一种590MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法与流程

本发明属于热轧高强钢领域，具体涉及一种590MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法。

背景技术：

随着国家环保法律法规的日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，乘用车领域的高强减薄或汽车结构轻量化已成为国际上各大汽车制造厂商的重要研究方向。提高轿车燃油经济性和降低二氧化碳排放的一个重要且可行的方案就是降低轿车自身重量。在降低重量的同时还要保证乘用车的碰撞安全性就必须使用高强高韧等材料。一些高强钢的竞争材料如铝合金、镁合金以及碳纤维等由于成本等原因难以在普通乘用车上推广。先进高强钢则在成本和性能两方面较好地满足了乘用车生产厂家的需求，在可预期的较长时间内，高强钢仍是汽车用材料的主流品种。

通过使用具有优异性能的先进高强钢或对乘用车的底盘等结构进行优化设计，可实现对整车的较大幅度减重。因此，国内外钢厂均对汽车用先进高强钢进行了重点研发。底盘，车轮等构件是汽车结构中成形较为复杂的部分，目前使用的多是较低强度的软钢材料以保证其具有相对较高的扩孔翻边性能，强度过高，构件难以成形或成形后不能满足装配等尺寸精度要求。在此情况下，开发系列高强度高塑性以及具有高扩孔性能的先进高强钢就显得尤为迫切。

技术实现要素：

本发明的目的在于提供一种590MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法，该热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥590MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥100％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可广泛应用于轿车底盘等复杂冷成形件。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

本发明加入较高含量的Ti以保证在热轧卷取阶段在铁素体中析出大量弥散细小的纳米碳化物，起到弥散析出强化效果；加入少量的Mo主要目的：第一是为了在避免高温卷取过程组织中形成珠光体；第二是为了提高铁素体中TiC的热稳定性，减少TiC在高温缓冷过程中的粗化。热轧过程中，在终轧结束后应以较高的冷速(≥100℃/s)使带钢快速冷却至合适的卷取温度，使带钢获得由全铁素体和纳米碳化物组成的组织，从而获得590MPa级高强度高扩孔钢。

具体的，本发明的一种590MPa级热轧高强度高扩孔钢，其化学成分重量百分比为：C：0.02～0.06％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.08％，N≤0.006％，Ti：0.05～0.15％，Mo：0.1～0.3％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.25≤Ti/Mo≤1.5，0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％。

优选的，所述热轧高强度高扩孔钢的化学成分中：C：0.03～0.05％，以重量百分比计。

优选的，所述热轧高强度高扩孔钢的化学成分中：Mn：1.2～1.6％，以重量百分比计。

优选的，所述热轧高强度高扩孔钢的化学成分中：Ti：0.08～0.12％，以重量百分比计。

进一步，所述热轧高强度高扩孔钢的化学成分中还包括：0＜Si≤0.2％，以重量百分比计。

所述热轧高强度高扩孔钢的微观组织为全铁素体+纳米析出相，其中，铁素体平均晶粒尺寸≤10μm，纳米析出相尺寸为3～5nm。

本发明所述热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥590MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥100％。

在本发明钢的成分设计中：

碳：碳是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。碳作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。本发明的主要目的是为了获得抗拉强度为590MPa级高强度高扩孔钢。单从抗拉强度而言，本发明所涉及的钢种强度并不是很高，铁素体的晶粒尺寸控制在≤10μm，同时配合纳米碳化物的析出强化效果即可达到590MPa的强度级别。因此，碳含量控制在0.02～0.06％范围内可满足抗拉强度要求。对于590MPa级高强钢而言，其最高抗拉强度不宜超过700MPa，这是因为抗拉强度与扩孔率之间存在强烈相关性，即抗拉强度越高，其扩孔率越低。因此，钢中的碳含量控制在0.02～0.06％即可，优选范围为0.03～0.05％。

钢中碳含量的范围与Ti、Mo的加入量密切相关。加入的Ti和Mo应能够全部与碳结合形成纳米级碳化物(尺寸≤10nm)，否则多余的碳原子在高温卷取之后会形成少量珠光体组织，对扩孔性能不利。因此，C与Ti、Mo、N之间应满足0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％。

硅：硅也是钢中的基本元素，但在本发明中，硅并不是一个关键元素，其在炼钢过程起到部分脱氧的作用。硅在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大轧制工艺窗口；同时硅还有较强的固溶强化效果。但硅加入钢中后容易在轧制后的钢板表面形成不均匀分布的红铁皮，这些红铁皮在随后的酸洗过程中难以彻底去除。虽然带有红铁皮的钢板在后续的加工过程中对性能没有不良影响，但在构件的涂漆过程中，由于钢板表面红铁皮去除不彻底，涂漆之后构件表面容易产生色差，影响美观。换言之，硅在本发明中主要影响钢的涂漆性能。钢中Si的含量在0.2％以下时通常不会产生红铁皮现象，故本发明中将Si含量控制在Si≤0.2％。

锰：锰是钢中最基本的元素，同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知，锰是扩大奥氏体相区的重要元素，可以降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。在本发明中，为保证钢板的强度，锰含量应控制在1.0％以上，锰含量过低，过冷奥氏体不够稳定，容易转变为珠光体类型的组织；同时，锰的含量也不宜超过2.0％，炼钢时容易发生Mn偏析，同时板坯连铸时易发生热裂。因此，钢中锰的含量控制在1.0～2.0％，优选范围在1.2～1.6％之间。

磷：磷是钢中的杂质元素。磷极易偏聚到晶界上，钢中磷的含量较高(≥0.1％)时，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在0.015％以内较好且不提高炼钢成本。

硫：硫是钢中的杂质元素。钢中的硫通常与锰结合形成MnS夹杂，尤其是当硫和的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。故钢中硫含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。

铝：铝是钢中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。铝在本发明中的基本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中铝含量一般不低于0.02％；同时，若铝含量若超过0.08％，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中铝含量的控制水平，将钢中铝含量控制在0.02～0.08％即可。

氮：氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素，通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中氮的残余含量通常≤0.006％。这些固溶或游离的氮元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利。当钢中的氮含量超过0.006％时，带钢两侧很容易形成部分性或全长性锯齿裂缺陷。本发明中通过添加强碳化物或氮化物形成元素Ti，形成稳定的TiN从而固定氮原子。因此，氮的含量控制在0.006％以内且越低越好。

钛：钛是本发明中的重要元素之一。钛与钢中碳、氮原子有很强的结合力。本发明的成分设计思路主要是想获得细小弥散的纳米碳化物而不是氮化物。钛与氮的结合力大于钛与碳之间的结合力，为了尽量减少钢中TiN的形成量，钢中氮的含量应控制得越低越好。加入较高含量的钛主要目的是为了在奥氏体向铁素体转变过程中，在铁素体基体中形成更多的纳米级碳化物。

本发明中关键元素碳、钛和钼应满足一定的关系才能获得高强度高塑性微观组织。经过大量试验证实，碳与钛、钒含量须满足0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％，否则钢中形成的纳米级碳化物不能最大程度发挥弥散析出强化效果或者钢中可能出现少量珠光体组织，使得钢板的强度难以达到590MPa的高强度。纳米碳化物最佳析出温度主要与钛的含量密切相关。经过理论计算和试验证实，在高温卷取温度范围内(600～700℃)，钛可发挥最佳析出强化效果的含量范围在0.05～0.15％，故钢中钛含量控制在0.05～0.15％，优选范围为0.08～0.12％。

钼：钼也是本发明中的关键元素之一。钼与碳之间也有较强的结合力，但钼与碳结合形成的碳化物在奥氏体中有很大的固溶度。因此，与钛相比，MoC通常大部分在铁素体中析出。但钼与钛相比一个最大的优点是具有良好的高温热稳定性。试验已证实，单纯添加钛的高强钢中，TiC在600～700℃的高温卷取过程中粗化现象比较严重，钢卷缓慢冷却至室温后TiC的弥散强化效果会大大减弱。添加一定量的钼元素之后，由于形成(Ti,Mo)C，不仅需要钛原子的扩散，同时还需要钼元素的扩散，而钼的扩散过程是非常缓慢的。因此，使得(Ti,Mo)C的粗化过程比单一的TiC的粗化过程缓慢得多，从而使(Ti,Mo)C具有更高的热稳定性。同时，钛和钼的含量也必须控制在一定的范围内即0.25≤Ti/Mo≤1.5，才能达到最佳效果。根据试验结果，钼的含量控制在0.1～0.3％之间时，其与钛形成的(Ti,Mo)C具有最强的高温热稳定性。

氧：是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过铝脱氧之后一般都可以达到30ppm以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中氧含量控制在30ppm以内即可。

本发明所述590MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述化学成分进行冶炼、精炼、连铸成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度1230～1300℃，加热时间1～2小时；

3)热轧+冷却+卷取

开轧温度为1080～1200℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至600～700℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

本发明制造工艺设计的理由如下：

对于高Ti析出强化类型的高强钢而言，加热温度是一个很重要的工艺参数。与普通高强钢相比，高Ti钢更高的加热温度(1230～1300℃)主要目的是在加热的板坯中固溶尽可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶温度通常很高(≥1300℃)，在炼钢或连铸以及轧制过程的不同阶段均会析出，这就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低。因此，必须保证高的加热温度才有可能在最终的卷取过程中获得更多的纳米级碳化物，故本发明要求钢板的最低加热温度必须≥1230℃；加热温度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可承受的温度为限，通常≤1300℃。

对于高Ti钢而言，板坯的加热时间相对于加热温度而言，其影响要小得多。理论上而言，只要加热温度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解温度，其溶解速度较快。故在这一阶段，加热时间主要是以保证板坯能够均匀的烧透为主要目标。当然，加热时间也不能太长，否则高温未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，这些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中，板坯在加热炉中发生断坯现象。因此，根据板坯厚度不同，加热时间通常控制在1～2小时即可。

在轧制工艺设计上，为配合高Ti成分设计，钢坯的加热温度必须足够高(1230～1300℃)，以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中。在粗轧和精轧阶段，轧制过程的节奏应尽量快速完成，避免在粗轧和精轧阶段过多Ti的碳氮化物析出。这是因为在粗轧尤其是精轧处于奥氏体区，在此温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十微米，对最终的析出强化效果不大。因此，粗轧和精轧阶段应尽快完成以保留更多的Ti原子在卷取过程中析出。

本发明在终轧结束后应以较高冷速(≥100℃/s)快速水冷至卷取温度。这是因为，轧制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在很短时间内完成再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后的冷却过程发生铁素体相变时，形成的铁素体晶粒较为粗大，通常在10～20μm之间，对钢板的强度不利。本发明钢板组织设计思路为铁素体和纳米级碳化物为主的微观组织。

钢板的高强度来自两方面：一是纳米析出强化，二是细小的铁素体晶粒。根据经典的Orowan机制，纳米级碳化物对强度的贡献大约在200～400MPa之间。但仅有纳米析出强化尚不足以达到590MPa的高强度，钢板的高强度还必须来自于相对细小的铁素体晶粒，要达到590MPa的抗拉强度级别，铁素体晶粒的尺寸必须控制在10μm以下，这就需要钢板在终轧结束后必须快速冷却至所需的卷取温度。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力较大且易形成。因此，带钢终轧后的冷却速度应≥100℃/s，避免在连续冷却过程中形成铁素体，而应是在带钢卷取之后缓慢冷却的过程中形成细小的铁素体和纳米级碳化物。

本发明通过巧妙合理的成分设计，同时配合现有的热连轧工艺即可获得强度、塑性和扩孔性能优异的590MPa级纳米析出强化高强钢。本发明钢板组织为全铁素体和纳米析出相，其中铁素体平均晶粒尺寸≤10μm，纳米析出相尺寸为3～5nm。在抗拉强度达到590MPa高强度的同时，钢板具有≥20％的高延伸率。在成分设计上，高Ti含量的添加主要目的是为了在带钢卷取过程中析出弥散细小的纳米级碳化物，起到强烈的析出强化效果；而碳含量的设计一方面要保证强度，同时也要与Ti和Mo的含量相配合，Ti和Mo的含量需满足0.25≤Ti/Mo≤1.5；N、Ti和Mo含量必须满足如下关系：0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％，只有满足上述关系，同时配合所要求的轧制工艺，最终获得铁素体和纳米析出相(≤10nm)组成的微观组织，制备得到本发明所述具有高强度高塑性和高扩孔性的先进高强钢。

本发明的有益效果：

(1)本发明在成分设计上，采用Ti和Mo复合添加，同时精确控制Ti、Mo以及C、N含量，为相对经济的成分设计，同时采用终轧结束后快速冷却和高温卷取工艺，配合现有的热连轧产线就可以生产出具有高强度、高延伸率以及超高扩孔性能的的纳米析出强化型高强度高扩孔性带钢。

(2)本发明制造出屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥590MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥100％，且厚度≤6mm的热轧高强度双相钢板，表现出优异的强度、塑性和扩孔性能匹配，可应用于形状复杂的汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄的地方，具有良好的应用前景。

附图说明

图1为本发明实施例1钢的典型金相照片。

图2为本发明实施例2钢的典型金相照片。

图3为本发明实施例3钢的典型金相照片。

图4为本发明实施例4钢的典型金相照片。

图5为本发明实施例5钢的典型金相照片。

图6为本发明实施例3钢组织中铁素体晶内典型的纳米析出TEM照片。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的制造工艺参数，表3为本发明实施例钢的性能。

本发明实施例工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯或铸锭→钢坯(锭)加热→热轧+轧后冷却→钢卷，其中关键工艺参数参见表2。

图1-图5分别为实施例1-5试验钢的典型金相照片。从图1-图5可以看出，本发明钢板的显微组织为细小的全铁素体，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm。此外，通过透射电镜(TEM)观察了实施例3钢的纳米析出相，如图6所示。从图6可以看出，在铁素体晶粒内部弥散分布着大量的尺寸约为3～5nm的纳米析出相。正是由于这些细小近等轴铁素体和大量纳米级碳化物赋予钢板高强度和良好的塑性，而单一均匀的铁素体组织则赋予钢板超高的扩孔性能。

从表3可知，本发明可制造出590MPa级热轧高强度高扩孔钢，该钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥590MPa，延伸率≥20％，扩孔率≥100％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配。