CN115522131A - 一种1000MPa级热轧双相钢及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种1000MPa级热轧双相钢，属于热轧钢板技术领域。所述1000MPa级热轧双相钢包括如下组分：C 0.12～0.14wt％，Si 0.5～0.7wt％，Mn1.5～1.7wt％，Al 0.03～0.05wt％，P≤0.010wt％，S≤0.004wt％，N≤0.005wt％和余量为Fe及不可避免的杂质；所述1000MPa级热轧双相钢具有超低屈强比≤0.49。本发明提供的双相钢中加入合金少,成本低，且可以获得优异力学性能的DP1000，具有优良的加工性能。
Description
技术领域
本发明属于热轧钢板技术领域，尤其涉及一种1000MPa级热轧双相钢及其制备方法和应用。
背景技术
随着全球能源和环境危机的加剧，汽车工业带来的高排放和高消耗给环境保护和可持续发展造成巨大挑战。汽车轻量化有利于节能减排，而高强度汽车用钢可提高车辆的碰撞安全性能。研究结果表明，屈强比越低、均匀延伸率越高，冷加工成形的应变硬化指数越高，有更好的成形性，有利于汽车工件的加工成形和几何精度。
热轧双相钢以铁素体基体上弥散分布的马氏体组织为主，具有很低的屈强比和高的加工硬化和烘烤硬化，低的屈服强度有利于冲压成形顺利，高的加工硬化和烘烤硬化使得最终产品具有很高的强度。能够很好的满足上述的汽车材料高强度高成形性能的综合要求，是应用前景十分广泛的汽车高强度材料。
而通过传统工艺制备热轧双相钢，难度较高。目前的高强度双相钢多是通过冷轧工艺制备，需要加入较多的合金元素，生产成本较高，并且生产的双相钢屈强比较大，塑性和冷加工成形性较差，不利于结构件的冲压成形。
发明内容
本发明提供了一种1000MPa级热轧双相钢及其制备方法和应用，加入合金少，且可以获得超低屈强比的DP1000，具有优良的加工性能。
本发明提供了一种1000MPa级热轧双相钢，包括如下组分：C 0.12～0.14wt％，Si0.5～0.7wt％，Mn 1.5～1.7wt％，Al 0.03～0.05wt％，P≤0.010wt％，S≤0.004wt％，N≤0.005wt％和余量为Fe及不可避免的杂质；所述1000MPa级热轧双相钢的屈强比≤0.49。
优选的，所述1000MPa级热轧双相钢的屈服强度为450～530MPa，抗拉强度≥1000MPa，伸长率A50≥14.0％，应变硬化指数n≥0.12。
优选的，所述1000MPa级热轧双相钢的微观组织为细小的铁素体+马氏体，铁素体平均晶粒尺寸为3.5～4μm，铁素体的体积含量为58～66％，马氏体板条宽度为0.2～0.4μm，马氏体的体积含量为34～42％。
本发明提供了上述任意一项所述的1000MPa级热轧双相钢的制备方法，包括如下步骤：
1)冶炼和铸造
将各组分混合后依次进行冶炼、精炼，将精炼后的物料进行铸造或连铸，得到铸坯；
2)加热
将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为500～600℃，加热至1180～1200℃，保温45～60min；
3)控制轧制
前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为80～90％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为40～50％，开轧温度为1100～1120℃，终轧温度为820～840℃，得到热轧板；
4)空冷弛豫
将所述热轧板以≥100℃/s的冷却速度冷却至630～650℃，空冷6～10s析出铁素体；
5)水淬至室温
空冷弛豫后以20～35℃/s的冷却速度水冷至室温，得到1000MPa级低碳热轧双相钢。
本发明提供了上述任意一项所述的1000MPa级热轧双相钢在制备汽车用钢中的应用。
优选的，所述1000MPa级热轧双相钢应用于汽车的边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强件、油箱支架及车体。
与现有技术相比，本发明的优点和积极效果在于：
(1)本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，未加入除C、Si、Mn以外的合金元素，基于汽车轻量化和低合金化原则，合金成分简单，生产成本较低，减少国家铁合金生产对贵合金资源依赖度。
(2)本发明制造出屈服强度450～530MPa，抗拉强度≥1000MPa，伸长率A50≥14.0％，屈强比≤0.49，应变硬化指数n≥0.12的热轧双相钢板，该钢板有超低的屈强比的同时具有高强度，可应用于汽车的边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强件、油箱支架及车体的防撞件等。
(3)本发明最大的特点是突破了现有超高强双相钢需经过冷轧、退火、重卷等复杂工序进行生产，也突破了传统汽车用高强钢屈强比高和n值低的局限性。且生产工艺简单，能够配合现有的热连轧产线进行生产。
附图说明
图1为本发明的工艺示意图；
图2为本发明实施例1制备得到的双相钢的金相组织图；
图3为本发明实施例2制备得到的双相钢的金相组织图；
图4为本发明实施例3制备得到的双相钢的金相组织图；
图5为本发明对比例1制备得到的钢材的金相组织图；
图6为本发明对比例2制备得到的钢材的金相组织图；
图7为本发明对比例3制备得到的钢材的金相组织图；
图8为本发明对比例4制备得到的钢材的金相组织图。
具体实施方式
下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
本发明提供了一种1000MPa级热轧双相钢，包括如下组分：C 0.12～0.14wt％，Si0.5～0.7wt％，Mn 1.5～1.7wt％，Al 0.03～0.05wt％，P≤0.010wt％，S≤0.004wt％，N≤0.005wt％和余量为Fe及不可避免的杂质；所述1000MPa级热轧双相钢的屈强比≤0.49。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，包括C 0.12～0.14wt％。碳是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。碳能够扩大奥氏体相区，起到稳定奥氏体的作用。碳在钢中作为间隙原子，能够起到提高强度的作用，尤其是对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。在本发明中，必须保证一定的碳的含量来提高强度；但是碳的含量也不能过高，否则难以形成足够的铁素体。可以理解的是，在本发明中，超出本发明所述限定的碳含量外的用量均不利于制备1000MPa级热轧双相钢。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，包括Si 0.5～0.7wt％。要获得抗拉强度达1000MPa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，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提高淬透性。但Si的含量也不宜太高，否则轧制后的钢板冲击韧性变差。可以理解的是，在本发明中，超出本发明所述限定的硅含量外的用量均不利于制备1000MPa级热轧双相钢。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，包括Mn 1.5～1.7wt％。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。锰能够扩大奥氏体相区，可以降低钢的临界淬火速度提高淬透性，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。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；锰的含量也不宜过高，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。可以理解的是，在本发明中，超出本发明所述限定的锰含量外的用量均不利于制备1000MPa级热轧双相钢。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，包括Al 0.03～0.05wt％。在本发明中，Al能有效脱氧和细化晶粒，提高韧性。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，P≤0.010wt％。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。本发明将其控制在0.01％以内不仅可防止偏聚，且不提高炼钢成本。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，S≤0.004wt％。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。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，N≤0.005wt％。氮在本发明中也属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素，通常情况下，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。可以理解的是，本发明提供的1000MPa级热轧双相钢是在本发明提供的组分比例下制备得到的，各组分间相互影响作用，改变某一组分的用量都会对最终的钢材的性能产生影响。
在本发明中，进一步的，所述1000MPa级热轧双相钢的屈服强度为450～530MPa，抗拉强度≥1000MPa，伸长率A50≥14.0％，应变硬化指数n≥0.12。
在本发明中，进一步的，所述1000MPa级热轧双相钢的微观组织为细小的铁素体+马氏体，铁素体平均晶粒尺寸为3.5～4μm，铁素体的体积含量为58～66％，马氏体板条宽度为0.2～0.4μm，马氏体的体积含量为34～42％。
本发明提供的1000MPa级热轧双相钢，未加入除了C、Si、Mn以外的合金元素，在成分设计上，基于低合金化原则，有较低的成本以及良好的焊接性，同时具有高强度、优异的塑性和良好的冲击韧性。
本发明提供了上述任意一项所述的1000MPa级热轧双相钢的制备方法，包括如下步骤：
1)冶炼和铸造
将各组分混合后依次进行冶炼、精炼，将精炼后的物料进行铸造或连铸，得到铸坯；
2)加热
将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为500～600℃，加热至1180～1200℃，保温45～60min；
3)控制轧制
前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为80～90％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为40～50％，开轧温度为1100～1120℃，终轧温度为820～840℃，得到热轧板；
4)空冷弛豫
将所述热轧板以≥100℃/s的冷却速度冷却至630～650℃，空冷6～10s析出铁素体；
5)水淬至室温
空冷弛豫后以20～35℃/s的冷却速度水冷至室温，得到1000MPa级低碳热轧双相钢。
本发明将各组分混合后依次进行冶炼、精炼，将精炼后的物料进行铸造或连铸，得到铸坯。本发明对所述冶炼、精炼的具体方式没有特殊限定，采用本领域常规的真空感应炉进行炼钢即可。
得到铸坯后，本发明将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为500～600℃，加热至1180～1200℃，保温45～60min。本发明中，在1180～1200℃进行保温可使铸坯的成分和组织均匀，并尽可能减少氧化提高钢的收得率。
保温结束后，本发明控制轧制，前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为80～90％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为40～50％，开轧温度为1100～1120℃，终轧温度为820～840℃，得到热轧板。
得到热轧板后，本发明将所述热轧板以≥100℃/s的冷却速度冷却至630～650℃，空冷6～10s析出铁素体。在本发明中优选以120～160℃/s的冷却速度冷却至630～650℃。
空冷弛豫后本发明以20～35℃/s的冷却速度水冷至室温，得到1000MPa级低碳热轧双相钢。
在本发明中，采用两阶段轧制，先在再结晶区进行粗轧，达到初步细化奥氏体晶粒的目的后，再在未再结晶区进行精轧，可以使粗轧得到的细的奥氏体晶粒扁平，为铁素体的形核提供更多的位置，通过两阶段的轧制可以尽可能细化晶粒，得到较多的位错和亚结构。同时，为了防止钢板内部细化的奥氏体在较高的温度下完成再结晶过程，对钢板的强度和塑性产生不良影响，本发明在两阶段轧制后采用超快冷工艺，先在630～650℃弛豫一定时间后进行水冷。首先终轧后采用超快冷工艺可以防止奥氏体的回复和再结晶，同时能够尽可能保留两阶段轧制产生的位错和亚结构，充分利用位错强化并且为原子扩散提供通路。第二阶段采用水冷的主要目的是形成所需的马氏体，冷却速度控制在20～35℃/s，过高的冷却速度会导致钢板内部应力过大，使钢材板形不良。本发明提供的1000MPa级热轧双相钢的制备工艺示意图如图1所示。
本发明通过巧妙合理的工艺设计和成分设计可以获得高强度以及超低屈强比的热轧双相钢，通过两阶段控制轧制和超快冷的配合，可以减少大量贵合金元素的加入，保证高强度的同时具有超低的屈强比，组织为细小的铁素体和马氏体，铁素体平均晶粒尺寸为3.5～4μm，铁素体的体积含量为58～66％，马氏体板条宽度为0.2～0.4μm，马氏体的体积含量为34～42％。
本发明提供了上述任意一项所述的1000MPa级热轧双相钢在制备汽车中的应用。
优选的，所述1000MPa级热轧双相钢可应用于汽车的边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强件、油箱支架及车体。
为了进一步说明本发明，下面结合实施例对本发明提供的技术方案进行详细地描述，但不能将它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1
将铸坯(铸坯中化学组分为C 0.13wt％，Si 0.52wt％，Mn 1.62wt％，Al0.03wt％，P 0.003wt％，S 0.001wt％，N 0.003wt％和余量为Fe及不可避免的杂质)置入加热炉，入炉温度为500℃，加热至1200℃，保温50min。
随后进行多道次热轧，前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为83％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为46％，开轧温度为1120℃，终轧温度为840℃，得到厚度为3.8mm厚的热轧板。接着将热轧板以120℃/s的冷速快冷至630℃空冷7s析出铁素体，再以32℃/s的冷速快冷至室温，得到含马氏体的双相钢。
实施例2
将铸坯(铸坯中化学组分为C 0.12wt％，Si 0.64wt％，Mn 1.58wt％，Al0.03wt％，P 0.005wt％，S 0.002wt％，N 0.005wt％和余量为Fe及不可避免的杂质)置入加热炉，入炉温度为600℃，加热至1200℃，保温60min。
随后进行多道次热轧，前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为88％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为42％，开轧温度为1110℃，终轧温度为840℃，得到厚度为3.6mm厚的热轧板。接着将热轧板以136℃/s的冷速快冷至650℃空冷9s析出铁素体，再以26℃/s的冷速快冷至室温，得到含马氏体的双相钢。
实施例3
将铸坯(铸坯中化学组分为C 0.14wt％，Si 0.58wt％，Mn 1.66wt％，Al0.04wt％，P 0.005wt％，S 0.002wt％，N 0.004wt％和余量为Fe及不可避免的杂质)置入加热炉，入炉温度为550℃，加热至1190℃，保温55min。
随后进行多道次热轧，前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为82％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为45％，开轧温度为1100℃，终轧温度为830℃，得到厚度为3.7mm厚的热轧板。接着将热轧板以115℃/s的冷速快冷至650℃空冷8s析出铁素体，再以25℃/s的冷速快冷至室温，得到含马氏体的双相钢。
对比例1
将铸坯(铸坯中化学组分为C 0.18wt％，Si 0.58wt％，Mn 1.66wt％，Al0.04wt％，P 0.005wt％，S 0.002wt％，N 0.004wt％和余量为Fe及不可避免的杂质)置入加热炉，入炉温度为600℃，加热至1200℃，保温50min。
随后进行多道次热轧，前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为83％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为46％，开轧温度为1120℃，终轧温度为840℃，得到厚度为3.8mm厚的热轧板。接着将热轧板以120℃/s的冷速快冷至630℃空冷7s析出铁素体，再以32℃/s的冷速快冷至室温，得到含马氏体的双相钢。
对比例2
将铸坯(铸坯中化学组分为C 0.14wt％，Si 0.58wt％，Mn 1.4wt％，Al 0.04wt％，P 0.005wt％，S 0.002wt％，N 0.003wt％和余量为Fe及不可避免的杂质)置入加热炉，入炉温度为500℃，加热至1180～1200℃，保温50min。
随后进行多道次热轧，前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为83％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为46％，开轧温度为1110℃，终轧温度为840℃，得到厚度为3.8mm厚的热轧板。接着将热轧板以120℃/s的冷速快冷至630℃空冷7s析出铁素体，再以32℃/s的冷速快冷至室温，得到含马氏体的双相钢。
对比例3
将铸坯(铸坯中化学组分为C 0.13wt％，Si 0.52wt％，Mn 1.62wt％，Al0.03wt％，P 0.003wt％，S 0.001wt％，N 0.003wt％和余量为Fe及不可避免的杂质)置入加热炉，入炉温度为550℃，加热至1180～1200℃，保温60min。
随后进行多道次热轧，前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为60％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为46％，开轧温度为1100℃，终轧温度为840℃，得到厚度为3.8mm厚的热轧板。接着将热轧板以120℃/s的冷速快冷至650℃空冷7s析出铁素体，再以32℃/s的冷速快冷至室温，得到含马氏体的双相钢。
对比例4
将铸坯(铸坯中化学组分为C 0.13wt％，Si 0.52wt％，Mn 1.62wt％，Al0.03wt％，P 0.003wt％，S 0.001wt％，N 0.003wt％和余量为Fe及不可避免的杂质)置入加热炉，入炉温度为530℃，加热至1180℃，保温55min。
随后进行多道次热轧，三个道次进行大压下，压下率为60％，开轧温度为1120℃，终轧温度为840℃，得到厚度为3.8mm厚的热轧板。接着将热轧板以120℃/s的冷速快冷至640℃空冷5s析出铁素体，再以32℃/s的冷速快冷至室温，得到钢材。
性能测试
对实施例1～3及对比例1～4制备得到的钢材的进行力学性能测试，具体测试方法按照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行，标距为50mm，不同工艺参数所对应的性能如表1所示(其中实施例1～3及对比例1～4分别依次对应序号1～7)，发明实施例1、2、3的组织示意图如图2、3、4所示，对比例1～4的组织示意图如图5、6、7、8所示。
表1力学性能检测结果
由表1可以看出，本发明制备得到的双相刚屈服强度450～530MPa，抗拉强度≥1000MPa，伸长率A50≥14.0％，屈强比≤0.49，应变硬化指数n≥0.12，具有高强度和超低屈强比的特点，而对比例中屈强比均大于0.5，实施例1～3制得的金相组织如图2～4，为细小的铁素体+马氏体，铁素体平均晶粒尺寸为3.5～4μm，铁素体的体积含量为58～66％，可获得超低屈强比和优异的强塑性匹配。对比例1～4制得的金相组织如图5～8，获得屈强比均超过0.5，强塑性匹配不足。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (6)
1.一种1000MPa级热轧双相钢，其特征在于，包括如下组分：C0.12～0.14wt％，Si 0.5～0.7wt％，Mn 1.5～1.7wt％，Al 0.03～0.05wt％，P≤0.010wt％，S≤0.004wt％，N≤0.005wt％和余量为Fe及不可避免的杂质；所述1000MPa级热轧双相钢的屈强比≤0.49。
2.根据权利要求1所述的1000MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述1000MPa级热轧双相钢的屈服强度为450～530MPa，抗拉强度≥1000MPa，伸长率A50≥14.0％，应变硬化指数n≥0.12。
3.权利要求1所述的1000MPa级热轧双相钢，其特征在于，所述1000MPa级热轧双相钢的微观组织为铁素体+马氏体，铁素体平均晶粒尺寸为3.5～4μm，铁素体的体积含量为58～66％，马氏体板条宽度为0.2～0.4μm，马氏体的体积含量为34～42％。
4.权利要求1～3任意一项所述的1000MPa级热轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
1)冶炼和铸造
将各组分混合后依次进行冶炼、精炼，将精炼后的物料进行铸造或连铸，得到铸坯；
2)加热
将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为500～600℃，加热至1180～1200℃，保温45～60min；
3)控制轧制
前三个道次进行再结晶区粗轧，总压下率为80～90％；后两个道次进行未再结晶区精轧，总压下率为40～50％，开轧温度为1100～1120℃，终轧温度为820～840℃，得到热轧板；
4)空冷弛豫
将所述热轧板以≥100℃/s的冷却速度冷却至630～650℃，空冷6～10s析出铁素体；
5)水淬至室温
空冷弛豫后以20～35℃/s的冷却速度水冷至室温，得到1000MPa级低碳热轧双相钢。
5.权利要求1～3任意一项所述的1000MPa级热轧双相钢在制备汽车用钢中的应用。
6.根据权利要求5所述的应用，其特征在于，所述1000MPa级热轧双相钢应用于汽车的边梁、侧面构件、横梁、支柱、底盘加强件、油箱支架及车体。
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