一种大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢及其制备方法

摘要

本发明涉及一种大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢及其制备方法。其技术方案是，所述大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的化学组分是：C为0.05~0.09wt%，Si为0.10~0.50wt%，Mn为1.40~1.80wt%，Al为0.03~0.06wt%，Nb为0.03~0.05wt%，P≤0.020wt%，S≤0.005wt%，N≤0.006wt%，余量为Fe及不可避免的杂质。按所述化学组分冶炼，精炼，铸造或连铸成坯，再置入加热炉，入炉温度为800~1000℃，加热至1180~1250℃，保温40~80min。前三个道次进行大压下，压下率为40~60%，终轧温度为840~900℃。分段连续层流冷却和卷取，自然冷却至室温。本发明工艺简单和生产成本低；所制备的热轧贝氏体双相钢强塑性匹配良好、焊接性能优异和延伸凸缘性能优良。

权利要求

1.一种大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于所述制备方法包括如下步骤；

1)冶炼、铸造

按热轧贝氏体双相钢化学组分冶炼，精炼，铸造或连铸；其中，热轧贝氏体双相钢的化学组分是：C为0.05～0.09wt％；Si为0.10～0.50wt％；Mn为1.40～1.80wt％；Al为0.03～

0.06wt％；Nb为0.03～0.05wt％；P≤0.020wt％；S≤0.005wt％；N≤0.006wt％；余量为Fe及不可避免的杂质；

2)加热

将铸造或连铸的铸坯置入加热炉，入炉温度为800～1000℃，加热至1180～1250℃，保温40～80min；

3)控制轧制

前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，终轧温度为840～900℃；

4)分段连续层流冷却和卷取

前段冷速为60～135℃/s，层流冷却至650～720℃；后段冷速为25～40℃/s，层流冷却至400～550℃，卷取；

5)自然冷却至室温；精整调整板型。

2.如权利要求1所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于：前段冷速为80～120℃/s。

3.如权利要求1所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于：卷取温度为420～500℃。

4.如权利要求1所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于所述热轧贝氏体双相钢的化学组分中：C为0.06～0.08wt％。

5.如权利要求1所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于所述热轧贝氏体双相钢的化学组分中：Si为0.15～0.25wt％。

6.如权利要求1所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于所述热轧贝氏体双相钢的化学组分中：Mn为1.50～1.70wt％。

7.根据权利要求1～6任一项所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于所述热轧贝氏体双相钢金相组织中的贝氏体体积含量为20～35％，铁素体的体积含量为65～80％。

8.根据权利要求1～6任一项所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，其特征在于所述热轧贝氏体双相钢的抗拉强度≥600MPa，延伸率≥22％，扩孔率≥95％。

说明书

一种大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于热轧贝氏体双相钢技术领域。具体涉及一种大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 根据汽车市场的发展，热轧双相钢有着巨大的市场需求。该类钢正逐渐取代部分冷轧板以制作汽车结构件，如车身结构件、车架、刹车盘和车轮等。采用热轧板制作结构件，不但可以避免冷轧后的钢材加工硬化，降低零件冲压过程中对模具的磨损和回弹量，而且可缩减钢板生产过程中的冷轧、退火、重卷等工序，使生产周期和成本大为降低。而且，采用高强双相钢制备车轮等部件能有效降低车身重量，达到节能减排的目的。

[0003] 上述汽车部件由于复杂的成形、翻边和扩孔工序需要良好的扩孔性能，目前乘用车钢制车轮和底盘结构件多使用马氏体双相钢，但马氏体双相钢中的铁素体和马氏体两相的机械性能差异较大，加工硬化率高，在扩孔成形时易开裂，使得扩孔率较低。与马氏体双相钢相比，贝氏体双相钢表现出优良的强塑性匹配和高的延伸凸缘性能，可以实现“以热代冷”和“高强减薄”，是汽车底盘和车轮等冲压构件用热轧高强度钢板的理想材料，汽车用双相钢研究受到广泛关注。

[0004] 目前，汽车用高强钢钢板多需添加Cr、Mo和Ni等贵重金属元素以控制过冷奥氏体转变，显著增加了生产成本。“一种抗拉强度450MPa级具有高扩孔性能的铁素体贝氏体钢”(CN103469058A)专利技术，生产工艺较简单和扩孔性能好，但是C含量较高为0.10～0.15％，不利于钢的焊接性能，且强度级别较低；“一种铁素体贝氏体钢”(CN101033522A)，抗拉强度为700MPa～900MPa，生产工艺也较简单，但成分设计中含有较高的Al，生产难度较大、成本较高；“一种580MPa级铁素体贝氏体热轧双相钢及其制备方法”(CN102943205A)，层流冷却采用的是水冷+空冷+水冷的分段式不连续冷却方式，其空冷待温降低了轧线的生产效率，且成分中添加的Ti含量较高。

发明内容

[0005] 本发明旨在克服现有技术缺陷，目的在于提供一种工艺简单和生产成本低的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的制备方法，用该方法制备的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢强塑性匹配良好、焊接性能优异和延伸凸缘性能优良，适用于汽车车轮和汽车底盘等结构件。

[0006] 为实现上述目的，本发明采用的技术方案如下：

[0007] 所述大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢(以下简称热轧贝氏体双相钢)的化学组分是：C为0.05～0.09wt％，Si为0.10～0.50wt％，Mn为1.40～1.80wt％，Al为0.03～0.06wt％，Nb为0.03～0.05wt％，P≤0.020wt％，S≤0.005wt％，N≤0.006wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0008] 优选地：C为0.06～0.08wt％。

[0009] 优选地：Si为0.15～0.25wt％。

[0010] 优选地：Mn为1.50～1.70wt％。

[0011] 所述热轧贝氏体双相钢的金相组织中的贝氏体体积含量为20～35％，铁素体体积含量为65～80％。

[0012] 所述热轧贝氏体双相钢的抗拉强度≥600MPa，延伸率≥22％，扩孔率≥95％。

[0013] 所述热轧贝氏体双相钢的制备方法，其具体步骤是：

[0014] 1)冶炼、铸造

[0015] 按所述热轧贝氏体双相钢的化学组分及其优选方法，冶炼，精炼，铸造或连铸。

[0016] 2)加热

[0017] 将铸造或连铸的铸坯置入加热炉，入炉温度为800～1000℃，加热至1180～1250℃，保温40～80min。

[0018] 3)控制轧制

[0019] 前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，终轧温度为840～900℃。

[0020] 4)分段连续层流冷却和卷取

[0021] 前段冷速为60～135℃/s，层流冷却至650～720℃；后段冷速为25～40℃/s，层流冷却至400～550℃，卷取。

[0022] 5)自然冷却至室温，精整调整板型。

[0023] 优选地：前段冷速为80～120℃/s。

[0024] 优选地：卷取温度为420～500℃。

[0025] 由于采用上述技术方案，本发明与现有技术相比具有如下积极效果：

[0026] 本发明中的碳在热轧贝氏体双相钢中起固溶强化作用，并与热轧贝氏体双相钢中的Nb形成NbC的细小析出物，起到固溶强化和析出强化的作用，同时影响着热轧贝氏体双相钢的相变温度和相变动力学曲线，进而影响热轧贝氏体双相钢中的贝氏体含量和控冷工艺，具有综合调控钢板组织和性能的作用。对于热轧贝氏体双相钢而言，要获得先共析铁素体，碳含量不能太高，过高的碳含量也不利于冲压成形和焊接性能；而碳含量过低使固溶强化和析出强化作用降低，造成强度不足。因此，热轧贝氏体双相钢中碳含量选择为0.05～0.09wt％，优选为0.06～0.08wt％。

[0027] 本发明中的硅是非碳化物形成元素，具有较好的固溶强化作用，可促进C向奥氏体富集，对铁素体中的固溶C有“净化”作用，抑制冷却时铁素体基体中粗大碳化物的生成，提高热轧贝氏体双相钢的塑性。但硅含量不宜太高，过高的硅含量会使热轧带钢表面产生“虎皮斑”等缺陷，影响热轧贝氏体双相钢的涂镀性能、焊接性能和表面质量。因此，热轧贝氏体双相钢中硅含量选择为0.10～0.50wt％，优选为0.15～0.25wt％。

[0028] 本发明中的锰是廉价的奥氏体稳定化元素，可提高热轧贝氏体双相钢的淬透性，起到固溶强化作用。锰作为扩大奥氏体相区元素，可降低A3、A1临界点，推迟珠光体转变、降低贝氏体转变温度，同时推迟并延长铁素体转变，使贝氏体区右移，从而减小材料对控冷工艺条件的敏感性。但锰具有较高的偏析倾向，其含量过高易在双相组织中引起强化相带状分布。一般低碳微合金钢中锰含量不超过2％，加入量与强度级别关系较大。因此，锰含量选择为1.40～1.80wt％，优选为1.50～1.70wt％。

[0029] 本发明中的硫是有害的杂质元素，易与热轧贝氏体双相钢中的锰等化合形成塑性的硫化锰夹杂物，也容易形成低熔点的FeS，这种硫化物夹杂恶化热轧贝氏体双相钢的冲击韧性，也造成热轧贝氏体双相钢的各向异性。因此，硫含量控制在0.005wt％以下。

[0030] 本发明中的磷是有害的杂质元素，易于在晶界偏聚，严重恶化热轧贝氏体双相钢的塑性和韧性，因此，磷含量控制在0.020wt％以下。

[0031] 本发明中的铝主要用于脱氧，铝的最低含量为0.03wt％，Al含量过高易与热轧贝氏体双相钢中的N形成粗大的AlN颗粒，恶化热轧贝氏体双相钢的韧性，因此，铝含量控制在0.06wt％以下。

[0032] 本发明中的氮是有害杂质元素，其含量越低越好，否则游离的氮原子严重恶化热轧贝氏体双相钢的冲击韧性，而且在轧制过程中容易形成全长性的锯齿裂缺陷。易与热轧贝氏体双相钢中的Al形成AlN，氮含量过高，会使AlN粗化，使塑性韧性降低，因此，氮含量控制在0.006wt％以下。

[0033] 本发明中的铌能有效细化晶粒和提高再结晶温度。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；在控轧控冷阶段，铌的碳化物应变诱导析出可以阻碍形变奥氏体的回复与再结晶，细化了奥氏体晶粒，并对最终的转变产物铁素体和贝氏体起到细化作用，提高了热轧贝氏体双相钢的冲击韧性。铌含量过低，晶粒细化作用不明显；铌含量过高，增加了成本，也不利于低屈强比双相钢的获得。因此，铌含量选择为0.03～0.05wt％。

[0034] 本发明中，控制铸造坯或连铸坯(以下简称铸坯)的入炉温度为800～1000℃，出炉温度为1180～1250℃，保温时间为40～80min，是为了使铸坯的成分和组织均匀，铌能完全固溶，并尽可能减少氧化。

[0035] 在控制轧制过程中，前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，高温大压下有利于细化原始铸坯组织和组织的均匀化；大压下产生的大量的形变亚结构为后续控冷得到细晶组织做好组织准备。

[0036] 本发明采用分段连续层流冷却，第一阶段的停冷温度控制在略高于铁素体析出最佳温度区间650～720℃，前段冷速控制在60～135℃/s，大冷速是为了保留大量的形变亚结构，细化后续析出的铁素体，提高双相钢的强韧性。后段水冷仍有铁素体析出和所需贝氏体的形成，水冷速度过低会有珠光体形成，水冷速度过高会加大钢板内应力，造成板形不良冷，第二阶段水冷速度控制在25～40℃/s。卷取温度控制在400～550℃，卷取温度过高不利于贝氏体与铁素体体积分数的获得，卷取温度过低易于得到马氏体，不利于扩孔性能，优选卷取温度为420～500℃。

[0037] 本发明通过合理的成分设计，提高了钢的淬透性，有利于采用连续分段层流冷却实现组织调控，从而提高了生产效率。同时配合控轧控冷工艺，采用大压下得到大量形变亚结构和纳米析出强化增强了铁素体强度，获得了强塑性良好的热轧贝氏体双相钢。本发明制备的热轧贝氏体双相钢的微观组织为20～35％的贝氏体和65～80％的铁素体。

[0038] 本发明工艺流程简单，能在现有的热连轧生产线上实现生产。本发明以热轧代冷轧，以薄板生产代厚板生产，以水代合金来控制相变，显著降低了生产成本。采用本发明生产的热轧贝氏体双相钢表现出良好的强塑性匹配和优良的延伸凸缘性能，所制备的热轧贝氏体双相钢经检测：抗拉强度≥600MPa，延伸率≥22％，扩孔率≥95％，冷弯性能合格。能满足汽车底盘和汽车车轮等成型复杂汽车零部件的生产，具有广阔的应用前景。

[0039] 因此，本发明工艺简单和生产成本低；所制备的热轧贝氏体双相钢具有强塑性匹配良好、焊接性能优异和延伸凸缘性能优良，适用于汽车车轮和汽车底盘等结构件。

附图说明

[0040] 图1为本发明制备的一种大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢的金相照片。

具体实施方式

[0041] 以下结合附图和具体实施方式对本发明作更详细的描述。这些实例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并非对本发明保护范围的限制。

[0042] 本具体实施方式所述的大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢(以下简称热轧贝氏体双相钢)的化学组分是：C为0.05～0.09wt％，Si为0.10～0.50wt％，Mn为1.40～1.80wt％，Al为0.03～0.06wt％，Nb为0.03～0.05wt％，P≤0.020wt％，S≤0.005wt％，N≤0.006wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0043] 优选地：C为0.06～0.08wt％。

[0044] 优选地：Si为0.15～0.25wt％。

[0045] 优选地：Mn为1.50～1.70wt％。

[0046] 本具体实施方式中各实施例的热轧贝氏体双相钢的化学组分如表1所示。

[0047] 表1各实施例的热轧贝氏体双相钢的化学组分(wt％)

[0048]实施例 C Si Mn P S Al N Nb
1 0.07 0.18 1.68 0.006 0.003 0.03 0.005 0.04
2 0.08 0.22 1.52 0.012 0.003 0.05 0.006 0.05
3 0.08 0.28 1.58 0.008 0.004 0.03 0.004 0.03
4 0.06 0.36 1.74 0.010 0.002 0.03 0.005 0.04
5 0.07 0.16 1.70 0.008 0.003 0.04 0.002 0.03

[0049] 本具体实施方式所述热轧贝氏体双相钢的制备方法，其具体步骤是：

[0050] 1)冶炼、铸造

[0051] 按所述热轧贝氏体双相钢的化学组分及其优选方法，冶炼，精炼，铸造或连铸。得到厚度40～80mm的铸坯。

[0052] 2)加热

[0053] 将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为800～1000℃，加热至1180～1250℃，保温40～80min。

[0054] 3)控制轧制

[0055] 前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，终轧温度为840～900℃，得到厚度为2～6mm厚的钢板。

[0056] 4)分段连续层流冷却和卷取

[0057] 前段冷速为60～135℃/s，层流冷却至650～720℃；后段冷速为25～40℃/s，层流冷却至400～550℃，卷取。

[0058] 5)自然冷却至室温，精整调整板型。

[0059] 优选地：前段冷速为80～120℃/s。

[0060] 优选地：卷取温度为420～500℃。

[0061] 本具体实施方式所述热轧贝氏体双相钢的制备方法，其中各实施例的具体工艺参数详见表2.1和2.2。

[0062] 表2.1热轧贝氏体双相钢的制备方法中各实施例的具体工艺参数(1)[0063]

[0064] 表2.2热轧贝氏体双相钢的制备方法中各实施例的具体工艺参数(2)[0065]

[0066] 本具体实施方式制备的热轧贝氏体双相钢，从中间沿轧向切取试样，经磨制抛光后采用4％硝酸酒精溶液侵蚀，利用金相万能显微镜进行各组织的观察和定量。其中：力学性能按照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行；扩孔性能按照GB/T24524-2009《金属材料薄板及薄带扩孔试验方法》的扩孔率试验测量来评定；弯曲按照GB/T 232-2010弯曲试验方法进行。本具体实施方式中各实施例制备的热轧贝氏体双相钢的性能检测结果见表3所示。

[0067] 表3各实施例制备的热轧贝氏体双相钢的性能检测结果

[0068]

[0069] 从表3可以看出，本具体实施方式制备的热轧贝氏体双相钢：抗拉强度≥600MPa，延伸率≥22％，扩孔率≥95％，冷弯性能合格。

[0070] 本具体实施方式制备的热轧贝氏体双相钢的金相组织如图1所示，图1是实施例3制备的一种热轧贝氏体双相钢金相组织照片(其他实施例也能得到类似的金相组织照片)。从图1可以看出：钢板的微观组织由铁素体+贝氏体组成，贝氏体体积含量为20～35％，铁素体体积含量为65～80％。表现出优良的强塑性匹配和高的延伸凸缘性能，满足了汽车底盘和车轮等成型复杂与需要高强减薄的汽车零部件的生产制造。