一种热轧双相钢及其加工方法与流程

本发明涉及轧钢
技术领域：
，特别涉及一种热轧双相钢及其加工方法。
背景技术：
：目前随着工业技术的发展和科技能力的提高，特别是汽车工业的发展，以高强度热轧复相钢为代表的新型汽车结构材料得到快速发展。600mpa级别热轧双相钢因其具有的高强度、低屈强比、优良成型性能，得到市场广泛的认可。目前，在大型装载车、半挂车以及大型客车车轮用轮辐和轮辋有使用双相钢的发展趋势，并且部分车轮制造厂已经开始试制试用。大型车轮用轮辋和轮辐都需要厚规格，一般在8mm以上，而原有一般热轧双相钢生产技术主要用于制造乘用车小车轮，生产规格都较薄，一般在6mm以下。热轧双相钢采用两阶段控制冷却，厚度增加以后，就面临着厚度方向组织均匀性、马氏体组织比重对于冷却条件和冷却控制的新要求。同时对于钢中偏析的控制要求更高，原有乘用车车轮用的成分体系及加工工艺已经不能满足厚规格双相钢需求。技术实现要素：本发明的目的是提供一种热轧双相钢及其加工方法，能够生产厚规格热轧双相钢，且具有优良的综合力学性能和冷成形性能。为实现上述目的，本发明提供了一种热轧双相钢，按照质量百分比，所述双相钢的化学成分为：c：0.04％～0.08％，si≤0.10％，mn：1.40％～1.80％，p≤0.020％，s≤0.003％，cr：0.60％～0.80％，als：0.03％～0.10％，n≤0.005％，其余为fe及不可避免的杂质。进一步地，所述双相钢的内部显微组织为马氏体+铁素体。进一步地，所述双相钢的厚度为8.0～15.0mm。进一步地，所述双相钢的抗拉强度≥600mpa，和/或屈服强度≥330mpa。进一步地，所述双相钢的延伸率a50≥26％。本发明还提供了一种上述热轧双相钢的加工方法，包括：铁水预处理、冶炼、连铸、加热、热轧、冷却、卷取过程；其中，所述加热的温度为1300～1400℃，总时间为200～360min；所述热轧的开轧温度≥1290℃，终轧温度为790～850℃，并控制热轧过程轧钢加速度≤0.005m/s2；所述冷却采用两段式快速冷却，两段冷却时间间隔为9～12s，第一段冷却速度为70～130℃/s，第二段冷却速度≥100℃/s。进一步地，所述热轧过程控制热轧板坯宽度减宽量≤100mm。进一步地，所述卷取的温度为150～300℃。进一步地，所述加工方法获得的双相钢内部显微组织为马氏体+铁素体。进一步地，所述双相钢板的厚度为8.0～15.0mm，和/或抗拉强度≥600mpa，和/或屈服强度≥330mpa。本申请实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：1、本申请实施例提供的热轧双相钢，采用合适的碳、锰、铬含量，提高钢的淬透系数，保证最终马氏体+铁素体组织的形成；采用较低的磷含量，防止中心磷偏析引起的分层和成形性能下降；从而保证最终材料的力学性能和冷成形性能，获得厚规格600mpa级具有优良冷成形性能的双相钢。2、本申请实施例提供的热轧双相钢的加工方法，通过优化合金成分设计，同时在生产工艺上采用准恒速轧制及两段式快速冷却，控制钢中马氏体和铁素体相变，并保证厚度方向上组织均匀性，从而最终保证材料的力学性能和冷成形性能，能够满足车轮轮辐等汽车结构件以及需要复杂冷成型的结构件需求。附图说明图1是本申请实施例2获得的热轧双相钢的金相组织照片；图2是本申请对比例2获得的热轧双相钢的组织照片。具体实施方式本申请实施例提供一种热轧双相钢及其加工方法，能够生产厚规格热轧双相钢，且具有优良的综合力学性能和冷成形性能，能够满足车轮轮辐等汽车结构件以及需要复杂冷成型的结构件需求。下面通过附图以及具体实施例对本申请技术方案做详细的说明，应当理解本申请实施例以及实施例中的具体特征是对本申请技术方案的详细的说明，而不是对本申请技术方案的限定，在不冲突的情况下，本申请实施例以及实施例中的技术特征可以相互结合。本文中术语“和/或”，仅仅是一种描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，a和/或b，可以表示：单独存在a，同时存在a和b，单独存在b这三种情况。另外，本文中字符“/”，一般表示前后关联对象是一种“或”的关系。为实现上述目的，本申请实施例提供一种热轧双相钢，按质量百分比，所述双相钢的化学成分为：c：0.04％～0.08％，si≤0.10％，mn：1.40％～1.80％，p≤0.020％，s≤0.003％，cr：0.60％～0.80％，als：0.03％～0.10％，n≤0.005％，其余为fe及不可避免的杂质。本实施例中，所述双相钢的内部显微组织为马氏体+铁素体。马氏体+铁素体的双相组织，兼具马氏体的高强度和铁素体的高延伸性能，使得最终获得高抗拉强度、低屈服强度和高延伸性能，同时这种组织具有高的应变硬化效果，通过冲压等使用过程后，屈服强度会大幅度提升，从而保证最终工件的高性能。本申请通过优化合金元素进而形成以上化学成分的热轧双相钢，是基于以下原理：本申请实施例控制c元素含量范围为0.04％～0.08％，c是钢中不可缺少的提高钢材强度的元素之一，但过高的c含量会提高钢的淬透性，增加冷却过程中马氏体含量，降低均匀延伸性能，降低钢的冷成型性能。本申请实施例控制si元素含量≤0.10％，是因为si容易形成硅酸亚铁，黏附在钢板表面，形成表面红斑等质量缺陷。本申请实施例控制mn元素含量范围为1.40％～1.80％，可降低奥氏体转变成铁素体的相变温度，扩大热加工温度区域，有利于两相组织工艺实现，同时提高钢的淬透性，改善钢板厚度方向组织均匀性。本申请实施例控制p元素含量≤0.0020％，磷虽然可以封闭γ相区，有利于冷却过程中实现两相控制，但是高p容易形成p偏析，降低厚钢板中心性能，影响最终成形性能。本申请实施例控制cr元素含量范围为0.60％～0.80％，cr是封闭γ相区、无限扩大α相区型元素，有利于冷却过程中实现两相控制，同时cr可以提供固溶强化，提高钢材抗拉强度。cr含量过高会提升奥氏体向铁素体转变的温度，促使铁素体转变，影响了后期马氏体相变的数量和最终组织比例，从而使钢板最终强度降低；而cr含量过低则会增加后期冷却过程中马氏体含量，导致钢板强度过高，延伸性能下降，成形性能降低。本申请实施例控制al元素含量范围为0.03％～0.10％，al的主要作用是脱去钢水中的氧(o)，同时有细化晶粒的微合金化效果。al含量过高，会导致钢水中al的氧化物夹杂增加，夹杂物尺寸过大，一方面会影响浇注过程，更重要的是会成为钢板的内在缺陷源，增加成形过程中开裂风险；本申请采用低si设计，al含量过小则起不到脱氧效果，不仅影响其它元素冶炼过程中收得率，而且会导致钢中氧化物夹杂增加，影响最终成形性能。本申请实施例控制n≤0.005％，s≤0.003％，n和s属于转炉钢中有害元素，更低的含量更加有利于高均匀延伸性能的获得。通过上述内容可以看出，本申请实施例通过在成分上采用合适的碳、锰、铬含量，提高钢的淬透系数，保证最终马氏体+铁素体组织的形成；采用较低的磷含量，防止中心磷偏析引起的分层和成形性能下降；同时控制硅、硫、铝、氮的含量，从而保证最终材料的力学性能和冷成形性能，采用上述成分设计，可获得厚度为8.0～15.0mm具有优良冷成形性能的钢板。双相钢的抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥330mpa，延伸率a50≥26％。本申请实施例还提供了一种上述热轧双相钢的加工方法，包括以下步骤：铁水预处理→冶炼→连铸→加热→热轧→冷却→卷取；将铁水预处理后，经过转炉冶炼、深脱硫、真空处理和连铸获得板坯；其化学成分质量百分比为：c：0.04％～0.08％，si≤0.10％，mn：1.40％～1.80％，p≤0.020％，s≤0.003％，cr：0.60％～0.80％，als：0.03％～0.10％，n≤0.005％，其余为fe及不可避免的杂质。对板坯进行加热，本实施例采用两段式加热，控制加热的温度为1300～1400℃，优选1320～1380℃，总时间为200～360min。采用高的加热温度和较长的加热时间，可以使钢坯中各主要元素充分固溶，使c、mn、p等容易发生偏析的元素扩散，防止和降低板坯中的元素偏析，结合后续轧制过程控制，保证最终成品不出现或只出现极低水平的带状组织，从而保证厚规格钢板厚度中心部位性能，防止中心分层等对成形有影响的缺陷产生。加热温度过高，会导致板坯表面过烧，形成表面网状缺陷；加热温度过低，不仅不能防止元素偏析，而且采用过低的加热温度，为了保证后期轧制温度控制，需要提升轧制速度，其后果是影响层流冷却过程两段冷却中间空冷温度段的停留时间，影响铁素体相变的进程，进而影响最终组织组成和性能。对加热的板坯进行热轧获得热轧板；本实施例中，控制热轧的开轧温度≥1290℃，终轧温度为790～850℃，并控制热轧过程轧钢加速度≤0.005m/s2。终轧温度选择790～850℃，一方面可保证奥氏体组织在未再结晶区经过充分形变后形成更多的形核点，另一方面要保证层流冷却的第一段冷却具有一定的温度梯度，增加第一段冷却后变形奥氏体组织的过冷度，促进铁素体相变的发生。为了保证两段式冷却过程中，钢卷头中尾温度的稳定性，从而保证整卷扩孔性能的稳定，采用“短坯+准恒速轧制”模式。采用8.2～9.2m的短坯轧制，可保证在准恒速轧制模式下，钢卷尾部的温降小，避免头尾温差过大造成钢板性能下降；而采用轧钢加速度≤0.005m/s2的准恒速轧制模式，可保证带钢在通过层流冷却时的时间相等，这样冷却效果相同，温度命中率高，头尾温度更均匀、稳定性好。进一步地，为了改善钢板轧制边部质量，本实施例要求热轧板坯宽度减宽量≤100mm，这是因为过大的减宽量会导致钢带轧制边部组织畸变能过大，在轧制过程中引起提前相变，造成钢板边部质量缺陷。对热轧板进行冷却；本实施例中，冷却采用两段式快速冷却，两段冷却时间间隔为9～12s，第一段冷却速度为70～130℃/s，第二段冷却速度≥100℃/s。具体而言，采用超快冷设备使第一段水冷的冷速达70～130℃/s，这样精轧之后带钢晶粒内部大量的形变带得以保留，相变过程中形核处多，相变后铁素体晶粒细化。同时可以缩短第一段水冷时间，给空冷段留出足够的空冷时间，保证铁素体相变的发生和比例。而第二段水冷采用加密冷却，也可使冷速高达≥100℃/s，这样就可以避开珠光体和贝氏体的形成区间，使未转变的奥氏体全部转变为马氏体。冷却后，对所述热轧板进行卷取获得热轧板卷；所述卷取的温度为150～300℃。卷取温度采用150～300℃，在保证获得马氏体的基础上，一方面利用钢卷余温蒸干钢卷冷却残水，防止水锈腐蚀，另一方面降低对设备冲击，保证卷取过程顺利。进一步地，将所述热轧板卷通过开平横切成钢板。通过上述内容可以看出，本申请提供的热轧双相钢的加工方法，通过优化合金的化学成分，控制p、mn等易发生成分偏析的元素含量，同时在生产工艺上采用合适的冷却策略控制钢中马氏体和铁素体相变，并保证厚度方向上组织具备的均匀性，从而最终保证材料的力学性能和冷成形性能。通过上述方法可以生产厚度为8.0～15.0mm的钢板，根据本实施例生产的双相钢具有如下性能：抗拉强度≥600mpa，屈服强度≥330mpa，延伸率≥26％，并且头中尾的力学性能波动在30mpa以内，表面质量满足车轮轮辐等高表面质量要求汽车结构件及复杂冷成型结构件的需求。以下通过实施例对本申请作更详细的描述。这些实施例仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。在80吨转炉上进行顶底复合吹炼，采用铁水深脱硫技术，使铁水中的s≤0.002％，钢水经过吹氩气后，再经过真空处理，使钢中的化学成份为：c：0.04％～0.08％，si≤0.10％，mn：1.40％～1.80％，p≤0.020％，s≤0.003％，cr：0.60％～0.80％，als：0.03％～0.10％，n≤0.005％，其余为fe及不可避免的杂质。本申请实施例的热轧双相钢化学成分如表1所示。表1实施例复相钢成分(质量分数％，余量为fe及不可避免杂质)csimnpscralsn实施例10.0550.051.550.0150.0020.600.0440.003实施例20.0550.051.550.0150.0020.600.0440.003实施例30.0640.071.650.0130.0010.750.0530.003实施例40.0640.071.650.0130.0010.750.0530.003实施例50.0800.081.470.0140.0010.800.100.004实施例60.0400.061.800.0160.0020.720.0300.004实施例70.0550.071.400.0150.0010.680.0680.003对比例10.0670.201.300.0140.0030.740.0390.003对比例20.0840.091.650.0450.0020.720.0470.004将表1中所示的不同成分的钢水浇注成210mm×1000～1550mm的断面板坯带，定尺切割成长度8.2～9.2m的板坯。然后对板坯进行加热，在热连轧机组上进行轧制，轧制的钢带经层流两段式快速冷却后卷取成热轧钢卷。本申请实施例的工艺控制及热轧双相钢性能如表2所示。表2实施例工艺控制及热轧双相钢性能由表2可以看出，实施例1-7获得的双相钢都能满足屈服强度rp0.2≥330mpa，抗拉强度rm≥600mpa，延伸率a50≥26％。图1为本申请实施例2获得的热轧双相钢的金相组织图，由图1可以看出：该带钢的组织为马氏体+铁素体，且具备优异的均匀性。而对比例1得到的双相钢屈服强度和抗拉强度都较低，对比例2的双相钢虽然力学性能满足要求，但是制成的钢板剪切后，在钢板厚度中心出现断纹，如图2所示，经分析是由于p偏析导致，对比例2的双相钢无法满足冷冲压成型需求。上述结果表明，采用本申请实施例中的成分设计和工艺控制能够得到厚规格抗拉强度600mpa级具有优良冷成形性能的热轧双相钢。最后所应说明的是，以上具体实施方式仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。当前第1页12