Nb-Ti系780MPa级热轧双相钢及其生产方法
【专利摘要】本发明公开了一种Nb?Ti系780MPa级热轧双相钢，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.06～0.09％，Si：0～0.20％，Mn：1.30～1.60％，P：0～0.015％，S：0～0.004％，Als：0.020～0.060％，Nb：0.030～0.040％，Ti：0.025～0.045％，其余为Fe及不可避免的杂质；该钢的生产方法的冷却步骤采用三段式控冷工艺：控制第一段冷却速度为130～180℃/s，冷却至610～740℃，控制第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至590～720℃，控制第三段冷却速度为50～70℃/s，冷却至50～150℃，且控制冷却水水温为10～25℃。本发明所生产的抗拉强度780MPa级热轧双相钢能有效的获得铁素体+马氏体双相组织，钢板的下屈服强度达380～635MPa、抗拉强度≥780MPa，延伸率能够达到A50mm≥16％，180°横向弯曲试验D＝1.5a合格，屈强比≤0.60，产品具备高强度和低屈强比的特点。
【专利说明】
Nb-Ti系780MPa级热扯双相钢及其生产方法
技术领域
[0001 ]本发明设及冶金技术，具体地指一种Nb-Ti系780M化级热社双相钢及其生产方法。
【背景技术】
[0002] 随着汽车轻量化工作的开展，高强度热社汽车用钢的需求量不断扩大。组织结构 为铁素体+马氏体的热社双相钢由于具有高强度、低屈强比的特点，在汽车车轮、保险扛等 零件上已逐步取代普通汽车结构用钢，应用量逐步加大。
[0003] 因热社双相钢性能优良，对此，国内各钢厂均在开展相关方面的研究工作。各钢厂 装备、技术、原料等参差不齐，生产过程中所用的合金元素种类、用量、工艺都不尽相同，现 有的热社双相钢在满足相应力学性能要求的前提下，难W兼顾高强度、低屈强比及冷成型 性能。如：中国专利申请号CN201210411202公开了一种抗拉强度780MPa级热社双相钢板及 其制造方法，该钢板成分为:C:0.07% ~0.12%、Si:0.2%~0.7%、Mn:1.0%~1.8%、Als: 0.02%~0.08%、Cr:0.5%~1.2%、Nb:0.02%~0.05%、Ti:0.01%~0.03%、P<0.02%、S <0.005%，余量为Fe;该钢板制造方法的要点是:将80~230mm厚的连铸板巧加热到1220± 20°C，保溫2~4小时;采用两阶段控制社制，再结晶区社制开社溫度>1050°C，未再结晶区 终社溫度840~920°C，成品厚度2.5~6mm;终社层流冷却，冷速20~40°C/s，卷取溫度500~ 600°C。上述热社双相钢板在生产过程中卷取溫度过高，从金相组织转变规律上看，无法得 到马氏体组织，不能满足汽车用钢对高强度、低屈强比及良好冷成型性能的要求。
【发明内容】
[0004] 本发明的目的就是要提供一种师-Ti系780M化级热社双相钢及其生产方法，该热 社双相钢强度高、屈强比低，冷成型性能优良。
[0005] 为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种Nb-Ti系780M化级热社双相钢， 该钢的化学成分重量百分比如下：C: 0.06~0.09% ,Si: 0~0.20% ,Mn: 1.30~1.60%，P:0 ~0.015%，S:0~0.004 % ,Al S :0.020~0.060 %，Nb:0.030~0.040% ,Ti :0.025~ 0.045%，其余为化及不可避免的杂质。
[0006] 进一步地，该钢的化学成分重量百分比如下:C:0.06~0.09%，Si:0.10~0.13%， Mn: 1.30~1.60%，P:0.011 ~0.012%，S:0.003~0.004%，Als:0.037~0.039%，抓：0.030 ~0.040%，Ti:0.025~0.045%，其余为化及不可避免的杂质。
[0007] 一种上述Nb-Ti系780M化级热社双相钢的生产方法，包括冶炼、真空处理、连铸、加 热、社制、冷却及卷取的步骤，所述冷却步骤采用=段式控冷工艺:控制第一段冷却速度为 130~180 °C/s，冷却至610~740 °C，控制第二段冷却速度为3~8°C/s，冷却至590~720 °C， 控制第S段冷却速度为50~70°C/s，冷却至50~150°C，且控制冷却水水溫为10~25°C。
[000引进一步地，所述社制步骤采用分段社制，控制粗社结束溫度为1080~112(TC，控制 精社终社溫度为870~910°C。
[0009] 进一步地，所述加热步骤，控制铸巧加热溫度为1260~1320°C，加热时间为60~ 70min〇
[0010] 进一步地，所述冷却步骤，控制第一段冷却速度为165~180 °C/s，冷却至610~690 °C，控制第二段冷却速度为3~5°C/s，冷却至590~630°C，控制第=段冷却速度为50~65 °C/s，冷却至 90 ~100°C。
[0011] 进一步地，所述卷取步骤，控制卷取溫度为50~150°C。
[0012] 进一步地，所述真空处理步骤，控制真空处理时间>15min。
[0013] 进一步地，所述社制步骤，控制粗社结束溫度为1115~1120°C，控制精社终社溫度 为905 ~910°C。
[0014] 更进一步地，所述加热步骤，控制铸巧加热溫度为1290~1320°C，加热时间为60~ 70min〇
[0015] W下就本发明的化学成分及生产方法进行分析说明：
[0016] (1)化学成分
[0017] 碳:碳是廉价的固溶强化元素，根据本钢种的应用范围，主要用于加工汽车车轮等 零件，需要进行较大程度的冲压变形加工，因此要求材料在满足强度要求的同时，具有良好 的冷成形性能，如果其含量小于0.06 %，则不能满足材料强度的要求，如果其含量大于 0.09%，则不能满足材料的良好成形性能。因此，将碳含量限定在0.06~0.09%。
[0018] 娃:娃是廉价而有效的钢液脱氧元素，同时促进铁素体的形成，但过多的娃含量会 恶化热社钢板的表面质量，因此对于娃含量进行了严格控制，将其含量限定在0.20% W下。
[0019] 儘:儘是提高强度和初性最有效的元素，在双相钢中可有效的推迟珠光体转变，如 果其含量小于1.30%，则不能满足材料强度要求，但是添加过量的儘，在双相钢中会抑制铁 素体的析出，鉴于此，将其上限定为1.60%。因此，将儘含量限定在1.30~1.60%。
[0020] 憐:为了避免材料的焊接性能、冲压成形性能、初性、二次加工性能发生恶化，设定 其含量上限为0.015%。因此，将憐含量控制在0.015% W内。
[0021] 硫:硫是非常有害的元素。钢中的硫常W儘的硫化物形态存在，运种硫化物夹杂对 钢的冲击初性是十分不利的，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越 好。因此，将钢中硫含量控制在0.004 % W下。
[0022] 侣:侣是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.020%时，不能发挥其效果，另一方 面，由于添加多量的侣容易形成氧化侣团块，所W，规定Als上限为0.060%。因此，Als含量 限定在0.020~0.060%。
[0023] 妮:妮主要通过细化晶粒和沉淀析出强化来提高钢的强度，是强烈的碳、氮化合物 形成元素，在钢中主要WNb(C、N)形式存在，阻止奥氏体晶粒的长大，最终使铁素体晶粒尺 寸变小，细化组织，当其含量低于0.030%时，不能满足材料高强度的要求，而加入的妮高于 0.040%时，已能满足其强度与成型性能的要求，若再添加，合金成本会显著上升。所W，根 据钢种的性能目标要求，将其含量限定在0.030~0.040 %。
[0024] 铁:铁可细化晶粒和提高钢的强度与初性，并对焊接性能有利，钢中生成的氮化铁 对焊接加热时产生的奥氏体晶粒粗化有防止效果，当其含量不足0.025%时，不能足够发挥 其强化效果，达不到强度要求;另一方面，加入的铁超过0.045%时，则会由于生成过剩的碳 化铁而导致初性恶化，根据力学性能目标要求，将铁含量限定在0.025~0.045 %。
[0025] 除了对W上化学成分的范围作了限定W外，从提高材料成形性、经济性的观点出 发，本发明未添加化、化、Ni、Mo等贵重合金元素。
[0026] (2)生产方法
[0027] 本发明在Nb-Ti系780M化级热社双相钢的生产过程中对铸巧加热溫度和时间进行 控制，采取1260~1320°C加热溫度和60~70min的加热时间，W保证钢巧中的合金元素完全 溶解。
[0028] 本发明进行分段社制，并控制粗社结束溫度在1080~112(TC，控制精社终社溫度 在870~910°C，运是因为如果粗社结束溫度低于1080°C，则无法保证精社终社溫度达到设 定值，增大社制负荷，增加能耗，如高于112(TC，则会产生较多的氧化铁皮，影响钢材的表面 质量;如果精社终社溫度低于870°C，则会在材料的二相区内进行社制，造成混晶等缺陷，如 精社终社溫度高于910°C，则钢材的原始奥氏体晶粒会过于粗大，降低钢材的强度。
[0029] 本发明采用S段式控制冷却工艺，第一段冷却速度为130~180°C/s，冷却至610~ 740°C，第二段冷却速度为3~8°C/s，冷却至590~720°C，第=段冷却速度为50~70°C/s，冷 却至50~150°C/s，是本发明的关键技术，首先第一段冷却过程按照冷却速度为130~180 °C/s进行前端快速冷却，冷却到溫度为610~740°C，是为了保证在钢材的再结晶晶粒还未 开始长大时及时进行冷却，避免粗大组织的产生，使材料获得细小的原始奥氏体晶粒组织； 第二段冷却过程按照冷却速度为3~8°C/秒进行冷却，冷却至590~720°C，使得部分奥氏体 组织转变为铁素体;第=段冷却过程冷却速度为50~70°C/s，冷却至50~150°C/s，使得在 第二段冷却时未转变的奥氏体组织快速转变为马氏体组织，从而使钢材最终获得铁素体+ 马氏体的双相组织。
[0030] 本发明控制冷却水水溫在10~25°C是为了保证各段冷却时的冷却速度。
[0031 ]与现有技术相比，本发明具有W下优点：
[0032] 本发明所生产的Nb-Ti系780M化级热社双相钢能有效获得铁素体+马氏体双相组 织，钢板的下屈服强度达380~635MPa，抗拉强度>780MPa，延伸率A日日醒> 16%，180°横向弯 曲试验D = I.5a合格，屈强比《0.60,产品具备高强度和低屈强比的特点。
【附图说明】
[0033] 图1为实施例1中钢板的金相组织结构图。
【具体实施方式】
[0034] 下面结合具体实施例和附图对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本 发明，但它们不对本发明构成限定。
[0035] 实施例1~8
[0036] 实施例1~8中的Nb-Ti系780M化级热社双相钢的生产步骤如下：
[0037] 1)进行转炉冶炼；
[0038] 2)真空处理，处理时间>15min;
[0039] 3)连铸成巧并对铸巧加热，铸巧加热溫度控制在1260~1320°C，加热时间60~ TOmin；
[0040] 4)进行分段社制:控制粗社结束溫度在1080~1120°C，控制精社终社溫度在870~ 910。。
[0041] 5)采用S段式控制冷却工艺:第一段冷却速度为130~180°C/s，冷却至610~740 °C，第二段冷却速度为3~8°C/s，冷却至590~720°C，第S段冷却速度为50~70°C/s，冷却 至50~150°C/s，控制冷却水水溫在10~25°C ;
[0042] 6)进行卷取，控制卷取溫度在50~150°C ;
[0043] 7)进行精整及后工序。
[0044] 实施例1~8中各Nb-Ti系780M化级热社双相钢的化学成分及其重量百分比见下表 Io
[0045] 实施例1~8中各Nb-Ti系780M化级热社双相钢生产过程中设及的主要工艺参数见 下表2。
[0046] 实施例1~8中制得的Nb-Ti系780M化级热社双相钢的力学性能及组织检验结果见 下表3。
[0047] 实施例1中制得的Nb-Ti系780M化级热社双相钢的金相组织结构见图1。
[004引对比例1~2
[0049] 对比例1~2中钢种的生产步骤与实施例1~8的区别在于没有采用S段式控制冷 却工艺，全程W25°C/s的冷却速度冷却。
[0050] 对比例1~2中钢的化学成分及其重量百分比见下表1。
[0化1] 对比例1~2中钢在生产过程中设及的主要工艺参数见下表2。
[0052]对比例1~2中制得的钢的力学性能及组织检验结果见下表3。
[0化3] 表1
[0化4]
[0化5」 巧2
[0化61
[(
[(
[0059]从表1~3数据可W看出，本发明获得的钢的下屈服强度413M化W上，抗拉强度> 793MPa，延伸率A加醒> 18%，180°横向弯曲试验D = 1.5a合格，屈强比《0.60，具有高强度和 低屈强比的特点，而对比例1~2所获得的钢的屈强比>0.60,不具有低屈强比的特点。实施 例1制得的钢的金相组织见图1，为铁素体和马氏体的双相组织，晶粒细密均匀。
【主权项】
1. 一种Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢，其特征在于：该钢的化学成分重量百分比如下： C:0.06~0.09%，Si:0~0.20%，Mn:1.30~1.60%，P:0~0.015%，S :0~0.004%，Als: 0.020~0.060%，Nb:0.030~0.040%，Ti:0.025~0.045%，其余为Fe及不可避免的杂质。2. 根据权利要求1所述的Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢，其特征在于：该钢的化学成分 重量百分比如下：C:0.06~0.09%，Si :0· 10~0· 13%，Mn: 1.30~1.60%，Ρ:0·011~ 0.012%，S:0.003~0.004%，Als :0.037~0.039%，Nb :0.030~0.040%，Ti :0.025~ 0.045%，其余为Fe及不可避免的杂质。3. -种权利要求1所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，包括冶炼、真空处理、 连铸、加热、乳制、冷却及卷取的步骤，其特征在于:所述冷却步骤采用三段式控冷工艺:控 制第一段冷却速度为130~180°C/s，冷却至610~740°C，控制第二段冷却速度为3~8°C/s， 冷却至590~720°C，控制第三段冷却速度为50~70°C/s，冷却至50~150°C，且控制冷却水 水温为10~25°C。4. 根据权利要求3所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于:所述乳 制步骤采用分段乳制，控制粗乳结束温度为1080~1120°C，控制精乳终乳温度为870~910 cC。5. 根据权利要求3所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于:所述加 热步骤，控制铸坯加热温度为1260~1320°C，加热时间为60~70min。6. 根据权利要求3或4或5所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于： 所述冷却步骤，控制第一段冷却速度为165~180 °C/s，冷却至610~690 °C，控制第二段冷却 速度为3~5°C/s，冷却至590~630°C，控制第三段冷却速度为50~65°C/s，冷却至90~100 cC。7. 根据权利要求3或4或5所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于： 所述卷取步骤，控制卷取温度为50~150 °C。8. 根据权利要求3或4或5所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于： 所述真空处理步骤，控制真空处理时间>15min。9. 根据权利要求3或4或5所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于： 所述乳制步骤，控制粗乳结束温度为1115~1120°C，控制精乳终乳温度为905~910°C。10. 根据权利要求3或4或5所述Nb-Ti系780MPa级热乳双相钢的生产方法，其特征在于： 所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1290~1320°C，加热时间为60~70min。
【文档编号】C22C38/14GK105925905SQ201610325222
【公开日】2016年9月7日
【申请日】2016年5月17日
【发明人】刘斌, 王孟, 刘永前, 赵江涛, 王立新, 梁文, 张扬, 彭涛
【申请人】武汉钢铁股份有限公司