CN112195398A - Cr-Nb系热轧双相钢及其轧制方法 - Google Patents

Cr-Nb系热轧双相钢及其轧制方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于钢铁冶炼技术领域，具体涉及一种Cr‑Nb系热轧双相钢及其轧制方法。针对现有热轧双相钢成形性能较差，轧制后成品表面容易有麻坑的问题，本发明提供了一种Cr‑Nb系热轧双相钢，化学成分包括：按重量百分比计，C≤0.10％，Mn≤1.20％，Si≤0.20％，Cr：0.35～0.70％，Nb≤0.025％，Als≤0.050％，P≤0.020％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明还提供了上述热轧双相钢的轧制方法，包括板坯再加热‑除磷‑粗轧‑精轧‑层流冷却‑卷取的步骤。本发明充分发挥Nb的作用，通过控轧控冷，生产出冷变形过程不易开裂、不易形成麻坑缺陷的热轧双相钢，提升了钢材质量，经济效益显著。

Description

Cr-Nb系热轧双相钢及其轧制方法
技术领域
本发明属于钢铁冶炼技术领域，具体涉及一种Cr-Nb系热轧双相钢及其轧制方法。
背景技术
近年来，汽车用钢高强轻量化的发展趋势日益明显，马氏体热轧双相钢以其良好的强韧塑性匹配，在汽车领域中越来越受到关注。其显微组织为铁素体加马氏体，在软相铁素体基体上分布着20％左右体积分数的硬质相马氏体，性能特点是屈服强度低，具有较高的初始加工硬化率、良好的强韧性匹配，但延伸凸缘性即成形性较差。
一般热轧汽车用钢多用于底盘部件，由于形状复杂，成形方式多样，包括拉延翻边、弯曲、扩孔、胀形等。这些成形方式对钢板的成形性，尤其是延伸凸缘性能要求较高。传统的双相钢中铁素体和马氏体两相变形能力差异大，在成形过程中易在开孔部位开裂，延伸凸缘成形性能还急需提高。
专利CN102912235A公开了抗拉强度590MPa级热轧双相钢及其制造方法，化学成分为：C：0.04～0.10％，Mn：1.10～1.50％，Si：0.10～0.20％，Als：0.015～0.070％，P：0.03～0.08％，S≤0.008％，Cr：0.5～1.2％，其余为Fe和不可避免的杂质。轧制成具有低成本、低屈强比、优良冷冲压成形和耐疲劳性能的热轧双相钢。
专利CN105385954A公开了一种10mm以上600MPa级双相钢带及其加工方法，化学成分为：C：0.055～0.075％，Mn：0.95～1.10％，Si：0.25～0.35％，P≤0.020％，S≤0.010％，Cr：0.25～0.35％，Ti：0.04～0.05％，其余为Fe，再通过热轧轧制成钢带。
专利CN100500880A公开了一种制备高强细晶双相钢的方法，通过控制道次变形量量、变形温度、冷却速度获得马氏体比例10～15％的双相钢。
专利CN108411207A公开了一种抗拉强度600MPa级薄规格热轧双相钢及其制造方法。化学成分为：C：0.053～0.065％，Mn：0.99～1.05％，Si：0.11～0.14％，Als：0.03～0.04％，P≤0.015％，S≤0.015％，Cr：0.24～0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质，采用水冷-空冷-水冷三段式冷却获得600MPa级薄规格热轧双相钢。
由上述公开的专利中可看出，目前600MPa级热轧双相钢大多数采用Mn-Cr系成分，通过控制冷却获得铁素体加马氏体的双相组织。但是，由于铁素体和马氏体硬度差异较大，以及马氏体比例较难控制，导致成品钢用于冷成形时开裂风险较大，双相钢的成形性能不好。另外，现有的热轧双相钢一般采用“快冷-空冷-快冷”的冷却方式生产，在空冷阶段易形成氧化膜，在后续酸洗工序氧化膜可能压入钢板表面形成麻坑缺陷，严重影响钢板的品质。
发明内容
本发明要解决的技术问题为：现有热轧双相钢成形性能较差，轧制后成品表面容易有麻坑的问题。
本发明解决上述技术问题的技术方案为：提供一种Cr-Nb系热轧双相钢。所述钢的化学成分包括：按重量百分比计，C≤0.10％，Mn≤1.20％，Si≤0.20％，Cr：0.35～0.70％，Nb≤0.025％，Als≤0.050％，P≤0.020％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
优选的，上述Cr-Nb系热轧双相钢的化学成分包括：按重量百分比计，C≤0.06％，Mn≤1.10％，Si：0.12～0.20％，Cr：0.35～0.60％，Nb≤0.020％，Als≤0.045％，P≤0.020％，S≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。
更优选的，上述Cr-Nb系热轧双相钢的化学成分为：按重量百分比计，C 0.04～0.06％，Mn：0.60～1.10％，Si：0.12～0.18％，Cr：0.50～0.60％，Nb：0.010～0.020％，Als：0.015～0.045％，P≤0.020％，S≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。
其中，上述Cr-Nb系热轧双相钢中，所述钢的屈服强度为330～470MPa、抗拉强度为580～700MPa、延伸率A50≥24％、180°冷弯试验d＝0合格、晶粒度≥10.0级、马氏体比例≤20％。
本发明还提供上述Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法，包括板坯再加热-除磷-粗轧-精轧-层流冷却-卷取的步骤；所述粗轧轧辊里程数≤60公里，全数除磷，粗轧后钢板厚度为36～44mm；所述层流冷却，采用两段式冷却，第一段冷却速率60～100℃/s，冷却至680～720℃，空冷时间7～11s，第二段冷却速率80～120℃/s，冷却至130～200℃进行卷取；卷取后的钢卷采用立卷方式堆放，并在24h内送至平整机组进行开平，平整后的钢卷温度降至40℃以后进行酸洗，且不投用拉矫，得到热轧双相钢。
其中，上述Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法中，所述板坯再加热的出炉温度为1180～1220℃。
其中，上述Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法中，所述精轧开轧温度≤1050℃，精轧出口温度800～860℃，采用恒速轧制，精轧出口速度为5.5-6.0m/s。
进一步的，上述Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法中，所述层流冷却时间根据Mn含量调整，Mn含量0.60～0.70％时，空冷时间7s，Mn含量0.70～0.80％时，空冷时间8s，Mn含量0.80～0.90％时，空冷时间9s，Mn含量0.90～1.10％时，空冷时间10～11s。
与现有技术相比，本发明的有益效果为：
本发明提供了一种Cr-Nb系热轧双相钢及其轧制方法，该钢种充分发挥Nb强化铁素体基体、减小铁素体马氏体两相硬度差异、改善冷成形性能的作用，充分发挥控轧控冷在双相钢组织比例调控中的作用，生产出屈服强度330～470MPa、抗拉强度580～700MPa、延伸率A50≥24％、180°冷弯试验d＝0合格、晶粒度≥10.0级、马氏体比例≤20％、冷变形过程不易开裂、不易形成麻坑缺陷的热轧双相钢。本发明钢的力学性能、金相组织比例、成形性能、表面质量都很稳定，从根源上解决了热轧双相钢成形性能、表面质量不稳定的问题，应用前景好。
附图说明
图1所示为本发明实施例1的金相图；
图2所示为本发明实施例2的金相图；
图3所示为本发明实施例3的金相图；
图4所示为本发明实施例4的金相图；
图5所示为本发明实施例1的冷成形情况图；
图6所示为本发明实施例1的表面形貌图；
图7所示为本发明对比例1的金相图；
图8所示为本发明对比例1的冷成形情况图；
图9所示为本发明对比例2的金相图；
图10所示为本发明对比例4的金相图；
图11所示为本发明对比例5的金相图；
图12所示为本发明对比例6的金相图；
图13所示为本发明对比例6的表面形貌图；
图14所示为本发明对比例6的表面形貌图。
具体实施方式
本发明提供了一种Cr-Nb系热轧双相钢，化学成分包括：按重量百分比计，C≤0.10％，Mn≤1.20％，Si≤0.20％，Cr：0.35～0.70％，Nb≤0.025％，Als≤0.050％，P≤0.020％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
优选的，上述Cr-Nb系热轧双相钢的化学成分包括：按重量百分比计，C≤0.06％，Mn≤1.10％，Si：0.12～0.20％，Cr：0.35～0.60％，Nb≤0.020％，Als≤0.045％，P≤0.020％，S≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。
更优选的，上述Cr-Nb系热轧双相钢的化学成分为：按重量百分比计，C 0.04～0.06％，Mn：0.60～1.10％，Si：0.12～0.18％，Cr：0.50～0.60％，Nb：0.010～0.020％，Als：0.015～0.045％，P≤0.020％，S≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明中，C是双相钢中马氏体组织的形成元素，C元素的含量会影响马氏体的比例、形态和硬度，C含量偏少时会导致成品钢马氏体硬度、强度不足，从而引起抗拉强度偏低，C含量偏多时会导致成品钢抗拉强度偏高，同时导致马氏体呈链条状分布，严重影响成形性能。因此本发明将C含量控制在0.04～0.06％。
Mn含量会影响马氏体比例，随着Mn含量增加，相变温度降低，相变过程中铁素体比例降低，原始奥氏体比例增加，从而导致成品组织中马氏体比例增加。本发明提到，为保证成品钢的成形性能，马氏体比例宜控制在20％以内，经过实验室研究及工业生产论证，发现Mn含量控制在0.80～0.90％范围，有利于获得上述马氏体比例。
Cr在钢中的主要作用是提高淬透性，可以提高钢的冷却效率，在热轧双相钢的生产中，一般采用Cr微合金化及低温卷取的成分工艺，来促进马氏体相变，是一种低成本的生产技术。本发明将Cr含量控制在0.50～0.60％。
Nb能够提高热轧双相钢力学性能、扩孔成形性能的稳定性，是由于Nb在钢中的析出收得率比较稳定，会通过形变诱导析出和铁素体相析出获得细小均匀的NbC第二相，这些第二相通过钉轧晶界达到细化晶粒的效果，同时，在铁素体相中析出的NbC第二相能够缩小铁素体和马氏体两相硬度差，减少变形过程中两相边界处的畸变能，从而提高成形扩孔性能。
本发明Cr-Nb系热轧双相钢的制造方法采用行业内公知的普通的“铁水预脱硫-转炉冶炼-LF精炼-RH真空精炼-钙处理-连铸”即可，连铸后得到的铸坯厚度为200～230mm。
本发明还提供上述Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法，包括板坯再加热-除磷-粗轧-精轧-层流冷却-卷取的步骤；所述粗轧轧辊里程数≤60公里，全数除磷，粗轧后钢板厚度为36～44mm；所述层流冷却，采用两段式冷却，第一段冷却速率60～100℃/s，冷却至680～720℃，空冷时间7～11s，第二段冷却速率80～120℃/s，冷却至130～200℃进行卷取；卷取后的钢卷采用立卷方式堆放，并在24h内送至平整机组进行开平，平整后的钢卷温度降至40℃以后进行酸洗，且不投用拉矫，得到热轧双相钢。
其中，上述Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法中，所述板坯再加热的出炉温度为1180～1220℃。
其中，上述Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法中，所述精轧开轧温度≤1050℃，精轧出口温度800～860℃，采用恒速轧制，精轧出口速度为5.5-6.0m/s。
本发明将精轧出口温度限定在800～860℃范围内。这是由于如果精轧出口温度过低，易在精轧后几道次进入两相区，形成粗大的混晶组织，如果精轧出口温度过高，易引起成品钢晶粒粗大，从而影响力学性能。
本发明生产的Cr-Nb系热轧双相钢工艺稳定可控，通过层流冷却工艺的精确控制、使双相钢马氏体比例稳定控制在≤20％的范围(Mn含量、层流冷却空冷时间均会影响马氏体比例，本发明特别的提出了针对不同Mn含量对应的空冷时间。)，解决了双相钢工艺窗口窄，性能稳定性差的问题。
本发明采用了特别的层流冷却方式，这是由于为获得铁素体加马氏体的双相组织，相变过程必须设计成两段式。其中第一段相变为铁素体组织形成阶段，随后进行空冷，使铁素体组织长大及均质化，第二段相变为马氏体组织形成阶段。第一段冷却速率如果偏低，会产生珠光体组织，影响成品钢强度及成形性能。因此，本发明将第一段冷却速率限定在60～100℃/s范围。
随后的空冷阶段中，如果空冷温度偏低，可能会进入珠光体转变区，形成珠光体组织。如果空冷温度偏高，由于空冷过程中的铁素体长大过程属于扩散型，温度越高原子活动越强，越有利于铁素体形成，从而导致成品钢的铁素体比例增高，马氏体比例降低。本发明经过大量的试验研究发现，700℃附近的温度区间最有利于铁素体形核，因此本发明将空冷温度限定在680～720℃范围。
同理，随着空冷时间增加，铁素体比例增加，马氏体比例减少，随着空冷时间减少，铁素体比例降低，马氏体比例增加。本发明通过试验发现，空冷时间为7～11s范围时，既能有效将马氏体比例控制在≤20％的范围，又能避免空冷时间过长，达到珠光体孕育时间而形成异常的珠光体组织。同时，由于Mn含量和空冷时间都能影响马氏体比例，Mn含量较低、空冷时间较长时，马氏体比例较低，Mn含量较高、空冷时间较短时，马氏体比例较高。因此，本发明得出了如下匹配关系，以控制马氏体比例≤20％范围内：Mn含量0.60～0.70％时，空冷时间7s，Mn含量0.70～0.80％时，空冷时间8s，Mn含量0.80～0.90％时，空冷时间9s，Mn含量0.90～1.10％时，空冷时间10～11s。
第二段冷却是马氏体相变过程，马氏体相变存在冷却速率和终冷温度的阈值，必须在大于一定的冷却速率，低于一定的终冷温度下才能发生马氏体相变。如果冷却速率偏低、终冷温度偏高，可能会形成珠光体、贝氏体等异常组织，如果冷却速率偏高、终冷温度偏低，可能会因为过冷度较大导致马氏体在心部团聚成链状组织，影响成品钢的成形性能。因此，本发明将第二段冷却速率限定在80～120℃/s，终冷温度限定在130～200℃。
由上可见，本发明所述的双相钢的控制冷却工艺要求进行精确控制，为提高冷却工艺控制的稳定性，本发明将精轧出口速度限定为恒定值，即进行恒速轧制，轧速为5.5～6.0m/s范围内均是可行的。
最后，热轧双相钢在酸洗工序后易产生麻坑缺陷，其形成原理为钢板表面产生的氧化铁皮压入，酸洗后脱落形成点状凹坑。为防止或减少热轧工序出现氧化铁皮，本发明进行了如下的限定：(1)粗轧轧辊里程数不大于60公里，并开启全数除磷，(2)钢卷卷取后采用立卷方式堆放，使钢卷表面积水排出，并在24h内送至平整机组进行开平，使钢板表面积水蒸发，
(3)酸洗工序不投用拉矫，防止氧化铁皮剥落形成麻坑，(4)终冷温度设定在130～200℃范围。如果终冷温度偏高，钢卷易在温度、空气、积水的共同作用下锈蚀形成氧化铁皮，如果终冷温度偏低，钢卷易因为冷却速率过高形成浪形，在后续平整或矫直工序矫正浪形时形成氧化铁皮压入。
下面将结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的说明，并不表示将本发明的保护范围限制在实施例所述范围之中。
实施例1-4与对比例1-6
下表1为本发明实施例与对比例中所述钢的成分；表2为本发明实施例与对比例钢的轧制工艺参数；表3为本发明实施例与对比例钢的组织性能指标。
表1实施例与对比例中所述钢的成分(％)
元素 C Mn Si Cr Nb Als P S
实施例1 0.05 0.65 0.15 0.55 0.015 0.025 0.010 0.003
实施例2 0.06 0.85 0.14 0.54 0.014 0.035 0.015 0.002
实施例3 0.04 0.98 0.16 0.56 0.016 0.030 0.017 0.003
实施例4 0.06 1.07 0.12 0.52 0.013 0.036 0.012 0.003
对比例1 0.08 1.23 0.14 0.53 / 0.032 0.045 0.003
对比例2 0.07 1.22 0.16 0.55 / 0.034 0.042 0.002
对比例3 0.06 1.25 0.15 0.56 / 0.040 0.048 0.003
对比例4 0.07 1.26 0.13 0.55 0.020 0.020 0.016 0.002
对比例5 0.05 0.66 0.14 0.54 0.014 0.035 0.013 0.003
对比例6 0.04 0.86 0.16 0.56 0.013 0.040 0.011 0.003
表2实施例与对比例钢的轧制工艺参数设置
Figure BDA0002687131440000061
Figure BDA0002687131440000071
表3实施例与对比例钢的组织性能指标
Figure BDA0002687131440000081
实施例1～4采用Cr-Nb系成分，Mn含量介于0.60～1.10％的范围内不等，采用“快冷-空冷-快冷”的两段式冷却方式，通过温度控制和冷却速率的控制，同时针对不同Mn含量匹配不同的空冷时间，获得马氏体比例为14～15％的双相组织，成品钢力学性能满足屈服强度330～470MPa、抗拉强580～700MPa、延伸率A50≥24％、180°冷弯试验d＝0合格的性能要求，且冷变形未开裂，酸洗未形成麻坑。实施例1～4的金相组织分别见图1～图4，实施例1的冷变形情况、钢板表面形貌分别见图5、图6。
对比例1～3钢成分中添加P提高淬透性，且未添加Nb，造成成品钢扩孔性能较差，且P的偏聚导致成形性能较差，因此冷变形过程均开裂。同时，对比例1终冷温度过低(70℃)，造成马氏体偏聚成链状，见图7，其冷变形开裂情况见附图8。对比例2空冷温度过低(640℃)，进入珠光体转变区，形成珠光体异常组织，抗拉强度偏低，见图9。
对比例4添加Nb，冷变形过程未开裂，但Mn含量较高，造成马氏体比例较高，抗拉强度偏高(713MPa)，其金相组织见图10。
对比例5中Mn含量较低、且空冷时间偏高，两者结合造成马氏体比例较低(8％)，导致抗拉强度偏低(543MPa)，其金相组织见图11。
对比例6终冷温度偏高，易于氧化铁皮生长，且钢卷堆放未采用立卷，不利于钢卷内积水的排出，酸洗投用拉矫，易于氧化铁皮压入表面，导致出现麻坑缺陷，金相组织见图12，表面麻坑见图13、图14。
由实施例和对比例的结果可知：本发明开发了一种全新成分的钢，通过配合轧制工艺参数的调整，使得轧制的双相钢在力学性能优异的前提下，还具有良好的成形性能，能有效的避免麻坑出现，提供了一种综合性能更好的Cr-Nb系热轧双相钢。

Claims (8)

1.Cr-Nb系热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的化学成分包括：按重量百分比计，C≤0.10％，Mn≤1.20％，Si≤0.20％，Cr：0.35～0.70％，Nb≤0.025％，Als≤0.050％，P≤0.020％，S≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的Cr-Nb系热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的化学成分包括：按重量百分比计，C≤0.06％，Mn≤1.10％，Si：0.12～0.20％，Cr：0.35～0.60％，Nb≤0.020％，Als≤0.045％，P≤0.020％，S≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的Cr-Nb系热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的化学成分为：按重量百分比计，C 0.04～0.06％，Mn：0.60～1.10％，Si：0.12～0.18％，Cr：0.50～0.60％，Nb：0.010～0.020％，Als：0.015～0.045％，P≤0.020％，S≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质。
4.根据权利要求1～3任一项所述的Cr-Nb系热轧双相钢，其特征在于，所述热轧双相钢的屈服强度为330～470MPa、抗拉强度为580～700MPa、延伸率A50≥24％、180°冷弯试验d＝0合格、晶粒度≥10.0级、马氏体比例≤20％。
5.权利要求1～4任一项所述的Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法，其特征在于：包括板坯再加热-除磷-粗轧-精轧-层流冷却-卷取的步骤；所述粗轧轧辊里程数≤60公里，全数除磷，粗轧后钢板厚度为36～44mm；所述层流冷却，采用两段式冷却，第一段冷却速率60～100℃/s，冷却至680～720℃，空冷时间7～11s，第二段冷却速率80～120℃/s，冷却至130～200℃进行卷取；卷取后的钢卷采用立卷方式堆放，并在24h内送至平整机组进行开平，平整后的钢卷温度降至40℃以后进行酸洗，且不投用拉矫，得到热轧双相钢。
6.根据权利要求5所述的Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法，其特征在于：所述板坯再加热的出炉温度为1180～1220℃。
7.根据权利要求5所述的Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法，其特征在于：所述精轧开轧温度≤1050℃，精轧出口温度800～860℃，采用恒速轧制，精轧出口速度为5.5-6.0m/s。
8.根据权利要求5所述的Cr-Nb系热轧双相钢的轧制方法，其特征在于：所述层流冷却时间根据Mn含量调整，Mn含量0.60～0.70％时，空冷时间7s，Mn含量0.70～0.80％时，空冷时间8s，Mn含量0.80～0.90％时，空冷时间9s，Mn含量0.90～1.10％时，空冷时间10～11s。
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