CN111647801A - 一种690MPa级铁素体马氏体双相钢、其制备方法及其应用 - Google Patents

一种690MPa级铁素体马氏体双相钢、其制备方法及其应用 Download PDF

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Abstract

本发明属于冶金和冷轧板带领域，具体涉及一种690MPa级铁素体马氏体双相钢，其特征在于，按质量百分比计，所述双相钢包含：C 0.08‑0.12％、Si 0.1‑0.4％、Mn 1.8‑2.2％、P≤0.010％、S≤0.006％、Al 0.03‑0.06％，以及Ti、Nb和V中的一种或两种以上，余量为铁和不可避免的杂质；所述制备方法包括：冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯依次进行加热和热轧，得到热轧板；将所述热轧板依次进行层流冷却和卷取，后冷却，得到钢卷；将所述钢卷进行冷轧，得到冷硬带钢；将所述冷硬带钢依次进行退火处理、平整处理，后空冷，得到所述690MPa级铁素体马氏体双相钢。本发明双相钢的抗拉强度达到690MPa级以上，屈服强度达到380‑500MPa，断后延伸率A80为22％以上，扩孔率≥74％。

Description

一种690MPa级铁素体马氏体双相钢、其制备方法及其应用
技术领域
本发明属于冶金和冷轧板带领域，具体涉及一种690MPa级铁素体马氏体双相钢、其制备方法及其应用。
背景技术
近年来随着工艺技术的进步及轧制设备的快速更新，材料升级换代速度也在加快。同时，能源危机加重及政策要求节能减排及汽车轻量化的要求不断加深，经济型的高强钢呼声越来越高。进一步而言，随着汽车工业对于轻量化、安全性、低排放等的要求日益严苛，高强钢在汽车行业新车型中的使用比例持续增加。其中，在“超轻钢车体-先进车概念”项目所设计的车身结构中，以抗拉强度为1000MPa的高强钢所占的比例最大，其占汽车车身重量的29～30％左右。针对上述汽车座椅的轻量化需求，亟需开发一些新型轻质材料，其能够在减少汽车重量的同时又不影响乘客的舒适性和安全性。
由于受制于成本等因素，目前座椅头枕钢管基本是为低强度级别的普通高强钢为主，因此开发出更高强度又同时能满足其成型要求的高强钢，对汽车座椅总体的轻量化意义重大，特别是开发一种成本低廉又能保证优异性能的铁素体贝氏体双相钢以符合高性能经济型、节能降耗的发展主题，显得尤其重要。
发明内容
鉴于上述问题，本发明提供一种690MPa级铁素体马氏体双相钢、其制备方法及其应用。本发明提供的双相钢的抗拉强度达到690MPa级以上，屈服强度达到380-500MPa，断后延伸率A80为22％以上，扩孔率≥74％，180°折弯半径为1T，该双相钢可用于汽车前纵梁、门槛梁等安全结构件，尤其满足汽车座椅头枕钢管的轻量化需求。
用于实现上述目的的技术方案如下：
本发明提供一种690MPa级铁素体马氏体双相钢，其特征在于，按质量百分比计，所述双相钢包含：C 0.08-0.12％，Si 0.1-0.4％，Mn 1.8-2.2％，P≤0.010％，S≤0.006％，Al0.03-0.06％，以及Ti、Nb和V中的一种或两种以上，余量为铁和不可避免的杂质；
其中，按质量百分比计，Ti为0.01-0.0.03％，Nb为0.01-0.03％，V为0.02-0.04％；且1.8％≤C+Mn≤2.2％。
在一个实施方案中，本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢中，按质量百分比计，所述双相钢包含：C 0.08％，Si 0.18％，Mn 1.8％，P 0.008％，S 0.002％，Al0.03％，Nb 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
在一个实施方案中，本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢中，所述双相钢的显微组织包括：铁素体、马氏体和贝氏体；
优选地，按质量百分比计，所述双相钢的显微组织包括：铁素体42-65％，马氏体24-48％，贝氏体≤10％；其中，所述马氏体的尺寸为2-10μm；
优选地，所述双相钢的抗拉强度＞690MPa，屈服强度为380-500MPa，延伸率A80≥22％，扩孔率≥74％，180°折弯半径为1T。
本发明还提供本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法，所述制备方法包括：冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯依次进行加热和热轧，得到热轧板；将所述热轧板依次进行层流冷却和卷取，后冷却至温度为18～31℃，得到钢卷；将所述钢卷进行冷轧，得到冷硬带钢；将所述冷硬带钢依次进行退火处理和平整处理，后空冷至温度为18～31℃，得到所述690MPa级铁素体马氏体双相钢；
其中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.08-0.12％，Si 0.1-0.4％，Mn 1.8-2.2％，P≤0.010％，S≤0.006％，Al 0.03-0.06％，以及Ti、Nb和V中的一种或两种以上，余量为铁和不可避免的杂质；其中，按质量百分比计，Ti为0.01-0.0.03％，Nb为0.01-0.03％，V为0.02-0.04％；且1.8％≤C+Mn≤2.2％(其中C代表C元素的含量值0.08-0.12％，Mn代表Mn元素的含量值1.8-2.2％)；
优选地，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.08％，Si 0.18％，Mn 1.8％，P0.008％，S 0.002％，Al 0.03％，Nb 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
在一个实施方案中，本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行加热的过程中，加热温度为1180～1320℃，加热时间为180～210min；所述钢板坯经加热后的温度为1110～1220℃。加热后热轧可使得材料内部合金进一步均质化，同时使得材料具有足够的塑性，减小变形抗力，改善内部组织，便于后续轧制工艺。基于此，加热温度需要设定在一定范围内，加热时间也需要限定在一定范围内。
在一个实施方案中，本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法中，所述热轧包括粗轧和精轧；其中，所述粗轧为6道次，所述粗轧的终轧温度为900～1020℃；所述精轧的终轧温度为880～920℃。一般而言，精轧的终轧温度与材料合金元素种类及含量息息相关，对于本发明，精轧的终轧温度为880-920℃，只有在这一范围才能获得良好的综合性能。
优选地，所述热轧板的厚度为2～3.2mm。
在一个实施方案中，本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法中，所述层流冷却的冷却速率为10～20℃/s；
优选地，所述卷取温度为550～600℃；
优选地，所述冷轧为五机架连续冷轧，所述冷轧的总压下率为40～65％，所述冷硬带钢的厚度为0.7～1.5mm。
以上技术方案中，精轧终轧后的冷却速度应保证获得适量的先共析铁素体组织，同时又需要避免较多的硬质相(马氏体或贝氏体)出现，因此选择的层流冷却速率为10-20℃/s；而卷取温度对热轧中间产品性能至关重要，卷取温度过高会造成卷取后钢卷边部与中部冷却不均，在冷轧轧制时变形不均导致边部容易出现微裂纹，严重时易引发断带风险，而卷取温度过低则导致材料在冷却过程发生贝氏体或马氏体相变，造成强度升高，不易于冷轧轧制。
在一个实施方案中，本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法中，所述退火处理包括：
(1)将所述冷硬带钢预热至温度为240～260℃，后以加热速率为8-16℃/s加热至温度为740～820℃，在均热温度为740～820℃下保温2～5min；加热至两相区温度740-820℃，在此温度范围内，一方面碳和合金元素向奥氏体富集，形成一定比例的奥氏体相；温度过低则合金元素无法很好的扩散，也得不到适宜的奥氏体含量；另一方面也需要保证奥氏体内合金元素的平均含量，因此该两相区温度温度不宜过高。
(2)将经步骤(1)处理后的冷硬带钢以冷却速率为4～10℃/s冷却至温度为620～690℃；
(3)将经步骤(2)处理后的冷硬带钢在氢气体积分数为50％的条件下，以冷却速率为20～50℃/s冷却至温度为240～280℃，后在温度为230-270℃下进行等温过时效处理10～25min；
优选地，所述平整处理的过程中的平整延伸率为0.1-0.5％。
本发明还提供本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法制备得到的690MPa级铁素体马氏体双相钢。
本发明还提供本发明所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢在制备座椅头枕用轻量化钢管中的应用。
本发明所述双相钢中针对合金成分设计思路如下：
C元素是双相钢中最重要的固溶强化元素及提高奥氏体淬透性元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，同时避免C含量过高恶化焊接性能，C含量需控制在一个合适范围。在本发明中，C元素含量被设定在0.08-0.12％以获得上述作用。当C含量超过0.12％时会在例如原材料铸造中生成巨大的共晶碳化物，从而导致疲劳寿命降低亦可导致韧性的降低。
Si元素也是重要的固溶强化元素，其可以有效促进C元素向奥氏体富集，提高奥氏体淬透性并同时净化铁素体相，从而改善延伸率。但Si元素过多会对焊接性能及表面质量带来不利影响，因此Si含量需控制在一个合适范围。Si元素含量过高容易形成粗大且稳定的氧化物和氮化物，降低钢的热塑性、焊接性能和疲劳性能。在本发明中，Si元素含量被设定在0.1-0.4％以获得上述作用。
Mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，其是良好的脱氧剂和脱硫剂，能够消除或减弱由于硫所引起的钢的热脆性，从而改善钢的热加工性能。但Mn含量过高容易引起偏析现象，因此Mn含量需控制在一个合适范围。在本发明中，Mn元素含量被设定在1.8-2.2％以获得上述作用。
P元素作为有害元素，在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料的机械性能，且为碳当量的显著影响元素。在本发明中，将P元素含量控制在0.010％以下。
S元素作为有害元素，其主要防止与Mn结合产生MnS从而恶化材料性能，且为碳当量的显著影响元素。在本发明中，将S元素含量控制在0.006％以下。
Nb/Ti/V元素均为用于细化原奥氏体晶粒而选择性添加的元素。Ti可与氮形成氮化钛，从而抑制氮化硼形成，可改善钢淬透性；V是钢的优良脱氧剂，可细化组织晶粒，提高强度和韧性；Nb的加入可以有效细化晶粒。但是，Nb/Ti/V元素的增加效应达到饱和，反而会形成粗大颗粒，从而降低钢的疲劳性能。本发明限定了添加Nb/Ti/V元素的量，对改善组织形态、提高材料综合成型性能有着显著的作用。在本发明中，Nb/Ti/V元素(本发明所述双相钢包含着三种元素中的至少一种)含量被设定为：Ti 0.01-0.0.03％、Nb0.01-0.03％、V0.02-0.04％以获得上述作用。
本发明采用C-Si-Mn-P-S-Al的成分设计，并包含Ti、Nb和V中的一种或两种以上的元素，其中低的C含量可以保证材质有良好的成型性能；适当的Mn含量可以提供一部分固溶强化效果；Nb的加入可以有效细化晶粒，Ti可增强钢的强度；V是钢的优良脱氧剂，可细化组织晶粒，提高强度和韧性。本发明通过设计合理的化学成分范围，同时进一步限定C和Mn的范围，从而确保较低的碳当量，从而获得良好的焊接性能，还可抑制过高的C/Mn的添加导致的中心偏析，并配合所要求的轧制工艺，配以合理的加热温度、热轧温度以及退火处理，最终获得铁素体和贝氏体组成的微观组织，制备所得的双相钢的抗拉强度达到690MPa级以上，屈服强度达到380-500MPa，断后延伸率A80为22％以上，扩孔率≥74％，180°折弯半径为1T，该双相钢可用于汽车前纵梁、门槛梁等安全结构件，尤其满足汽车座椅头枕钢管的轻量化需求。
附图说明
以下，结合附图来详细说明本发明的实施方案，其中：
图1示出了本发明实施例1试验组1所制备得到的690MPa级冷轧双相钢试样典型的微观组织照片；
图2示出了本发明实施例1试验组1所制备得到的690MPa级冷轧双相钢辊压而成的座椅头枕用轻量化钢管。
具体实施方式
下面结合具体实施方式对本发明进行进一步的详细描述，给出的实施例仅为了阐明本发明，而不是为了限制本发明的范围。
下述实施例中的实验方法，如无特殊说明，均为常规方法。下述实施例中所用的原料、试剂材料等，如无特殊说明，均为市售购买产品。
实施例1：
本实施例采用8个试验组，在试验组1～8中通过本发明所述方法制备所述690MPa级铁素体马氏体双相钢；
一、将钢水经过冶炼并连铸得到钢板坯，按质量百分比计，所述钢板坯包含的实际化学成分如表1所示；
表1：本发明所述钢板坯包含的实际化学成分
试验组 C(％) Si(％) Mn(％) P(％) S(％) Alt(％) Ti(％) Nb(％) V(％)
1 0.08 0.18 1.8 0.008 0.002 0.03 0.019
2 0.12 0.27 1.95 0.009 0.002 0.034 0.01 0.010
3 0.10 0.12 2.20 0.008 0.003 0.038 0.04
4 0.11 0.25 2.18 0.007 0.001 0.042 0.012 0.03
5 0.11 0.4 2.0 0.006 0.003 0.058 0.014 0.02
6 0.09 0.1 1.98 0.009 0.006 0.06 0.018
7 0.092 0.3 1.99 0.008 0.005 0.04 0.011 0.03
8 0.11 0.2 2.05 0.010 0.004 0.05 0.03 0.02
二、采用本发明所述制备方法制备690MPa级铁素体马氏体双相钢(具体制备工艺参数如表2和表3所示)：
(1)将所述钢板坯依次进行加热和热轧，得到热轧板；其中，加热温度为1180～1320℃，加热时间为180～210min；所述钢板坯经加热后的温度(出炉温度)为1110～1220℃；
热轧包括粗轧和精轧；所述粗轧为6道次，粗轧的终轧温度为900～1020℃；精轧的终轧温度为880～920℃；所得热轧板的厚度为2～3.2mm；
(2)将所述热轧板依次进行层流冷却和卷取，后冷却至温度为18～31℃，得到钢卷；层流冷却的冷却速率为10～20℃/s，卷取温度为550～600℃
(3)将所述钢卷进行冷轧，得到冷硬带钢；其中，冷轧为五机架连续冷轧，冷轧的总压下率为40～65％，冷轧后获得的冷硬带钢的厚度为0.7～1.5mm；
(4)将所述冷硬带钢依次进行退火处理、平整处理(在四辊平整机上进行平整处理)，后空冷至温度为18～31℃，得到所述690MPa级铁素体马氏体双相钢；
其中，退火处理步骤包括：(4-1)将所述冷硬带钢预热至240～260℃，后以加热速率为8-16℃/s加热至740～820℃，在均热温度为740～820℃下保温2～5min；
(4-2)将经步骤(4-1)处理后的冷硬带钢以冷却速率为4～10℃/s冷却(缓冷)至620～690℃(缓冷出口温度)；
(4-3)将经步骤(4-2)处理后的冷硬带钢在氢气体积分数为50％的条件下，以冷却速率为20～50℃/s冷却(快冷)至240～280℃(快冷出口温度)，后在温度为230-270℃下进行等温过时效处理10～25min。
其中，所述平整处理的过程中的平整延伸率为0.1-0.5％。
表2：本发明所述690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备工艺参数
Figure BDA0002486789790000081
表3：本发明所述690MPa级铁素体马氏体双相钢的退火和平整工艺参数
Figure BDA0002486789790000082
Figure BDA0002486789790000091
本发明所述附图1为本发明实施例1中试验组1得到的690MPa级冷轧双相钢试样典型的微观组织照片。该微观组织包含铁素体、马氏体及少量贝氏体。本发明所述附图2所示为本发明实施例1中试验组1得到的690MPa级冷轧双相钢辊压而成的座椅头枕用轻量化钢管。
对比例1：
一、本对比例采用4个对比组，其钢板坯的实际化学成分如表4所示：
表4：对比组9～12的钢板坯的实际化学成分
对比组 C Si Mn P S Alt
9 0.06 0.08 1.7 0.02 0.007 0.02
10 0.15 0.09 1.6 0.025 0.009 0.064
11 0.20 0.5 2.3 0.018 0.008 0.068
12 0.02 0.6 3 0.03 0.010 0.001
二、上述对比组9～12制备的双相钢所使用的制备工艺参数如表5和表6所示：
表5：现有技术制备工艺参数
Figure BDA0002486789790000092
Figure BDA0002486789790000101
表6：现有技术退火和平整工艺参数
Figure BDA0002486789790000102
针对上述实施例1和对比例1中所制备得到的产品进行力学性能测试，结果见表7：
表7：双相钢力学性能测试结果
编号 Rm/MPa Rp0.2/MPa A<sub>80</sub>/％ 扩孔率/％
试验组1 744 500 26 88
试验组2 708 390 25 78
试验组3 695 490 25 79
试验组4 732 428 23 87
试验组5 699 388 25 84
试验组6 732 442 22 74
试验组7 743 450 24 77
试验组8 702 408 26 85
对比组1 520 372 22 43
对比组2 628 384 21 48
对比组3 828 140 15 32
对比组4 440 245 28 67
通过以上所述，可以看出，本发明通过设计合理的化学成分范围，同时配合所要求的轧制工艺，配以合理的加热温度、热轧温度以及退火处理，最终获得铁素体和贝氏体组成的微观组织，制备所得的双相钢的抗拉强度达到690MPa级以上，屈服强度达到380-500MPa，断后延伸率A80为22％以上，扩孔率≥74％，180°折弯半径为1T，该双相钢可用于汽车前纵梁、门槛梁等安全结构件，尤其满足汽车座椅头枕钢管的轻量化需求。
总之，以上对本发明具体实施方式的描述并不限制本发明，本领域技术人员可以根据本发明作出各种改变或变形，只要不脱离本发明的精神，均应属于本发明所附权利要求的范围。

Claims (10)

1.一种690MPa级铁素体马氏体双相钢，其特征在于，按质量百分比计，所述双相钢包含：C 0.08-0.12％，Si 0.1-0.4％，Mn 1.8-2.2％，P≤0.010％，S≤0.006％，Al 0.03-0.06％，以及Ti、Nb和V中的一种或两种以上，余量为铁和不可避免的杂质；
其中，按质量百分比计，Ti为0.01-0.0.03％，Nb为0.01-0.03％，V为0.02-0.04％；且1.8％≤C+Mn≤2.2％。
2.根据权利要求1所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢，其特征在于，按质量百分比计，所述双相钢包含：C 0.08％，Si 0.18％，Mn 1.8％，P 0.008％，S 0.002％，Al 0.03％，Nb 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢，其特征在于，所述双相钢的显微组织包括：铁素体、马氏体和贝氏体；
优选地，按质量百分比计，所述双相钢的显微组织包括：铁素体42-65％，马氏体24-48％，贝氏体≤10％；其中，所述马氏体的尺寸为2-10μm；
优选地，所述双相钢的抗拉强度＞690MPa，屈服强度为380-500MPa，延伸率A80≥22％，扩孔率≥74％，180°折弯半径为1T。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法，所述制备方法包括：冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯依次进行加热和热轧，得到热轧板；将所述热轧板依次进行层流冷却和卷取，后冷却至温度为18～31℃，得到钢卷；将所述钢卷进行冷轧，得到冷硬带钢；将所述冷硬带钢依次进行退火处理和平整处理，后空冷至温度为18～31℃，得到所述690MPa级铁素体马氏体双相钢；
其中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.08-0.12％，Si 0.1-0.4％，Mn 1.8-2.2％，P≤0.010％，S≤0.006％，Al 0.03-0.06％，以及Ti、Nb和V中的一种或两种以上，余量为铁和不可避免的杂质；其中，按质量百分比计，Ti为0.01-0.0.03％，Nb为0.01-0.03％，V为0.02-0.04％；且1.8％≤C+Mn≤2.2％；
优选地，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.08％，Si 0.18％，Mn 1.8％，P0.008％，S 0.002％，Al 0.03％，Nb 0.019％，余量为铁和不可避免的杂质。
5.根据权利要求4所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法，其特征在于，所述将所述钢板坯进行加热的过程中，加热温度为1180～1320℃，加热时间为180～210min；所述钢板坯经加热后的温度为1110～1220℃。
6.根据权利要求4或5所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法，其特征在于，所述热轧包括粗轧和精轧；其中，所述粗轧为6道次，所述粗轧的终轧温度为900～1020℃；所述精轧的终轧温度为880～920℃；
优选地，所述热轧板的厚度为2～3.2mm。
7.根据权利要求4或5所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法，其特征在于，所述层流冷却的冷却速率为10～20℃/s；
优选地，所述卷取温度为550～600℃；
优选地，所述冷轧为五机架连续冷轧，所述冷轧的总压下率为40～65％，所述冷硬带钢的厚度为0.7～1.5mm。
8.根据权利要求4或5所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法，其特征在于，所述退火处理包括：
(1)将所述冷硬带钢预热至温度为240～260℃，后以加热速率为8-16℃/s加热至温度为740～820℃，在均热温度为740～820℃下保温2～5min；
(2)将经步骤(1)处理后的冷硬带钢以冷却速率为4～10℃/s冷却至温度为620～690℃；
(3)将经步骤(2)处理后的冷硬带钢在氢气体积分数为50％的条件下，以冷却速率为20～50℃/s冷却至温度为240～280℃，后在温度为230-270℃下进行等温过时效处理10～25min；
优选地，所述平整处理的过程中的平整延伸率为0.1-0.5％。
9.根据权利要求4至8中任一项所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢的制备方法制备得到的690MPa级铁素体马氏体双相钢。
10.根据权利要求9所述的690MPa级铁素体马氏体双相钢在制备座椅头枕用轻量化钢管中的应用。
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