專利名稱：一種高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板及其制造方法
技術領域：
本發明屬于軋鋼技術領域，涉及一種高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板及其制造方法，詳細地說涉及抗拉強度(化)在580MPa以上，且延伸率> 沈％、擴孔率> 75%，即強度和成形性能優異的高強度雙相鋼及其制造方法。
背景技術：
近年來，隨著現代汽車工業的快速發展，能源的日趨緊張、環境壓力的日益加劇， 再加上全球對環境保護立法的不斷完善，促進了汽車技術發展重心向著節能、環保和安全性方面發展。實現汽車輕量化、降低燃油消耗、增加載重量、提高運輸效率成為最常見的關鍵詞。截止2010年中國的汽車產量已經突破1800萬輛，成為世界第一大汽車生產國。然而鋼鐵材料是目前汽車制造應用比例最大的關鍵原材料，約占65 %左右，鋼鐵材料中用量最大的是薄鋼板。因此，汽車用鋼尤其是薄鋼板的需求量也必然隨著汽車工業的發展而增長。同時，汽車板亦必須滿足汽車的安全、節能與低排放、美觀、防腐等項要求。為了減輕車重、降低油耗、減少排放和提高安全性，汽車用鋼板向高強度化發展已成為必然趨勢。熱軋高強度鋼板用于制作底盤和車輪等汽車行走部件，是實現車體減重的最重要最有效的途徑之一。汽車底盤部件不外露，對鋼板的表面質量要求不甚嚴格，但由于其形狀復雜，主要的成形方式包括拉伸翻邊、彎曲、擴孔和電火花成形等，這些成形方式對鋼板的成形性，尤其是延伸凸緣性能要求較高。傳統的鐵素體/馬氏體雙相(FMDP)鋼中存在變形能力差異很大的兩相(鐵素體+馬氏體)界面，在成形過程中易在開孔部位開裂，延伸凸緣成形性能不夠好，特別在閃光焊接后，易在熱影響區(HAZ)發生馬氏體相回火軟化，同時疲勞強度低，因而不適合輪輻、輪惘及底盤的生產。

發明內容
鑒于上述問題，本發明在選擇合理的化學成分基礎上，基于ASP工業化生產的實際，制定了合理的控軋工藝，并采取特定的冷卻工藝和中溫卷取工藝，生產出綜合性能良好的鐵素體/貝氏體(FBDP)雙相鋼板。鐵素體/貝氏體雙相鋼也稱延伸凸緣 (Stretch-Flangeable,SF)鋼或高擴孔(High Hole-Expansion,HEE)鋼。與相同強度級別的FMDP鋼相比，FBDP鋼兼具優異的總延伸率和擴孔率。因此，FBDP鋼更適合于沖壓像車輪輪輻、汽車底盤等要求較高延伸凸緣性能的部件。本發明的技術方案是以傳統C-Si-Mn系熱軋雙相鋼成分為基礎，大幅降低C和 Si含量，取消Mo，適量添加Cr和P，大幅降低了成本，采用適當的控軋控冷工藝，獲得抗拉強度超過580MPa的雙相鋼板。本發明的高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板，其主要化學成分按質量百分數為 C 0. 05 0. 10%, Si 0. 20 0. 60%, Mn 1. 00 1. 70%, Al 0. 01 0. 06%, P 0. 05 0. 10%,Cr 0. 20 0. 80%、S < 0. 005%，余量為！^及不可避免的夾雜；其組織為多邊形和 /或準多邊形鐵素體以及貝氏體和馬氏體，以相對于全部組織的面積率計，鐵素體百分含量為70 90%，貝氏體和馬氏體百分含量為10 30% ；其中鐵素體晶粒尺寸4 IOym; 貝氏體和馬氏體平均粒徑在8 μ m以下。同時，本發明的技術方案還在于提供了一種高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼板的制造方法，包括以下步驟(1)加熱工藝將厚度為135_150mm的化學成分如上所述的板坯在步進式加熱爐中加熱到1150 1250°C，保溫時間1-3小時；(2)軋制工藝ASP熱軋線上進行，采用兩階段控制軋制，粗軋階段壓下率為 ^ 70%，精軋階段壓下率為> 75%;粗軋階段開軋溫度為1100 1150°C，精軋階段開軋溫度為1000 1100°C，終軋溫度為800 880°C。(3)冷卻工藝層流冷卻段長度80m士 10mm，軋后采用水冷+空冷+水冷的分段式冷卻路徑控制技術，水冷段冷卻速度為20 80°C /s，空冷時間為3-6s，空冷冷速為2-6°C /
So(4)卷取工藝采取中溫卷取，卷取溫度350-500°C，成品厚度為2 10mm。本發明生產的雙相鋼板的抗拉強度彡580MPa，延伸率彡沈％，擴孔率彡75%。目前低成本熱軋雙相鋼的開發，大都采用低溫控軋+低溫卷取(小于300°C )方法，對于傳統流程或中薄連鑄坯短流程熱軋線生產薄板( 4mm)，低溫控軋必然引起精軋軋制負荷增大、板形不良等諸多問題，而低溫卷取則對板形、卷形造成很多不利影響，特別是對非強力性的卷取機而言幾乎是不可實現的，并且不能引入卷取自動反饋系統影響生產效率。本發明正是基于上述問題，通過少量添加P、Cr等合金元素，利用較高溫度終軋+ 冷卻路徑控制+中溫卷取(350 500°C )等方法，獲得大部分鐵素體和貝氏體為主的基體組織，從而實現高強度、延伸率和擴孔率等性能指標的最優組合。適當提高P含量，主要是利用P擴大鐵素體區、抑制滲碳體析出等特點，促進多邊形鐵素體在較高溫度、較短時間生成大量細小晶粒。Cr能顯著提高鋼的淬透性，增大奧氏體的過冷能力，細化組織，強烈推遲珠光體轉變和貝氏體轉變，加速碳向奧氏體中擴散，并可降低鐵素體的屈服強度，有利于獲得低屈服強度的雙相鋼。350 500°C的較低中溫卷取溫度可獲得第二相貝氏體組織和少量馬氏體組織，有效提高鋼材強度的同時，使鋼材的擴孔性能大大提高。(1)組織和性能本發明的高強度鋼板所具有的組織如下至少含有多邊形鐵素體和貝氏體(或含少量馬氏體)，以相對于全部組織的面積率計，多邊形及/或準多邊形鐵素體為70 90%， 晶粒尺寸4 10 μ m ；貝氏體/馬氏體體積分數為10 30%，平均粒徑在8 μ m以下。其中，多邊形鐵素體(PF)在透射電鏡(TEM)下為白色，呈多角形的形狀，內部不含殘留奧氏體和馬氏體；準多邊形鐵素體在TEM下為白色，具有大體球狀特征，內部不含殘留奧氏體和馬氏體，含較高密度位錯；貝氏體主要呈板條狀，板條間距50 200nm，少量呈粒狀或退化珠光體特征；馬氏體在TEM下大體黑色，以塊狀或薄膜狀形式存在。在本發明中，顯微組織的主要特征表現在以下兩個方面①鐵素體或準鐵素體的晶粒尺寸4 10 μ m，這與傳統熱軋雙相鋼DP600組織(10 μ m以上)相比要小一些，并且晶粒內部位錯密度較高，這與再結晶控軋后立即快速冷卻有關，體現了細晶和位錯強化對新鋼種性能的重要貢獻；②第二相主要由板條或粒狀貝氏體和少量馬氏體組成，且平均粒徑細小(8 4!11以下)。第二相中低碳貝氏體組織的出現和彌散細小的分布特征則賦予新鋼種優良的延伸性能和擴孔率。本發明中鐵素體和貝氏體雙相特性一起導致了新鋼種誘人的使用性能高強度 (580MPa以上)；良好的延伸-擴孔性能匹配06 /75% )。⑵合金成分C :0.05 0.10%C是鋼中最一般的強化元素，直接影響雙相鋼中馬氏體的體積分數和馬氏體碳含量，通過控制C富集于亞穩奧氏體區域而避免其析出，可獲得島狀馬氏體彌散分布于多邊形鐵素體基體上的雙相組織。通常碳含量增加，雙相鋼強度增加，延性下降。一般雙相鋼中 C應該在0. 1 %以下，以便得到工業上常用20 %左右的馬氏體體積分數和馬氏體中碳含量為0. 4%以下的雙相鋼，這對延性和斷裂抗力改善都有好處。對于其它性能，如焊接性能等， 要求限制碳含量在0.2%以下，而太低(0.02%)則不易得到雙相組織。本發明中C的最優范圍為0. 05 0. 10%。Si :0· 20 0. 60%Si作為非碳化物形成元素，在雙相鋼中的良好作用有①Si可以擴大！^-C相圖的α + Υ區，使臨界區處理的范圍加寬，改善雙相鋼的工藝性能，有利于保持雙相鋼強度、 延性等性能的穩定性和重現性。②可以改變臨界區加熱時形成的奧氏體形態，且提高奧氏體的淬透性，從而更容易得到細小均勻分布的馬氏體，保證雙相鋼獲得良好的強化效果以及強度與延性的良好配合。③Si是鐵素體的固溶強化元素，它加速碳向奧氏體的偏聚，使鐵素體進一步凈化，免除間隙固溶強化并可避免冷卻時粗大碳化物的生成。④可以提高淬透性。⑤固溶到鐵素體中的Si可以影響位錯的交互作用，增加加工硬化速率和給定強度水平下的均勻延伸。然而高的Si含量有害于板材表面質量，例如，在均勻化處理時，可能會形成一些低熔點的復雜的氧化物，因此&含量不能過高。本發明中Si含量大大降低，從而改善熱帶的表面質量，因此上限設為0. 6%，選定0. 2 0. 5% Si為最優成分。Mn :1. 00 1. 70%Mn是明顯地影響臨界區退火時奧氏體形成動力學的元素之一，Mn主要影響奧氏體生成后向鐵素體長大的過程以及奧氏體與鐵素體的最終平衡過程，其對性能的影響常常和冷卻速度相聯系。Mn可以有效地提高臨界區加熱時形成的奧氏體的淬透性，并起到固溶強化和細化鐵素體晶粒的作用，對推遲珠光體轉變以及貝氏體轉變也有較好的效果。在采用快速加熱工藝生產的雙相鋼中，含Mn—般較高，使奧氏體生成后即具有較高的Mn含量， 保證奧氏體的淬透性，冷卻后得到均一的馬氏體組織和較均勻的性能。Mn雖然是典型的奧氏體化穩定化元素，能夠顯著提高奧氏體的淬透性，但Mn含量過高容易引起嚴重的帶狀組織，使塑性降低。因此，選定Mn含量在1. 00%以上，1. 70%以下推薦1. 0 1. 6% Mn為最優成分。Al :0. 01 0. 06%Al對臨界區加熱時奧氏體形態的影響與Si相似，即Al也促使馬氏體呈纖維狀形態，Al還可以形成AlN析出，起到一定的細化晶粒作用。Al的最優范圍為0.01 0.05%。P :0.05 0.10%P對鐵素體的強化效果大于Si，而且能提高鐵素體的形成溫度，擴大兩相區，這點與Si相似。P能夠使馬氏體島的形態發生顯著變化，加入適當的P有利于得到細小彌散分布的馬氏體。加入P可以提高純鐵的加工硬化率，W(P) <0.2%時，其加工硬化速率隨P含量增加而增加，但當P含量大于0. 2 %時，進一步增加P含量，則加工硬化速率不再增加。加入0. 09% P可使含Mn雙相鋼的加工硬化速率明顯提高，其效果與加入2. 0% Si相當。適當地提高P含量對改善熱處理雙相鋼的性能具有良好的作用。此外，膨脹曲線表明，P對組織形成的直接影響是加P可使(α+ γ)區擴大，亦即使臨界區處理的溫度范圍擴大，從而使臨界區加熱時輕微的溫度波動對馬氏體體積分數幾乎沒有影響。但P過剩添加，則加工性惡化，雙相鋼中P含量應在0. 2%以下。本發明中P的最優范圍為0. 05 0. 09%。Cr :0· 20 0. 80%不同含量Cr對雙相鋼性能的影響不同。顯微組織觀察指出Cr和Si對雙相鋼性能的這種影響主要與馬氏體形態和分布變化有關。在0. C 4% Cr雙相鋼中，馬氏體在鐵素體中呈粗粒狀分布，因此強度和延性較低。而在0. C 0. 5% Cr雙相鋼中，在原始奧氏體晶粒內部呈針狀分布，而在原始奧氏體晶界則呈連續狀分布，在鐵素體馬氏體界面上還有粗粒狀碳化物存在。在0. C 2% Si和0. C 0. 5% Si雙相鋼中，雖然馬氏體在原始奧氏體內均呈細密的纖維狀分布，但在0. C 2% Si雙相鋼中，呈纖維狀分布的馬氏體之間為高密度位錯的鐵素體，而在0. C 0. 5% Si雙相鋼中，除鐵素體之外，在鐵素體和馬氏體的界面上還發現有粗顆粒的碳化物。已知呈細密纖維狀分布的馬氏體，可以更有效地阻礙位錯運動，在給定的馬氏體體積分數下，給雙相鋼以更有效的復相強化；而呈粒狀分布的馬氏體和含有粗粒狀碳化物的雙相鋼，其強度，尤其是延性，明顯低于前者；Si和Cr對雙相鋼中馬氏體形態的影響與合金元素對加熱時所形成的奧氏體形態的影響的研究結果一致。此外，Cr還能顯著提高鋼的淬透性，增大奧氏體的過冷能力，細化組織，強烈推遲珠光體轉變和貝氏體轉變，可以促進碳向奧氏體擴散，并可降低鐵素體的屈服強度，更有利于獲得低屈服強度的雙相鋼。本發明中Cr的最優范圍為0.2 0.7%。S 低于 0.005%S通過形成MnS等硫化物夾雜，成為裂紋的起點而使加工性能惡化，因此將其上限定為0. 005% .S含量越少越好。(3)制造方法本發明的制造方法包括以下三部分1)加熱工序；幻軋制工序；幻冷卻工序。為了高效地獲得本發明的鋼板，有必要合理地控制上述幾部分的關鍵工藝參數，以保證獲得理想的顯微組織和力學性能。①加熱工序將厚度為135-150mm的連鑄坯加熱到1100 1200°C，保溫時間1-3小時。板坯再加熱過程主要目的包括充分奧氏體化和將合金元素完全固溶并均勻化。這里采用中等 (135-150mm)厚度的近終斷面連鑄坯，以步進式加熱爐作為緩沖實現了多機合流直裝的鑄機和軋機的連接，可實現全部直接熱裝工藝，具有物流緩沖柔性連接的特點，同時生產效率高并大幅降低能耗。②軋制工序
采用兩階段控制軋制，粗軋總壓下率> 70%，精軋壓下率> 75%;粗軋區開軋溫度為1100 1150°C，精軋區開軋溫度為 1050°C，終軋溫度為800 880°C。粗軋總壓下率在70 %以上，且單道次壓下率則達到30%以上，主要通過動態和道次間充分的靜態再結晶大幅度細化奧氏體晶粒。再結晶區控軋是本發明軋制工藝的另一主要特色。精軋區溫度通常控制在 1000 850°C范圍內，而本發明典型鋼種的未再結晶溫度(Tnr)通常在850°C以下，只有后幾個道次由于軋制速度的提高，軋制間歇時間的縮短而使再結晶發生可能不充分，所以精軋過程基本屬于再結晶溫度范圍。精軋總壓下率控制在75%以上，可以大幅度提高奧氏體內再結晶所需的變形儲能，促進道次再結晶的充分進行，特別是在精軋前幾道次，完全再結晶的發生起到充分的細化奧氏體晶粒的作用，而后幾道次的部分再結晶的發生可以提高應變累積的效果，以期在相變前獲得超細而均勻的奧氏體晶粒和高殘余應變。此外，嚴格控制精軋溫度范圍，能夠保證奧氏體晶粒和殘余應變沿板卷長度方向分布的均勻性，輔之以超強的冷卻能力，可以使新鋼種具有優異的性能均勻性。大量研究工作表明，細化奧氏體晶粒，強化應變累積，主要起到以下兩方面的作用a)促進C向周圍奧氏體中的擴散，強烈推動奧氏體向鐵素體的轉變；b)C的快速擴散促進了周圍奧氏體中富C提高了其穩定性，推遲了珠光體轉變，使得在較寬的中溫區冷卻范圍內生成低碳貝氏體板條，透射組織中板條貝氏體的產生充分說明了這一點(圖1)。因此， 熱軋過程的控制軋制是本發明實現低成本高延伸凸緣性能雙相鋼開發的關鍵環節，也是在 ASP短流程條件下得到理想顯微組織的重要保證。③冷卻工序本發明中冷卻工序主要有以下兩個要點a)分段冷卻；b)中溫卷取。分段冷卻采用“終軋后強冷+鐵素體區空冷+后段強冷”的三段式冷卻路徑控制模式，再結晶控制軋制后立即強冷至鐵素體轉變區(通常在650 730°C)可以保留再結晶控軋后奧氏體晶粒細化的組織優勢、抑制奧氏體回復過程，保證相變前足夠殘余應變效果， 從而強烈促進奧氏體一鐵素體相變過程，得到足夠鐵素體量的同時大幅細化鐵素體晶粒尺寸。此外，終軋后快冷也使新生成鐵素體中保留了一定數量的位錯(圖2)，這對于鋼材強度、延伸和擴孔性能的提高有重要的作用。卷取是現代雙相鋼生產的一個重要工藝環節，Si-Mn系雙相鋼要求卷取機具有超強的低溫卷取能力。通常熱帶生產中，卷取機的工作溫度主要在500 750°C，以600°C左右最為常見。200°C以下低溫卷取在工業上實現起來有很多問題，ASP或CSP的層流冷卻線較短(60 80m)，尤其是薄板穿帶速度在8m/s以上時，冷卻線上帶鋼運行時間很短，常規的層流冷卻裝置即使全部打開冷卻噴嘴也很難達到200°C以下的卷取溫度。另外低溫卷取會帶來板形、表面質量和冷卻均勻性等一系列實際問題，這些都困擾著低溫卷取工藝的應用。本發明由于P、Cr合金化技術和細晶化控軋使得鐵素體周圍的殘余奧氏體穩定性大大增強， 組織中第二相要得到低碳貝氏體，從而可提高卷取溫度至350 500°C左右，在很大程度上減輕了卷取機的負荷，提高生產效率。本發明終軋后采用三段式分段冷卻，第一段冷卻速率為20 80°C /s，中間空冷 5 6s，卷取溫度350 500°C，成品厚度為2 10mm。本發明制造方法與傳統熱軋雙相鋼生產方法相比具有以下優點(1)降低C和Si含量，取消Mo，適量添加Cr和P，大幅降低了成本，有利于提高鋼板的表面質量和焊接性能。(2)采用中等(135-150mm)厚度的連鑄坯，以步進式加熱爐作為緩沖實現了多機合流直裝的鑄機和軋機的連接，可實現全部直接熱裝工藝，具有物流緩沖柔性連接的特點，同時生產效率高并大幅降低能耗；采取高溫軋制，水冷+空冷+水冷的分段式冷卻路徑控制技術，中溫卷取，顯著改善板形，克服了低溫卷取卷形難于控制，冷卻和卷取不穩定的不足，提高了鋼板性能的穩定性。( 先進的控軋控冷工藝以及P、Cr等微合金化路線有效抑制珠光體，促進了鐵素體和貝氏體(或含少量馬氏體)軟硬相組織生成，鐵素體晶粒尺寸為4 10 μ m，生產出抗拉強度彡580ΜΙ^以上，延伸率，擴孔率彡75%的低成本高延伸凸緣性能的熱軋鐵素體/貝氏體(或含少量馬氏體)雙相鋼。本發明的鋼板能夠適應要求高強度、高疲勞性能的汽車車輪零部件和其它工業機械零件等的成形加工。


圖1實驗鋼透射電鏡組織照片中的板條貝氏體；圖2實驗鋼透射電鏡中的高密度位錯鐵素體；圖3硝酸酒精腐蝕后的金相組織圖片(a)工藝l_I;(b)工藝1_II;(C)工藝
1-III；圖4工藝I-III中的精細組織照片；圖5擴孔后試樣的形貌(a)工藝I-I ； (b)工藝I-II ； (c)工藝I-III ；圖6硝酸酒精腐蝕后的金相組織圖片(a)工藝2-1 ;(b)工藝2_II ;(c)工藝
2-III；圖7硝酸酒精腐蝕后的金相組織圖片(a)工藝3_I;(b)工藝3_II;(C)工藝
3-III；
具體實施例方式實施例1實驗鋼A的化學成分見表1，鋼坯初始厚度為135mm，成品厚度4mm。工藝路線為 B0F-CAS-LF-CCM-熱軋。坯料在步進式加熱爐中加熱到1180°C保溫池后進行9道次的軋制變形，變形制度見表2。軋制過程在1700mmASP熱軋線上進行。成品規格4* 1290mm，終軋后采用三段冷卻模式，冷卻線長80m，分布14組集管，卷取溫度400 500°C，冷卻工藝參數見表3。鋼板的力學性能見表4。表1實施例1實驗鋼A的化學成分
權利要求
1.一種高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板，其化學成分按質量百分數為C0.05 0. 10%, Si 0. 20 0. 60%, Mn 1. 00 1. 70%, Al 0. 01 0. 06%, P 0. 05 0. 10%, Cr 0. 20 0. 80%、S < 0. 005%，余量為！^及不可避免的夾雜；其組織為多邊形和/或準多邊形鐵素體以及貝氏體和馬氏體，以相對于全部組織的面積率計，鐵素體百分含量為70 90%，貝氏體和馬氏體百分含量為10 30% ；其中鐵素體晶粒尺寸為4 10 μ m。
2.如權利要求1所述的高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板，其特征是，其抗拉強度 ^ 580MPa，延伸率彡26%，擴孔率彡75%。
3.權利要求1或2所述的高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板的制備方法，其特征是，(1)加熱工藝將厚度為135-150mm的板坯在步進式加熱爐中加熱到1150 1250°C， 保溫時間1-3小時；所述板坯的化學成分如權利要求1所述；(2)軋制工藝ASP熱軋線上進行，采用兩階段控制軋制，粗軋階段壓下率>70%，精軋階段壓下率> 75% ；粗軋階段開軋溫度為1100 1150°C，精軋階段開軋溫度為1000 1100°C，終軋溫度為800 8800C ；(3)冷卻工藝層流冷卻段長度80m士10mm，軋后采用水冷+空冷+水冷的分段式冷卻路徑控制，水冷段冷卻速度為20 80°C /s，空冷時間為3-6s，空冷冷速為2-6°C /s ；(4)卷取工藝采取中溫卷取，卷取溫度350-500°C，成品厚度為2 10mm。
4.如權利要求3所述的高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板的制備方法，其特征是，所述步驟( 采用9道次的軋制變形。
全文摘要
本發明公開了一種高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板及其制造方法。本發明(1)降低C和Si含量，取消Mo，適量添加Cr和P，大幅降低了成本，有利于提高鋼板的表面質量和焊接性能。(2)采用中等厚度的連鑄坯，以步進式加熱爐作為緩沖實現了多機合流直裝的鑄機和軋機的連接；采取高溫軋制，水冷+空冷+水冷的分段式冷卻路徑控制技術，中溫卷取，顯著改善板形，提高了鋼板性能的穩定性。(3)先進的控軋控冷工藝以及P、Cr等微合金化路線有效抑制珠光體，促進了鐵素體和貝氏體(或含少量馬氏體)軟硬相組織生成，鐵素體晶粒尺寸為4～10μm，生產出抗拉強度≥580MPa，延伸率≥26％，擴孔率≥75％的高延伸凸緣性能的熱軋雙相鋼。
文檔編號C22C38/38GK102409245SQ20111036251
公開日2012年4月11日 申請日期2011年11月16日 優先權日2011年11月16日
發明者夏茂森, 孫衛華, 宋振宮, 張磊, 梁英, 王豐祥, 王金華, 許云波, 魏代斌 申請人:濟南鋼鐵股份有限公司