一種980MPa級熱軋高擴孔雙相鋼及其制造方法與流程

本發明屬于熱軋高強鋼領域，具體涉及一種980MPa級熱軋高擴孔雙相鋼及其制造方法。

背景技術：

目前，商用車尤其是重卡汽車的車輪用鋼通常采用雙相鋼進行制造，部分經濟型轎車的車輪(包括輪輞和輪輻)為了降低成本也采用鋼制車輪。采用高強度雙相鋼制造車輪可有效降低車輪重量，如與普通Q345鋼相比，采用DP600(即抗拉強度600MPa級雙相鋼)可降低車輪重量約10～15％；而采用抗拉強度780MPa級的DP780雙相鋼可進一步降低車輪重量約5～10％。目前國內絕大部分車輪廠采用的雙相鋼主要600MPa以下的低強度雙相鋼，更高強度的雙相鋼如DP780則應用得不多。

汽車車輪之所以廣泛采用雙相鋼，主要是由于雙相鋼本身所具有的低屈服強度、高抗拉強度即低屈強比、連續屈服以及良好的加工成形性等。從車輪行業發展的趨勢來看，車輪用鋼的強度總體仍然是向著更高強度方向發展，而且目前所使用的車輪鋼強度普遍不高，在400～600MPa之間。隨著國家環保法規日益嚴格和國家對汽車排放限制措施的實施，除乘用車外，商用車領域的汽車輕量化也已成為行業發展的趨勢。針對這一發展趨勢，有必要開發更高級別如780MPa和980MPa級熱軋雙相鋼，以滿足車輪用鋼的未來發展需求。此外，高強度雙相鋼也可以應用到某些汽車結構件，如汽車大梁、防撞梁等。

由于車輪本身結構相對復雜，加工過程主要為沖壓變形，對雙相鋼的擴孔性能要求較高。高強鋼的擴孔性與鋼種的抗拉強度、屈服強度、屈強比等有密切關系。在相同抗拉強度水平下，雙相鋼(即傳統鐵素體馬氏體雙相鋼)的擴孔率最低，其次是貝氏體類型的高強鋼，再次為鐵素體貝氏體雙相鋼，擴孔率最高的為單相鐵素體高強鋼。一般而言，780MPa級的熱軋雙相鋼其擴孔率一般在40％以下，多數在30％以下；而 980MPa級的熱軋雙相鋼其擴孔率一般在20％以下。高強雙相鋼的擴孔率低的最主要原因是組織中鐵素體和馬氏體兩相力學性能差異大，加工硬化率較高，沖孔周圍存在微裂紋或擴孔過程中容易在鐵素體和馬氏體界面形成應力集中導致開裂。高強雙相鋼擴孔率的改善相對比較困難，這是由其自身的組織特點所決定的。

目前關于高強度雙相鋼主要分為兩大類：一是冷軋高強雙相鋼；二是熱軋高強雙相鋼。冷軋高強雙相鋼的抗拉強度目前已達到1180MPa，而熱軋高強雙相鋼的抗拉強度幾乎都沒有達到780MPa以上。冷軋高強雙相鋼和熱軋高強雙相鋼的這種區別，一方面是用戶對高強雙相鋼的需求主要針對冷軋產品，對熱軋高強度雙相鋼的產品需求不強；其次是熱軋產線與冷軋產線上存在很大不同，許多在冷軋產線上能夠生產的產品放在熱軋產線上難以實現，需要對鋼種的成分和工藝重新設計和優化。但隨著行業的不斷發展，對熱軋高強度雙相鋼的需求必定會越來越多。

技術實現要素：

本發明的目的在于提供一種980MPa級熱軋高擴孔雙相鋼及其制造方法，該熱軋高擴孔雙相鋼的屈服強度≥700MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率A₈₀≥12％，擴孔率≥30％，表現出優異的強度、塑性和擴孔性匹配，可應用在車輪等需要良好成形性能和高強減薄的部位。

為達到上述目的，本發明的技術方案是：

本發明加入較高含量的Si以保證在有限的熱軋空冷時間內形成一定數量的鐵素體組織且擴大鐵素體形成的工藝窗口；加入較高的Al主要目的是提高鐵素體析出驅動力，促進鐵素體析出；加入微量的Nb主要目的是在精軋階段最大程度地細化奧氏體晶粒，使相變之后形成的鐵素體更加細小，有利于提高鋼板的強度和塑性；加入高Ti的主要目的是通過在空冷階段在鐵素體晶內形成納米級碳化物(尺寸≤10nm)，強化鐵素體，減小鐵素體與馬氏體之間的性能差異，提高擴孔性能。通過對組織中鐵素體和馬氏體含量的精確控制，獲得屈服強度≥700MPa，抗拉強度≥980MPa的高強度雙相鋼。

一種980MPa級熱軋高擴孔雙相鋼，其化學成分重量百分比為：：C： 0.15～0.20％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.3～1.0％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.08～0.20％，其余為Fe和不可避免的雜質，且上述元素同時需滿足如下關系：0.10％≤Nb+Ti≤0.25％，2.5≤Al/C≤5.0。

優選的，所述熱軋高擴孔雙相鋼的化學成分中：C：0.16～0.18％，以重量百分比計。

優選的，所述熱軋高擴孔雙相鋼的化學成分中：Si：1.2～1.8％，以重量百分比計。

優選的，所述熱軋高擴孔雙相鋼的化學成分中：Mn：1.4～1.8％，以重量百分比計。

優選的，所述熱軋高擴孔雙相鋼的化學成分中：Al：0.4～0.8％，以重量百分比計。

優選的，所述熱軋高擴孔雙相鋼的化學成分中：Nb：0.03～0.05％，以重量百分比計。

優選的，所述熱軋高擴孔雙相鋼的化學成分中：Ti：0.12～0.18％，以重量百分比計。

進一步，所述熱軋高擴孔雙相鋼的微觀組織為體積分數為20～35％的鐵素體+體積分數為65～80％的馬氏體+鐵素體晶內分布的納米級碳化物，鐵素體平均晶粒尺寸為5～10μm，馬氏體等效晶粒尺寸≤20μm，納米級碳化物尺寸≤10nm。

本發明所述熱軋高擴孔雙相鋼的屈服強度≥700MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率A₈₀≥12％，擴孔率≥30％。

在本發明鋼的成分設計中：

碳：碳是鋼中的基本元素，也是本發明中的重要元素之一。碳擴大奧氏體相區，穩定奧氏體。碳作為鋼中的間隙原子，對提高鋼的強度起著非常重要的作用，對鋼的屈服強度和抗拉強度影響最大。在本發明中，為獲得抗拉強度980MPa級高擴孔雙相鋼，必須保證碳的含量在0.15％以上；但是碳的含量也不能高于0.20％，否則在熱軋兩段式冷卻過程中難以形成所需數量的鐵素體。因此，本發明鋼中碳含量須控制在0.15～0.20％之間，優選范圍在0.16～0.18％。

硅：硅是鋼中的基本元素，同時也是本發明中的重要元素之一。這是因為，要獲得抗拉強度達980MPa以上的高強雙相鋼，一方面要控制鐵素體的尺寸和數量，同時還要提高馬氏體的強度，這需要在成分設計中適當提高碳和錳的含量。而碳和錳都是擴大奧氏體區、穩定奧氏體的元素，在熱軋空冷過程中的很短時間內(通常≤10s)難以形成足夠數量的鐵素體，這就需要添加較高含量的硅元素。硅的加入可明顯促進鐵素體形成，擴大鐵素體形成的工藝窗口，凈化鐵素體；同時還可以起到部分強化作用。本發明中硅含量相對較高，其最低含量應達到1.0％以上，但Si的含量也不宜太高，否則軋制后的鋼板沖擊韌性變差。因此，本發明鋼中硅含量控制在1.0～2.0％之間，優選范圍在1.2～1.8％之間。

錳：錳也是鋼中最基本的元素，同時也是本發明中最重要的元素之一。眾所周知，錳是擴大奧氏體相區的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩定奧氏體，細化晶粒，推遲奧氏體向珠光體的轉變。在本發明中，為保證鋼板的強度，錳含量應控制在1.0％以上，錳含量過低，過冷奧氏體不夠穩定，空冷時容易轉變為珠光體類型的組織；同時，錳的含量也不宜超過2.0％，若超過2.0％，不僅煉鋼時容易發生Mn偏析，而且在軋后空冷階段不容形成足夠數量的鐵素體，同時板坯連鑄時也容易發生熱裂。因此，本發明鋼中Mn含量控制在1.0～2.0％，優選范圍在1.4～1.8％。

磷：磷是鋼中的雜質元素。極易偏聚到晶界上，鋼中磷的含量較高(≥0.1％)時，形成Fe₂P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故其含量越低越好，一般控制在0.02％以內較好且不提高煉鋼成本。

硫：硫是鋼中的雜質元素。鋼中的硫通常與錳結合形成MnS夾雜，尤其是當硫和錳的含量均較高時，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續軋制過程中MnS沿軋向發生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。故鋼中硫含量越低越好，實際生產時通常控制在0.005％以內。

鋁：鋁是本發明中的重要合金元素之一。由于本發明所涉及的高擴孔雙相鋼強度達980MPa以上，鋼中碳和錳的含量相對較高，過冷奧氏體較為穩定，在空冷過程中難以形成足夠數量的鐵素體，因此，需要在成 分設計時加入較多的鋁以促進鐵素體形成。鋁的添加量主要與碳含量有關，碳含量越高，鋁的加入量也越高。在本發明中碳的成分范圍內，碳與鋁之間應滿足2.5≤Al/C≤5.0關系。鋁含量過低，難以形成足夠的鐵素體；鋁含量過高，連鑄坯表面縱裂較為嚴重。因此，本發明鋼中鋁含量控制在0.3～1.0％之間，優選范圍為0.4～0.8％。

氮：在本發明中屬于雜質元素，其含量越低越好。氮也是鋼中不可避免的元素，通常情況下，若在煉鋼過程中不進行特殊控制，鋼中氮的殘余含量通常≤0.006％。這些固溶或游離的氮元素必須通過形成某種氮化物加以固定，否則游離的氮原子對鋼的沖擊韌性非常不利，而且在帶鋼軋制的過程中很容易形成全長性的鋸齒裂缺陷。本發明中通過添加微量元素鈦，使之與氮結合形成穩定的TiN從而固定氮原子。因此，本發明鋼中含量控制在0.006％以內且越低越好。

鈮：鈮也是本發明中的關鍵元素之一。由于980MPa及以上級別熱連軋雙相鋼通常需要加入較高的硅以促進軋制空冷段鐵素體相的形成，而高硅的添加通常會提高馬氏體相的脆性。本發明中碳本身的含量雖然≤0.20％，但在析出一定量鐵素體之后，鐵素體中的碳原子會排出，進入未轉變的奧氏體中，使得剩余奧氏體中碳含量富集，最終形成的馬氏體實際碳含量較高，馬氏體脆性較大，高硅的加入則進一步加劇了這種脆性。因此，高Si型熱軋雙相鋼的低溫沖擊韌性通常較低，為了盡可能提高高Si型高強雙相鋼的沖擊韌性。合金成分設計中加入微量的鈮，通過細化晶粒可有效提高雙相鋼的沖擊韌性。鈮的加入起到兩方面作用：一是在高溫階段，固溶的鈮對奧氏體晶粒長大起到溶質拖曳作用；二是在精軋階段通過鈮的碳氮化物釘扎奧氏體晶界，細化奧氏體晶粒，并對最終轉變的鐵素體和馬氏體起到細化作用，提高雙相鋼沖擊韌性。因此，本發明中鈮含量控制在0.01～0.06％，優選范圍在0.03～0.05％。

鈦：鈦是本發明中的重要元素之一。鈦在本發明中主要起兩個作用：一是與鋼中的雜質元素氮結合形成TiN，起到固氮效果；二是與鈮配合，起到最佳的細化奧氏體晶粒的作用。鋼中游離的氮原子對鋼的沖擊韌性非常不利，加入微量鈦可將游離的氮固定，但在本發明中鈦的含量不宜過多，否則容易形成尺寸較大的TiN，對鋼的沖擊韌性也是不利的；試驗 證明，鋼中只添加鈮不添加鈦，在連鑄生產過程中連鑄坯容易發生角裂，添加微量鈦則可以有效改善角裂問題；同時，本發明中鈮和鈦的含量只要控制在0.10％≤Nb+Ti≤0.25％成分范圍內，即可起到良好的細化晶粒效果且成本較低。因此，本發明鋼中鈦含量范圍控制在0.08～0.20％，優選范圍為0.12～0.18％。

氧：氧是煉鋼過程中不可避免的元素，對本發明而言，鋼中氧的含量通過鋁脫氧之后一般都可以達到30ppm以下，對鋼板的性能不會造成明顯不利影響。因此，將鋼中的氧含量控制在30ppm以內即可。

本發明所述980MPa級熱軋高擴孔雙相鋼的制造方法，其包括如下步驟：

1)冶煉、鑄造

按上述化學成分進行冶煉、精煉、鑄造成鑄坯或鑄錠；

2)鑄坯或鑄錠加熱

加熱溫度1230～1300℃，加熱時間1～2小時；

3)熱軋+分段冷卻+卷取

開軋溫度為1080～1200℃，在1050℃以上進行3～5個道次粗軋且累計變形量≥50％；中間坯待溫溫度為900～950℃，再進行3～5個道次精軋且累計變形量≥70％；終軋溫度為800～900℃，終軋結束后以≥100℃/s的冷速將鋼板水冷至650～750℃；空冷5～10秒后，再以30～50℃/s的冷速水冷至200℃以下卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷卻至室溫。

本發明的制造工藝設計的理由如下：

對于高Ti析出強化類型的高強鋼而言，加熱溫度是一個很重要的工藝參數。與普通高強鋼相比，高Ti鋼更高的加熱溫度(≥1230℃)主要目的是在加熱的板坯中固溶盡可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶溫度通常很高(≥1300℃)，在煉鋼或連鑄以及軋制過程的不同階段均會析出，這就使得最終可用來起到析出強化作用的Ti含量就很低。因此，必須保證高的加熱溫度才有可能在軋后空冷階段過程中獲得更多的納米碳化物，故本發明要求鋼板的最低加熱溫度必須≥1230℃；加熱溫度的上限根據現場加熱爐實際可達到的或可承受的溫度為限，加熱溫度原則上不設定上限要求；為了節約能耗，通常將實際的最高加熱溫度控制在≤1300℃。 本發明鋼加熱工藝示意圖參見圖1。

對于高Ti鋼而言，板坯的加熱時間相對于加熱溫度而言，其影響要小得多。理論上而言，只要加熱溫度達到Ti的碳氮化物的平衡溶解溫度，其溶解速度較快。故在這一階段，加熱時間主要是以保證板坯能夠均勻的燒透為主要目標。當然，加熱時間也不能太長，否則高溫未溶解的Ti的碳氮化物極有可能發生粗化和長大，這些粗大的Ti的碳氮化物在奧氏體晶界處析出，降低了晶界的結合強度，容易在加熱過程中，板坯在加熱爐中發生斷坯現象。因此，根據板坯厚度不同，加熱時間通常控制在1～2小時即可。

本發明軋制工藝示意圖參見圖1。在軋制工藝設計上，在粗軋和精軋階段，軋制過程的節奏應盡量快速完成，以盡量減少在粗軋和精軋階段Ti的析出。這是因為在粗軋尤其是精軋處于奧氏體區，在精軋溫度區間析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在幾十納米，對最終的析出強化效果不大，但對奧氏體晶粒的細化有很大作用。因此，粗軋和精軋階段應盡快完成以便在軋后空冷階段在鐵素體中析出更多的納米級(≤10nm)碳化物；開軋溫度控制為1080～1200℃，在1050℃以上進行3～5個道次粗軋且累計變形量≥50％；主要目的是細化奧氏體晶粒。

本發明在終軋結束后應以高的冷速快速冷卻至停止冷卻溫度(即停冷溫度)650～750℃。這是因為，軋制結束后若冷卻速度較慢，鋼板內部形變的奧氏體可在很短的時間內完成再結晶過程，此時奧氏體晶粒發生長大。相對粗大的奧氏體在隨后的冷卻過程發生鐵素體相變時，沿原始奧氏體晶界處形成的鐵素體晶粒較為粗大，通常在10～20μm之間，對提高鋼板的強度不利。本發明對鋼的微觀組織設計思路為細小等軸鐵素體和馬氏體組織。要達到780MPa的抗拉強度級別，鐵素體晶粒的尺寸必須控制在10μm以下，這就需要鋼板在終軋結束后必須快速冷卻時所需的中間停冷溫度。由于本發明為低碳鋼，鐵素體相變驅動力大，容易形成。因此，終軋后的冷卻速度應足夠快(≥100℃/s)，避免在冷卻過程中形成鐵素體。

第一階段的停止冷卻溫度需控制在合適的溫度范圍內，這是因為熱連軋產線帶鋼運行速度快，水冷階段的長度有限，不可能進行長時間空 冷。第一階段的停冷溫度盡量控制在鐵素體析出最佳溫度區間，本發明控制停止冷卻溫度為650～750℃；在空冷階段，同時進行鐵素體形核和納米級碳化物析出兩個過程，此時形成的鐵素體具有更高的強度，其與后續形成的馬氏體在力學性能上差異較小；第二階段的水冷主要目的是形成所需的馬氏體，第二階段的水淬速度應控制在30～50℃/s之間，過高的冷卻速度會造成鋼板內部馬氏體相變時的應力過大，導致帶鋼板形不良。第二階段水冷的停止冷卻溫度控制在≤200℃即可，具體冷卻工藝示意圖如圖2所示。

本發明通過巧妙合理的成分設計，同時配合創新性的熱軋工藝，采用納米析出強化增強鐵素體強度，減小鐵素體與馬氏體之間的性能差異，從而提高高強雙相鋼的擴孔性能，獲得高強度、塑性良好、高擴孔率的熱軋雙相鋼。本發明鋼板的微觀組織為細小的納米析出強化鐵素體(即鐵素體+鐵素體晶內分布析出尺寸≤10nm的納米級碳化物)和馬氏體，其中，鐵素體平均晶粒尺寸為5～10μm，馬氏體等效晶粒尺寸≤20μm。在成分設計上，通過理論分析和試驗研究，Nb和Ti的總量應滿足0.10％≤Nb+Ti≤0.25％，同時配合所要求的軋制工藝，才能獲得低屈強比高強度熱軋納米析出鐵素體馬氏體雙相鋼。

本發明的有益效果：

(1)本發明采用相對經濟的成分設計思路，同時配合現有的熱連軋產線就可以生產出具有低屈強比熱軋高擴孔雙相鋼。

(2)本發明制造出屈服強度≥700MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率A₈₀≥12％，擴孔率≥30％，且厚度≤6mm的熱軋高強度雙相鋼板，該鋼板表現出優異的高強度、塑性和擴孔性匹配，兼具低屈強比，可應用于車輪等需要高強減薄的構件，具有良好的應用前景。

附圖說明

圖1為本發明加熱和軋制工藝示意圖。

圖2為本發明軋后冷卻工藝示意圖。

圖3為本發明實施例3鋼板組織中鐵素體晶內典型的納米析出TEM照片。

具體實施方式

下面結合實施例對本發明做進一步說明。

表1為本發明實施例鋼的成分，表2為本發明實施例鋼的制造工藝參數，表3為本發明實施例鋼的性能。

本發明實施例工藝流程為：轉爐或電爐冶煉→真空爐二次精煉→鑄坯或鑄錠→鋼坯(錠)加熱→熱軋+軋后分段冷卻→鋼卷，其中關鍵工藝參數參見表2。

由圖3可知，本發明鋼板組織中鐵素晶內析出的納米級碳化物尺寸約為5±1nm，且呈一定規律排列。正是由于鐵素體晶粒內部析出的尺寸僅為5±1nm的納米級碳化物使得鐵素體強度大幅提高，縮小了鐵素體與馬氏體之間的性能差異，提高了鐵素體馬氏體雙相鋼的擴孔率，獲得了強度和擴孔匹配良好的先進高強鋼。

從表3可知，本發明可制造出980MPa級高擴孔雙相鋼，該雙相鋼的屈服強度≥700MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率A₈₀≥12％，擴孔率≥30％，明顯高于傳統雙相鋼的擴孔率(通常≤20％)，表現出優異的強度、塑性和擴孔性匹配，特別適合車輪等需要擴孔翻邊和高強減薄的領域。

從表3可知，與相同強度級別的傳統鐵素體馬氏體雙相鋼相比，本發明鋼板具有更高的屈服強度和略高的抗拉強度，這主要是由于本發明鋼板組織的鐵素體中存在的大量彌散細小的納米TiC析出強化所致，其屈強比略高于傳統鐵素體馬氏體雙相鋼，與傳統的鐵素體貝氏體雙相鋼的屈強比接近。