抗拉强度700MPa级热轧双相钢钢板及其制造方法与流程

抗拉强度700mpa级热轧双相钢钢板及其制造方法
技术领域
1.本发明涉及一种热轧汽车结构钢，特别涉及一种抗拉强度700mpa级热轧双相钢钢板及其制造方法，本发明热轧双相钢钢板主要用于制造汽车车轮轮辐等形状复杂零部件，属于铁基合金技术领域。


背景技术：

2.随着汽车安全性能和排放法规的要求越来越高，使用高强钢来整车自重的降低成本是众多汽车制造企业满足排放法规要求的重要途径。作为车轮用热轧钢板，同样面临高强减薄的发展要求。目前专门针对汽车车轮用途的汽车结构钢大多强度级别较低，大部分车轮采用抗拉强度为380mpa或490mpa级别的车轮钢制造，抗拉强度强度最高不超过580mpa,无法满足高强减薄要求。随着汽车工业发展，车轮生产企业作为整车厂配套供应商，车轮表面质量越来越受到重视，影响车轮表面质量的硅红氧化铁皮、麻点、凹坑等已经不被车轮生产企业所允许，目前没有抗拉强度700mpa级表面无硅红铁皮双相钢供应。
3.申请公布号为cn1566389a的中国专利申请文件提供的超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法，介绍了一种超细晶粒低碳低合金双相钢钢板，其抗拉强度大于690mpa，总拉伸延伸率大于20％，屈强比小于0.75.钢板中形成两相组织，其中铁素体体积分数65％～85％，马氏体体积分数15％～35％。所述钢板包含铁以及c：0.03％～0.12％、mn0.1％～2.0％，终轧温度同时高于650℃和ar1；轧后快速冷至室温。该专利技术采取相应的化学成分在奥氏体和铁素体两相区轧制，然后快冷至室温。其不足之处是：两相区轧制容易造成材料在轧制过程中相变，导致轧制力波动，造成热轧板厚度波动及板形不良，还会引起材料混晶，无法应用于车轮轮辐。
4.申请公布号为cn102766812a的中国专利申请文件公开了一种700mpa级低屈强比热轧双相钢及其制造方法，按照质量百分比，含有0.06％～0.09％c、1.0％～1.2％si、1.1％～1.3％mn、0.020％～0.050％al、0.4％～0.6％cr，以及余量fe。采用如下步骤：(1)将铸坯经过加热炉加热；(2)加热出炉后，经热连轧机组进行轧制；(3)轧后采用层流冷却工艺进行分段冷却；(4)进行卷取。其产品抗拉强度与本发明相当，存在问题是化学成分设计中si达到1.0％～1.2％，从si对材料表面氧化铁皮影响来看，热轧钢板si成分含量在0.15％以上，在热轧过程容易生产硅红氧化铁皮，造成钢板表面质量差，出现无法满足车轮企业表面质量要求的问题
5.申请公布号为cn101130847a的中国专利申请文件公开了中薄板坯连铸连轧双相钢板及其制造方法，具有高的抗拉强度(实施例抗拉强度630mpa～680mpa)；钢板成分(重量％)为c:0.04～0.11％、si：0.02％～1.5％、mn：0.6％～2.5％、cr：0.02％～2.0％，还可含有mo或者ti。钢板基体组织为铁素体，第二相主要是马氏体。制造工艺为：板坯连铸
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直接热装
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加热
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粗轧
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精轧
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冷却
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卷取，采用中薄板坯连铸，铸坯直接热装温度≧400℃，保温2小时以上后粗轧，精轧出口温度800～950℃，冷却到650℃以下下卷取。从其实施例来看，含有mo的同时si最低含量为0.89％以上，从si对材料表面氧化铁皮影响来看，热轧
钢板si成分含量在0.15％以上，在热轧过程容易生产硅红氧化铁皮，造成钢板表面质量差，出现合金成本高的同时无法满足现阶段车轮企业表面质量要求的问题；当不含mo时mn含量高达1.8％，容易造成钢板mn偏析，造成最终车轮疲劳性能不佳；当不含mo且mn含量为1.8％时，cr要求0.8％且si含量达到1.14％，同样会出现车轮钢不允许的表面质量问题。
6.现有技术中没有抗拉强度700mpa级热轧双相车轮用钢及其生产技术。


技术实现要素：

7.本发明公开了一种抗拉强度度700mpa级热轧双相钢钢板及其制造方法，主要解决现有汽车车轮用双相钢表面质量差、轮辐强度低的问题。
8.本发明的技术思路是，采用合理的成分设计基础上配合控制控冷工艺，充分发挥热轧控制控冷工艺，生产的抗拉强度度700mpa级热轧双相钢钢板表面无硅红铁皮，满足了现代汽车车轮高表面质量、高强减薄的发展要求。
9.本发明采用的技术方案是，一种抗拉强度度700mpa级热轧双相钢钢板，其化学成分重量百分比为：c：0.08～0.12％，si：0.10～0.15％，mn：1.30～1.50％，p≤0.015％，s≤0.003％，cr：0.50～0.70％，ti：0.015～0.025％，mg：0.0007～0.0020％，alt：0.020～0.050％，其余为fe和不可避免的杂质。
10.本发明热轧双相钢钢板的金相组织包括以面积分数计75～85％的铁素体 15～25％的马氏体；3.0～6.0mm热轧双相钢钢板的下屈服强度r
el
为400～550mpa，抗拉强度rm为700mpa～820mpa，横向断后伸长率a
80mm
为17～26％，扩孔率λ为35～65％；钢板表面无硅红铁皮。
11.本发明热轧双相钢钢板主要用于制作汽车轮轮辐等复杂形状汽车零部件。
12.用本发明热轧双相钢钢板制成的轿车车轮按照《gb/t5334—2005乘用车车轮性能要求-车轮动态弯曲疲劳试验最低循环次数》进行试验，轿车车轮的弯曲疲劳寿命≥120万次，加载力矩为1609n
·
m。
13.本发明所述的抗拉强度700mpa级热轧双相钢钢板的化学成分限定在上述范围内的理由如下：
14.c：是强淬透性元素，它直接影响双相钢中马氏体的体积分数和马氏体碳含量。c含量增加使cct图铁素体向右移,减少了铁素体的转变量，相对增加了马氏体的转变量，使钢的强度增加，塑性降低；随着钢中碳含量的降低，可加速铁素体的折出，也易得到强韧性较好的位错马氏体，但c过低会降低马氏体总量使钢的强度降低。热轧双相钢中c含量一般≤0.1％，0.1不但减少轧制工艺、冷却速度以及卷取温度的变化引起的性能波动，还可以避开包晶区，从而保证了板坯的表面质量；经综合考虑，本发明控制碳含量为0.08～0.12％。
15.si：提高奥氏体向铁素体的转变温度，促进铁素体析出，提高获得相同量铁素体所需的冷却速度，促进铁素体中的碳向奥氏体中富集，对铁素体起净化作用，对延迟珠光体转变有作用，提高了钢的抗拉强度和韧性，有利于扩大铁素体转变和贝氏体转变之间的卷取窗口。但硅高会在热轧加热过程生产铁橄榄石，难以在热轧除鳞彻底去除，造成钢板表面树皮缺陷，对于汽车行业要求是致命的；经综合考虑，本发明控制硅含量为0.10～0.15％.
16.锰：是提高钢淬透性的元素，加入适当的锰，既可抑制珠光体的形成，又能加速铁素体的形成，锰可降低铁素体中的固溶碳，从而提高双相钢的塑性，但含锰量过高时，将抑
制铁素体的形成，影响早期铁素体与奥氏体相的分离过程；经综合考虑，本发明控制锰含量为1.30～1.50％。
17.cr：也是提高钢淬透性的元素，加入适当的铬，可抑制珠光体的形成；铬降低bs作用大于mn，对ms点(马氏体开始相变温度)的降低作用小于mn，铬是扩大奥氏体亚稳定区窗口温度范围最有效的元素；经综合考虑，本发明控制铬含量为0.50～0.70％。
18.p：在钢中的都固溶于铁素体中,可强化双相钢铁素体，但由于磷在钢中容易偏析，且在珠光体和铁素体中扩散很慢，不容易均匀化而产生高磷带和低磷带。故对于700mpa级双相钢来说磷越低越好；经综合考虑，本发明控制p≤0.015％.
19.s：在钢中形成沿轧制方向排列的的mns夹杂对冷弯显著的影响。在冲压变形和受力疲劳过程中，应力集中首先使硫化物夹杂裂开，或使夹杂与金属基体分离产生显微孔洞，这些孔洞随变形过程不断长大、联接形成显微裂纹和内裂，然后进一步扩展导致钢板的提早失效；经综合考虑，本发明控制s≤0.003％。
20.ti：由于钛在高温下，能与n形成tin高温难熔质点，因此钛的加入能提高焊接热影响区的晶粒度，从而改善焊接热影响区的韧性；经综合考虑，本发明控制钛含量为0.015～0.025％。
21.mg：为满足700mpa级双相钢加工和服役过程的疲劳要求，本发明利用mg处理，利用mg与硫结合降低带状组织级别，用于细化钢中不可避免的a、b、c、d及ds类夹杂物，以经济地方法减少服役过程在夹杂物附件的应力集中而失效的风险，从而提高车轮疲劳性能均匀分布夹杂物，防止双相钢制成的零件在服役过程在夹杂物处应力集中导致开裂，满足疲劳要求；经综合考虑，本发明控制镁含量为0.0007～0.0020％。
22.al：铝在本发明中的作用是起到脱氧的作用，铝是强氧化性形成元素，和钢中氧形成al2o3在炼钢时去除。铝过高会形成过多的al2o3夹杂，al2o3夹杂对于热轧钢板疲劳性能损害极大，热轧钢板必须对al2o3夹杂进行控制；经综合考虑，本发明控制alt含量为0.020～0.050％。
23.上述抗拉强度度700mpa级热轧双相钢钢板的制造方法，该方法包括以下步骤：
24.钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分的重量百分比为：c：0.08～0.12％，si：0.10～0.15％，mn：1.30～1.50％，p≤0.015％，s≤0.003％，cr：0.50～0.70％，ti：0.015～0.025％，mg：0.0007～0.0020％，alt：0.020～0.050％，其余为fe和不可避免的杂质；
25.连铸板坯于1210～1230℃，加热180～240min后进行热轧；所述的热轧为两段式轧制工艺，粗轧为6道次连轧，在奥氏体再结晶温度以上轧制，粗轧结束温度为990～1020℃；精轧为7道次连轧，在奥氏体未再结晶温度区轧制，精轧结束温度为810～850℃；精轧压下率为85～92％；精轧后，控制钢板厚度为3.0～6.0mm；层流冷却采用三段式冷却方式，第一段为水冷，冷却速度为60～100℃/s，第一段冷却终点温度为700～720℃；第二段为空冷，空冷时间为5～7sec，冷却速度为10～15℃/s；第三段为水冷，冷却速度为60～200℃/s，第三段冷却终点温度≤200℃，卷取温度为50～150℃卷取得热轧钢卷。
26.本发明采取的热轧工艺制度的理由如下：
27.1、连铸板坯加热温度和加热时间的设定
28.本发明技术方案中连铸板坯出炉温度和时间的设定在于保证连铸坯芯部和表面
温度均匀性，同时保证连铸坯头、中、尾温度均匀性，从而保证板坯在出炉时处于奥氏体区，使后续粗轧和精轧能够顺利进行。温度过低和加热时间过短，板坯芯部和表面温度不均匀，会导致轧制过程板形不良；温度过高和加热时间过长板坯表面氧化脱碳严重，不利于钢板最终性能和表面质量，同时也浪费能源。因此本发明设定连铸板坯加热温度为1210℃～1230℃，加热时间为180min～240min。
29.2、粗轧结束温度的设定
30.粗轧轧制过程控制在奥氏体再结晶温度以上轧制，确保奥氏体经过反复变形和再结晶，得到均匀细小的奥氏体晶粒。通过理论计算，本发明成分设计下再结晶温度为1020℃附近，故本发明设定粗轧结束温度为990℃～1020℃。
31.3、精轧结束温度的设定
32.本发明的精轧温度设定有两方面的作用，一方面通过奥氏体未再结晶区轧制，得到内部有变形带的扁平状奥氏体晶粒，在随后的层流冷却过程中转变成细小的铁素体晶粒，发挥细晶强化的作用；另一方面精轧温度也不能过低，过低的精轧温度导致热板两侧边部先共析铁素体生成，造成边部混晶、甚至边部浪形。本发明成分设计下ar3温度为795℃，故精轧结束温度设定为810℃～850℃。
33.4、精轧后层流冷却方式、冷却速度的设定
34.本发明的层流冷却设计是获得目标组织的核心措施，分成三段，保证最终获得确定数量和形态的铁素体和马氏体组织。
35.第一段冷却是精轧出口到第二段冷却开始前，主要控制冷却速度和冷却终点。冷却速度控制主要目的是充分保持相变前奥氏体相变动力；第一段冷却终点需为铁素体相变区间，以使相变后的铁素体具有足够的量和良好的等轴形态。根据dp700相变特点，第一段冷却速度为60～100℃/s，冷却方式为加强型层流水冷却，第一段冷却终点温度为700～720℃。
36.第二段冷却是第一段冷却结束到第三段冷却开始前，主要控制冷却速度和冷却时间，目的是控制铁素体的数量和形态。根据材料相变特点和热轧设备层流设备布置，此段冷却速度为空气冷却，空冷时间为5～7sec，冷却速度为10～15℃/s。
37.第三段冷却为第二段冷却结束到卷取开始前，主要控制冷却速度和冷却终点。冷却速度大于马氏体相变最小速度，冷却终点为马氏体相变点以下。根据dp700相变特点，第三段冷却速度60～200℃/s，冷却方式为加强型层流水冷却，冷却终点温度≤200℃。
38.5、卷取温度的设定
39.700mpa级双相钢卷取温度设定原则为材料马氏体相变温度以下及考虑到产线卷取能力，根据dp700相变特点和设备卷取能力，卷取温度设定为50～150℃。
40.本发明方法生产的热轧双相钢钢板的金相组织包括以面积分数计75～85％的铁素体 15～25％的马氏体；热轧双相钢钢板的下屈服强度r
el
为400～550mpa，抗拉强度rm为700mpa～820mpa，横向断后伸长率a
80mm
为17～26％，扩孔率λ为35～65％；钢板表面无硅红铁皮。
41.本发明相比现有技术具有如下积极效果：1、本发明通过合适的成分设计和热轧工艺设计，本发明方法生产的热轧双相钢钢板具有高表面、高抗拉强度和高疲劳性能，满足了汽车车轮轮辐等复杂形状汽车零部件高强表面、高强度、高疲劳的需求。2、本发明成分设计
采用c、si、mn、cr的成分体系，配合炼钢夹杂物mg处理和热轧控轧控冷工艺，热轧双相钢钢板的金相组织包括以面积分数计75～85％的铁素体 15～25％的马氏体，热轧双相钢钢板的下屈服强度r
el
为400～550mpa，抗拉强度rm为700mpa～820mpa，横向断后伸长率a
80mm
为17～26％，扩孔率λ为35～65％；钢板表面无硅红铁皮；强度高，延伸率高。
附图说明
42.图1是本发明实施例1热轧双相钢钢板的金相组织照片。
具体实施方式
43.下面结合实施例1～5对本发明做进一步说明，如表1～4所示；表1为本发明实施例钢的化学成分(按重量百分比计)，余量为fe及不可避免杂质。
44.表1本发明实施例钢的化学成分，单位：重量百分比。
[0045][0046]
通过转炉熔炼得到符合化学成分要求的钢水，钢水经lf钢包精炼炉精炼工序吹ar处理，rh炉进行真空循环脱气处理和成分微调，后进行板坯连铸得到连铸板坯；连铸板坯厚度为210～230mm，宽度为900～1600mm，长度为8500～11000mm。
[0047]
炼钢生产的定尺板坯送至加热炉再加热，出炉除鳞后送至热连轧机组轧制。通过粗轧和精轧连轧机组控制轧制，经层流冷却后进行卷取，层流冷却采取三段式冷却，随后卷取；热轧钢板的厚度为3.0～6.0mm。热轧工艺控制参数见表2～3。
[0048]
表2本发明实施例热轧工艺控制参数(一)
[0049][0050]
表3本发明实施例热轧工艺控制参数(二)
[0051][0052]
利用上述方法得到的热轧双相钢钢板，参见图1，热轧双相钢钢板的金相组织包括以面积分数计80％的铁素体 20％的马氏体；热轧双相钢钢板的下屈服强度r
el
为400～550mpa，抗拉强度rm为700mpa～820mpa，横向断后伸长率a
80mm
为17～26％，扩孔率λ为35～65％；钢板表面无硅红铁皮。
[0053]
将本发明得到的热轧双相钢钢板按照《gb/t228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸试验，按照《gb/t 24524-2009金属材料薄板和薄带扩孔试验方法》进行扩孔试验，其力学性能见表4。
[0054]
用本发明热轧双相钢钢板制成的轿车车轮按照《gb/t5334—2005乘用车车轮性能要求-车轮动态弯曲疲劳试验最低循环次数》进行试验，轿车车轮的弯曲疲劳寿命≥120万次，加载力矩为1609n
·
m。
[0055]
表4本发明实施例热轧双相钢钢板的力学性能
[0056][0057]
本发明方法生产的热轧双相钢钢板具有高表面、高抗拉强度、高疲劳性能和高扩孔成形性能的优点，满足了汽车车轮轮辐等复杂形状汽车零部件高强表面、高强度、高疲劳的需求。
[0058]
除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。