含Zr高强塑性双相钢及其制备方法 |
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| 申请号 | CN202410079015.5 | 申请日 | 2024-01-19 | 公开(公告)号 | CN117904546A | 公开(公告)日 | 2024-04-19 |
| 申请人 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司; 昆明理工大学; | 发明人 | 熊雪刚; 曹建春; 陈述; 刘星; 李海波; 崔凯禹; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种含Zr高强塑性双相 钢 及其制备方法，属于高强度热连轧钢领域。含Zr高强塑性 双相钢 ，其特征在于，其化学成分按 质量 百分比包括：C 0.06～0.12％，Mn 1.0～1.8％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％，O≤0.0020％，还包括Si、Cr、B中的一种或多种，Nb、Ti、Zr中的一种或多种，以及Ca，Mg、Re中的一种或多种，其余为Fe及不可避免的杂质；其中，控制[C]有效≥0.02％，淬透性参数ΔDH≥10。本发明提供的含Zr双相钢实现 铁 素体、 贝氏体 / 马 氏体各相比例稳定控制， 力 学性能 波动 小，成形性能、翻边扩孔性能相比于传统高强度低 合金 钢优良。 | ||||||
| 权利要求 | 1.含Zr高强塑性双相钢，其特征在于，其化学成分按质量百分比包括：C 0.06～ |
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| 说明书全文 | 含Zr高强塑性双相钢及其制备方法技术领域背景技术[0002] 双相钢以其低的屈强比、高的加工硬化率、良好的成形性能而成为汽车轻量化采用的主要钢种之一，其中热轧双相钢目前主要批量应用的为600MPa级别(DP600)，主要应用于汽车底盘、汽车车轮等成形复杂的零件，700MPa以上热轧双相钢应用的较少，原因有二：1.双相钢中铁素体、马氏体两相硬度差较大，影响材料的成形性能和扩孔性能，易出现马氏体尺寸偏大、比例偏高导致的成形开裂问题；2.700MPa以上高强双相钢一般需要添加Ti元素，通过在铁素体中析出纳米级TiC来提高强度，但是Ti微合金化钢易在冶炼工序形成液析TiN液析材料的成形性能，从而限制了700MPa以上高强双相钢的开发及应用。因此，如何通过成分工艺优化设计，提高700MPa以上高强双相钢的成形性能是材料领域亟待解决的问题。 [0003] 经检索，CN114480951B提供了一种抗拉强度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。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；热轧双相钢钢板的扩孔率λ为35～65％；钢板表面无硅红铁皮。主要用于制作轿车轮辐等复杂形状汽车零部件。 [0004] CN108396225B提供了一种700MPa级含钛热轧双相钢板及其制造方法，其化学成分重量百分比含量为：C：0.10‑0.15％；Si：0.80‑1.20％；Mn：1.20‑1.80％；P：≤0.020％；S：≤0.010％；Ti：0.010‑0.040％；Als：≤0.060％；其余为Fe及不可避免的夹杂。采用该发明生产的厚度规格为3‑4mm的热轧钢板，显微组织为铁素体+马氏体，其中铁素体的体积分数为 65‑75％，马氏体体积分数为25‑35％，产品的屈服强度为480‑550MPa，抗拉强度为720‑ 820MPa，屈强比≤0.68，延伸率A50为20‑30％，180°纵向弯曲试验D＝4a合格。 [0005] CN102766812B提供了一种700MPa级低屈强比热轧双相钢钢板及其制造方法，按照质量百分比，含有0.06％～0.09％C、1.0％～1.2％Si、1.10％～1.30％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。 [0006] CN113667894B提供了一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法，按照质量分数计，含有：C：0.06‑0.09％，Mn：1.9‑2.1％，Si：0.03‑0.1％，P：≤0.015％，S：≤0.008％，Ti：0.012‑0.014％，Nb：0.018‑0.02％，B：0.001‑0.0022％。添加Nb、Ti以细化晶粒，添加B以抑制珠光体与上贝氏体组织，扩大卷取温度窗口，同时控制双相钢的金相组织中马氏体和铁素体比例，保证成品钢的抗拉强度在800MPa以上，扩孔率30％以上。 [0007] 由上可知，现有专利多采用Si+Cr或Cr+Ti的微合金化方式生产700MPa级以上双相钢，其中Cr+Ti系双相钢由于Ti对温度敏感性较高，力学性能波动较大，有形成大颗粒液析TiN从而降低双相钢的成形性能的风险。Si+Cr系双相钢表面质量较难控制，易出现热轧红铁皮，且难以通过酸洗工序完全去除。 发明内容[0008] 本发明所要解决的技术问题是提供一种含Zr高强塑性双相钢及其制备方法。 [0009] 本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：含Zr高强塑性双相钢，其化学成分按质量百分比包括：C 0.06～0.12％，Mn 1.0～1.8％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％，O≤0.0020％，还包括Si 0.05～0.60％、Cr 0.30～0.60％、B 0.0010％～ 0.0020％中的一种或多种，Nb0.020～0.050％、Ti 0.060～0.10％、Zr 0.020～0.050％中的一种或多种，以及Ca 0.0005～0.0020％，Mg 0.0005～0.0020％、Re 0.0010～0.0020％中的一种或多种，其余为Fe及不可避免的杂质；其中，控制[C]有效≥0.02％，淬透性参数ΔDH≥10。 [0010] 进一步的是，上述[C]有效＝[C]‑1/4×[Ti]‑12/91×[Zr]‑12/93×[Nb]，ΔDH＝25.4×(1.33×[C]+0.3×[Si]+0.42×[Mn]+3.33×[P]+0.5×[Cr]+0.71×[Mo]+0.13× [Cu]+0.105×[Ni]‑0.26)，[i]代表元素i的质量百分比。 [0011] 进一步的是，上述含Zr高强塑性双相钢，其屈服强度500MPa～700MPa，抗拉强度700MPa～900MPa，屈强比0.60～0.80，均匀延伸率Agt≥10％，断后延伸率A50≥20％，扩孔率≥40％。 [0012] 进一步的是，上述含Zr高强塑性双相钢，其显微组织为60～80％铁素体，以及20～‑240％贝氏体和/或马氏体，平均晶粒尺寸≤10μm，液析TiN的数量密度≤15mm ，液析TiN的颗粒尺寸≤5μm。 [0014] 进一步的是，按含Zr高强塑性双相钢的化学成分配料，其中，Mn、Si、Cr元素在转炉添加，Nb在LF精炼炉添加，Ti、Zr、Ca、Mg、Re元素在RH精炼炉添加。 [0015] 进一步的是，钢板坯再加热温度为≥1220℃，优选为1230‑1260℃。 [0016] 进一步的是，钢板坯经两阶段轧制后获得2.0～5.0mm厚的钢板，控制第一阶段轧制温度≥1080℃，优选为1100～1190℃，累积压缩比≥5，优选为5～7；控制第二阶段轧制开轧温度为≤1050℃，优选为1000～1050℃，终轧温度为800～880℃，优选为830～870℃，累积压缩比≥8，优选为≥10。 [0017] 进一步的是，层流冷却采用分段冷却，第一段为水冷和空冷，控制水冷速率≥25℃/s，优选为≥30℃/s，空冷温度660℃～730℃，优选为670～720℃，空冷时间7～12s，优选为8～10s；第二段为水冷，水冷速率≥25℃/s，优选为≥30℃/s。 [0018] 进一步的是，卷取温度200～550℃，优选为250～500℃。 [0019] 本发明的有益效果是：本发明提供的含Zr双相钢实现对TiN夹杂物数量、尺寸、形态的控制，相比于传统Ti微合金化钢，具有成形开裂率低的优点。本发明提供的含Zr双相钢实现铁素体、贝氏体/马氏体各相比例稳定控制，力学性能波动小，成形性能、翻边扩孔性能相比于传统高强度低合金钢优良。本发明提供的含Zr双相钢产品表面质量好，不易出现氧化铁皮缺陷，可应用于外观要求较高的汽车结构件。附图说明 [0020] 图1为本发明实施例A的显微组织； [0021] 图2为本发明实施例D的显微组织。 具体实施方式[0022] 本发明的技术方案，具体可以按照以下方式实施。 [0023] 本发明的目的是提供一种含Zr高强塑性双相钢及其制备方法。 [0024] 该钢种屈服强度500MPa～700MPa，抗拉强度700MPa～900MPa，屈强比0.60～0.80，均匀延伸率Agt≥10％，断后延伸率A50≥20％，扩孔率≥40％，显微组织为60～80％铁素体，‑2以及20～40％贝氏体及(或)马氏体，平均晶粒尺寸≤10μm，液析TiN的数量密度≤15mm ，液析TiN的颗粒尺寸≤5μm。 [0025] 为实现上述目的，本发明提出，上述双相钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.06～0.12％，Mn：1.0～1.8％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％，O≤0.0020％，另外还包括Si：0.05～0.60％、Cr：0.30～0.60％、B：0.0010％～0.0020％中的一种或多种，以及Nb：0.020～0.050％、Ti：0.060～0.10％、Zr：0.020～0.050％中的一种或多种，以及Ca：0.0005～0.0020％，Mg：0.0005～0.0020％、Re：0.0010～0.0020％中的一种或多种，其余为Fe及不可避免的杂质元素。另外，[C]有效＝[C]‑1/4×[Ti]‑12/91×[Zr]‑12/93×[Nb]≥0.02％，淬透性参数ΔDH≥10，其中ΔDH＝25.4×(1.33×[C]+0.3×[Si]+0.42×[Mn]+3.33×[P]+ 0.5×[Cr]+0.71×[Mo]+0.13×[Cu]+0.105×[Ni]‑0.26)，[i]代表元素i的质量百分比。 [0026] 下面对本发明所述钢中主要的合金元素限制原因进行说明。 [0027] C是钢中重要的强化元素，一方面通过与Ti、Zr、Nb等强碳化物形成元素形成析出相，实现对铁素体组织的强化，一方面固溶在原始奥氏体中的C元素在层流冷却第二阶段形成马氏体/贝氏体组织。本发明中提出[C]有效≥0.02％，便是要求除与Ti、Zr、Nb等元素按理想原子配比形成碳化物析出外，还必须有≥0.02％的[C]有效以形成马氏体/贝氏体组织。因此，基于显微组织和析出相调控的要求，将C含量控制为0.06～0.12％，且[C]有效≥0.02％。 [0028] Mn在钢中起到固溶强化、提高韧性的作用，同时采用较高Mn元素含量，可以提高奥氏体的稳定性，利于在层流冷却第二段水冷形成部分的马氏体/贝氏体组织，但是Mn含量过高时，易引起铸坯偏析，影响组织均匀性，因此，将Mn含量控制为1.0～1.8％。 [0029] Si、Cr、B是能够显著提升淬透性的元素，能够促进上述钢在层流冷却第二段水冷时残余奥氏体转变为贝氏体/马氏体。但是Si、Cr含量不宜过高，否则易在板坯加热过程中形成铁硅铬氧化物(FeSi2O4或FeCr2O4)，该相易与铁基体和氧化铁皮之间粘连，在板坯除磷时难以去除干净，因此本发明将Si含量控制在0.05～0.60％、Cr含量控制在0.30～0.60％。B含量也不宜过高，否则易在晶界处偏聚，降低材料的韧性，因此本发明将B含量控制在 0.0010％～0.0020％。 [0030] Ti、Zr、Nb等元素能够与C元素形成纳米级的碳化物析出，这些析出相主要在铁素体中形核长大，一方面能够通过析出强化提高材料的抗拉强度，一方面能够降低铁素体和贝氏体/马氏体的两相硬度差，从而提高材料的成形性能、翻边扩孔性能。其中Ti作为合金成本较低的元素，在高强钢中应用的较为普遍，但是含Ti钢中易形成液析TiN夹杂物，其形貌主要为立方体或正四面体，棱角处易形成应力集中，会极大的降低材料抑制裂纹扩展能力，降低材料的韧塑性。通过加入Zr元素可解决上述问题，Zr的化学性质比Ti活泼，在钢液中会优先形成氧化锆、碳氮化锆等，一方面降低了钢液中的N含量，从而降低液析TiN的数量密度，一方面后形成的液析TiN会附着在氧化锆表面形核，形成的复合夹杂物棱角钝化，能够改善材料的韧塑性。因此，本发明要求将添加Nb：0.020～0.050％、Ti：0.060～0.10％、Zr：0.020～0.050％中的一种或多种。 [0031] Ca、Mg、Re(稀土)等元素能够促进钢中夹杂物改性，即使长条状夹杂物形态转变为球状夹杂物，提高钢的韧塑性，同时Mg、Re等元素还能与O结合形成弥散细小的氧化物，从而改善焊接热影响区的组织。但是，上述元素不宜添加过多，否则形成大量氧化物后会偏聚，不但影响夹杂物改性效果，还易形成大尺寸球状夹杂物。因此，本发明要求添加Ca：0.0005～0.0020％，Mg：0.0005～0.0020％、Re：0.0010～0.0020％中的一种或多种。 [0032] 另外，考虑到双相钢中贝氏体/马氏体比例是影响材料的屈服强度、抗拉强度等关键性能指标的主要决定因素，为确保贝氏体/马氏体等低温转变组织的形成，必须对钢的淬透性进行限定，因此，本发明要求将淬透性参数ΔDH控制在≥10。 [0033] 进一步，上述钢采用转炉冶炼‑LF精炼‑RH精炼‑连铸‑板坯加热‑轧制‑层流冷却‑卷取的生产流程。 [0034] 进一步，上述钢中Mn、Si、Cr等合金元素在转炉添加，Nb在LF精炼炉添加，Ti、Zr、Ca、Mg、Re等合金元素在RH精炼炉添加。 [0035] 进一步，上述钢板坯再加热温度为≥1220℃，优选为1230‑1260℃。 [0036] 进一步，上述钢板坯经两阶段轧制后获得2.0～5.0mm厚的钢板，第一阶段轧制温度≥1080℃，优选为1100～1190℃，累积压缩比≥5，优选为5～7；控制第二阶段轧制开轧温度为≤1050℃，优选为1000～1050℃，终轧温度为800～880℃，优选为830～870℃，累积压缩比≥8，优选为≥10。 [0037] 进一步，上述钢板层流冷却采用分段冷却，即第一段水冷、空冷、第二段水冷。 [0038] 进一步，第一段水冷速率≥25℃/s，优选为≥30℃/s，空冷温度660℃～730℃，优选为670～720℃，空冷时间7～12s，优选为8～10s；第二段水冷速率≥25℃/s，优选为≥30℃/s，卷取温度200～550℃，优选为250～500℃。 [0039] 下面对本发明所述含Zr双相钢生产工艺限制原因进行说明。 [0040] 由于Ti、Zr、Ca、Mg、Re(稀土)等合金元素化学性质活泼，在钢中易与氧、硫、氮等杂质元素反应，因此，上述合金元素必须在RH精炼炉中，经真空脱气处理降低钢液中杂质元素含量后，方可加入。 [0041] 为促进钢中Si、Mn、Cr、Nb、Ti、Zr等微合金元素充分固溶，提高钢的强度，采用较高的板坯加热温度，但加热温度过高时，反而会造成奥氏体晶粒粗大。因此，将板坯再加热温度控制为≥1220℃，优选为1230‑1260℃。 [0042] 热连轧一般采用两阶段轧制，第一阶段轧制为粗轧，主要目的是使奥氏体晶粒再结晶细化，材料的热变形过程中最主要的影响因素为温度和变形量，变形量偏低即压缩比偏低时，钢坯心部未收到充分的压下变形，无法启动动态再结晶，反而易引起奥氏体长大，从而导致晶粒粗化。因此本发明将第一阶段轧制累积压缩比限定为≥5，优选为5～7。同时，本发明所述钢的奥氏体再结晶临界温度约为950～980℃，当粗轧温度低于该温度时，发生不完全再结晶轧制，易形成混晶组织，导致材料的组织不均匀。因此，本发明将第一阶段轧制温度限定为≥1080℃，优选为1100～1190℃。 [0043] 热轧第二阶段轧制为精轧，主要目的是使奥氏体充分扁平化，为后续铁素体相变提供充分的形核点，从而细化晶粒。因此，本发明要求第二阶段轧制累积压缩比控制在较高水平，具体限定为≥8，优选为≥10。同时，为避免精轧发生不完全再结晶区轧制，要求精轧开轧温度控制在较低水平，同时，为避免精轧末道次温度偏低进入两相区轧制，导致形成铁素体混晶组织，要求精轧终轧温度不能偏低，因此本发明将第二阶段轧制开轧温度控制为≤1050℃，优选为1000～1050℃，终轧温度为800～880℃，优选为830～870℃。 [0044] 层流冷却的主要目的是通过控制相变路径来调控最终组织类型、比例等。为获得两相组织，本发明采用分段式冷却，在轧后的第一段水冷和随后的空冷发生奥氏体→铁素体转变，之后在第二段水冷发生奥氏体→贝氏体/马氏体转变。本发明中，第一段水冷速率要求控制在较高水平，限定为≥25℃/s，优选为≥30℃/s，这是为了促进铁素体和原始奥氏体晶粒细化；空冷温度设定为660～730℃，优选为670～720℃，是由于空冷温度偏高时，易促进铁素体比例增加，导致材料强度降低，空冷温度偏低时，易进入珠光体转变相区，导致珠光体异常组织形成；空冷时间限定为7～12s，优选为8～10s，也是由于空冷时间变化会引起铁素体比例的变化，从而影响材料的力学性能；第二段水冷速率要求控制在≥25℃/s，优选为≥30℃/s的较高水平，是由于冷却速率不足、过冷度偏低，会导致进入珠光体转变区，形成珠光体异常组织；卷取温度设定为200～550℃，优选为250～500℃，这是为了保证钢板经第二段水冷后进入贝氏体/马氏体转变区，形成一定比例的贝氏体/马氏体组织。 [0045] 下面通过实际的例子对本发明的技术方案和效果做进一步的说明。 [0046] 实施例 [0047] 表1为本发明实施例及对比例的成分，表2为本发明实施例及对比例的生产工艺参数。 [0048] 表1化学成分/wt，％ [0049] [0050] 表2工艺参数 [0051] [0052] 表3为本发明实施例及对比例钢的力学性能和显微组织。本发明实施例A～F所述的双相钢，经热连轧两阶段轧制、层流冷却、卷取，并按照表2所示控轧控冷工艺生产获得的成品钢板，力学性能满足以下要求：屈服强度500MPa～700MPa，抗拉强度700MPa～900MPa，屈强比0.60～0.80，均匀延伸率Agt≥10％，断后延伸率A50≥20％，扩孔率≥40％，显微组织‑2为铁素体加贝氏体或铁素体加马氏体，平均晶粒尺寸≤10μm，液析TiN的数量密度≤15mm ，液析TiN的颗粒尺寸≤5μm。附图1、附图2为实施例A、实施例D的显微组织形貌图，其中实施例A的显微组织为铁素体加马氏体，实施例D的显微组织为铁素体加贝氏体。 [0053] 对比例G所述钢化学成分满足本发明的要求，但层流冷却第一段水冷冷速偏低，为11℃/s，小于本发明所述的要求值≥25℃/s，同时空冷温度偏高，为743℃，大于本发明所述的要求值660～730℃，因此导致铁素体比例偏高、组织粗大(晶粒尺寸11.5)，为85％，高于本发明所述的要求值60～80％，进而导致成品钢的均匀延伸率Agt偏低，为9.1％。 [0054] 对比例H所述钢化学成分满足本发明的要求，但层流冷却空冷温度偏低，为645℃，低于本发明所述的要求值660～730℃，该温度已进入珠光体转变区间，导致成品钢中出现珠光体异常组织，比例为20％，进而导致成品钢的均匀延伸率Agt偏低，为9.1％，屈强比偏高，为0.84。 [0055] 对比例I所述钢化学成分中未添加Si、Cr、B等淬透性元素，淬透性不足，淬透性参数ΔDH偏低，为9.7，小于本发明所述的要求值≥10，且层流冷却空冷时间偏长，为15s，大于本发明所述的要求值7～12s，因此，对比例I钢经层流冷却第二阶段水冷后未发生马氏体转变，而形成了10％的珠光体，同时空冷时间偏长也导致钢的晶粒尺寸偏大，为12.3μm。 [0056] 对比例J所述钢化学成分中在添加较多Ti的同时未添加Zr，导致钢中液析TiN数量‑2密度偏高，为16.7mm ，TiN尺寸偏大，为6.3μm。同时，层流冷却第二段冷却速率偏低，卷取温度偏高，为573℃，已进入珠光体转变相区，因此，成品钢显微组织为88％铁素体加12％珠光体，未形成双相钢组织，为常规的低合金高强钢。 [0057] 对比例K所述钢化学成分中Ti含量偏低，导致成品钢铁素体中第二相析出不足，进而导致抗拉强度偏低，为676MPa。 [0058] 对比例L所述钢化学成分中O、N等杂质元素含量偏高，且未进行Ca、Mg或Re处理，导‑2致成品钢中夹杂物数量增多，液析TiN数量密度偏高，为18.3mm ，TiN尺寸偏大，为8.1μm。 [0059] 表3力学性能和显微组织 [0060] [0061] |
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