一种高表面质量的铁素体马氏体热轧双相钢及其制造方法

摘要

一种高表面质量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：0.04～0.08％，Si≤0.1％，Mn：1.0～1.4％，Al：0.3～0.8％，Cr：0.15～0.60％，Nb：0.01～0.03％，P≤0.015％，S≤0.002％，N≤0.005％，还包含加入下列元素中一种或一种以上，Ti≤0.03％，V≤0.03％，Ca≤0.005％，其余是Fe和不可避免的杂质，且需要同时满足：(Si+2Al+Cr)≥1.0；Al/Cr≤2.5。本发明热轧双相钢，酸洗后表面光洁，无花纹，其抗拉强度达到600MPa以上，屈强比0.7以下，扩孔率50％以上，具有易成型高扩孔性能，可用于生产汽车车轮轮辐等零件；另外其生产工艺窗口宽，易于工业大生产，性能稳定。

权利要求

1.一种高表面质量的铁素体马氏体热轧双相钢，其成分重量百分比为：C：0.04～

0.08％，Si：≤0.1％，Mn：1.0～1.4％，Al：0.3～0.8％，Cr：0.15～0.60％，Nb：0.01～

0.03％，P≤0.015％，S≤0.002％，N：≤0.005％，同时还包含加入下列元素中一种或一种以上，Ti≤0.03％，V≤0.03％，Ca≤0.005％，其余是Fe和不可避免的杂质，且需要同时满足：(Si+2Al+Cr)≥1.0；Al/Cr≤2.5；

所述热轧双相钢的抗拉强度达到600MPa以上，屈强比0.7以下，扩孔率50％以上。

2.如权利要求1所述的高表面质量的铁素体马氏体热轧双相钢的制造方法，其特征是，如权利要求1所述成分的钢坯经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820～880℃，终轧后的钢板以50～150℃/s的冷却速度冷到630～730℃，空冷3～15秒钟，随后再次以60℃/s以上的冷却速度冷却至300℃以下并卷取。

说明书

一种高表面质量的铁素体马氏体热轧双相钢及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明属于低合金钢制造领域，涉及一种高表面质量的铁素体马氏体热轧双相钢及制造方法，适用于汽车车轮等汽车外观部件。

背景技术

[0002] 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、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。

[0003] 为了获得希望的铁素体+马氏体双相钢组织构成和良好的扩孔等性能，热轧双相钢通常要在成分中添加较多的Si，以扩大铁素体形成区域。如下面专利，都采用了Si体系成分设计。

[0004] 德国专利DE10327383C5提出了一种生产的热轧双相钢板的方法，钢的成分为：0.01‑0.08％C、≤0.9％Si、0.5‑1.9％Mn、≤1.2％Al、0.3‑1.2％Cr，其余为Fe，在A3之下50‑
100℃开始终轧，随后以30‑150℃/s冷却到铁素体区域，并冷却5秒，再以30‑150℃/s冷却
300℃。

[0005] 但由于Si在热轧钢板表面易形成由FeO‑Fe2SiO4构成的尖橄榄石晶体，这种晶体熔点较低，钢坯加热时会变成液态渗透进钢坯表面的微观裂隙中，在除鳞时无法去除干净，使钢板表面沿轧向留下一条条“红铁皮”缺陷，参见图1。酸洗后无法有效清除，在产品表面留下这种花纹，影响产品表面质量，参见图2。

[0006] 为了改善高Si带来的表面红铁皮花纹缺陷，往往通过降低Si含量，采用C‑Mn‑Cr成分体系来获得更高表面质量的双相钢。如中国专利CN105385954A公开了一种10mm以上抗拉强度600MPa级双相钢钢带，其成分为C：0.055‑0.075％，Si：0.25‑0.35％，Mn：0.95‑1.10％，P≤0.020％，S≤0.010％，Cr：0.25‑0.35％，Ti：0.04‑0.05％，其余为铁。中国专利CN107746931A公开了一种汽车车轮用热轧双相钢其成分为：C：0.05％～0.10％，Si：0.10％～0.25％，Mn：1.20％～1.40％，Cr：0.50％～0.60％，P：0.035％～0.070％，S≤0.010％，余量为Fe及不可避免杂质。但是，其硅含量仍在0.1％以上，在生产实际中仍会存在不均匀的红铁皮问题。另外中国专利CN107746931A的成分设计中为了较少Si对表面质量的影响，采用了P元素代替Si抑制碳化物析出，净化铁素体。但众所周知，P是钢中的有害杂质元素，易于在铸坯中偏聚，造成钢板厚度中心的脆化分层等严重缺陷。对于高性能的钢来说，P含量一般都要控制0.015％以下。而上述专利有意添加0.035％～0.070％的P，在获得稳定铁素体析出的有益效果同时，必然对钢的韧性等性能造成损害。

[0007] 中国专利CN107760996A公开了一种热轧双相钢及成分为：C：0.04％～0.08％，Si≤0.10％，Mn：1.40％～1.80％，P≤0.020％，S≤0.003％，Cr：0.60％～0.80％，Als：0.03％～0.10％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。其硅含量0.1％以下，可以得到理想的表面质量。但其Mn、Cr含量很高，不利于焊接。同时Mn含量较高易才形成中心偏析，而中心偏析对冲压开裂有重要影响。另外C‑Mn‑Cr系的铁素体生成工艺窗口较窄，生产难度和性能波动性较大。

发明内容

[0008] 本发明的目的在于提供一种高表面质量的铁素体马氏体热轧双相钢及其制造方法，酸洗后表面光洁，无花纹，其抗拉强度达到600MPa以上，屈强比0.7以下，扩孔率50％以上，具有易成型高扩孔性能，可用于生产汽车车轮轮辐等零件；另外其生产工艺窗口宽，易于工业大生产，性能稳定。

[0009] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：

[0010] 本发明通过C‑Mn‑Al‑Cr‑Nb成分体系获得高表面质量的同时，具有易于生产、性能稳定的特点，获得更高扩孔性能的铁素体马氏体热轧双相钢。

[0011] 具体的，本发明所述的高表面质量的铁素体马氏体热轧双相钢，其成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si：≤0.1％，Mn：1.0～1.4％，Al：0.3～0.8％，Cr：0.15～0.60％，Nb：0.01～0.03％，P≤0.015％，S≤0.002％，N：≤0.005％，其余是Fe和不可避免的杂质，同时还包含加入下列元素中一种或一种以上，Ti≤0.03％，V≤0.03％，Ca≤0.005％，且需要满足：(Si+2Al+Cr)≥1.0；Al/Cr≤2.5。

[0012] 本发明热轧双相钢的成分设计中：

[0013] C：用于形成足够碳化物强化相，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。

[0014] Mn：是固溶强化元素，低于1.0％钢的强度不足。同时由于Mn是较强中心偏析元素，中心偏析多成型开裂有显著影响，因此限定Mn在1.4％以下。

[0015] Si：是铁素体固溶强化元素，加速C向奥氏体偏聚，净化铁素体，抑制碳化物析出；同时Si能扩大双相区范围，扩大铁素体析出的工艺窗口，利于生产稳定性；Si能强化铁素体，提高均匀延伸率。这是因为这些原因，Si是传统双相钢的必要元素，具有十分重要的作用。但是，Si易使钢板表面产生难以酸洗掉的铁皮花纹等表面缺陷。因此在本发明中要求将Si含量控制在0.1％以下。

[0016] Al：是钢中的脱氧元素，减少钢中的氧化物夹杂、纯净钢质，有利于提高钢板的成形性能。同时Al可以形成AlN沉淀，提高铁素体强度，利于提高扩孔性能。更重要的是，本发明中加入较高含量的Al，可以代替Si的作用，扩大铁素体转变温度区间，抑制珠光体、碳化物的析出，相比较C‑Mn系或者C‑Mn‑Cr系双相钢可以获得更宽泛的工艺窗口，利于工业生产热轧带钢产品的性能稳定。因此Al是本发明钢的重要元素。

[0017] Cr：是钢中常见的强化元素。Cr可以代替Mn，提高钢的强度，减少偏析。也可以抑制珠光体转变。此外，本发明中加入一定量的Cr，还可以改善表面质量。虽然Al代替Si，可以消除高Si带来的铁皮花纹，但高温下易形成AlN夹杂物在表面富集，存在AlN的氧化铁皮部位会变脆。这种松脆的氧化铁皮在钢卷卷取以及后面的精整重卷等过程中，及其容易破碎形成表面氧化铁皮浮灰。这种颗粒状、片屑状浮灰掉落到钢板表面，随后在钢带与精整、酸洗等工序的辊子接触后，压入带钢表面，就会形成压坑麻点这种新的表面缺陷(参见图4)。加入Cr后，Cr可以在氧化铁皮与铁基体的交界处与氧反应并聚集，生成致密的富(Fe,Cr)2O3或者(Fe,Cr)3O4尖基石膜，富Fe‑Cr尖基石膜的存在阻碍了氧的扩散，降低了氧化铁皮的生成，因此加入Cr可以有效减少氧化铁皮厚度以及AlN的形成，并改善氧化铁皮的附着性能(参见图5、图6)，从而可以有效较少氧化铁皮压入造成的压坑麻点缺陷。

[0018] Si+2Al+Cr：为了抑制珠光体的形成，加速铁素体的析出，要求(Si+2Al+Cr)≥1.0；为了改善红铁皮，本发明采用低Si成分设计，因此需要保证Al、Cr的含量以保证得到理想的双相组织。

[0019] Al/Cr：因为Al取代Si后，引起钢板表面氧化铁皮的脆化，带来新的表面质量问题，本发明要求Al/Cr≤2.5。通过Al/Cr控制，用Cr改善表面氧化层的致密性，减小氧化铁皮厚度及其脆性AlN的形成，从而避免氧化铁皮脱落后压入带钢表面造成的麻点缺陷。

[0020] Nb：是重要的微合金元素，可以细化组织，提高钢的强度和性能。众所周知，双相钢由于软硬相硬度差异大，容易在相界面形成裂纹形核，因此扩孔性能不佳。本发明加入微量Nb，Nb的碳氮化物析出相可以提高软相的铁素体强度，从而有效提高扩孔性能。

[0021] 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冲压成型。

[0022] S：也是钢中的杂质元素，通常要求钢中S含量在0.01％以下，但为了保证本发明钢具有较高的扩孔率，要求S的含量必须在0.002％以下。

[0023] Ti：是也是重要微合金元素，可以细化晶粒，提高强度，并能改善焊性能。

[0024] Ca：可改变钢中硫化物的形态，提高钢板的塑性和韧性，有助于提高钢板的扩孔率。

[0025] 本发明所述的高表面质量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820～880℃，终轧后的钢板以50～150℃/s的冷却速度冷到630～730℃，空冷3～15秒钟，随后再次以60℃/s以上的冷却速度冷却至300℃以下并卷取。

[0026] 本发明制造方法中：

[0027] 加热温度低于1150℃，微合金元素溶解不充分，未能充分利用微合金元素的作用，强度降低。高于1250℃晶粒容易粗化，对提高钢板韧性不利。

[0028] 板坯在奥氏体再晶界区进行粗轧，通过轧制变形后的再结晶细化奥氏体晶粒，钢板的变形量在80‑95％，终轧温度控制在奥氏体未再结晶区820～880℃，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，细化奥氏体的相变产物，提高钢板的韧性。

[0029] 终轧后钢板以90～150℃/s冷却速度冷却到650～730℃，快速进入铁素体转变温度范围，随后空冷3～15秒钟，奥氏体转变成铁素体，随后钢板以60℃/s以上的冷却速度冷却到300℃以下卷取，使未转变的奥氏体穿过贝氏体区进入马氏体区，最终形成大约铁素体+15‑25％的马氏体双相组织，参见图7。

[0030] 本发明的优点在于：

[0031] 本发明采用C‑Mn‑Al‑Cr‑Nb系成分体系设计，通过Al、Cr取代Si，解决高了双相钢Si带来的红铁皮花纹问题，同时通过Al/Cr控制，改善带钢表面氧化铁皮形态，改善热轧带钢表面氧化皮的厚度和附着性能，避免高Al成分带来的氧化皮松脆脱落，从而防止带钢表面压坑麻点发生，进一步改善了酸洗后的表面质量；同单纯的C‑Mn‑Cr系，本发明成分可以获得更宽泛的工艺窗口，利于工业生产热轧带钢产品的性能稳定。同时Al、Nb的第二相析出可以提高铁素体强度，大幅提高了材料的扩孔性能，满足更复杂的车轮等汽车零件的扩孔翻边要求。

[0032] 本发明通过上述成分体系和两段冷却工艺获得更高性能的铁素体+马氏体双相钢，其抗拉强度达到600MPa以上，屈强比0.7以下，扩孔率50％以上，具有易成型高扩孔性能。

附图说明

[0033] 图1为高硅成分双相钢钢板表面“红铁皮”缺陷照片。

[0034] 图2为高硅成分双相钢酸洗后无法去除的花纹缺陷照片。

[0035] 图3为本发明钢酸洗后光洁的高质量表面照片。

[0036] 图4为氧化铁皮压入形成的压坑麻点缺陷照片。

[0037] 图5为本发明钢的氧化铁皮粘黏测试。

[0038] 图6为对比钢的氧化铁皮粘黏测试。

[0039] 图7为本发明钢的铁素体+马氏体双相组织照片。

具体实施方式

[0040] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

[0041] 按照本发明钢化学成分要求，炼钢获得实施例钢的化学成分见表1。轧钢得到实验热轧钢卷。工艺参数和实施例钢的性能见表2。

[0042] 本发明实施例钢经冶炼、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，比较例是中国专利CN107760996A的双相钢板。

[0043] 按照本发明要求实施得到试验钢，性能均达到强度600MPa以上，屈强比0.7以下，扩孔率50％以上，具有易成型高扩孔性能。同时酸洗后表面质量光洁，无花纹缺陷。与比较钢相比，通过Al元素的应用，降低了钢的设计中的Mn、Cr含量，不但获得更好的表面质量，如图5所示轧带钢表面的氧化皮灰明显减少；而且能够获得更宽的生产窗口，也能获得更高的扩孔性能，利于车轮等复杂汽车零件的冲压成型。

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