專利名稱：熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種高強(qiáng)度鋼板及其制造方法，特別涉及一種熱軋雙相鋼板及其制造 方法。
背景技術(shù)：
傳統(tǒng)汽車用低強(qiáng)度鋼(LSS)和高強(qiáng)度鋼(HSS)主要包括無間隙原子鋼(IF)、高 強(qiáng)度無間隙原子鋼(IF-HS)、普碳軟鋼(MILD)、各向同性鋼(IS)、烘烤硬化鋼(BH)、碳錳鋼 (C-Mn)以及低合金高強(qiáng)度鋼(HSLA)、雙相鋼(DP)、相變誘發(fā)塑性鋼(TRIP)等三個(gè)種類的部 分低強(qiáng)度級(jí)別品種。傳統(tǒng)的高強(qiáng)鋼大多通過固溶、析出和細(xì)化晶粒等手段作為其主要強(qiáng)化 的方式。隨著汽車產(chǎn)業(yè)的發(fā)展以及能源危機(jī)和環(huán)境問題的日益加劇，對(duì)車輛節(jié)能與安全的 要求越來越高，為了滿足車輛自重要求越來越輕以提高燃油經(jīng)濟(jì)性的需求，先進(jìn)高強(qiáng)度鋼 (AHSS)或者超高強(qiáng)度鋼(Ultra-HSS)應(yīng)運(yùn)而生。通?？估瓘?qiáng)度大于600MPa的鋼種定為先 進(jìn)高強(qiáng)度鋼(AHSS)或者超高強(qiáng)度鋼，主要有以下五大類低合金高強(qiáng)度鋼、雙相鋼、相變誘 發(fā)塑性鋼、復(fù)相鋼(CP)、馬氏體鋼(MP)。先進(jìn)高強(qiáng)鋼主要通過相變進(jìn)行強(qiáng)化，組織中含有馬 氏體、貝氏體和/或殘余奧氏體。先進(jìn)高強(qiáng)鋼兼具高強(qiáng)度和較好的成形性，特別是加工硬化 指數(shù)高，有利于提高沖擊過程中的能量吸收，以達(dá)到減重的同時(shí)保證安全性。其中，熱軋雙相鋼(Dual Phase steel，簡稱DP)因具有高強(qiáng)度和優(yōu)良沖壓性的配 合，是先進(jìn)高強(qiáng)鋼中的重要組成之一。熱軋雙相鋼的組織為鐵素體基體上分布細(xì)小彌散的 馬氏體或貝氏體(一般在15% )，具有較好的延伸率和較高的加工硬化率。由于鐵素體組 織具有較低的屈服強(qiáng)度，且馬氏體組織具有較高的抗拉強(qiáng)度，故該鋼種所具有的雙相組織 使得其具備較低的屈強(qiáng)比和較高的延伸率，具有較好的抗疲勞強(qiáng)度和吸收能量的特點(diǎn)，適 合制造結(jié)構(gòu)件、加強(qiáng)件、車輪輪盤等構(gòu)件。授權(quán)公告號(hào)為CN100441724C的中國發(fā)明專利，公開了ー種熱軋雙相鋼的エ藝，其 中鋼水中化學(xué)元素的重量百分成分)設(shè)計(jì)為C 0 0. 075% ；Si 0. 6 I. 0% ；Mn I. 5 2. 0% ；Cr 0. 4 0. 6% ；Als :0. 010 0. 080% ；V :0. 02 0. 14% ;其余為 Fe 和雜 質(zhì)元素。采取扎后分段式冷卻エ藝，終軋溫度為800 900°C，卷取溫度為400 500°C。申請(qǐng)公布號(hào)為CN101880825A的中國發(fā)明專利，同樣公開了一種熱軋雙相鋼的生 產(chǎn)エ藝及其根據(jù)該生產(chǎn)方式所獲得板材產(chǎn)品，該雙相鋼化學(xué)組成按質(zhì)量百分?jǐn)?shù))控制 為C 0. 06 0. 16%，Si :0. 10 0. 50 %，Mn :1. 00 2. 00%，Al :0. 02 0. 06%，Nb : 0. 01 0. 08%, Ti 0 0. 03%，并限制P彡0. 1，S彡0. 005，余量為Fe和其他元素雜質(zhì)。 采取連續(xù)冷卻エ藝，終軋溫度為770-860°C，卷取溫度<350°C。上述兩項(xiàng)發(fā)明專利的エ藝流程中均添加了一定量的微合金元素Nb、V、Ti和貴重 合金元素Cr、Ni、Mo來獲得抗拉強(qiáng)度較高的雙相鋼產(chǎn)品，一方面増加了生產(chǎn)成本，另ー方面 也會(huì)對(duì)鋼板的延伸性和焊接性等使用性能造成影響，并且通過上述兩種方法所獲得鋼板的 抗拉強(qiáng)度均不大于800MPa，難以滿足汽車產(chǎn)業(yè)與機(jī)械ェ業(yè)領(lǐng)域日益發(fā)展的高強(qiáng)度和優(yōu)成形 性的要求。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于提供一種抗拉強(qiáng)度在800MPa級(jí)別的熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板及其 制造方法，以較低的成本就可以滿足汽車產(chǎn)業(yè)與機(jī)械工業(yè)領(lǐng)域中制造結(jié)構(gòu)件、加強(qiáng)件、車輪 輪盤等構(gòu)件的低屈強(qiáng)比和高加工硬化率的要求。為了實(shí)現(xiàn)上述目的，本發(fā)明在滿足鋼板性能參數(shù)要求且不添加昂貴合金元素的情 況下，通過化學(xué)成分的合理設(shè)計(jì)和工藝流程的參數(shù)控制的優(yōu)化來改變鋼種組織類型和比 例，以獲得高強(qiáng)度且優(yōu)質(zhì)成形性的雙相鋼板。本發(fā)明提供的熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板的化學(xué)成分設(shè)計(jì)(按重量百分含量計(jì))為C : 0. 10 0. 13%，Si 0. 85 1. 15%，Mn :1. 40 1. 70%，P :彡 0. 015%，S :彡 0. 005%, A1 0. 015 0. 035%, N 0. 006%，余量為鐵和不可避免雜質(zhì)。將化學(xué)元素成分控制在相應(yīng)范圍的原因在于1)碳碳是確保鋼板組織和強(qiáng)度的關(guān)鍵元素。對(duì)于需要獲得鐵素體和馬氏體雙相 組織的鋼板而言，碳含量不能太高，否則鐵素體形成需要很長的孕育期和孕育時(shí)間，不利于 軋后的快速冷卻。對(duì)于分段冷卻而言，中間空冷時(shí)間需要很長才能析出鐵素體，現(xiàn)有熱軋生 產(chǎn)線不能滿足超長層冷和分段冷卻模式要求。應(yīng)適當(dāng)降低碳含量，但不能太低，否則不能滿 足高抗拉強(qiáng)度的要求，因此本發(fā)明碳含量范圍很窄，最佳碳含量是0. 10 0. 13%。2)硅硅對(duì)于雙相鋼而言，是一個(gè)很重要的廉價(jià)合金元素，其能促進(jìn)鐵素體的形 成。因此本發(fā)明采用較高的硅含量既促使鐵素體相變開始線左移，又能提高強(qiáng)度。但硅含 量不宜太高，過高的硅含量會(huì)使鋼板加熱時(shí)的氧化皮粘度較大，出爐后除鱗困難，導(dǎo)致軋后 鋼板表面紅色氧化皮嚴(yán)重，表面質(zhì)量較差，并且硅含量高影響鋼板的焊接性能。綜合考慮硅 各方面的影響，本發(fā)明娃含量為0. 85 1. 15%。3)錳錳是廉價(jià)的穩(wěn)定奧氏體組織與強(qiáng)化合金元素，其能力僅次于合金元素鎳。 同時(shí)，錳還可以增加鋼的淬透性，降低貝氏體和馬氏體形成的臨界冷卻速度，能有效降低軋 后分段冷卻中第一段水冷的冷卻速度，利于得到貝氏體或者馬氏體組織。但是，錳具有較高 的偏析傾向，其含量不能太高，一般低碳微合金鋼中錳含量不超過2. 0%。錳的加入量主要 取決于鋼的強(qiáng)度級(jí)別。本發(fā)明錳的含量應(yīng)控制在1.4 1.7%。錳在鋼中還和鋁一起共同 起到脫氧的作用。4)硫和磷硫在鋼中與錳化合形成塑性夾雜物硫化錳，尤其對(duì)鋼的橫向塑性和韌 性均不利，因此硫的含量應(yīng)盡可能地控制在最低范圍。磷也是鋼中的有害元素，嚴(yán)重?fù)p害鋼 板的塑性和韌性。對(duì)于本發(fā)明而言，硫和磷均是不可避免的雜質(zhì)元素，應(yīng)該越低越好?？紤] 到鋼廠實(shí)際的煉鋼水平，本發(fā)明要求P :彡0. 015%、S :彡0. 005%。5)鋁鋁是強(qiáng)脫氧元素。為了保證鋼中的氧含量盡量地低，鋁的含量應(yīng)盡量控制 在0.015 0. 035%。脫氧后多余的鋁和鋼中的氮元素能形成A1N析出物，提高強(qiáng)度并且在 熱處理加熱時(shí)能細(xì)化鋼的元素奧氏體晶粒度。進(jìn)一步，本發(fā)明還提供上述鋼板的制造方法，具體優(yōu)化的工藝流程如下1.轉(zhuǎn)爐吹煉和真空處理目的是確保鋼液的基本成分要求，去除鋼中的氧、氫等 有害氣體，并加入錳、鈦等必要的合金元素，進(jìn)行合金元素的調(diào)整，并對(duì)于所含的化學(xué)元素 進(jìn)行成分控制(以重量百分含量計(jì))為c:0. 10 0. 13%, Si 0. 85 1. 15%，Mn:1.40 1. 70％，P≤0.015％，S :≤0丨005％，A1 0.015≤0.035％ ,N:≤0.006％，余量為鐵和不
可避免雜質(zhì)。
〔0018〕 1.連鑄或模鑄保證鑄坯內(nèi)部成分均勻和表面質(zhì)量良好，模鑄的鋼錠需軋制成鋼 坯。
〔0019〕 3^加熱和軋制由于本發(fā)明不添加微合金元素，故較一般微合金鋼而言，可以降 低加熱溫度不僅可起到細(xì)化原始奧氏體晶粒的作用還可節(jié)省生產(chǎn)能源。將連鑄坯或鋼坯 在1100 11501的溫度下加熱。在奧氏體再結(jié)晶和未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)經(jīng)多道次軋制 成鋼板，因?yàn)椴惶砑游⒑辖鹪?，故需要較大的壓縮比(再結(jié)晶區(qū)軋制細(xì)化奧氏體晶粒和 未再結(jié)晶區(qū)軋制以細(xì)化后續(xù)的鐵素體和馬氏體晶粒〉，總壓下率2 80^，終軋溫度820 8601，較低的終軋溫度有利于連鑄坯或鋼坯在軋后迅速地進(jìn)入鐵素體相區(qū)以析出部分鐵 素體〈當(dāng)然還需要與軋后第一段快速水冷相配合〉。
〔0020〕 4軋后進(jìn)行分段冷卻第一段水冷速度70 1001卜,快速水冷目的是使材料迅 速進(jìn)入鐵素體相區(qū)，中間空冷溫度控制在620 6601，空冷時(shí)間4 68，空冷溫度和時(shí)間 的配合是為了獲得適量的鐵素體組織(體積分?jǐn)?shù)80^左右)和較低的屈服強(qiáng)度，第二段水 冷速度要求大于1001 / 終冷溫度6 2001，第二段水冷的終冷溫度優(yōu)選150 2001，其 目的在于使未相變的奧氏體組織淬火成馬氏體組織，提高鋼材的抗拉強(qiáng)度。由于生產(chǎn)熱軋 雙相鋼的關(guān)鍵是控制熱軋后的冷卻方式，因此本方法可以通過控制相變組織類型和比例來 得到雙相鋼板所需的性能。
〔0021〕 5丨終冷后的鋼板卷取冷卻至室溫即可。
〔0022〕 與現(xiàn)有技術(shù)相比，從化學(xué)成分方面上來說，由于鋼板中含有適當(dāng)?shù)奶荚?，并且?含量范圍較窄，這樣即確保了一定碳含量給鋼板增加了抗拉強(qiáng)度，又減少了碳含量太高會(huì) 導(dǎo)致鐵素體形成需要孕育期的時(shí)間過長；適量的硅元素可以不僅可以促進(jìn)鐵素體相變開始 線左移，還可以提高鋼板強(qiáng)度；適當(dāng)添加錳元素除可增加鋼板的強(qiáng)度之外，還可以提升鋼的 淬透性能，降低貝氏體和馬氏體形成的臨界冷卻速度。本發(fā)明采用廉價(jià)的合金元素0、31、 III不僅達(dá)到了之前采用昂貴的合金元素0、附、10所需達(dá)到鋼板細(xì)晶強(qiáng)化、相變加強(qiáng)和強(qiáng) 度提升的目的，還提高了鋼板的強(qiáng)度、硬度和成形性能，減輕了鋼板的重量，獲得了抗拉強(qiáng) 度級(jí)別為8001即的鋼板，滿足了汽車、工程機(jī)械等行業(yè)領(lǐng)域?qū)Υ祟愪摪宓囊蟆?br> 〔0023〕 從制造工藝方面上來說，本發(fā)明對(duì)于加熱、軋制和軋后分段(分兩段)冷卻等步驟 的工藝參數(shù)進(jìn)行控制，尤其是充分利用了熱軋機(jī)組較強(qiáng)的水冷能力和具備多種水冷模式的 優(yōu)勢(shì)，在軋后采取分段冷卻工藝，使冷卻后的鋼板組織呈現(xiàn)為鐵素體―馬氏體的雙相組織。 這樣的雙相組織賦予了鋼板屈強(qiáng)比低、成形性好和加工硬化率高的特點(diǎn)。
〔0024〕 通過該方法制造的鋼板屈服強(qiáng)度彡450腿抗拉強(qiáng)度彡800腿延伸率 八50 ^ 15^，具有較高的強(qiáng)度、塑型性和成形性，較好的延伸性、焊接性、冷彎性等使用性 能，滿足了結(jié)構(gòu)件、加強(qiáng)件、車輪輪盤等構(gòu)件制造較高的要求。同時(shí)，該制造方法能減輕了鋼 結(jié)構(gòu)自重，降低了制造成本，有效利用了資源，減少了污染量的排放。


〔0025〕 圖1是軋后分段冷卻示意圖。
〔0026〕 圖2是利用光學(xué)顯微鏡測(cè)定2皿厚鋼板具有鐵素體―馬氏體的金相組織的照片。
圖3是利用光學(xué)顯微鏡測(cè)定4_厚鋼板具有鐵素體+馬氏體的金相組織的照片。圖4是利用光學(xué)顯微鏡測(cè)定6_厚鋼板具有鐵素體+馬氏體的金相組織的照片。
具體實(shí)施例方式通過以下五個(gè)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明作進(jìn)一步描述，實(shí)施例按照工藝流程進(jìn)行操作。五 個(gè)實(shí)施例的鋼板化學(xué)成分設(shè)計(jì)見表3，工藝參數(shù)表見表4，由實(shí)施例而獲得鋼板的力學(xué)性能 和組織構(gòu)成見表5。本實(shí)施例1-5按照如下工藝流程進(jìn)行1)轉(zhuǎn)爐吹煉和真空處理；2)連鑄或模鑄； 3)加熱和軋制，加熱溫度為1100 1150°C，多道次軋制，總壓下率彡80%，終軋溫度820 860°C；4)分段冷卻第一段水冷速度70-100°C /s，中間空冷溫度控制在620 660°C，空冷 時(shí)間4 6s，第二段水冷速度要求大于100°C /s，終冷溫度彡200°C，具體軋后冷卻模式如 圖1所示，精軋終軋后迅速冷卻到中間緩冷溫度，在此溫度區(qū)間緩冷一段時(shí)間以生成足夠 含量的鐵素體，然后快速冷卻到馬氏體轉(zhuǎn)變溫度，使未轉(zhuǎn)變的奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；5)卷 取冷卻至室溫。部分鋼板金相組織如圖2，3，4所示。從圖中可見，本發(fā)明鋼板的組織均為鐵素體 +馬氏體。表3為本發(fā)明實(shí)施例1-5的化學(xué)成分設(shè)計(jì)(按重量百分含量，％ )
權(quán)利要求
1.一種熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板，其化學(xué)元素成分重量百分含量為，c:0. 10 0. 13%，Si : 0. 85 1. 15%, Mn 1. 40 1. 70%, P :彡 0. 015%, S :彡 0. 005%, Al 0. 015 0. 035%, N^ 0. 006%,余量為鐵和不可避免雜質(zhì)。
2.如權(quán)利要求1所述的熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板，其特征在于，所述鋼板組織為鐵素體與 馬氏體。
3.—種如權(quán)利要求1所述的熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板的制造方法，其步驟如下，1)轉(zhuǎn)爐吹煉；2)真空脫氣；3)連鑄或模鑄；4)加熱，在1100 1150°C的溫度下加熱連鑄坯或鋼坯；5)軋制，多道次軋制總壓下率彡80%，終軋溫度為820 860°C；6)分段冷卻，第一段水冷速度70 100°C/s，中間空冷溫度控制在620 660°C，空冷 時(shí)間4 6s，第二段水冷速度要求>100°C /s，終冷溫度彡200°C ；7)卷取冷卻至室溫。
4.如權(quán)利要求3所述的熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板的制造方法，其特征在于，所述步驟5)中 在奧氏體再結(jié)晶和未再結(jié)晶溫度范圍內(nèi)軋制。
5.如權(quán)利要求3所述的熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板的制造方法，其特征在于，所述分段冷卻 第二段水冷終冷溫度為150 200°C。
全文摘要
本發(fā)明提供了一種熱軋高強(qiáng)度雙相鋼板及其制造方法。本發(fā)明的鋼板化學(xué)成分重量百分含量為C0.10～0.13％，Si0.85～1.15％，Mn1.40～1.70％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al0.015～0.035％，N≤0.006％，余量為鐵和不可避免雜質(zhì)。鋼板組織為鐵素體+馬氏體的雙相組織。本鋼板的制造方法為轉(zhuǎn)爐吹煉→真空脫氣→連鑄或模鑄后軋制成鋼坯→加熱→軋制分段冷卻→卷取冷卻。通過該方法生產(chǎn)制造2～6mm鋼板具有較低的屈強(qiáng)比和較高的加工硬化率，適合制造結(jié)構(gòu)件、加強(qiáng)件、車輪輪盤等構(gòu)件，滿足了汽車、工程機(jī)械等行業(yè)對(duì)先進(jìn)高強(qiáng)度鋼板的較高要求。
文檔編號(hào)C21D8/02GK102719732SQ20121022062
公開日2012年10月10日 申請(qǐng)日期2012年6月28日 優(yōu)先權(quán)日2012年6月28日
發(fā)明者張愛文, 焦四海 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司