CN108018493A

CN108018493A - 一种1180MPa级热轧双相钢及其制造方法

Info

Publication number: CN108018493A
Application number: CN201610938781.8A
Authority: CN
Inventors: 王焕荣; 杨阿娜; 王巍
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2016-10-31
Filing date: 2016-10-31
Publication date: 2018-05-11

Abstract

一种1180MPa级热轧双相钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分比为：0.10％≤C≤0.20％，0.8％≤Si≤2.0％，1.0％≤Mn≤2.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.1％≤Al≤1.0％，N≤0.006％，0.02％≤Nb≤0.06％，0.01％≤Ti≤0.05％，O≤0.0030％，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：2.5≤Al/C≤5.0。本发明钢的微观组织为铁素体+马氏体，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，马氏体等效晶粒尺寸为15～20μm，其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，屈强比≤0.65，延伸率≥15％，表现出优异的强度和塑性匹配，同时具有较低的屈强比，可应用于车轮等需要良好成形性能和高强减薄的部位。

Description

一种1180MPa级热轧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1180MPa级热轧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，如采用DP600即600MPa级双相钢与普通Q345钢相比，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是较低强度级别的DP600，更高强度的双相钢如DP780则应用得不多。国外，尤其是日本的车轮制造企业如东碧公司则已经采用DP780或更高强度的双相钢如DP980进行车轮制造，对汽车轻量化做出了较大贡献。

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，相对较好的扩孔性等。从行业发展的趋势来看，车轮用钢的强度总体仍然是向着更高强度方向发展，而且目前所使用的车轮钢强度普遍不高，在500～600MPa之间。随着国家环保法律法规的日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，除乘用车外，商用车领域的汽车轻量化也已成为行业发展的趋势。针对这一发展趋势，有必要开发更高级别如980MPa甚至1180MPa级热轧双相钢，以满足车轮或其他行业用钢的未来发展需求。高强度双相钢除了在车轮上的应用之外，还可以拓展到其他一些汽车结构件如汽车大梁、防撞梁等。

目前高强度双相钢主要分为两大类：一是冷轧高强双相钢；二是热轧高强双相钢。冷轧高强双相钢目前已达到1180MPa，而热轧高强双相钢几乎没有达到780MPa以上。冷轧和热轧双相钢的这种差异一方面是用户对高强双相钢的需求主要针对冷轧产品，对热轧高强度双相钢的产品需求不强；其次是热轧产线与冷轧产线上存在很大不同，许多在冷轧产线上能够生产的产品放在热轧产线上难以实现，需要对钢种的成分和工艺重新设计和优化。前已述及，随着行业的不断发展，对热轧高强度双相钢的需求必定会越来越多。

中国专利CN102296229A公开了一种碳-锰钢热轧双相钢，其成分简单，采用连铸连轧工艺进行制造，其抗拉强度仅有700MPa左右；中国专利CN103451523A公开了一种采用两段式冷却工艺生产700MPa级高强双相钢的方法，成分设计中添加了较高含量的Nb，成本相对较高。

发明内容

本发明的目的在于提供一种1180MPa级热轧双相钢及其制造方法，该热轧双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，屈强比≤0.65，延伸率≥15%，表现出优异的强度和塑性匹配，同时具有较低的屈强比，可应用于车轮等需要良好成形性能和高强减薄的部位。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种1180MPa级热轧双相钢，其化学成分重量百分比为：0.10%≤C≤0.20%，0.8%≤Si≤2.0%，1.0%≤Mn≤2.5%，P≤0.02%，S≤0.005%，0.1%≤Al≤1.0%，N≤0.006%，0.02%≤Nb≤0.06%，0.01%≤Ti≤0.05%，O≤0.0030%，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：2.5≤Al/C≤5.0。

优选的，所述热轧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，所述热轧双相钢的化学成分中：Mn：1.7～2.2%，以重量百分比计。

优选的，所述热轧双相钢的化学成分中：Al：0.3～0.8%，以重量百分比计。

优选的，所述热轧双相钢的化学成分中：Nb：0.03～0.05%，以重量百分比计。

优选的，所述热轧双相钢的化学成分中：Ti：0.02～0.04%，以重量百分比计。

进一步，所述热轧双相钢的微观组织为细小的铁素体+马氏体，铁素体所占体积分数为20～40%，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm；马氏体所占体积分数为60～80%，马氏体等效晶粒尺寸为15～20μm。

本发明所述热轧双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，屈强比≤0.65，延伸率≥15%。

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，为获得抗拉强度达1180MPa级的高强度双相钢，必须保证碳的含量在0.10%以上；但是碳含量也不能高于0.20%，否则在热轧两段式冷却过程中难以形成规定数量的铁素体。因此，本发明钢中C含量必须控制在0.10～0.20%之间，优选范围在0.14～0.18%。

硅：硅也是钢中的基本元素，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1180MPa以上的高强双相钢，一方面要控制铁素体的尺寸和数量，同时还要提高马氏体的强度。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，碳和锰的增加会导致铁素体形成的工艺窗口缩小，不利于现场大生产控制，这就需要添加较高含量的Si元素。Si的加入可明显扩大铁素体形成的工艺窗口，净化铁素体，同时还有改善铁素体形貌以及固溶强化作用。Si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，钢中Si的含量通常控制在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，锰含量也不宜超过2.5%，若超过2.5%，不仅炼钢时容易发生Mn偏析，而且在轧后空冷阶段无法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1.0～2.5%，优选范围在1.7～2.2%。

磷：磷是钢中的杂质元素。磷极易偏聚到晶界上，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，本发明钢中硫的含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005%以内。

铝：铝是钢中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。铝在本发明中除了脱氧这一基本作用外，另一个重要作用是促进空冷阶段的铁素体形成，铝的这一作用与钢中碳含量有密切关系。根据钢中碳含量的不同，铝的添加量也有所不同。一般而言，碳的含量越高，相应的铝含量也越高，二者满足如下关系式：2.5≤Al/C≤5.0可确保空冷阶段形成所需的铁素体数量，因此，本发明钢中Al含量控制在0.1～1.0%，优选范围在0.3～0.8%之间，且须同时满足2.5≤Al/C≤5.0。

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。本发明中既可以通过添加微量元素钛，使之与氮结合形成稳定的TiN从而固定N原子；也可以通过铝与之结合形成AlN加以固定。因此，本发明钢中N含量控制在0.006%以内且越低越好。

铌：铌也是本发明中的重要元素。由于1180MPa及以上级别热连轧双相钢通常需要加入较高的硅以扩大空冷段铁素体形成的工艺窗口，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而进入未转变的奥氏体中，使得剩余奥氏体中碳含量富集，最终形成的马氏体实际碳含量较高，马氏体脆性较大，高硅的加入则进一步加剧了这种脆性。因此，高硅型热轧双相钢的低温冲击韧性通常较低，为了尽可能提高高硅型高强双相钢的冲击韧性，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（温度范围大约在850～1000℃之间）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马氏体起到细化作用，较好地提高双相钢冲击韧性。因此，本发明钢中Nb含量控制在0.02～0.06%，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两个作用：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。钢中游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，加入微量钛可将游离的氮固定，但在本发明中钛含量不宜过多，否则容易形成尺寸较大的TiN，对钢的冲击韧性也是不利的；试验证明，钢中只添加铌不添加钛，在连铸生产过程中连铸坯容易发生角裂，添加微量钛则可以有效改善角裂问题。因此，本发明钢中Ti含量范围控制在0.01～0.05%，优选范围为0.02～0.04%。

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1180MPa级热轧双相钢的制造方法，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

加热温度为1100～1200℃，加热时间为1～2小时；

3)热轧+分段冷却+卷取

开轧温度为1030～1150℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50%；随后中间坯待温至900～950℃，然后进行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中间停冷温度600～700℃，空冷5～10秒后，再将钢板以30～50℃/s的冷速淬火至≤200℃；然后进行卷取，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：

在轧制工艺设计上，在粗轧和精轧阶段，轧制过程按照正常生产节奏进行即可。在终轧结束后应以高的冷速(≥100℃/s)快速冷却至中间停冷温度（600～700℃）。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。

本发明钢板组织设计思路为细小等轴铁素体和马氏体组织。要达到1180MPa的抗拉强度级别，铁素体平均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至所需的中间停冷温度。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力较大且易形成。因此，带钢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。

本发明分段冷却过程中第一阶段的中间停冷温度需控制在在600～700℃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。第一阶段的中间停冷温度尽量控制在铁素体析出最佳温度区间；第二阶段水冷的主要目的是形成所需的马氏体。马氏体相变属于切边型转变，转变速度快，可在瞬间完成，与时间基本无关。只要冷却速度达到马氏体转变的临界冷却速度即可完成马氏体相变。因此，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，容易导致带钢板形不良。

本发明在成分设计上加入较高含量的Si，扩大了铁素体形成的工艺窗口；加入较高的Al，促进在空冷阶段形成20～40%先共析铁素体；Nb和Ti复合添加可以在精轧阶段最大程度地细化奥氏体晶粒，使得相变之后形成的铁素体更加细小，有利于提高钢板的强度、塑性和韧性。通过上述成分设计，并配合创新性的热轧工艺对钢板组织中铁素体和马氏体含量和晶粒尺寸进行了精确控制，具体控制钢板组织中铁素体所占体积分数为20～40%，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm；马氏体所占体积分数为60～80%，马氏体等效晶粒尺寸为15～20μm，最终获得了细小等轴铁素体和马氏体这种具有较低屈服强度、高抗拉强度的微观组织，保证钢板具有优异的强度和塑性匹配。

本发明的有益效果：

(1)本发明在成分设计上加入较高的Si和Al，同时Al的添加量需要与C添加量满足2.5≤Al/C≤5.0的定量关系，并要求Nb和Ti复合添加，同时配合所要求的轧制工艺，获得具有低屈强比的高强度热轧双相钢。

(2)本发明可制造出屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，屈强比≤0.65，A≥12%，且厚度在3～6mm的热轧高强度双相钢，表现出优异的强度和塑性匹配，以及优异的成形性能，可应用于车轮等需要高强减薄的构件，具有良好的应用前景。

(3)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双相钢。

具体实施方式

下面结合实施例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。

从表3可知，本发明可制造出1180MPa级铁素体马氏体双相钢，该双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥15%，并具有较低的屈强比（屈强比≤0.65），表现出优异的强度和塑性匹配。

Claims

1.一种1180MPa级热轧双相钢，其化学成分重量百分比为：0.10％≤C≤0.20％，0.8％≤Si≤2.0％，1.0％≤Mn≤2.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.1％≤Al≤1.0％，N≤0.006％，0.02％≤Nb≤0.06％，0.01％≤Ti≤0.05％，O≤0.0030％，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：2.5≤Al/C≤5.0。

2.根据权利要求1所述的1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧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1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧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1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的化学成分中：Mn：1.7～2.2％，以重量百分比计。

5.根据权利要求1所述的1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的化学成分中：Al：0.3～0.8％，以重量百分比计。

6.根据权利要求1所述的1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的化学成分中：Nb：0.03～0.05％，以重量百分比计。

7.根据权利要求1所述的1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的化学成分中：Ti：0.02～0.04％，以重量百分比计。

8.根据权利要求1-7任一项所述的1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的微观组织为细小的铁素体+马氏体，铁素体所占体积分数为20～40％，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm；马氏体所占体积分数为60～80％，马氏体等效晶粒尺寸为15～20μm。

9.根据权利要求1-8任一项所述的1180MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，屈强比≤0.65，延伸率≥15％。

10.如权利要求1-9任一项所述1180MPa级热轧双相钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1-7任一项所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

加热温度为1100～1200℃，加热时间为1～2小时；

3)热轧+分段冷却+卷取

开轧温度为1030～1150℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；随后中间坯待温至900～950℃，然后进行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中间停冷温度600～700℃，空冷5～10秒后，再将钢板以30～50℃/s的冷速淬火至≤200℃；然后进行卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

11.根据权利要求10所述的1180MPa级热轧双相钢的制造方法，其特征在于，所述热轧双相钢的微观组织为细小的铁素体+马氏体，铁素体所占体积分数为20～40％，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm；马氏体所占体积分数为60～80％，马氏体等效晶粒尺寸为15～20μm。

12.根据权利要求10或11所述的1180MPa级热轧双相钢的制造方法，其特征在于，所述热轧双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，屈强比≤0.65，延伸率≥15％。