CN107653419A - 一种Nb‑Ti微合金化590MPa级钢板及其制备方法 - Google Patents

一种Nb‑Ti微合金化590MPa级钢板及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于金属板带生产领域,具体涉及一种低成本Nb‑Ti微合金化590MPa级高扩孔性能钢板及其制备方法。本发明Nb‑Ti微合金化590MPa级钢板,其化学成分按重量百分比组成为:C0.06~0.09%,Si≤0.15%,Mn1.45~1.60%,Nb0.030~0.040%,P≤0.02%,S≤0.003%,Als0.015~0.050%,Ti0.020~0.035%,其余为Fe及不可避免的杂质。本发明所得钢板具有成本低、屈服强度高、抗拉强度高、延伸率高、扩孔率高等优点。

Description

一种Nb-T i微合金化590MPa级钢板及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明属于金属板带生产领域,具体涉及一种低成本Nb-Ti微合金化590MPa级高 扩孔性能钢板及其制备方法。
背景技术
[0002] 随着汽车工业的快速发展,同时能源问题日益严重,汽车轻量化已经成为各个厂 家和材料领域科技工作者急需解决的问题。汽车领域的发展对材料要求越来越高,特别是 汽车车轮及一些底盘零部件对材料的扩孔性能提出了高的要求。通常材料强度超过一定值 时,通过控乳、控冷得到的细晶铁素体其焊接性能恶化严重,制约了细晶强化钢向更高强度 的发展。同时,单一铁素体钢的扩孔性能要高于贝氏体或马氏体双相钢。
[0003] CN201610450212.9公开了一种590MPa级热乳高强度高扩孔钢及其制造方法,该钢 化学成分重量百分比为C:0.02〜0.06%,Mn: 1.0〜2.0% :
Figure CN107653419AD00031
0.003%,A1:0.02〜0.08%,
Figure CN107653419AD00032
,Ti :0 ·05〜0 · 15%,Mo:0· 1〜0· 3%,但是该技术方 案中添加了Mo,合金成本高。
[0004] CN201310464989.7公开了抗拉强度590MPa级具有高扩孔性能的铁素体贝氏体钢 及其生产方法,其化学成分(::0.05〜0.10%,5丨:0.10〜0.50%,]\111:0.80〜1.50%,?:0.03 〜0.06%
Figure CN107653419AD00033
,0:0.20〜0.60%,恥:0.03〜0.06%,厶1:0.01〜0.06%,所述组织 为铁素体加贝氏体,该技术方案添加Cr,合金成本增加,同时在此成分体系下贝氏体窗口工 艺狭窄,热乳工艺复杂难以稳定控制。
发明内容
[0005] 针对现有590MPa级钢板扩孔率差、成本高等缺陷,本发明在于提供一种590MPa级 热乳高强度高扩孔钢板及其制造方法,该热乳高强度高扩孔钢的屈服强度
Figure CN107653419AD00034
,抗拉 强度
Figure CN107653419AD00035
,延伸率
Figure CN107653419AD00036
扩孔率
Figure CN107653419AD00037
,表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配,可 广泛应用于车轮等汽车结构复杂冷成形件。
[0006] 本发明所要解决的第一个技术问题是提供一种Nb-Ti微合金化590MPa级钢板,其 化学成分按重量百分比组成为:C 0.06〜0.09%,
Figure CN107653419AD00038
,Mn 1.45〜1.60%,Nb 0.030 〜0.040%:
Figure CN107653419AD00039
,Als 0.015〜0.050%,Ti 0.020〜0.035%,其余为Fe 及不可避免的杂质。
[0007] 本发明所要解决的第二个技术问题是提供上述Nb-Ti微合金化590MPa级钢板的生 产方法。该方法包括以下步骤:采用常规转炉冶炼方法制备钢坯,控制钢坯成分为C 0.06〜 0.09%;
Figure CN107653419AD000310
,Mn 1.45〜1.60%,Nb 0.030〜0.040%,
Figure CN107653419AD000311
,Als 0.015〜0.050%,Ti 0.020〜0.035%,其余为Fe及不可避免的杂质;将钢坯加热至1200〜 1240 °C ;粗乳,控制总变形量在80 %以上,同时控制后三道次每道次变形量大于20 % ;过热 卷箱;精乳,控制精乳入口温度低于1030°C,终乳温度为850〜890 °C ;精乳结束后以25〜60 °C/s冷速冷却至600〜640 °C卷取后空冷即可。
[0008] 优选的,上述Nb-Ti微合金化590MPa级钢板的生产方法中,所述加热至1200〜1240 °C 保持 120 〜240min。
[0009] 优选的,上述Nb-Ti微合金化590MPa级钢板的生产方法中,所述粗乳共乳制5道次, 每道次变形量大于20 %。
[0010] 本发明的有益效果:
[0011] ⑴本发明在成分设计上,采用Nb-Ti复合添加,同时精确控制Nb-Ti以及C、N含量, 为经济的成分设计;配合特殊的热连乳产线,同时采用终乳结束后快速冷却和适当卷取工 艺,生产出了具有高强度、高延伸率以及超高扩孔性能的纳米析出强化型高强度高扩孔性 带钢。
[0012] (2)本发明所得钢板屈服强度
Figure CN107653419AD00041
,抗拉强度
Figure CN107653419AD00042
,延伸率
Figure CN107653419AD00043
,扩孔 率
Figure CN107653419AD00044
,且厚度
Figure CN107653419AD00045
的热乳高强度钢板,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、车轮等需要高强高扩孔性能要求的汽车零部件,具有广阔的 市场前景。
附图说明
[0013] 图1为本发明钢板金相组织形貌,主要是铁素体加微量珠光体;
[0014] 图2为本发明钢板SEM形貌。
具体实施方式
[0015] 本发明低成本Nb-Ti微合金化590MPa级高扩孔性能钢板,其化学成分按重量百分 比组成为:C 0.06〜0.09%,Si彡0·15%,Μη 1.45〜1.60%,Nb 0.030〜0·040%,Ρ彡 0.02%,S彡0·003%,Als彡0.015〜0·050%,Ti 0.020〜0.035%,其余为Fe及不可避免的 杂质。
[0016] 本发明上述低成本Nb-Ti微合金化590MPa级高扩孔性能钢板的生产方法,采用常 规转炉冶炼工艺,铁水脱硫—转炉冶炼复合吹炼—脱氧、合金化—炉后小平台补喂Al线— LF精炼加热—连铸后得到钢坯,该过程合金化控制成分含量为
Figure CN107653419AD00046
0.15%,Mnl.45〜1.60%,Nb 0.030〜0.040%,
Figure CN107653419AD00047
0.050%,Ti 0.020〜0.035%,其余为Fe及不可避免的杂质;然后板坯加热—高压水除鳞— 粗乳—热卷箱卷取—精乳—层流冷却—卷取—包装入库。
[0017] 上述Nb-Ti微合金化590MPa级钢板的生产方法,包括以下步骤:
[0018] A、采用常规转炉冶炼工艺,铁水脱硫—转炉冶炼复合吹炼—脱氧、合金化—炉后 小平台补喂Al线—LF精炼加热—连铸后得到钢坯,该过程合金化控制成分含量为C 0.06〜 0.09%,
Figure CN107653419AD00048
,Mn 1.45〜1.60%,Nb 0.030〜0.040%:
Figure CN107653419AD00049
Als 0.015〜0.050%,Ti 0.020〜0.035%,其余为Fe及不可避免的杂质;
[0019] B、钢坯加热温度控制在1200〜1240 °C,既保证板坯充分受热、合金元素充分固溶, 又防止奥氏体晶粒的异常长大;控制总变形量在80%以上,后三道次控制每道次变形量大 于20%,保证奥氏体再结晶,细化奥氏体晶粒;粗乳后的钢坯过热卷箱卷取;再精乳,精乳入 口温度低于1030°C,终乳温度为850〜890°C ;精乳后采用前段冷却工艺,以25〜60°C/S冷速 冷却至600〜640 °C卷取。
[0020] 其中,本发明利用Nb在高温时析出的特点可有效控制奥氏体晶粒度的大小,由于 Nb的析出物对晶界有强烈的钉扎作用,可以有效细化晶粒。同时,加入较高含量的Ti以保证 在热乳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。
[0021] 其中,本发明热乳要充分考虑Nb-Ti微合金强化的特殊性,Nb析出温度高,可以有 效阻止奥氏体粗化。为配合含Ti成分设计,钢坯加热温度必须足够高,为1200〜1240Γ,以 保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中。本发明含Ti钢板坯加热时间相对于加热温度影响 要小得多,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,所以在板坯 加热阶段主要是以保证板坯能够均匀烧透为主要目标。加热时间太长时,高温析出的TiN有 可能长大和粗化,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120〜240min即可。
[0022] 其中,本发明粗乳过程保证每道次的压下可以有效细化奥氏体晶粒。粗乳控制总 变形量在80%以上,后三道次控制每道次变形量大于20% 的析出物通常在600〜900°C 之间,精乳过程有一部分形变诱导析出,这一部分的析出可以提高强度,但是在焊接过程这 一部分析出物容易回溶,对焊接性能改善效果小。因此,粗乳和精乳阶段应尽快完成以保留 更多的Ti原子析出。
[0023] 其中,本发明钢板的高强度来自三方面:一是纳米析出强化,二是细小的铁素体晶 粒,三是Mn元素等提供的固溶强化。由Or 〇 wan机制可知,纳米级碳化物对强度的贡献大约在 200〜400MPa之间,钢板的高强度还必须来自于相对细小的铁素体晶粒及固溶强化,要达到 590MPa的抗拉强度级别,铁素体晶粒的平均晶粒尺寸必须控制在12级以上,这就需要钢板 在终乳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,带钢终乳后的冷却速度应25〜60 °C/s使带钢快速冷却至合适的卷取 温度,使带钢获得形成针状铁素体和纳米碳化物组成的组织,避免在连续冷却过程中形成 块状铁素体,从而获得590MPa级高强度高扩孔钢。
[0024] 本发明低成本590MPa级热乳铁素体贝氏体双相钢,通过常规转炉冶炼、连铸后,成 品钢的化学成分为:C 0.06〜0.09%,
Figure CN107653419AD00051
,Mn 1.45〜1.60%,Nb 0.030〜0.040%,
Figure CN107653419AD00052
,Als 0.015〜0.050%,Ti 0.020〜0.035%,其余为Fe及不可避免 的杂质;将连铸所得板坯加热到1200〜1240 °C保温粗乳,根据成品厚度的不同,200〜250mm 厚的板坯经过5道次粗乳,每道次变形量必须
Figure CN107653419AD00053
,根据成品厚度不同,中间坯厚度不同, 经过粗乳后的钢坯随后进行热卷箱卷取,所述热卷箱可以为无芯移送热卷箱,在所述热卷 箱中实现中间坯头尾互换,以保证钢坯通长的温度均匀;同时去除二次氧化铁皮以保证钢 坯板面光洁;中间坯经热卷箱卷取之后即进行移位开卷,进入精乳区进行精乳,精乳入口温 度低于1030°C,终乳温度范围为850〜890°C,精乳后采用前段冷却工艺,以25〜60°C/S冷速 冷却至600〜640 °C卷取。
[0025] 本发明通过巧妙合理的成分设计,同时配合热连乳工艺即可获得强度、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度在11.5以上,纳米析出相尺寸为5-7〇11111。在抗拉强度达到59010^高 强度的同时,延伸率多23 %,扩孔率多100 %。在成分设计上,Nb-Ti微合金化可以在较高的 工艺窗口条件下得到细小的晶粒同时析出弥散细小的纳米级碳化物,起到强烈的析出强化 效果及细晶强化效果。
[0026] 下面是本发明的实施例,本实施例于攀钢2050热乳机组乳制。表1是本发明实施例 的化学成分,表2是热乳工艺控制值,表3是钢卷的力学性能。
[0027] 表1实施例的化学成分
[0028]
Figure CN107653419AD00061
[0029] 表2实施例的热乳工艺控制值
[0030]
Figure CN107653419AD00062
[0031] 表3实施例的钢卷的力学性能
[0032]
Figure CN107653419AD00063

Claims (4)

1. Nb-Ti微合金化590MPa级钢板,其特征在于:其化学成分按重量百分比组成为:C 0.06〜0.09%,Si彡0·15%,Μη 1.45〜1.60%,Nb 0.030〜0·040%,Ρ彡0.02%,S彡 0.003%,Als 0.015〜0.050%,Ti 0.020〜0.035%,其余为Fe及不可避免的杂质。
2. 权利要求1所述的Nb-Ti微合金化590MPa级钢板的生产方法,其特征在于:包括以下 步骤:采用常规转炉冶炼方法制备钢坯,控制钢坯成分为C 0.06〜0.09%,Si彡0.15%,Mn 1.45〜1.60%,Nb 0.030〜0·040%,Ρ彡0.02%,S彡0.003%,Als 0.015〜0.050%,Ti
0.020〜0.035 %,其余为Fe及不可避免的杂质;将钢坯加热至1200〜1240°C ;粗乳,控制总 变形量在80 %以上,同时控制后三道次每道次变形量大于20 % ;过热卷箱;精乳,控制精乳 入口温度低于1030°C,终乳温度为850〜890°C ;精乳结束后,以25〜60°C/s冷速冷却至600 〜640 °C卷取后空冷即可。
3. 根据权利要求2所述的Nb-Ti微合金化590MPa级钢板的生产方法,其特征在于:所述 加热至1200〜1240°C保持120〜240min。
4. 根据权利要求2所述的Nb-Ti微合金化590MPa级钢板的生产方法,其特征在于:所述 粗乳共乳制5道次,每道次变形量大于20 %。
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