CN102943203B - 屈服强度为700MPa级的热轧H型钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种屈服强度为700MPa级热轧H型钢及其制备方法，其化学成分为：C：0.08-0.20wt%、Si：0.20-0.80wt%、Mo：0-0.10wt%、Mn：1.20-2.00wt%、P≤0.015wt%、S≤0.0030wt、Al：0.035-0.080wt%、N：0.0030-0.0060wt%、V：0.150-0.400wt%、Ti：0.05-0.09wt%，余量为Fe和杂质。采用万能轧制技术，开轧温度不低于1180℃，终轧温度不低于840℃，采用空冷或缓冷，获得主要为铁素体和析出相的组织，呈弥散分布的析出相为5-20nm的主要成分为钒的碳化物。本发明热轧H型钢屈服强度大于700MPa，具有良好的力学性能，制造方法简便实用。
Description
技术领域
本发明属于高强度H型钢领域，具体涉及到一种屈服强度为700MPa级的热轧H型钢及其制备方法。
背景技术
汽车大梁在行驶过程中受到各种冲击、扭转等复杂应力的作用，因此对制造材料的要求十分严格，这种制造材料不仅需要很高的强度，而且还要求有良好的韧性和冷弯成形性，属于比较典型的高强度低合金钢品种。经过检索，有许多专利涉及到汽车大梁钢板。申请号为200810036415.9的中国专利中热轧钢的化学成分为C：0.05-0.10wt%、Si≤0.10wt%、Mn:1.1-1.85wt%、P≤0.025wt%、S≤0.0030wt%、Al:0.015-0.060wt%、N≤0.0060wt%、Nb:0.015-0.050wt%、V:0.015-0.150wt%、Ti:0.015-0.150wt%、Ca≤0.0050wt%，余量为Fe和杂质，生产工艺采用控轧控冷，冷却速度为30-50℃/s,强度可以达到550-700MPa。另外，申请号为200510100421.2、200510047632.4、200510047633.9的中国专利以及日本专利JP11343536中所涉及的产品也为钢板材。汽车大梁用钢板或带钢经过切块、拼装、焊接等工序完成。
申请号为02136738.8的中国专利涉及的铁素体和纳米析出相的方法为300-700℃之间进行多道次大变形轧制的方法,得到的铁素体晶粒尺寸在100nm-1μm之间，纳米第二相颗粒在1nm-100nm之间。申请号为200680029135的中国专利以及相同的US2009095381A1、EP1918396A1中在钢材中获得了尺寸为10nm左右的碳化物强化相。
焊接H型钢由三块板焊接而成,经过切块、拼装、焊接等工序,其截面尺寸,形状的准确率较差.而热轧H型钢由万能轧机轧制而成,一次成型,截面尺寸准确,精度高，残余应力小而不需要矫正工序，同时节约劳动时间,缩短生产周期，提高生产效率，因此热轧H型钢汽车大梁成为汽车行业的发展趋势。由于减轻车重、降低油耗、减少环境污染和提高安全性等方面的要求，高强度热轧H型钢汽车大梁具有很好的应用前景。目前，高屈服强度的热轧性H型钢一般都是500～630MPa级别的。对于更高级别的高屈服强度的热轧型钢，现在市场上仍然是空白。
发明内容
本发明的一个目的在于提供一种屈服强度700MPa级的热轧H型钢并提供该钢的制造方法。
为了开发热轧H型钢大梁，同时开发可用于建筑等其他用途的高强度热轧H型 钢，本发明采用Si-Mo-Mn-V-Ti-Al系钢种，通过轧制和冷却，利用5－20nm大小的钒的纳米碳化物进行强化，设计并制造了一种屈服强度700MPa级的热轧H型钢。
本发明提供了一种屈服强度700MPa级热轧H型钢，该钢的化学成分为C：0.08-0.20wt%、Si：0.20-0.80wt%、Mo：0-0.10wt%、Mn:1.20-2.00wt%、P≤0.015wt%、S≤0.0030wt、Al:0.035-0.080wt%、N：0.0030-0.0060wt%、V:0.150-0.400wt%、Ti:0.05-0.09wt%，余量为Fe和杂质。
本发明的屈服强度700MPa级的热轧H型钢成分如上所示，选择此范围的主要理由如下：
C：碳元素可与钢中的钒、钛等元素形成碳化物或者碳氮化物，在铁素体中的固溶碳元素可以提高基体的强度，但碳元素过高会降低钢材的塑性和韧性，因此本发明限定碳元素含量为0.08-0.20t%。
Si:在钢中不形成碳化物，固溶在铁素体中的硅具有固溶强化的作用，并且能够降低奥氏体中碳元素的扩散速度，推迟铁素体和珠光体相变反应，即使铁素体和珠光体CCT（continuous cooling transformation，连续冷却相变）曲线右移，增长相变过程中碳化物的析出时间。但硅会提高韧脆转变温度。因此硅的合理范围是0.20-0.80wt%。
Mo:提高钛、铌、钒等在奥氏体中的固溶度，细化从铁素体中析出的碳化物；在MC型碳化物（M为钛、铌、钒）中置换碳化物中的钛、钒等元素，形成复合碳化物。但钼元素会增加钢的淬透性，而且价格较高，因此限制钼元素的范围为0-0.10wt%。
Mn:锰是钢中提高强度的主要元素之一，也是提高钢的淬透性的有效元素。本发明中锰作为一种主要的添加元素可以强化铁素体基体，同时使铁素体和奥氏体两相区下移。过高的锰含量会降低铁素体生成温度，使沉淀相太过细小而影响强化效果，锰元素合理范围是1.20-2.00wt%。
P、S:钢中的杂质元素，含量应越低越好。上限范围为P≤0.015%,S≤0.003%
Al:铝与氧有很强的亲和力，可用来脱氧，铝能与N形成细小而弥散的AlN，可细化晶粒，同时消耗钢中的氮元素，降低TiN，VN等氮化物的生成。在一般的钢中主要起脱氧和细化晶粒的作用，提高材料韧性；铝和碳亲和力小，不会形成碳化物。Al含量过多，会增加浇注难度，因此控制铝元素含量为0.035-0.080wt%。
N：可与钢中的Al等形成氮化物，抑制晶粒长大；同时Ti、V等元素形成细小的碳氮化物，提高材料强度，氮元素的最优范围是0.0030-0.0060wt%。
V：铁素体形成元素，强烈缩小奥氏体区，可形成VC或V4C3碳化物，钒的碳化物析出温度较低，可在铁素体形成过程或在铁素体形成后析出，颗粒细小的碳化物具 有沉淀强化的作用，可提高钢材强度300-400MPa。V含量的过度增加，增大碳化物尺寸，降低强化效果，因此V合理的成分范围为0.150-0.400wt%。
Ti:碳化物形成元素，高温析出的氮化物可以阻止晶粒长大。钢中含量过多的钛在冷却过程中会形成粗大的Ti(C,N),降低对再结晶晶粒的钉扎效果，因此钢中限定Ti含量为Ti:0.05-0.09wt%。
该发明钢的碳当量计算公式为Cev=C+Mn/6+(Ti+V)/5，焊接当量公式为Pcm=C+Si/30+Mn/20+Mo/15+V/10，其中C、Si、Mn、Cr、Ti、Mo、V为钢中该元素含量。所述碳当量为钢或铸铁中碳元素的含量，合金钢中除碳元素外各种合金元素对钢材的强度与可焊性也起着重要作用。为便于表达这些材料的强度性能和焊接性能便通过大量试验数据的统计简单地以碳当量来表示。焊接当量则用来评价钢的可焊接性。
本发明提供了屈服强度700MPa级的热轧H型钢的制造方法，该方法包括冶炼、浇注、加热、轧制、分段、冷却、矫直等工序，其中冷却工序前不需要经过加热，轧件分段后直接进入冷却工序。
冶炼：按如下的化学成分配比进行制造：C：0.08-0.20wt%、Si：0.20-0.80wt%、Mo：0-0.10wt%、Mn:1.20-2.00wt%、P≤0.015wt%、S≤0.0030wt%、Al:0.035-0.080wt%、N：0.0030-0.0060wt%、V:0.150-0.400wt%、Ti:0.05-0.09wt%，余量为Fe和杂质。
浇注：采用连铸机、模铸设备或者其他设备浇注成连铸坯或铸锭。
加热：连铸坯或铸坯加热温度为1150-1250℃。
轧制：采用万能轧机轧制，轧制过程分为开坯，粗轧、精轧、分段两段，铸坯加热到出炉温度后，经过高压水除鳞装置清除表面氧化铁皮，进入粗轧工序，在二辊可逆开坯机上往复轧制7～11道次后，完成开坯工序；利用热锯切除轧件头、尾端余料。切除余料后的轧件由辊道送入万能粗轧机组往返轧制3～5次，完成粗轧工序；轧件再进入万能精轧机组轧制1次，完成精轧工序。
分段：精轧后的轧件按照规定尺寸进行切割分段。
冷却：分段后的轧件在冷床上进行空冷。
矫直：对冷却后的H型钢进行矫直，提高外形精度。
优选的，碳当量范围是0.40<Cev<0.52，焊接当量Pcm<0.27。
优选的，铸坯加热时间为80-120分钟。
优选的，轧制过程的开轧温度不低于1180℃，终轧温度不低于840℃。
优选的，在冷床上进行直立冷却或翻钢冷却。
对于微合金化钢来说，本领域技术人员公知微合金化元素形成MC型碳化物， 其中M代表金属元素Ti和V，Ti和V可部分相互置换，形成(Ti，V)C和(V，Ti)C。根据M中Ti和V的比重可分为含Ti的碳化物(Ti，V)C和含V的碳化物(V，Ti)C。由于化学计量比的变化和Ｎ元素在碳化物中的溶解，含V的碳化物可为(V,Mo)(C,N)或(V,Mo)4(C,N)3。在较高的温度下析出含Ti的碳化物，能够细化晶粒；在更低的温度下在铁素体内部才析出含V的碳化物，具有沉淀强化作用，能够提高合金的强度。两种碳化物的理想体积比约为钛元素和钒元素的原子体积比。复合添加微合金化元素Ti和V可以显著提高材料的性能。基于以上设计原理，本发明采用新的合金成分和第二相强化机制来制造成本较低的700MPa高强度热轧H型钢，金相组织为铁素体基体或铁素体基体加少量珠光体，在铁素体基体上分布的第二相颗粒主要为碳化物，其主要成分为VC或V4C3碳化物。
本发明的优点：不单纯依靠添加钼等合金元素提高强度，而是通过复合添加微合金化元素Ti和V，而且V含量显著大于Ti含量，在基体形成5－20nm大小的含钒碳化物进行第二相强化，使屈服强度提高300-400MPa，通过较低的成本达到了高强度的性能。本发明钢中碳化物化学计量比接近(V,Mo)(C,N)或(V,Mo)4(C,N)3，可在铁素体形成过程和形成后析出。轧制过程中，只有少量含Ti的碳化物析出，轧制力容易达到；由于含V的碳化物析出温度较低，终轧后的冷却过程中才会析出，而且不需要控制冷却，空冷即可析出细小的含V的碳化物；整个制造过程对组织生产的设备条件要求低，易于实现。
附图说明
图1为热轧H型钢微观组织的场发射扫描电镜图。
图2为热轧H型钢微观组织的透射电镜图。
图3为热轧H型钢微观组织的EDX谱图。
具体实施方式
以下用实施例是对本发明更详细的描述，这些实施例是对本发明最佳实施方式的简单描述，并不是对本发明的范围有任何限制。
表1实施例化学成分（wt%）
| 序号 | C | Si | Mn | V | Mo | Al | Ti |
| 实施例1 | 0.12 | 0.25 | 1.22 | 0.41 | 0.11 | 0.08 | 0.06 |
| 实施例2 | 0.18 | 0.71 | 1.34 | 0.21 | 0.04 | 0.03 | 0.05 |
| 实施例3 | 0.20 | 0.79 | 1.22 | 0.31 | 0 | 0.03 | 0.06 |
| 实施例4 | 0.08 | 0.20 | 2.00 | 0.15 | 0.10 | 0.035 | 0.09 |
| 实施例5 | 0.08 | 0.71 | 2.00 | 0.15 | 0.03 | 0.08 | 0.05 |
| 实施例6 | 0.08 | 0.25 | 1.80 | 0.40 | 0.10 | 0.07 | 0.09 |
| 实施例7 | 0.20 | 0.25 | 1.75 | 0.30 | 0.02 | 0.03 | 0.07 |
按照表1所示的化学成分冶炼，并浇铸成320×410mm连铸坯，连铸坯加热温度为1220℃，保温90分钟。采用万能轧机轧制，轧制过程分为开坯，粗轧、精轧、分段两段，铸坯加热到出炉温度后，经过高压水除鳞装置清除表面氧化铁皮，进入粗 轧工序，在二辊可逆开坯机上往复轧制7～11道次后，完成开坯工序；利用热锯切除轧件头、尾端余料。切除余料后的轧件由辊道送入万能粗轧机组往返轧制3～5次，完成粗轧工序；轧件再进入万能精轧机组轧制1次，完成精轧工序,轧制后规格为396×196×7×11。开轧温度为1200℃,终轧温度为980℃,冷床直立冷却，开冷温度为780℃，冷却方式为空冷。
按标准GB/T2975-1998和GB/T 228-2010对实施例1-7进行力学性能实验，测试结果见表2
表2实施例拉伸性能
| 序号 | 屈服强度(MPa) | 抗拉强度(MPa) | 延伸率(%) |
| 实施例1 | 702 | 816 | 13.0 |
| 实施例2 | 731 | 823 | 12.0 |
| 实施例3 | 743 | 971 | 10.0 |
| 实施例4 | 682 | 836 | 12.0 |
| 实施例5 | 724 | 871 | 12.0 |
| 实施例6 | 710 | 842 | 11.0 |
| 实施例7 | 715 | 820 | 12.0 |
对发明实例2进行微观组织研究，场发射扫描电镜照片和透射电镜照片分别如图1和图2所示。实例2钢材的微观组织为铁素体和少量珠光体，铁素体晶粒内部分布着碳化物，透射电镜形貌像显示碳化物尺寸为5－10nm,图3中的EDX结果表明，铁素体中析出相主要是含钒的碳化物，其为VC或V4C3碳化物。其他实施例内的微观组织内的碳化物尺寸分布则为6-20nm。
发明人还尝试了不添加金属钒的合金钢，其具体组成如表3所示：
表3对比实施例的合金及其参数
对比合金1内，由于没有添加金属钒，相应的体系内也不存在对应的钒的碳化物，由于缺乏钒的碳化物的强化作用，导致屈服强度降低。
另外，公开号为CN 101928881A的中国专利公开的合金钢中由于不含钒的碳化物，其强度也只有相应的590MPa。已经公开的其他专利文献，包括JP2006063394JP2003/016614、JP2006305700、US4415376、US 2006096678等已经公开的专利内钒的含量均不在本发明的范围内，且由于制备的工艺的差别，导致合金组织内不包括钒的碳化物，其强度均小于本发明的范围。
Claims (5)
1.一种屈服强度为700MPa级的热轧H型钢，其特征在于，所述H型钢按重量比具有如下化学组成：C：0.08-0.20wt％、Si：0.20-0.80wt％、Mo：0-0.10wt％、Mn:1.20-2.00wt％、P≤0.015wt％、S≤0.0030wt、Al:0.035-0.080wt％、N：0.0030-0.0060wt％、V:0.150-0.400wt％、Ti:0.05-0.09wt％，余量为Fe和杂质；
所述H型钢为铁素体单相组织，且铁素体晶粒内部分布着尺寸为5-20nm的主要成分为钒的碳化物的析出相；所述钒的碳化物为VC或者V4C3；所述H型钢的基体中有5-20nm大小的含钒碳化物。
2.根据权利1要求所述的屈服强度为700MPa级的热轧H型钢，其特征在于，碳当量Cev按照Cev＝[C]+Mn/6+(Ti+V)/5计算时，其范围是0.40<Cev<0.52；焊接当量Pcm按照Pcm＝C+Si/30+Mn/20+Mo/15+V/10计算时，Pcm<0.27；
式中C、Mn、Ti、V、Si、Mo分别代表C元素、Mn元素、Ti元素、V元素、Si元素、Mo元素在H型钢内的重量百分比。
3.一种制备权利1～2任一所述的屈服强度为700MPa级的热轧H型钢的方法，其特征在于，所述的方法包括冶炼、浇注、加热、轧制、分段、冷却、矫直工序，且轧制后不经过热处理即进入冷却程序；所述冷却工艺中冷却方式为空冷或缓冷，在冷床上直立冷却或翻钢冷却。
4.根据权利3要求所述的屈服强度为700MPa级的热轧H型钢的制备方法，其特征在于，所述加热工序中铸坯加热温度为1150-1250℃，加热时间为80-120分钟。
5.根据权利3要求所述的屈服强度为700MPa级的热轧H型钢的制备方法，其特征在于，所述轧制工序中开轧温度不低于1180℃，终轧温度不低于840℃。
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Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant |