一種590MPa級雙相鋼及其生產方法技術

本發明專利技術公開了一種590MPa級雙相鋼及其生產方法，其成分質量百分比為：C≤0.20％，Si≤1.80％，Mn≤2.00％，P≤0.050％，S≤0.015％，Nb≤0.10％，Ti≤0.10％，生產方法包括鐵水預處理－轉爐冶煉－合金微調站－LF－連鑄-熱連軋，熱連軋工藝為：加熱溫度為1150～1250℃，終軋溫度為800～900℃，軋后快速冷卻至650～750℃，空冷6～11秒，再快速冷卻至目標卷取溫度，卷取溫度為400～500℃。本發明專利技術通過合適的成分和工藝控制，實現鐵素體貝氏體兩相的精確控制和配比，可有效減少材料中軟硬兩相強度差及消除軟硬兩相界面，產品具有優異的強度－塑韌性匹配，延伸翻邊性能好。

【技術實現步驟摘要】

本專利技術涉及鋼鐵制造
，特別涉及。
技術介紹
雙相鋼按生產工藝分為熱軋、冷軋和鍍鋅雙相鋼，由于熱軋雙相鋼省去了附加熱處理工序，其焊接性和疲勞性也較熱處理雙相鋼好，因而成本更低、生產規模更大。在熱軋雙相鋼中，按組織類型區分主要有鐵素體馬氏體雙相鋼和鐵素體貝氏體雙相鋼。目前鐵素體馬氏體雙相鋼業已廣泛應用在汽車制造業，而鐵素體貝氏體雙相鋼的研究較少，它們均是針對不同的應用部件來進行設計的。由于不同汽車部件往往采用不同的成形加工方式，這需要根據高強鋼的不同組織性能特征進行選材和用材，才能收到最佳效果。像汽車車輪等部件，由于采用內緣翻邊成形或延伸凸緣成形，要求使用的鋼板具有高的擴孔率。對于傳統的鐵素體馬氏體雙相鋼來說，此種材料由軟質的鐵素體相保證延伸、而硬質的第二相提高鋼的強度。但由于這種兩相組織中基體相與第二相的硬度差別較大，不能保證高的擴孔率，通常在剪切加工或沖裁加工時，在剪切面附近易產生孔洞，由此導致翻邊性能下降。研究表明，與作為第二相的馬氏體相比，貝氏體組織對翻邊拉伸性能和斷裂韌性都有有利的影響，具有高的擴孔率-強度匹配。因此，鐵素體貝氏體雙相鋼，也稱為高擴孔鋼，更適用于較厚的且成形性尤其是翻邊拉伸性能要求較高的汽車支撐部件。由于貝氏體相轉變窗口窄，相變控制難度大。在板帶軋制生產過程中，實現對相變的精確控制，是生產鐵素體貝氏體雙相鋼的關鍵，高擴孔鋼的生產難點之一在于如何精確控制兩相的比例并沿帶鋼全長及寬度方向上獲得一致的性能。同時，為了改善材料的翻邊性能，還要考慮如何通過減少材料的兩相強`度差以及采取消除軟硬不同的兩相界面的方法，來抑制剪切孔洞生成并保證延伸翻邊成形。目前，國內外對于鐵素體貝氏體雙相鋼的生產方法，基本采用添加鉻、鑰等貴重金屬元素以控制過冷奧氏體的轉變，同時結合恒速軋制和分段冷卻來控制軋后鐵素體和貝氏體的轉變量，而貴重金屬的添加顯然會顯著導致成本大幅上升。
技術實現思路
針對現有技術的不足，本專利技術提供，該雙相鋼具有優異的強度-塑韌性匹配，通過合理的成分設計和工藝控制，實現鐵素體貝氏體兩相的精確控制和配比，有效減少材料中軟硬兩相強度差及消除軟硬兩相界面，使產品具有優異的延伸翻邊性能，并且該雙相鋼不添加貴重金屬元素鉻、鑰，大大降低了合金使用量，降低了合金成本。為解決上述技術問題，本專利技術采用的技術方案是:一種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比為:C0.04 0.12%, Mn0.8^2.00%,P^0.050%, S^0.015%, Nb(H).10%, Ti(H).10 %，余量為鐵和不可避免的雜質；優選為 C0.06 0.10 %, Mnl.40 1.60 %, P ^ 0.020 %, S ^ 0.010 %, Nb0.040 0.050 %,Ti0.010^0.025%。一種生產590MPa級雙相鋼的方法，包括鐵水預處理一轉爐冶煉一合金微調站一LF 一連鑄-熱連軋，所述熱連軋工藝為:加熱溫度為1150 1250°C，終軋溫度為800 9000C，軋后快速冷卻至65(T750°C，空冷6 11秒，再快速冷卻至目標卷取溫度，卷取溫度為400 500。。。為滿足材料的焊接性能要求，采用了低碳成分；同時從表面質量出發，沒有添加硅元素；為彌補碳、硅減少而導致的強度損失，采用了中錳成分，輔以鈮、鈦微合金化；而鈮、鈦微合金化不僅有利于細化晶粒，提高強度的作用，還可提高組織均勻性；微鈦的存在也有利于材料的焊接性能；同時，低碳、中錳和鈮、鈦微合金化的設計也具有在高溫區抑制珠光體轉變，促進鐵素體形核轉變，同時在中溫區縮短貝氏體轉變孕育期，促進貝氏體轉變的作用。在熱軋工藝方面，加熱溫度過高，則鑄態組織粗大，對組織均勻性不利，加熱溫度過低，則難以使鈮等合金元素充分固溶，并進而影響合金元素在隨后的軋制和冷卻過程中發揮作用；終軋溫度過高將減少鐵素體轉變形核能，減少鐵素體體積分數，溫度過低，則鐵素體轉變過多，不利于貝氏體體積分數的控制；而卷取溫度過高或過低，均難以形成貝氏體轉變。按本專利技術雙相鋼的生產方法，材料在終軋后以大于50°C /s的速度快速冷卻后進入鐵素體轉變區，首先在高溫段空冷過程中生成80%左右的鐵素體，再以大于50°C /s的速度快速冷卻進入貝氏體轉變區，在中溫段(400°C飛00°C)剩余20%左右的奧氏體在卷取保溫過程中轉變為貝氏體。低碳、鈮鈦微合金化和低溫終軋、軋后快速冷卻這幾方面的綜合作用，保證了鐵素體基體組織均勻細小，晶粒度為13級左右，具有較高的強度；而較低的碳含量保證了硬質相貝氏體較為純凈，碳基本以薄膜狀分布在貝氏體束之間，這一方面降低了貝氏體與鐵素體兩相之間的強度差，另一方面也使貝氏體具有較好的韌性。通過合適的成分和工藝控制，實現了鐵素 體貝氏體兩相的精確控制和配比。本方法與國內外傳統方法相比:(1)不添加貴重金屬元素鉻、鑰，只采用微量鈮鈦合金化來生產鐵素體貝氏體雙相鋼，大大降低了合金使用量，化學成分簡單，容易穩定控制，并有效地節約了資源，可大幅度降低合金成本；(2)不添加硅元素，有效地保證了材料熱軋或酸洗后的表面質量；(3)產品具有優異的強度一塑韌性匹配，抗拉強度達590MPa以上，延伸率達25%以上，可較好地滿足較高焊接性、疲勞性、成形性尤其是翻邊拉伸性能要求的汽車支撐部件的需要；尤其是具有極為優異的擴孔性能，擴孔率最高可達170%。附圖說明圖1飛是實施例1飛雙相鋼組織金相圖；圖6是實施例1生產的雙相鋼酸洗后表面形貌。具體實施例方式實施例1一種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比見表I，余量為鐵和不可避免的雜質。一種生產590MPa級雙相鋼的方法，包括鐵水預處理一轉爐冶煉一合金微調站一LF—連鑄-熱連軋，所述熱連軋工藝為:加熱溫度為1180°C，終軋溫度為870°C，軋后快速冷卻至671°C，空冷8.4秒，再快速冷卻至目標卷取溫度，卷取溫度為416°C ;軋制成的鋼板厚度為2.3mm。實施例2一種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比見表I。一種生產590MPa級雙相鋼的方法，包括鐵水預處理一轉爐冶煉一合金微調站一LF 一連鑄-熱連軋，所述熱連軋工藝為:加熱溫度為1250°C，終軋溫度為883°C，軋后快速冷卻至685°C，空冷10.2秒，再快速冷卻至目標卷取溫度，卷取溫度為431°C;軋制成的鋼板厚度為3.2mm。實施例3一種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比見表I。一種生產590MPa級雙相鋼的方法，包括鐵水預處理一轉爐冶煉一合金微調站一LF 一連鑄-熱連軋，所述熱連軋工藝為:加熱溫度為1200°C，終軋溫度為869°C，軋后快速冷卻至668°C，空冷7.8秒，再快速冷卻至目標卷取溫度，卷取溫度為402°C ;軋制成的鋼板厚度為3.8mm。實施例4一種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比見表I。一種生產590MPa級雙相鋼的方法，包括鐵水預處理一轉爐冶煉一合金微調站一LF 一連鑄-熱連軋，所述熱連軋工藝為:加熱溫度為1175°C，終軋溫度為823°C，軋后快速冷卻至670°C，空冷8.3秒 ，再快速冷卻至目標卷取溫度，卷取溫度為452°C ;軋制成的鋼板厚度為4.0mm。實施例5一種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比見表I。一種生產590MPa級雙本文檔來自技高網...

【技術保護點】
一種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比為：C0.04~0.12％，Mn0.8~2.00％，P≤0.050％，S≤0.015％，Nb0~0.10％，Ti0~0.10％，余量為鐵和不可避免的雜質。

【技術特征摘要】
1.種590MPa級雙相鋼，其成分質量百分比為:C0.04 0.12 %, Mn0.8 2.00 %,P彡0.050%, S彡0.015%，Nb(H).10%，Ti(H).10%，余量為鐵和不可避免的雜質。2.權力要求I所述的雙相鋼，其特征在于:其成分質量百分比為:C0.06 0.10%,Mnl.40^1.60%, P ^ 0.020%, S ^ 0.010%, Nb...

【專利技術屬性】
技術研發人員：谷海容，張建，劉永剛，楊興亮，潘紅波，舒宏富，胡學文，張宜，聞成才，
申請(專利權)人：馬鞍山鋼鐵股份有限公司，
類型：發明
國別省市：