CN106119698B - 一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分比为：C：0.10～0.20％，Si：0.8～2.0％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.3～0.7％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质，且需满足：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％，2.5≤Al/C≤5.0。本发明钢的微观组织为铁素体+贝氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，贝氏体等效晶粒尺寸≤20μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm，其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥50％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，同时具有较低的屈强比，可应用于车轮等需要高强减薄和扩孔翻边的构件。

Description

一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法

技术领域

本发明属于热轧高强钢领域，具体涉及一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法。

背景技术

目前，商用车尤其是重卡汽车的车轮用钢通常采用双相钢进行制造，部分经济型轿车的车轮(包括轮辋和轮辐)为了降低成本也采用钢制车轮。采用高强度双相钢制造车轮可有效降低车轮重量，如与普通Q345钢相比，采用DP600(即抗拉强度600MPa级双相钢)可降低车轮重量约10～15％；而采用抗拉强度780MPa级的DP780双相钢可进一步降低车轮重量约5～10％。目前国内绝大部分车轮厂采用的双相钢主要600MPa以下的低强度双相钢，更高强度的双相钢如DP780则应用得不多。

汽车车轮之所以广泛采用双相钢主要原因是由于双相钢本身所具有的低屈服强度、高抗拉强度即低屈强比、连续屈服以及良好的加工成形性等。然而，铁素体+马氏体型高强双相钢应用于车轮制造的一个最大缺点是其扩孔性能较差。在相同强度级别水平下，铁素体和马氏体双相钢的扩孔率最低。主要原因是铁素体和马氏体两相的机械性能差异大，加工硬化率高，冲孔周围容易产生微裂纹，在扩孔成形时产生开裂，而相同强度级别的贝氏体或铁素体加贝氏体组织则表现出更优异的扩孔性能。铁素体+贝氏体双相钢具有相对较低的屈强比和良好的扩孔性、塑性和冲击韧性，在超高强度车轮用钢领域(如≥780MPa)，铁素体+贝氏体双相钢具有比铁素体+马氏体双相钢更大的应用潜力。

已有的双相钢主要是铁素体+马氏体型双相钢，这其中又主要是冷轧铁素体+马氏体型双相钢，强度级别在780MPa及以上的热轧铁素体+马氏体型双相钢很少，而高强度(≥780MPa)铁素体+贝氏体型双相钢更少。

中国专利CN101033522A公开了一种铁素体贝氏体双相钢，其生产工艺简单，但成分设计中含有较高的铝，生产难度较大，成本较高，其抗拉强度在700～900MPa之间。中国专利CN102443735A公开了一种碳锰系铁素体贝氏体双相钢，其采用分段式冷却工艺，但其抗拉强度仅为450MPa。中国专利CN101603153A公开了一种665MPa级铁素体贝氏体双相钢，其也采用分段式冷却工艺，但其空冷时间为较长，为12～15秒，对薄规格热轧带钢而言难以实现。

发明内容

本发明的目的在于提供一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法，该热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥50％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可应用在车轮等需要良好成形性能、扩孔翻边和高强减薄的部位。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明加入较高含量的Si以保证在有限的热轧空冷时间内形成一定数量的铁素体组织且扩大铁素体形成的工艺窗口；加入较高的Al主要目的是为了在轧后空冷阶段形成所需数量的铁素体；加入较高的Ti主要目的是在分段冷却高温段空冷过程中在铁素体中形成纳米级碳化物(TiC)(≤10nm)以强化铁素体，减小铁素体与贝氏体组织之间的性能差异，最大程度地提高扩孔性能。本发明通过对组织中铁素体进行纳米析出强化及对铁素体和贝氏体含量的精确控制，可获得屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa的高强度铁素体贝氏体高扩孔双相钢。

一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.20％，Si：0.8～2.0％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.3～0.7％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％，2.5≤Al/C≤5.0。

优选的，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：C：0.14～0.18％，以重量百分比计。

优选的，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Si：1.2～1.8％，以重量百分比计。

优选的，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Mn：1.4～1.8％，以重量百分比计。

优选的，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Nb：0.03～0.05％，，以重量百分比计。

优选的，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Ti：0.10～0.15％，以重量百分比计。

进一步，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的微观组织为体积分数为25～40％的铁素体+体积分数为60～75％贝氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，贝氏体等效晶粒尺寸≤20μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。

本发明所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A≥20％，扩孔率≥50％。

在本发明钢的成分设计中：

碳：碳是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。碳扩大奥氏体相区，稳定奥氏体。碳作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。在本发明中，为获得抗拉强度780MPa级高强双相钢，必须保证碳的含量在0.10％以上；但是碳的含量也不能高于0.20％，否则在热轧两段式冷却过程中难以形成所需数量的铁素体。因此，本发明钢中碳含量须控制在0.10～0.20％之间，优选范围在0.14～0.18％。

硅：硅是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。这是因为，要获得抗拉强度达780MPa以上的铁素体贝氏体双相钢，一方面要控制铁素体的尺寸和数量，同时还要提高贝氏体的强度，这需要在成分设计中适当提高碳和锰的含量。而碳和锰都是扩大奥氏体区、稳定奥氏体的元素，在热轧空冷过程中的很短时间内(通常≤10s)难以形成足够数量的铁素体，这就需要添加较高含量的硅元素。硅的加入可明显促进铁素体形成，扩大铁素体形成的工艺窗口，净化铁素体；同时还可以起到部分强化作用。硅的这种作用必须在其含量达到0.8％以上时才表现出来，但Si的含量也不宜太高，否则轧制后的钢板冲击韧性变差。因此，本发明钢中硅含量控制在0.8～2.0％之间，优选范围在1.2～1.8％之间。

锰：锰也是钢中最基本的元素，同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知，锰是扩大奥氏体相区的重要元素，可以降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。在本发明中，为保证钢板的强度，锰含量应控制在1.0％以上，锰含量过低，过冷奥氏体不够稳定，空冷时容易转变为珠光体类型的组织；同时，锰的含量也不宜超过2.0％，若超过2.0％，不仅炼钢时容易发生Mn偏析，而且在轧后空冷阶段不容形成足够数量的铁素体，同时板坯连铸时也容易发生热裂。因此，本发明钢中Mn含量控制在1.0～2.0％，优选范围在1.4～1.8％。

磷：磷是钢中的杂质元素。极易偏聚到晶界上，钢中磷的含量较高(≥0.1％)时，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在0.02％以内较好且不提高炼钢成本。

硫：硫是钢中的杂质元素。钢中的硫通常与锰结合形成MnS夹杂，尤其是当硫和锰的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。故钢中硫含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。

铝：铝是本发明中的重要合金元素之一。由于本发明主要涉及高强度铁素体贝氏体双相钢，在成分设计上，与其它低强度级别的铁素体贝氏体双相钢相比，其碳和锰的含量更高，奥氏体更稳定，在轧后分段式冷却空冷阶段铁素体形成比较困难，而铝是促进铁素体形成的重要元素之一。因此，本发明中铝的含量较常规高强钢高一个数量级。钢中铝的加入量主要与碳含量相关，两者的加入量应满足2.5≤Al/C≤5.0。铝含量偏低，空冷阶段不能形成足够数量的铁素体；铝含量过高，钢水浇铸困难，板坯容易出现表面纵裂等缺陷。因此，本发明钢中铝含量应控制在0.3～0.7％，并满足2.5≤Al/C≤5.0的关系式要求。

氮：氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素，通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中氮的残余含量通常≤0.006％。这些固溶或游离的氮元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的锯齿裂缺陷。本发明中通过添加钛元素，使之与氮结合形成稳定的TiN从而固定氮原子。因此，本发明钢中氮含量控制在0.006％以内且越低越好。

铌：铌也是本发明中的关键元素之一。由于780MPa及以上级别热连轧铁素体贝氏体双相钢通常需要加入较高的硅以促进轧制空冷段铁素体相的形成，而高硅的添加通常会提高马氏体相的脆性。本发明中碳本身的含量虽然≤0.20％，但在析出一定量铁素体之后，铁素体中的碳原子会排出，进入未转变的奥氏体中，使得剩余奥氏体中碳含量富集，最终形成的贝氏体中碳化物含量高，对冲击韧性不利。为了尽可能提高高Si型铁素体贝氏体双相钢的冲击韧性。合金成分设计中加入微量的铌，通过细化晶粒可有效提高双相钢的冲击韧性。铌的加入起到两方面作用：一是在高温阶段，固溶的铌对奥氏体晶粒长大起到溶质拖曳作用；二是在精轧阶段，通过铌的碳氮化物钉扎奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒，并对最终转变的铁素体和贝氏体起到细化作用，提高双相钢冲击韧性。因此，本发明钢中铌含量控制在0.01～0.06％，优选范围在0.03～0.05％。

钛：钛是本发明中的重要元素之一。钛在本发明中主要起三个作用：一是与钢中的杂质元素氮结合形成TiN，起到固氮效果；二是与铌配合，起到最佳的细化奥氏体晶粒的作用；三是在轧后空冷过程中在铁素体中析出纳米TiC(≤10nm)以强化铁素体，减小铁素体与贝氏体之间的性能差异，提高扩孔率。本发明中Nb和Ti的含量须控制在0.10％≤Nb+Ti≤0.20％成分范围内，即可起到良好的细化晶粒效果且成本较低。因此，本发明钢中钛含量范围控制在0.05～0.15％，优选范围为0.10～0.15％。

氧：氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过铝脱氧之后一般都可以达到30ppm以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的氧含量控制在30ppm以内即可。

本发明所述780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度1230～1300℃，加热时间1～2小时；

3)热轧+分段冷却+卷取

开轧温度为1080～1200℃，在1050℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至650～750℃；空冷5～10秒后，再以30～50℃/s的冷速水冷至350～500℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

本发明的制造工艺设计的理由如下：

对于高Ti析出强化类型的高强钢而言，加热温度是一个很重要的工艺参数。与普通高强钢相比，高Ti钢更高的加热温度(≥1230℃)主要目的是在加热的板坯中固溶尽可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶温度通常很高(≥1300℃)，在炼钢或连铸以及轧制过程的不同阶段均会析出，这就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低。因此，必须保证高的加热温度才有可能在轧后空冷阶段过程中获得更多的纳米碳化物，故本发明要求钢板的最低加热温度必须≥1230℃；加热温度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可承受的温度为限，加热温度原则上不设定上限要求；为了节约能耗，通常将实际的最高加热温度控制在≤1300℃。本发明钢加热工艺示意图参见图1。

对于高Ti钢而言，板坯的加热时间相对于加热温度而言，其影响要小得多。理论上而言，只要加热温度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解温度，其溶解速度较快。故在这一阶段，加热时间主要是以保证板坯能够均匀的烧透为主要目标。当然，加热时间也不能太长，否则高温未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，这些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中，板坯在加热炉中发生断坯现象。因此，根据板坯厚度不同，加热时间通常控制在1～2小时即可。

本发明轧制工艺示意图参见图1。在轧制工艺设计上，在粗轧和精轧阶段，轧制过程的节奏应尽量快速完成，以尽量减少在粗轧和精轧阶段Ti的析出。这是因为在粗轧尤其是精轧处于奥氏体区，在此精轧温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十纳米，对最终的析出强化效果不大，但对奥氏体晶粒的细化有很大作用。因此，粗轧和精轧阶段应尽快完成以便在轧后空冷阶段在铁素体中析出更多的纳米级(≤10nm)碳化物；开轧温度控制为1080～1200℃，在1050℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；主要目的是细化奥氏体晶粒。

本发明在终轧结束后应以高的冷速快速冷却至停止冷却温度(即停冷温度)650～750℃。这是因为，轧制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在很短的时间内完成再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后的冷却过程发生铁素体相变时，沿原始奥氏体晶界处形成的铁素体晶粒较为粗大，通常在10～20μm之间，对提高钢板的强度不利。本发明对钢的微观组织设计思路为细小等轴铁素体和贝氏体组织。要达到780MPa的抗拉强度级别，铁素体晶粒的尺寸必须控制在10μm以下，这就需要钢板在终轧结束后必须快速冷却时所需的中间停冷温度。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力大，容易形成。因此，终轧后的冷却速度应足够快(≥100℃/s)，避免在冷却过程中形成铁素体。

第一阶段的停止冷却温度需控制在合适的温度范围内，这是因为热连轧产线带钢运行速度快，水冷阶段的长度有限，不可能进行长时间空冷。第一阶段的停冷温度尽量控制在铁素体析出最佳温度区间，本发明控制停止冷却温度为650～750℃；在空冷阶段，同时进行铁素体形核和纳米级碳化物析出两个过程，此时形成的铁素体具有更高的强度，其与后续形成的贝氏体在力学性能上差异较小；第二阶段的水冷主要目的是形成所需的贝氏体，第二阶段的水冷速度应控制在30～50℃/s之间，过高的冷却速度会造成钢板内部应力过大，导致带钢板形不良，卷取温度控制在350-500℃之间即可具体冷却工艺示意图如图2所示。

本发明的创新点在于：通过巧妙合理的成分设计，同时配合创新性的热轧工艺可获得强度和塑性良好高强度铁素体贝氏体热轧双相钢。钢板的组织为细小的纳米析出强化铁素体(即铁素体+铁素体晶内分布析出尺寸≤10nm的纳米级碳化物)和贝氏体，铁素体所占体积分数为25～40％，铁素体平均晶粒尺寸约为5～10μm；贝氏体所占体积分数为60～75％，贝氏体等效晶粒尺寸≤20μm。在成分设计上，通过理论分析和试验研究，Nb和Ti的总量应满足0.10％≤Nb+Ti≤0.20％，碳和铝的添加量须满足2.5≤Al/C≤5.0，同时配合所要求的轧制工艺，才能获得低屈强比高强度热轧纳米析出铁素体贝氏体双相钢。

本发明的有益效果：

(1)本发明采用相对经济的成分设计思路，同时配合现有的热连轧产线就可以生产出具有低屈强比高强度热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢。

(2)本发明制造出屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥50％，且厚度在3-6mm的热轧高强度铁素体贝氏体双相钢板，该双相钢板表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，并具有优异的成形性能，同时具有较低的屈强比，可应用于车轮等需要高强减薄和扩孔翻边的构件，具有良好的应用前景。

附图说明

图1为本发明加热和轧制工艺示意图。

图2为本发明轧后冷却工艺示意图。

图3为本发明实施例1钢的典型金相照片。

图4为本发明实施例3钢的典型金相照片。

图5为本发明实施例5钢的典型金相照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的制造工艺参数，表3为本发明实施例钢的性能。

本发明实施例工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯或铸锭→钢坯(锭)加热→热轧+轧后分段冷却→钢卷，其中关键工艺参数参见表2。

图3-图5给出了实施例1、3和5试验钢的典型金相照片。从图3-图5金相照片可以看出，本发明钢板的显微组织为细小等轴铁素体和贝氏体(图3-图5中白色组织为铁素体、灰色组织为贝氏体)，铁素体晶粒大多分布在原始奥氏体晶界，平均晶粒尺寸为5～10μm，铁素体晶内分布尺寸≤10nm的纳米级碳化物；贝氏体等效晶粒尺寸≤20μm。组织中纳米析出强化的铁素体赋予钢板较高的屈服强度，而贝氏体的存在则赋予钢板具有高的抗拉强度，使得纳米析出强化铁素体贝氏体双相钢具有易成形、强塑性和扩孔性匹配良好的特点，特别适合车轮等需要扩孔翻边和高强减薄的领域。

从表3可知，本发明可制造出780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，该双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥50％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配。

Claims (10)

1.一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.20％，Si：0.8～2.0％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.3～0.7％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％，2.5≤Al/C≤5.0；所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的微观组织为铁素体+贝氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，其中，铁素体所占体积分数为25～40％，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm；贝氏体所占体积分数为60～75％，贝氏体等效晶粒尺寸≤20μm。

2.根据权利要求1所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：C：0.14～0.18％，以重量百分比计。

3.根据权利要求1所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Si：1.2～1.8％，以重量百分比计。

4.根据权利要求1所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Mn：1.4～1.8％，以重量百分比计。

5.根据权利要求1所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Nb：0.03～0.05％，以重量百分比计。

6.根据权利要求1所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的化学成分中：Ti：0.10～0.15％，以重量百分比计。

7.根据权利要求1-6任一项所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥50％。

8.如权利要求1-7任一项所述780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1-6任一项化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度1230～1300℃，加热时间1～2小时；

3)热轧+分段冷却+卷取

开轧温度为1080～1200℃，在1050℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至650～750℃；空冷5～10秒后，再以30～50℃/s的冷速水冷至350～500℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

9.根据权利要求8所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的制造方法，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的微观组织为铁素体+贝氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，其中，铁素体所占体积分数为25～40％，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm；贝氏体所占体积分数为60～75％，贝氏体等效晶粒尺寸≤20μm。

10.根据权利要求8或9所述的780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的制造方法，其特征在于，所述热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥50％。