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(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于軋鋼技術(shù)領(lǐng)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(xì)地說(shuō)涉及抗拉強(qiáng)度(化)在580MPa以上，且延伸率> 沈％、擴(kuò)孔率> 75%，即強(qiáng)度和成形性能優(yōu)異的高強(qiáng)度雙相鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
近年來(lái)，隨著現(xiàn)代汽車(chē)工業(yè)的快速發(fā)展，能源的日趨緊張、環(huán)境壓力的日益加劇， 再加上全球?qū)Νh(huán)境保護(hù)立法的不斷完善，促進(jìn)了汽車(chē)技術(shù)發(fā)展重心向著節(jié)能、環(huán)保和安全性方面發(fā)展。實(shí)現(xiàn)汽車(chē)輕量化、降低燃油消耗、增加載重量、提高運(yùn)輸效率成為最常見(jiàn)的關(guān)鍵詞。截止2010年中國(guó)的汽車(chē)產(chǎn)量已經(jīng)突破1800萬(wàn)輛，成為世界第一大汽車(chē)生產(chǎn)國(guó)。然而鋼鐵材料是目前汽車(chē)制造應(yīng)用比例最大的關(guān)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(chē)用鋼尤其是薄鋼板的需求量也必然隨著汽車(chē)工業(yè)的發(fā)展而增長(zhǎng)。同時(shí)，汽車(chē)板亦必須滿足汽車(chē)的安全、節(jié)能與低排放、美觀、防腐等項(xiàng)要求。為了減輕車(chē)重、降低油耗、減少排放和提高安全性，汽車(chē)用鋼板向高強(qiáng)度化發(fā)展已成為必然趨勢(shì)。熱軋高強(qiáng)度鋼板用于制作底盤(pán)和車(chē)輪等汽車(chē)行走部件，是實(shí)現(xiàn)車(chē)體減重的最重要最有效的途徑之一。汽車(chē)底盤(pán)部件不外露，對(duì)鋼板的表面質(zhì)量要求不甚嚴(yán)格，但由于其形狀復(fù)雜，主要的成形方式包括拉伸翻邊、彎曲、擴(kuò)孔和電火花成形等，這些成形方式對(duì)鋼板的成形性，尤其是延伸凸緣性能要求較高。傳統(tǒng)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(guò)程中易在開(kāi)孔部位開(kāi)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(qū)(HAZ)發(fā)生馬氏體相回火軟化，同時(shí)疲勞強(qiáng)度低，因而不適合輪輻、輪惘及底盤(pán)的生產(chǎn)。

發(fā)明內(nèi)容
鑒于上述問(wèn)題，本發(fā)明在選擇合理的化學(xué)成分基礎(chǔ)上，基于ASP工業(yè)化生產(chǎn)的實(shí)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(chǎn)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(kuò)孔(High Hole-Expansion,HEE)鋼。與相同強(qiáng)度級(jí)別的FMDP鋼相比，F(xiàn)BDP鋼兼具優(yōu)異的總延伸率和擴(kuò)孔率。因此，F(xiàn)BDP鋼更適合于沖壓像車(chē)輪輪輻、汽車(chē)底盤(pán)等要求較高延伸凸緣性能的部件。本發(fā)明的技術(shù)方案是以傳統(tǒng)C-Si-Mn系熱軋雙相鋼成分為基礎(chǔ)，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(dāng)?shù)目剀埧乩涔に嚕@得抗拉強(qiáng)度超過(guò)580MPa的雙相鋼板。本發(fā)明的高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板，其主要化學(xué)成分按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)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(zhǔn)多邊形鐵素體以及貝氏體和馬氏體，以相對(duì)于全部組織的面積率計(jì)，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(shí)，本發(fā)明的技術(shù)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(xué)成分如上所述的板坯在步進(jìn)式加熱爐中加熱到1150 1250°C，保溫時(shí)間1-3小時(shí)；(2)軋制工藝ASP熱軋線上進(jìn)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(kāi)軋溫度為1100 1150°C，精軋階段開(kāi)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(zhǎng)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(shù)，水冷段冷卻速度為20 80°C /s，空冷時(shí)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(fā)明生產(chǎn)的雙相鋼板的抗拉強(qiáng)度彡580MPa，延伸率彡沈％，擴(kuò)孔率彡75%。目前低成本熱軋雙相鋼的開(kāi)發(fā)，大都采用低溫控軋+低溫卷取(小于300°C )方法，對(duì)于傳統(tǒng)流程或中薄連鑄坯短流程熱軋線生產(chǎn)薄板( 4mm)，低溫控軋必然引起精軋軋制負(fù)荷增大、板形不良等諸多問(wèn)題，而低溫卷取則對(duì)板形、卷形造成很多不利影響，特別是對(duì)非強(qiáng)力性的卷取機(jī)而言幾乎是不可實(shí)現(xiàn)的，并且不能引入卷取自動(dòng)反饋系統(tǒng)影響生產(chǎn)效率。本發(fā)明正是基于上述問(wèn)題，通過(guò)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(shí)現(xiàn)高強(qiáng)度、延伸率和擴(kuò)孔率等性能指標(biāo)的最優(yōu)組合。適當(dāng)提高P含量，主要是利用P擴(kuò)大鐵素體區(qū)、抑制滲碳體析出等特點(diǎn)，促進(jìn)多邊形鐵素體在較高溫度、較短時(shí)間生成大量細(xì)小晶粒。Cr能顯著提高鋼的淬透性，增大奧氏體的過(guò)冷能力，細(xì)化組織，強(qiáng)烈推遲珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變，加速碳向奧氏體中擴(kuò)散，并可降低鐵素體的屈服強(qiáng)度，有利于獲得低屈服強(qiáng)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(qiáng)度的同時(shí)，使鋼材的擴(kuò)孔性能大大提高。(1)組織和性能本發(fā)明的高強(qiáng)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(duì)于全部組織的面積率計(jì)，多邊形及/或準(zhǔn)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?jǐn)?shù)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(nèi)部不含殘留奧氏體和馬氏體；準(zhǔn)多邊形鐵素體在TEM下為白色，具有大體球狀特征，內(nèi)部不含殘留奧氏體和馬氏體，含較高密度位錯(cuò)；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(fā)明中，顯微組織的主要特征表現(xiàn)在以下兩個(gè)方面①鐵素體或準(zhǔn)鐵素體的晶粒尺寸4 10 μ m，這與傳統(tǒng)熱軋雙相鋼DP600組織(10 μ m以上)相比要小一些，并且晶粒內(nèi)部位錯(cuò)密度較高，這與再結(jié)晶控軋后立即快速冷卻有關(guān)，體現(xiàn)了細(xì)晶和位錯(cuò)強(qiáng)化對(duì)新鋼種性能的重要貢獻(xiàn)；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(xì)小(8 4!11以下)。第二相中低碳貝氏體組織的出現(xiàn)和彌散細(xì)小的分布特征則賦予新鋼種優(yōu)良的延伸性能和擴(kuò)孔率。本發(fā)明中鐵素體和貝氏體雙相特性一起導(dǎo)致了新鋼種誘人的使用性能高強(qiáng)度 (580MPa以上)；良好的延伸-擴(kuò)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(qiáng)化元素，直接影響雙相鋼中馬氏體的體積分?jǐn)?shù)和馬氏體碳含量，通過(guò)控制C富集于亞穩(wěn)奧氏體區(qū)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(qiáng)度增加，延性下降。一般雙相鋼中 C應(yīng)該在0. 1 %以下，以便得到工業(yè)上常用20 %左右的馬氏體體積分?jǐn)?shù)和馬氏體中碳含量為0. 4%以下的雙相鋼，這對(duì)延性和斷裂抗力改善都有好處。對(duì)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(fā)明中C的最優(yōu)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(kuò)大！^-C相圖的α + Υ區(qū)，使臨界區(qū)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(qiáng)度、 延性等性能的穩(wěn)定性和重現(xiàn)性。②可以改變臨界區(qū)加熱時(shí)形成的奧氏體形態(tài)，且提高奧氏體的淬透性，從而更容易得到細(xì)小均勻分布的馬氏體，保證雙相鋼獲得良好的強(qiáng)化效果以及強(qiáng)度與延性的良好配合。③Si是鐵素體的固溶強(qiáng)化元素，它加速碳向奧氏體的偏聚，使鐵素體進(jìn)一步凈化，免除間隙固溶強(qiáng)化并可避免冷卻時(shí)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(cuò)的交互作用，增加加工硬化速率和給定強(qiáng)度水平下的均勻延伸。然而高的Si含量有害于板材表面質(zhì)量，例如，在均勻化處理時(shí)，可能會(huì)形成一些低熔點(diǎn)的復(fù)雜的氧化物，因此&含量不能過(guò)高。本發(fā)明中Si含量大大降低，從而改善熱帶的表面質(zhì)量，因此上限設(shè)為0. 6%，選定0. 2 0. 5% Si為最優(yōu)成分。Mn :1. 00 1. 70%Mn是明顯地影響臨界區(qū)退火時(shí)奧氏體形成動(dòng)力學(xué)的元素之一，Mn主要影響奧氏體生成后向鐵素體長(zhǎng)大的過(guò)程以及奧氏體與鐵素體的最終平衡過(guò)程，其對(duì)性能的影響常常和冷卻速度相聯(lián)系。Mn可以有效地提高臨界區(qū)加熱時(shí)形成的奧氏體的淬透性，并起到固溶強(qiáng)化和細(xì)化鐵素體晶粒的作用，對(duì)推遲珠光體轉(zhuǎn)變以及貝氏體轉(zhuǎn)變也有較好的效果。在采用快速加熱工藝生產(chǎn)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(wěn)定化元素，能夠顯著提高奧氏體的淬透性，但Mn含量過(guò)高容易引起嚴(yán)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(yōu)成分。Al :0. 01 0. 06%Al對(duì)臨界區(qū)加熱時(shí)奧氏體形態(tài)的影響與Si相似，即Al也促使馬氏體呈纖維狀形態(tài)，Al還可以形成AlN析出，起到一定的細(xì)化晶粒作用。Al的最優(yōu)范圍為0.01 0.05%。P :0.05 0.10%P對(duì)鐵素體的強(qiáng)化效果大于Si，而且能提高鐵素體的形成溫度，擴(kuò)大兩相區(qū)，這點(diǎn)與Si相似。P能夠使馬氏體島的形態(tài)發(fā)生顯著變化，加入適當(dāng)?shù)腜有利于得到細(xì)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(shí)，其加工硬化速率隨P含量增加而增加，但當(dāng)P含量大于0. 2 %時(shí)，進(jìn)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(dāng)。適當(dāng)?shù)靥岣逷含量對(duì)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(duì)組織形成的直接影響是加P可使(α+ γ)區(qū)擴(kuò)大，亦即使臨界區(qū)處理的溫度范圍擴(kuò)大，從而使臨界區(qū)加熱時(shí)輕微的溫度波動(dòng)對(duì)馬氏體體積分?jǐn)?shù)幾乎沒(méi)有影響。但P過(guò)剩添加，則加工性惡化，雙相鋼中P含量應(yīng)在0. 2%以下。本發(fā)明中P的最優(yōu)范圍為0. 05 0. 09%。Cr :0· 20 0. 80%不同含量Cr對(duì)雙相鋼性能的影響不同。顯微組織觀察指出Cr和Si對(duì)雙相鋼性能的這種影響主要與馬氏體形態(tài)和分布變化有關(guān)。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(qiáng)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(nèi)部呈針狀分布，而在原始奧氏體晶界則呈連續(xù)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(nèi)均呈細(xì)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(cuò)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(fā)現(xiàn)有粗顆粒的碳化物。已知呈細(xì)密纖維狀分布的馬氏體，可以更有效地阻礙位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)，在給定的馬氏體體積分?jǐn)?shù)下，給雙相鋼以更有效的復(fù)相強(qiáng)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(qiáng)度，尤其是延性，明顯低于前者；Si和Cr對(duì)雙相鋼中馬氏體形態(tài)的影響與合金元素對(duì)加熱時(shí)所形成的奧氏體形態(tài)的影響的研究結(jié)果一致。此外，Cr還能顯著提高鋼的淬透性，增大奧氏體的過(guò)冷能力，細(xì)化組織，強(qiáng)烈推遲珠光體轉(zhuǎn)變和貝氏體轉(zhuǎn)變，可以促進(jìn)碳向奧氏體擴(kuò)散，并可降低鐵素體的屈服強(qiáng)度，更有利于獲得低屈服強(qiáng)度的雙相鋼。本發(fā)明中Cr的最優(yōu)范圍為0.2 0.7%。S 低于 0.005%S通過(guò)形成MnS等硫化物夾雜，成為裂紋的起點(diǎn)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(fā)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(fā)明的鋼板，有必要合理地控制上述幾部分的關(guān)鍵工藝參數(shù)，以保證獲得理想的顯微組織和力學(xué)性能。①加熱工序?qū)⒑穸葹?35-150mm的連鑄坯加熱到1100 1200°C，保溫時(shí)間1-3小時(shí)。板坯再加熱過(guò)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(jìn)式加熱爐作為緩沖實(shí)現(xiàn)了多機(jī)合流直裝的鑄機(jī)和軋機(jī)的連接，可實(shí)現(xiàn)全部直接熱裝工藝，具有物流緩沖柔性連接的特點(diǎn)，同時(shí)生產(chǎn)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(qū)開(kāi)軋溫度為1100 1150°C，精軋區(qū)開(kāi)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(dá)到30%以上，主要通過(guò)動(dòng)態(tài)和道次間充分的靜態(tài)再結(jié)晶大幅度細(xì)化奧氏體晶粒。再結(jié)晶區(qū)控軋是本發(fā)明軋制工藝的另一主要特色。精軋區(qū)溫度通?？刂圃?1000 850°C范圍內(nèi)，而本發(fā)明典型鋼種的未再結(jié)晶溫度(Tnr)通常在850°C以下，只有后幾個(gè)道次由于軋制速度的提高，軋制間歇時(shí)間的縮短而使再結(jié)晶發(fā)生可能不充分，所以精軋過(guò)程基本屬于再結(jié)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(nèi)再結(jié)晶所需的變形儲(chǔ)能，促進(jìn)道次再結(jié)晶的充分進(jìn)行，特別是在精軋前幾道次，完全再結(jié)晶的發(fā)生起到充分的細(xì)化奧氏體晶粒的作用，而后幾道次的部分再結(jié)晶的發(fā)生可以提高應(yīng)變累積的效果，以期在相變前獲得超細(xì)而均勻的奧氏體晶粒和高殘余應(yīng)變。此外，嚴(yán)格控制精軋溫度范圍，能夠保證奧氏體晶粒和殘余應(yīng)變沿板卷長(zhǎng)度方向分布的均勻性，輔之以超強(qiáng)的冷卻能力，可以使新鋼種具有優(yōu)異的性能均勻性。大量研究工作表明，細(xì)化奧氏體晶粒，強(qiáng)化應(yīng)變累積，主要起到以下兩方面的作用a)促進(jìn)C向周?chē)鷬W氏體中的擴(kuò)散，強(qiáng)烈推動(dòng)奧氏體向鐵素體的轉(zhuǎn)變；b)C的快速擴(kuò)散促進(jìn)了周?chē)鷬W氏體中富C提高了其穩(wěn)定性，推遲了珠光體轉(zhuǎn)變，使得在較寬的中溫區(qū)冷卻范圍內(nèi)生成低碳貝氏體板條，透射組織中板條貝氏體的產(chǎn)生充分說(shuō)明了這一點(diǎn)(圖1)。因此， 熱軋過(guò)程的控制軋制是本發(fā)明實(shí)現(xiàn)低成本高延伸凸緣性能雙相鋼開(kāi)發(fā)的關(guān)鍵環(huán)節(jié)，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(fā)明中冷卻工序主要有以下兩個(gè)要點(diǎn)a)分段冷卻；b)中溫卷取。分段冷卻采用“終軋后強(qiáng)冷+鐵素體區(qū)空冷+后段強(qiáng)冷”的三段式冷卻路徑控制模式，再結(jié)晶控制軋制后立即強(qiáng)冷至鐵素體轉(zhuǎn)變區(qū)(通常在650 730°C)可以保留再結(jié)晶控軋后奧氏體晶粒細(xì)化的組織優(yōu)勢(shì)、抑制奧氏體回復(fù)過(guò)程，保證相變前足夠殘余應(yīng)變效果， 從而強(qiáng)烈促進(jìn)奧氏體一鐵素體相變過(guò)程，得到足夠鐵素體量的同時(shí)大幅細(xì)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(shù)量的位錯(cuò)(圖2)，這對(duì)于鋼材強(qiáng)度、延伸和擴(kuò)孔性能的提高有重要的作用。卷取是現(xiàn)代雙相鋼生產(chǎn)的一個(gè)重要工藝環(huán)節(jié)，Si-Mn系雙相鋼要求卷取機(jī)具有超強(qiáng)的低溫卷取能力。通常熱帶生產(chǎn)中，卷取機(jī)的工作溫度主要在500 750°C，以600°C左右最為常見(jiàn)。200°C以下低溫卷取在工業(yè)上實(shí)現(xiàn)起來(lái)有很多問(wèn)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(shí)，冷卻線上帶鋼運(yùn)行時(shí)間很短，常規(guī)的層流冷卻裝置即使全部打開(kāi)冷卻噴嘴也很難達(dá)到200°C以下的卷取溫度。另外低溫卷取會(huì)帶來(lái)板形、表面質(zhì)量和冷卻均勻性等一系列實(shí)際問(wèn)題，這些都困擾著低溫卷取工藝的應(yīng)用。本發(fā)明由于P、Cr合金化技術(shù)和細(xì)晶化控軋使得鐵素體周?chē)臍堄鄪W氏體穩(wěn)定性大大增強(qiáng)， 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(jī)的負(fù)荷，提高生產(chǎn)效率。本發(fā)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(fā)明制造方法與傳統(tǒng)熱軋雙相鋼生產(chǎn)方法相比具有以下優(yōu)點(diǎn)(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(zhì)量和焊接性能。(2)采用中等(135-150mm)厚度的連鑄坯，以步進(jìn)式加熱爐作為緩沖實(shí)現(xiàn)了多機(jī)合流直裝的鑄機(jī)和軋機(jī)的連接，可實(shí)現(xiàn)全部直接熱裝工藝，具有物流緩沖柔性連接的特點(diǎn)，同時(shí)生產(chǎn)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(shù)，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(wěn)定的不足，提高了鋼板性能的穩(wěn)定性。( 先進(jìn)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(jìn)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(chǎn)出抗拉強(qiáng)度彡580ΜΙ^以上，延伸率，擴(kuò)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(fā)明的鋼板能夠適應(yīng)要求高強(qiáng)度、高疲勞性能的汽車(chē)車(chē)輪零部件和其它工業(yè)機(jī)械零件等的成形加工。


圖1實(shí)驗(yàn)鋼透射電鏡組織照片中的板條貝氏體；圖2實(shí)驗(yàn)鋼透射電鏡中的高密度位錯(cuò)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(xì)組織照片；圖5擴(kuò)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(shí)施例方式實(shí)施例1實(shí)驗(yàn)鋼A的化學(xué)成分見(jiàn)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(jìn)式加熱爐中加熱到1180°C保溫池后進(jìn)行9道次的軋制變形，變形制度見(jiàn)表2。軋制過(guò)程在1700mmASP熱軋線上進(jìn)行。成品規(guī)格4* 1290mm，終軋后采用三段冷卻模式，冷卻線長(zhǎng)80m，分布14組集管，卷取溫度400 500°C，冷卻工藝參數(shù)見(jiàn)表3。鋼板的力學(xué)性能見(jiàn)表4。表1實(shí)施例1實(shí)驗(yàn)鋼A的化學(xué)成分
權(quán)利要求
1.一種高延伸凸緣性能熱軋雙相鋼薄板，其化學(xué)成分按質(zhì)量百分?jǐn)?shù)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(zhǔn)多邊形鐵素體以及貝氏體和馬氏體，以相對(duì)于全部組織的面積率計(jì)，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(quán)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(qiáng)度 ^ 580MPa，延伸率彡26%，擴(kuò)孔率彡75%。
3.權(quán)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(jìn)式加熱爐中加熱到1150 1250°C， 保溫時(shí)間1-3小時(shí)；所述板坯的化學(xué)成分如權(quán)利要求1所述；(2)軋制工藝ASP熱軋線上進(jìn)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(kāi)軋溫度為1100 1150°C，精軋階段開(kāi)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(zhǎng)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(shí)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(quán)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(fā)明公開(kāi)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(fā)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(zhì)量和焊接性能。(2)采用中等厚度的連鑄坯，以步進(jìn)式加熱爐作為緩沖實(shí)現(xiàn)了多機(jī)合流直裝的鑄機(jī)和軋機(jī)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(shù)，中溫卷取，顯著改善板形，提高了鋼板性能的穩(wěn)定性。(3)先進(jìn)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(jìn)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(chǎn)出抗拉強(qiáng)度≥580MPa，延伸率≥26％，擴(kuò)孔率≥75％的高延伸凸緣性能的熱軋雙相鋼。
文檔編號(hào)C22C38/38GK102409245SQ20111036251
公開(kāi)日2012年4月11日 申請(qǐng)日期2011年11月16日 優(yōu)先權(quán)日2011年11月16日
發(fā)明者夏茂森, 孫衛(wèi)華, 宋振宮, 張磊, 梁英, 王豐祥, 王金華, 許云波, 魏代斌 申請(qǐng)人:濟(jì)南鋼鐵股份有限公司