100℃，控制精轧终轧温度在830～870℃，这是因为如果粗轧结束温度低于1060℃，则无法保证精轧终轧温度达到设定值，增大轧制负荷，增加能耗，如果高于1100℃，则会产生较多的氧化铁皮，影响钢材的表面质量；如果精轧终轧温度低于830℃，则会在材料的二相区内进行轧制，造成混晶等缺陷，如果精轧终轧温度高于870℃，则钢材的原始奥氏体晶粒会过于粗大，降低钢材的强度。
采用三段式控制冷却工艺，第一段冷却速度为160～180℃/s，冷却至630～730℃，第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至600～700℃，第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，是本发明的关键技术，首先第一段冷却过程按照冷却速度为160～180℃/秒进行前端快速冷却，冷却到温度为630～730℃，是为了保证在钢材的再结晶晶粒还未开始长大时及时进行冷却，避免粗大组织的产生，使材料获得细小的原始奥氏体晶粒组织；第二段冷却过程按照冷却速度为3～8℃/秒进行冷却，冷却至600～700℃，使得部分奥氏体组织转变为铁素体；第三段冷却过程冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，使得在第二段冷却时未转变的奥氏体组织快速转变为马氏体组织，从而使钢材最终获得铁素体+马氏体的双相组织。
控制冷却水水温在10～25℃是为了保证各段冷却时的冷却速度。
与现有技术相比，本发明具有以下优点：
本发明与现有技术相比，所生产的抗拉强度780MPa级热轧双相钢能有效的获得铁素体+马氏体双相组织，材料的下屈服强度380～635MPa、抗拉强度≥780MPa，延伸率A50mm≥16％，180°横向弯曲试验D＝1.5a合格，屈强比≤0.60，产品具备高强度和低屈强比的特点。
附图说明
图1为实施例1中钢板的金相组织结构图。
具体实施方式
下面结合具体实施例和附图对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本发明，但它们不对本发明构成限定。
实施例1～8
实施例1～8中的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产步骤如下：
1)进行转炉冶炼；
2)真空处理，处理时间＞15min；
3)连铸成坯并对铸坯加热，铸坯加热温度控制在1230～1260℃，加热时间50～60min；
4)进行分段轧制：控制粗轧结束温度在1060～1100℃，控制精轧终轧温度在830～870℃；
5)采用三段式控制冷却工艺：第一段冷却速度为160～180℃/s，冷却至630～730℃，第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至600～700℃，第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃/s，控制冷却水水温在10～25℃；
6)进行卷取，控制卷取温度在50～150℃；
7)进行精整及后工序。
实施例1～8中各Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的化学成分及其重量百分比见下表1。
实施例1～8中各Si-Mn系780MPa级热轧双相钢生产过程中涉及的主要工艺参数见下表2。
实施例1～8中制得的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的力学性能及组织检验结果见下表3。
实施例1中制得的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的金相组织结构见图1。
对比例1～2
对比例1～2中钢种的生产步骤与实施例1～8的区别在于没有采用三段式控制冷却工艺，全程以25℃/s的冷却速度冷却。
对比例1～2中钢的化学成分及其重量百分比见下表1。
对比例1～2中钢在生产过程中涉及的主要工艺参数见下表2。
对比例1～2中制得的钢的力学性能及组织检验结果见下表3。
表1
表2
表3
从表1～3数据可以看出，本发明获得的钢的下屈服强度409MPa以上，抗拉强度≥782MPa，延伸率A50mm≥17％，180°横向弯曲试验D＝1.5a合格，屈强比≤0.60，具有高强度和低屈强比的特点，而对比例1～2所获得的钢的屈强比＞0.60，不具有低屈强比的特点。实施例1制得的钢的金相组织见图1，为铁素体和马氏体的双相组织，晶粒细密均匀。

Claims (10)

1.一种Si-Mn系780MPa级热轧双相钢，其特征在于：该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.06～0.09％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.70～1.90％，P：0～0.015％，S：0～0.004％，Als：0.020～0.060％，其余为Fe及不可避免的杂质；该钢的生产方法，包括冶炼、真空处理、连铸、加热、轧制、冷却及卷取的步骤，所述冷却步骤采用三段式控冷工艺：控制第一段冷却速度为160～180℃/s，冷却至630～730℃，控制第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至600～700℃，控制第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，且控制冷却水水温为10～25℃。
2.根据权利要求1所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢，其特征在于：该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.08～0.09％，Si：0.50～0.63％，Mn：1.83～1.90％，P：0.012～0.013％，S：0.003～0.004％，Als：0.035～0.051％，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.一种权利要求1所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，包括冶炼、真空处理、连铸、加热、轧制、冷却及卷取的步骤，其特征在于：所述冷却步骤采用三段式控冷工艺：控制第一段冷却速度为160～180℃/s，冷却至630～730℃，控制第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至600～700℃，控制第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，且控制冷却水水温为10～25℃。
4.根据权利要求3所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述轧制步骤采用分段轧制，控制粗轧结束温度为1060～1100℃，控制精轧终轧温度为830～870℃。
5.根据权利要求3所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1230～1260℃，加热时间为50～60min。
6.根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述冷却步骤，控制第一段冷却速度为165～170℃/s，冷却至660～710℃，控制第二段冷却速度为5～8℃/s，冷却至645～680℃，控制第三段冷却速度为59～70℃/s，冷却至85～100℃。
7.根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述卷取步骤，控制卷取温度为50～150℃。
8.根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述真空处理步骤，控制真空处理时间＞15min。
9.根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述轧制步骤，控制粗轧结束温度为1065～1070℃，控制精轧终轧温度为835～850℃。
10.根据权利要求3或4或5所述的Si-Mn系780MPa级热轧双相钢的生产方法，其特征在于：所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1240～1255℃，加热时间为57～60min。
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