CN111363978B

CN111363978B - 一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢及制造方法

Info

Publication number: CN111363978B
Application number: CN201811603157.8A
Authority: CN
Inventors: 柏明卓; 张建苏; 刘生; 王巍; 杨阿娜; 华骏山; 胡兆辉; 庞厚君
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2018-12-26
Filing date: 2018-12-26
Publication date: 2021-11-16
Anticipated expiration: 2038-12-26
Also published as: CN111363978A

Abstract

一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.05～0.08％，Si≤0.50％，Mn 1.0～1.4％，Cr 0.15～0.5％，V 0.015～0.06％，P≤0.012％，S≤0.002％，N≤0.005％，Al 0.01～0.035％，且1.2％≤Mn+Cr≤1.6％，(3Mn+Cr)/(Cr+15V)≤5.5，还包含下列元素中一种以上：Ti≤0.03％，Nb≤0.03％，Ca≤0.005％；余Fe和不可避免的杂质。本发明热轧双相钢具有细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织，其抗拉强度达到540MPa以上，屈强比0.70以下，延伸率30％以上，具有易成型高强度的性能优势；更重要的是，本发明钢对焊焊接热影响区不发生明显的软化，可用于生产车轮轮辋等需要大热输入焊接的汽车零件。

Description

一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢及制造方法

技术领域

本发明属于高强钢制造领域，特别涉及一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢及制造方法，用于汽车车轮轮辋等汽车焊接部件。

背景技术

基于减排降耗的需求，汽车减重是一全球性的趋势。现在开发了很多高强度先进高强钢，用于满足汽车等对加工性能良好的新型钢铁材料的需求。其中铁素体+马氏体双相钢，其由具有屈强比低、无屈服平台、高延伸率、易成型、加工硬化率高、烘烤硬化高、疲劳寿命长等特点，成为车轮轮辐等汽车部件的首选材料。相比铁素体珠光体钢具有更好的成型性能和疲劳性能，也具有更高的强度；相比铁素体贝氏体钢来说也具有更高强度、更低的屈强比，因此有更好的易成型性能。

尽管双相钢具有易成型等优良特性，却长期以来无法应用于有大热输入焊接要求的汽车车轮轮辋等的生产。因为轮辋在制造过程中，钢板圈圆后要进行对焊，一般通过闪光对焊或者电阻对焊形成圆毂。对焊位置经历1400℃以上的高温，形成一个较宽的温度梯度范围，对材料的组织和性能产生根本性的改变。软化最显著的区域是热影响区温度约在650-900℃的范围里的过回火区和部分相变区(参见图1)。而根据传统双相钢等轴多边形铁素体+大块马氏体的组织特性(参见图2)，过回火区的组织中的大块马氏体分解为珠光体(索氏体)，导致强度显著降低，而部分相变区的马氏体则在峰值温度时转变为奥氏体，随后在自然冷却中发生相变，由于冷速较低转变为珠光体，因此强度显著同样降低。从而传统双相钢等轴多边形铁素体+大块马氏体的焊接热影响区在焊缝中心两侧会发生显著的软化，硬度分布呈W型(参见图3)。

对焊形成的圆毂要经过扩口、滚压成型、扩径最终形成轮辋。在此过程中，材料要经过相当大塑性变形，通常材料拉伸变形量最大区域超过10％以上。那么在扩口、扩径工序中，材料的变形就集中发生在上述显著软化的位置，从而造成该区域超过塑性变形极限而缩颈，严重的甚至开裂，见附图4。因此，传统双相钢无法进行汽车车轮轮辋的生产。所以一直以来，轮辋生产都采用低合金高强钢，而无法采用具有低屈强比易成型高强度的双相钢。由于低合金高强钢的屈服强度高，加工难度大，对成型设备的要求高。从加工难易程度而言，能够采用460MPa级低合金高强钢生产轮辋的产线，则可以采用540MPa级的双相钢，相当于以现有产线能力，将钢材强度提升两个等级，具有很强的减重降耗、产品升级的社会效益。

中国专利CN107858598A、CN107815597A公开的轮辋用钢，其组织设计均为铁素体+珠光体组织，难以获得高强度的性能要求。CN104278196A公开的轮辋用钢，抗拉强度为600～680MPa，屈服强度为500～580MPa，从其性能和其工艺来看，也是低合金高强钢，采用了620-660℃的卷取温度，无法得到铁素体+马氏体双相钢。中国专利CN101724777A也公开了一种抗拉强度为550MPa级热轧轮辋钢板，同样采用560～660℃卷取，均为低合金高强钢。

中国专利CN103695762A则公开了一种抗拉强度560～590MPa热轧轮辋用钢，采用一种热轧后的分段式冷却工艺，通过精确控制组织中铁素体、贝氏体和马氏体的尺寸及体积分数，获得良好的性能。化学成分按质量百分数为：0.05～0.07％C、0.10～0.30％Si、1.20～1.50％Mn，O、N、S、P、Al、Ca等杂质元素总含量低于0.06％，余量为Fe；该轮辋用钢微观组织为等轴铁素体、呈团块状的粒状贝氏体和分布铁素体晶粒间的多边形岛状马氏体。该专利说明中，为了获得发明钢，采用了复杂的四段式冷却，每段层流冷却之间要间隔2s左右的空冷，生产控制难度很大。

发明内容

本发明的目的在于提供一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢及制造方法，获得的热轧双相钢，具有区别于传统等轴多边形铁素体+大块马氏体双相钢的组织，细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织，其抗拉强度达到540MPa以上，屈强比0.70以下，延伸率30％以上，具有易成型高强度的性能优势；更重要的是，本发明钢的对焊焊接热影响区不发生明显的软化，可用于生产车轮轮辋等需要大热输入焊接的汽车零件。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

双相钢要用于大热输入焊接生产并对焊接接头有强度要求的地方，如汽车车轮轮辋等，关键就是克服双相钢焊接时热影响区的软化，避免焊接后焊缝区域的材料强度大幅低于母材强度，因此就需要一种钢既具有双相钢低屈强比易加工的特点，又具有抗焊接软化的性能。为了能获得一种这样的双相钢，本发明在于通过C-Mn-Cr-V成分体系及精确组织调控，获得区别于传统双相钢等轴铁素体+马氏体的组织，形成针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织形态。在获得相近于传统双相钢的性能同时，具有更好的抗焊接软化性能。使具有屈强比低、高延伸率、易成型、高疲劳等特性的双相钢也能应用于有大热输入焊接要求的轮辋生产等，获得更高性能的车轮，也可以使轮辋制造产线在现有设备能力下生产更高强度级别的轮辋材料，因此获得减重降耗、产品升级的益处。

具体的，本发明的抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢，其成分重量百分比为：C：0.05～0.08％，Si：≤0.50％，Mn：1.0～1.4％，Cr：0.15～0.5％，V：0.015～0.06％，P：≤0.012％，S：≤0.002％，N：≤0.005％，Al：0.01～0.035％，且1.2％≤Mn+Cr≤1.6％，(3Mn+Cr)/(Cr+15V)≤5.5，还包含下列元素中的一种或一种以上：Ti≤0.03％，Nb：≤0.03％，Ca：≤0.005％；其余是Fe和不可避免的杂质。

本发明所述热轧双相钢的金相组织为细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织。

本发明所述热轧双相钢的抗拉强度达到540MPa以上，屈强比0.70以下，延伸率30％以上。

本发明热轧双相钢的成分设计中：

C:重要强化元素，以保证钢的强度级别，C太低强度达不到要求，C太高对焊接性能和成形性能不利。

Si:在钢中起固溶强化作用，提高钢的强度；可以对奥氏体向铁素体的转变起加速的作用，使奥氏体向铁素体的转变速度加快。还能阻止C化物的析出，避免珠光体相的出现。但是Si不利于焊接性能，易在焊缝位置形成Si的夹杂物，因此Si含量需在0.5％以下。

Mn：是重要的固溶强化元素，也能有效提高临界区加热形成的奥氏体岛的淬透性。低于1.0％钢的强度不足，也不利于提高对焊焊缝强度。但Mn含量过高会抑制铁素体形成，因此限定Mn在1.4％以下。

Cr：是钢中常见的强化元素。Cr可以促进C向奥氏体扩散，从而降低铁素体的屈服强度，获得更低的屈强比。另外，Cr可以改善临界区加热形成的奥氏体岛的淬透性，因此可以有效提高对焊焊接热影响区的强度，从而减小焊接热影响区的软化。相比Mn而言，Cr的加入对本发明钢母材的强度影响比Mn低，因此能获得更好的抗焊接软化的效果。

V：在本发明钢中有重要作用，因为V不仅仅是强碳化物形成元素，而且可以有效提高临界区加热形成的奥氏体岛的淬透性，使其在较低的冷速下就能得到马氏体组织，因此可以影响焊缝受热后热影响区在自然冷却过程中的组织转变，提高焊缝及热影响区强度，提高抗焊接软化的效果。

Mn+Cr：对Mn、Cr总量进行控制，目的是能够得到需要的铁素体组织，并匹配热轧板强度和对焊后的焊缝强度。Mn+Cr≤1.2％，焊缝处金属在自然冷却的低冷速条件下，淬透性不够，无法获得足够强度，从而造成软化；Mn+Cr≥1.6％，在控制冷却过程中，铁素体析出被抑制，难以达到足够的量，从而使得母材强度过高，易于焊接软化。

(3Mn+Cr)/(Cr+15V)：为了对焊接软化进行控制，保证焊接前后焊缝强度与母材强度匹配，必须对影响焊接前后材料强度的关键元素含量进行整体控制，Mn和Cr都可以提高母材强度，但因为Mn对抑制铁素体析出提高母材抗拉强度的能力高于Cr，以3Mn+Cr代表母材强度指数。Cr、V是提高本发明钢抗焊接软化能力的重要元素，在母材生产过程中，Cr、V作为碳化物形成元素，可以固定C元素，从而避免固溶C形成马氏体，减少母材马氏体含量，从而降低母材强度。但在母材随后焊接热影响区的高温位置(临界区)，碳化物溶解释放出C，从而利于该位置在随后冷却中得到更多马氏体或者MA硬化组织分布，这也是本发明钢焊接接头不出现W型软化的主要原理。根据元素对焊接前后强度的贡献进行加权，要求软化指数(3Mn+Cr)/(Cr+15V)≤5.5。

10*C+Cr+3*Mn：C、Cr、Mn元素是影响相变临界冷速的关键元素，各元素对临界相变速率的影响不同。根据各元素对相变临界冷速的影响，加权其影响指数为f＝10*C+Cr+3*Mn做为冷速指数，根据不同成分下冷速对组织的影响，获得经验公式360/f作为获得本发明钢的第一阶段冷却的理想冷却速率。

Al：是钢中的脱氧元素，减少钢中的氧化物夹杂、纯净钢质，有利于提高钢板的性能。但是由于Al不利于闪光对焊或电阻对焊部位熔融金属中氧化物夹杂的挤出，因此控制含量0.01-0.035％。

P：是钢中的杂质元素，也是很容易中心偏聚的元素，易导致中心脆化影响成型。

S：也是钢中的杂质元素，S对焊接性能影响很大，要求S的含量必须在0.002％以下。

Nb：也是重要的微合金元素，可以细化组织，提高钢的强度和性能。

Ti：也是重要微合金元素，可以细化晶粒，尤其能细化焊缝组织，改善焊性能，提高焊缝强度。

Ca：可改变钢中硫化物的形态，提高钢板的塑性和韧性，有助于提高成型性能。

本发明所述的抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢的制造方法，其包括：如上述成分的钢坯经1150～1250℃加热后，在奥氏体区进行轧制，轧制变形量80～95％，终轧温度810～870℃；终轧后的钢板采用水冷+空冷+水冷的两段式冷却方式，第一阶段水冷以50～90℃/s的冷却速度冷到600～660℃，且定义f＝10*C+Cr+3*Mn为冷速指数，冷速可以按360/f进行设置，以保证能够得到最理想的铁素体组织；中间空冷1-2秒，随后再次以120℃/s以上的冷却速度进行第二阶段水冷，冷却至350℃以下并卷取。

本发明制造方法中：

加热温度低于1150℃，合金元素溶解不充分，未能充分利用合金元素的作用，强度降低。高于1250℃晶粒容易粗化，对提高钢板韧性不利。

板坯在奥氏体再晶界区进行粗轧，钢板的变形量在80-95％，可以保证通过充分的再结晶轧制获得细化奥氏体晶粒，终轧温度控制在奥氏体未再结晶区810～870℃，通过奥氏体低温区的轧制变形，使奥氏体晶粒内形成变形带并因应变诱发微合金元素的碳氮化物沉淀，为冷却阶段得到细化的相变组织做准备。

终轧后钢板以50-90℃/s冷却速度冷却到600～660℃，冷速指数f＝10*C+Cr+3*Mn可以保证相应成分的钢板，以360/f的冷速在连续冷却过程中进行理想的相变过程，得到细小的针状的铁素体，而非等轴的多边形铁素体。这样的铁素体改变了高浓度C的马氏体相的分布弥散性。从而改变过回火区和部分相变区碳化物分布特征，因此热影响区的组织更细小，碳化物分布更弥散，因此热影响区的强度显著提高。

第一阶段冷却完成后，中间空冷1-2秒，随后再以120℃/s以上的冷却速度冷却至350℃以下并卷取，从而使未转变的奥氏体迅速转变成马氏体，提高钢的强度，最终形成细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织(参见图5)。

本发明的优点在于：

本发明成分设计采用Cr-V元素的成分设计，通过(3Mn+Cr)/(Cr+15V)软化指数的控制，可以提高临界区加热下形成的奥氏体岛的淬透性，从而使热影响区的部分相变区域在焊后冷却中得到更多马氏体、MA等硬相组织，从而提高该区域的强度。因此，Cr、V的应用，在不显著提高母材强度的条件下，可以显著提高热影响区的强度，大大提高钢的抗焊接软化能力，形成焊接前后强度一致性的匹配。

而且，本发明通过两段连续冷却的方式，得到了区别于传统双相钢的组织特征：细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织。第一段冷却采用360/f的小冷速(f＝10*C+Cr+3*Mn)，保证了铁素体在冷却过程中连续析出为细小针状铁素体，区别于传统双相钢的第一段快冷后在一段时间的空冷过程中充分析出，形成等轴的多边形铁素体。由于细小针状铁素体分割了为未转变的奥氏体，因此二段冷却中的马氏体呈弥散的尖角状分布，更加细小弥散，区别于传统双相钢中的大块马氏体。这种组织特征，改变了C、Mn等元素的分布形态，使得传统双相钢过回火区和部分相变区这两个软化最显著的区域，焊后铁素体、碳化物、马氏体或MA硬相等组织更加细小，因此显著提高了热影响强度。

上述两个创新使本发明钢的焊缝硬度曲线没有明显的软化点，从而避免在与母材整体变形中在焊缝位置发生应变累积而导致的缩颈开裂。

本发明钢在具备双相钢高抗拉强度(≥540MPa)、低屈强比(≤0.70)、高延伸率(≥30％)等易成型高强度的性能优势外，还可以用于需要通过闪光对焊、电阻对焊等焊接方式制造的汽车轮辋等。

附图说明

图1为轮辋对焊产生的焊接软化区示意图。

图2为传统双相钢的等轴多边形铁素体+大块马氏体组织金相图。

图3为常规等轴多边形铁素体+大块马氏体组织双相钢的对焊焊缝位置的硬度分布曲线图。

图4为传统双相钢用作轮辋焊缝位置产生缩颈并开裂照片。

图5为本发明钢的针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体组织照片。

图6为本发明钢的对焊焊缝位置的硬度分布曲线(无明显软化区)。

图7为本发明钢用于轮辋生产焊缝无缩颈无开裂照片。

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。

按照本发明钢化学成分要求，炼钢获得试验钢的化学成分见表1。轧钢得到实验热轧钢卷。工艺参数和试验钢的性能见表2。表1中比较钢为中国专利CN103695762A的化学成分。

试验钢经冶炼、铸造、轧制，表2是轧制时工艺控制和所得厚度为3-7mm的钢板的力学性能，力学性能的测试按GB6397-86标准进行，比较例是CN103695762A专利的双相钢板。

按照本发明要求实施得到试验钢，性能均达到抗拉强度540MPa以上，屈强比0.7以下，延伸率30％以上的双相钢，组织为细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织(参见图5)，其对焊焊接接头的硬度曲线如图6，无明显软化区域。

如图7所示，本发明钢用于轮辋生产，轮辋焊缝无缩颈无开裂。

Claims

1.一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢，其成分重量百分比为：C：0.05～0.08％，Si：≤0.50％，Mn：1.0～1.4％，Cr：0.15～0.5％，V：0.015～0.06％，P：≤0.012％，S：≤0.002％，N：≤0.005％，Al：0.01～0.035％，且1.2％≤Mn+Cr≤1.6％，(3Mn+Cr)/(Cr+15V)≤5.5，还包含下列元素中的一种或一种以上：Ti≤0.03％，Nb：≤0.03％，Ca：≤0.005％；其余是Fe和不可避免的杂质；

所述热轧双相钢的金相组织为细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织；并通过如下方法获得，包括：

如上述成分的钢坯经1150～1250℃加热后，在奥氏体区进行轧制，轧制变形量80～95％，终轧温度810～870℃；终轧后的钢板采用水冷+空冷+水冷的两段式冷却方式，第一阶段水冷以50～90℃/s的冷却速度冷到600～660℃，且定义f＝10*C+Cr+3*Mn为冷速指数，冷速按360/f进行设置；中间空冷1-2秒，随后再次以120℃/s以上的冷却速度进行第二阶段水冷，冷却至350℃以下并卷取。

2.如权利要求1所述的抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的抗拉强度达到540MPa以上，屈强比0.70以下，延伸率30％以上。

3.一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢的制造方法，其特征是，

将如下述成分的钢坯经1150～1250℃加热后，在奥氏体区进行轧制，轧制变形量80～95％，终轧温度810～870℃；钢坯成分重量百分比为：C：0.05～0.08％，Si：≤0.50％，Mn：1.0～1.4％，Cr：0.15～0.5％，V：0.015～0.06％，P：≤0.012％，S：≤0.002％，N：≤0.005％，Al：0.01～0.035％，且1.2％≤Mn+Cr≤1.6％，(3Mn+Cr)/(Cr+15V)≤5.5，还包含下列元素中的一种或一种以上：Ti≤0.03％，Nb：≤0.03％，Ca：≤0.005％；其余是Fe和不可避免的杂质；

终轧后的钢板采用水冷+空冷+水冷的两段式冷却方式，第一阶段水冷以50～90℃/s的冷却速度冷到600～660℃，且定义f＝10*C+Cr+3*Mn为冷速指数，冷速按360/f进行设置；中间空冷1-2秒，随后再次以120℃/s以上的冷却速度进行第二阶段水冷，冷却至350℃以下并卷取；所述热轧双相钢的金相组织为细小针状铁素体+弥散分布的尖角状马氏体的组织。

4.如权利要求3所述的抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢的制造方法，其特征是，所述热轧双相钢的抗拉抗拉强度达到540MPa以上，屈强比0.70以下，延伸率30％以上。