CN109023053A - 一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢及生产方法 - Google Patents

一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢，其组分及wt%为：C：0.060～0.100%，Si：0.060～0.400%，Mn：1.20～2.00%，P：0.020%以下，S：0.010%以下，Als：0.015～0.070%，Cr：0.15～0.35%，Ti：0.010～0.035%，Nb：0.010～0.035%，N：0.006%以下；生产工艺：按照成分设定常规冶炼后铸坯；进行热轧工艺；进行冷轧工艺；自然冷却至室温，待用。本屈服强度达到360～440MPa，抗拉强度600～700MPa，伸长率19%以上，扩孔率45%以上；其微观组织为珠光体、贝氏体、铁素体和少量马氏体及残余奥氏体组织，从而保证了在有较高强度的同时，还具有较好的成形性能、翻边性能和碰撞吸能性能。

Description

一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种汽车安全结构件用钢及生产方法，确切地属于具有良好翻边性能的600MPa级多进行组织汽车安全结构件用钢及生产方法。
背景技术
汽车工业是工业发达国家中的支柱产业，也是钢铁企业最大的用户，在节能、环保、安全及可持续发展的要求下，高强和超高强度钢成为了汽车车身用钢的主流，从而达到汽车的轻型化、安全性等目的，为了发展汽车用高强度钢板，促使汽车轻量化，近年来在世界范围内开始了大量的相关汽车轻量化项目的研究，其研究的共同点是将汽车质量降低20％～40％。
先进高强钢是近年来出现的新型钢材，其与普通高强钢的主要区别是它们的显微组织不同。普通高强钢是单相铁素体组织，而先进高强钢基本上是多相组织，包括铁素体F(Ferrite)，马氏体M(Martensite)，贝氏体B(Bainite)和残余奥氏体(RetainedAustenite)。其强化方式除了固溶强化、沉淀强化、细晶强化外，还有相变强化，其中相变强化是先进高强钢的主要强化方式。与普通高强钢相比，先进高强钢成形性好，能量吸收率高，抗凹性好，烘烤硬化性能、屈服强度、加工硬化率高，好的疲劳性能等优点，在汽车工业显示了良好的应用前景。
多相钢主要组织为高比例的硬相(如贝氏体、马氏体)和细小的铁素体。通过马氏体和贝氏体以及析出强化的复合作用，复相钢的强度可达到600MPa以上，该系列钢具有较高的碰撞吸能性和翻边性能，特别适合于制作汽车的车门防撞杆、保险杠和B立柱等安全件和结构件。
经检索：
中国专利公开号为CN103290320A的文献，公开了“一种热轧复相钢及其生产方法”，其采用的是高硅低锰的成分设计，并在880-900℃终轧，590-620℃卷取的工艺。其虽屈服强度在750-800MPa，抗拉强度在820-950MPa，伸长率在14-20％，且为复相钢，但文献由于未涉及到用扩孔率数据来评估翻边性能，且表征塑性的伸长率指标也相对较低，其在冲压成形过程中易出现开裂问题。另外，其强度偏高，故其组织中的硬相比例偏高，其成形性和翻边性能也会偏低，同时与本发明提出的冷轧复相钢相比，表面质量相对要差。
中国专利公开号为CN103131946A的文献，公开了“一种低碳含磷冷轧复相钢及其制备方法”，其采用了C：0.08-0.12％，P:0.02-0.06％的成分设计。其冷轧钢板需在940-980℃保温2-8min，快速冷却至350-500℃，保温2-8min，水冷至室温。抗拉强度可达到840MPa以上，伸长率12％以上。该文献同样未涉及到扩孔率数据来评估重要的翻边性能，且此发明是通过将钢奥氏体化后快速冷却到贝氏体点发生贝氏体等温相变，然后在水淬到室温得到马氏体的方法得到超高强度，故其强度高，但其成形性能较差，成形过程中极易出现开裂、零件回弹严重等问题，同时根据其生产工艺具有较大的局限性，不适合工业化生产。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种屈服强度360～440MPa，抗拉强度600～700MPa，伸长率≥19％，扩孔率≥45％的具有良好翻边性能的600MPa级多相钢及生产方法。
实现上述目的的技术措施：
一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.060～0.100％，Si：0.060～0.400％，Mn：1.20～2.00％，P：0.020％以下，S：0.010％以下，Als：0.015～0.070％，Cr：0.15～0.35％，Ti：0.010～0.035％，Nb：0.010～0.035％，N：0.006％以下，余量为Fe和不可避免的杂质；其力学性能为：屈服强度为360～440MPa，抗拉强度为600～700MPa，伸长率≥19％，扩孔率≥45％，微观组织为铁素体体积比为40～60％，贝氏体体积比为20～40％，其余为珠光体、马氏体及残余奥氏体。
其在于：V的添加重量百分比含量不超过0.035％。
优选地：Cr的重量百分比含量在0.19～0.29％％。
生产一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢的方法，其步骤：
1)按照成分设定常规冶炼后铸坯，并控制铸坯中包过热度再25～40℃；
2)进行热轧工艺：
A、首先对铸坯加热，控制加热温度在1150～1220℃；
B、进行粗轧，控制粗轧除磷道次不低于3次，粗轧出口温度在1050～1090℃；
C、进行精轧，控制终轧温度在850～890℃；
D、进行冷却，采用前段冷却方式冷却至至卷取温度；
E、进行卷取，控制卷取温度在560～600℃；
3)进行冷轧工艺：
A、对带钢进行酸洗，并控制酸洗液温度在70～90℃；
B、进行冷轧，控制冷轧总压下率在54％～72％，冷轧后的带钢厚度在0.70～2.5mm；
C、进行连续退火：其间，控制均热段温度在830～850℃，缓冷段结束温度在620～640℃，快冷段结束温度在380～400℃；过时效温度在300～350℃，终冷段温度在100～180℃。
4)自然冷却至室温，待用。
本发明中各元素及主要工序的作用及机理
C：C是间隙强化元素，其特点是强化效果明显，原料成本低。其直接影响临界区处理后复相钢中贝氏体、马氏体等的体积分数，但是碳含量低(<0.06％)不易得到硬相组织，碳含量太高，钢的淬透性增强，在较低的冷却速度下就能获得大量的马氏体组织，而得不到贝氏体组织，因此碳含量要求控制在0.060～0.100％％，如果超出此范围，则材料的强度容易偏低或偏高。
Si：Si是铁素体的固溶强化元素，多相钢中加入硅的主要作用是扩大Fe-Fe3C相图中(α+γ)区，使临界区处理的温度范围加宽，改善多相钢的工艺性能，而且增大相图中A3线的倾斜度，这样就加大了热处理工艺的灵活性，从而有利于保持多相钢强度等性能的稳定性。因此碳含量要求控制在0.060～0.400％，硅含量过高或过低均达不到上述效果。
Mn：锰是典型的奥氏体稳定化元素，显著提高钢的淬透性，降低贝氏体和马氏体形成的临界冷却速度，从而有效的降低退火过程中快冷段的冷却速度，进而有利于得到贝氏体或马氏体组织。同时也是一种廉价的稳定奥氏体与强化合金元素。但高的锰含量(＞2.0％)在推迟珠光体转变的同时，也推迟贝氏体转变，使“工艺窗口”变小，贝氏体区右移，使钢对工艺条件的敏感性变大，不利于稳定批量生产。锰含量太低易引起珠光体转变，组织中难于形成足够量的贝氏体。因此锰含量要求控制在1.20～2.00％。
Als：铝是强脱氧元素，为了保证钢中的氧含量尽可能的低，需要添加一定量的铝，同时，可溶铝常用作微合金元素来结合钢中的氮，弥散很细的AlN阻止奥氏体晶粒的长大。在γ-α转变过程中，AlN起成核作用，从而加速奥氏体转变。AlN最主要的作用是细化晶粒并得到抗时效性。当Als含量不足0.010％时，不能发挥其效果；但添加多量的铝容易形成氧化铝团块。因此铝含量要求控制在0.015～0.070％。
Cr：铬在多相钢中的作用主要体现在其可增加奥氏体的稳定性和钢的淬透性，这两个相反作用共同影响制约着含铬钢中马氏体的体积分数。在较低的冷却速度下铬以影响过冷奥氏体的稳定性为主；在较高的冷却速度铬以影响奥氏体的体积分数为主。但是铬是推迟贝氏体转变最有效的元素，它推迟贝氏体相变的作用要比推迟珠光体相变的作用大得多。因此钢中铬含量要求控制在0.15～0.35％。
Ti、Nb、V：钛、铌和钒都是强碳化物形成元素，其加入多相钢中的作用是与碳、氮形成细小弥散的第二相颗粒，起到细化晶粒作用。其加入量过多会消耗钢中的碳，减少贝氏体、马氏体等硬相的生成，加入太少不能起到细化晶粒作用。因此钢中钛、铌和钒含量要求控制在Ti：0.010～0.035％，Nb：0.010～0.035％，V：不超过0.035％。
P、S、N：磷、硫、氮在钢中属于控制元素，应控制在最低的水平，根据钢厂生产实际，P：0.020％以下，S：0.010％以下，N：0.006％以下。
本发明之所以控制中包过热度在25～40℃，是为保证浇注温度稳定，从而合理匹配连铸冷却水，获得良好的铸坯质量。
本发明之所以控制铸坯加热温度在1150～1220℃，是由于过高的加热温度会导致铸坯组织过分粗大，从而影响轧制后的组织控制，过低的温度不能使合金成分充分固溶。
本发明之所以控制粗轧出口温度在1050～1090℃，是由于过低的粗轧温度不能保证带钢在精轧出口的温度。
本发明之所以控制精轧出口温度在850～900℃，是由于要保证精轧过程在单相奥氏体区完成，避免混晶问题出现。
本发明之所以控制卷取温度在560～600℃，是由于在此温度区间可以保证热轧板的组织为铁素体和珠光体，避免生成马氏体和贝氏体而造成热轧带钢的强度偏高。
本发明之所以控制冷轧总压下率在54％～72％，是由于在此以下率条件下可保证后续退火过程中能够使带钢完成充分再结晶，且能保证冷轧带钢顺利完成冷轧。
本发明之所以控制连续退火工序均热段温度在830～850℃，缓冷段结束温度在620～640℃，快冷段结束温度在380～400℃；过时效温度在300～350℃，终冷段温度在100～180℃，是由于在此均热温度下能保证带钢能在铁素体和奥氏体的两相区退火，同时能保证一定比例的奥氏体含量，通过控制缓冷段和快冷段出口温度，控制带钢的冷却速度保证最终产品各相的比例，达到设计要求。
本发明与现有技术相比，具有良好扩孔翻边性能和碰撞吸能性能，屈服强度达到360～440MPa，抗拉强度600～700MPa，伸长率19％以上，扩孔率45％以上；其微观组织为珠光体、贝氏体、铁素体和少量马氏体及残余奥氏体组织，从而保证了在有较高强度的同时，还具有较好的成形性能、翻边性能和碰撞吸能性能。
附图说明
图1为本发明钢板的金相组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表；
表3为本发明各实施例及对比例的性能检测情况列表。
本发明各实施例均按照以下步骤进行生产：
1)按照成分设定常规冶炼后铸坯，并控制铸坯中包过热度再25～40℃；
2)进行热轧工艺：
A、首先对铸坯加热，控制加热温度在1150～1220℃；
B、进行粗轧，控制粗轧除磷道次不低于3次，粗轧出口温度在1050～1090℃；
C、进行精轧，控制终轧温度在850～890℃；
D、进行冷却，采用前段冷却方式冷却至至卷取温度；
E、进行卷取，控制卷取温度在560～600℃；
3)进行冷轧工艺：
A、对带钢进行酸洗，并控制酸洗液温度在70～90℃；
B、进行冷轧，控制冷轧总压下率在54％～72％，冷轧后的带钢厚度在0.70～2.5mm；
C、进行连续退火：其间，控制均热段温度在830～850℃，缓冷段结束温度在620～640℃，快冷段结束温度在380～400℃；过时效温度在300～350℃，终冷段温度在100～180℃。
4)自然冷却至室温，待用。
表1 本发明各实施例及对比例的化学成分(wt.％)
表2 本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表
表3 本发明各实施例及对比例的性能检测情况列表
从表3可以看出，本发明钢具有合理的多相组织匹配，既保证了发明钢具有较高的强度，而且具有良好的成形性能和扩孔性能，能够满足车身零件成形翻边和吸能的要求。
本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (4)

1.一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.060～0.100%，Si：0.060～0.400%，Mn：1.20～2.00%，P：0.020%以下，S：0.010%以下，Als：0.015～0.070%，Cr：0.15～0.35%，Ti：0.010～0.035%，Nb：0.010～0.035%， N：0.006%以下，余量为Fe和不可避免的杂质；其力学性能为：屈服强度为360～440MPa，抗拉强度为600～700MPa，伸长率≥19%，扩孔率≥45%，微观组织为铁素体体积比为40～60%，贝氏体体积比为20～40%，其余为珠光体、马氏体及残余奥氏体。
2.如权利要求1所述的一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢，其特征在于：V的添加重量百分比含量不超过0.035%。
3.如权利要求1所述的一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢，其特征在于：Cr的重量百分比含量在0.19～0.29%%。
4.生产如权利要求1所述的一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢的方法，其步骤：
1）按照成分设定常规冶炼后铸坯，并控制铸坯中包过热度再25～40℃；
2）进行热轧工艺：
A、首先对铸坯加热，控制加热温度在1150～1220℃；
B、进行粗轧，控制粗轧除磷道次不低于3次，粗轧出口温度在1050～1090℃；
C、进行精轧，控制终轧温度在850～890℃；
D、进行冷却，采用前段冷却方式冷却至至卷取温度；
E、进行卷取，控制卷取温度在560～600℃；
3）进行冷轧工艺：
A、对带钢进行酸洗，并控制酸洗液温度在70～90℃；
B、进行冷轧，控制冷轧总压下率在54%～72%，冷轧后的带钢厚度在0.70～2.5mm；
C、进行连续退火：其间，控制均热段温度在830～850℃，缓冷段结束温度在620～640℃，快冷段结束温度在380～400℃；过时效温度在300～350℃，终冷段温度在100～180℃；
4）自然冷却至室温，待用。
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