CN112575267A - 一种高扩孔复相钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种高扩孔复相钢,其微观组织为铁素体+贝氏体,高扩孔复相钢的化学元素质量百分比为:C:0.06‑0.09%,Si:0.05‑0.5%,Al:0.02‑0.1%,Mn:1.5‑1.8%,Cr:0.3‑0.6%,Nb≤0.03%,Ti:0.05‑0.12%,余量为Fe和其他不可避免的杂质。此外,本发明还公开了一种上述的高扩孔复相钢的制造方法,其包括步骤:(1)冶炼和铸造;(2)加热;(3)热轧;(4)除磷;(5)层流冷却:控制豫迟时间为0‑8s,层流冷却冷速为40‑70℃/s;(6)卷取;(7)平整;(8)酸洗。该高扩孔复相钢可以同时满足扩孔和塑性较好的需要。
Description
技术领域
本发明涉及一种钢种及其制造方法,尤其涉及一种复相钢及其制造方法。
背景技术
随着汽车强量化发展,越来越多的车型采用80kg级别的热轧酸洗钢板生产汽车底盘件,如控制臂、横拉杆、弹簧座等。例如汽车底盘件如控制臂其在成型过程包括冲压,翻边,扩孔等;因此其不但对强度和延伸率有一定的要求,更对扩孔性能有一定的要求。
公开号为CN103602895A,公开日为2014年2月26日,名称为“一种抗拉强度780MPa级高扩孔钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种抗拉强度780MPa级高扩孔钢板及其制造方法,其Si含量为0.5-1.5%,含量较高,容易形成铁橄榄石(2FeO-SiO2)氧化铁皮的形成而难以去除,难以获得较高等级表面的带钢。同时由于钢板表面的红铁皮较难控制,导致在热轧测温过程中,难以准确测量,导致产品性能不稳定性。
公开号为CN108570604A,公开号为2018年9月25日,名称为“一种780MPa级热轧酸洗高扩孔钢带及其生产方法”的中国专利文献公开了一种780MPa级热轧酸洗高扩孔钢及其生产方法,其成分Al含量为0.2-0.6%,含量较高,连铸过程容易氧化,同时其采用的是三段冷却方式,生产稳定性较低。
公开号为CN105483545A,公开日为2016年4月13日,名称为“一种800MPa级热轧高扩孔钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种800MPa级热轧高扩孔钢板及其制造方法,其成分含有0.2-1.0%Si,Si含量相对较高,表面容易形成红铁皮,不利于表面和卷取温度的控制。同时含有0.03-0.08Nb,Nb含量也相对较高,成本较高,且轧后需进行分段冷却,冷却工艺复杂。
在现有技术中,材料的强度越高,材料的长度和宽度稳定性就会越难控制。基于此,期望获得一种高扩孔复相钢,其兼具良好的扩孔性能和冷成形性能,且可以实现稳定化制造生产。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高扩孔复相钢,该高扩孔复相钢可以同时满足扩孔和塑性较好的需要,并且与传统材料低合金高强度钢、铁素体马氏体双相钢相比,该高扩孔复相钢的两相为铁素体、贝氏体,因此硬度差较小,使得其具有良好的扩孔性能和冷成形性能。
为了实现上述目的,本发明提出了一种高扩孔复相钢,其微观组织为铁素体+贝氏体,高扩孔复相钢的化学元素质量百分比为:
C:0.06-0.09%,Si:0.05-0.5%,Al:0.02-0.1%,Mn:1.5-1.8%,Cr:0.3-0.6%,Nb≤0.03%,Ti:0.05-0.12%,余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明所述的高扩孔复相钢中,各化学元素的设计原理如下所述:
C:在本发明所述的高扩孔复相钢中,考虑到碳含量的高低很大程度上决定了钢板的抗拉强度级别,碳用于固溶强化和形成足够的析出强化相,以保证钢的强度,但碳的质量百分比较高会使碳化物颗粒粗大,不利于扩孔性能,而碳的质量百分比太低则会使钢板的强度降低,为了保证钢种强度下即能高扩孔,又具备良好的成形和焊接性能,在本发明所述的技术方案中控制C的质量百分比为0.06-0.09%。
Si:在本发明所述的高扩孔复相钢中,硅起到固溶强化作用,提高钢板的强度,同时添加硅可加大加工硬化速率和给定强度下的均匀延伸率和总延伸率,有助于改善钢板的延伸率。此外,硅还可以阻止碳化物的析出,减少珠光体相的出现。但是钢中含硅容易使钢板表面形成铁橄榄石(2FeO-SiO2)氧化铁皮的表面缺陷,对表面质量有不良影响。同时红铁皮的出现不利于热轧过程中温度的控制,最终导致不利于产品性能的稳定性。基于此,本发明所述的高扩孔复相钢将硅的质量百分比控制为0.05-0.5%。
Al:在本发明所述的高扩孔复相钢中,Al是钢的脱氧元素,减少钢中的氧化物夹杂、纯净钢质,有利于提高钢板的成形性能,但是铝的质量百分比较高,会产生氧化,进一步影响连铸生产。基于此,在本发明所述的高扩孔复相钢中将Al的质量百分比控制为0.02-0.1%。
Mn:在本发明所述的高扩孔复相钢中,锰是固溶强化元素,锰的质量百分比较低,会导致强度不足,但是锰的质量百分比较高会导致钢板的塑性降低。锰同时推迟珠光体转变,提高钢的淬透性且降低贝氏体转变温度,使钢的组织亚结构细化,并保证获得板条亚结构组织,在保证产品抗拉强度的前提下,同时具有良好的成形性。基于此,在本发明所述的高扩孔复相钢中将Mn的质量百分比控制在1.5-1.8%。
Cr:在本发明所述的高扩孔复相钢中,铬使CCT曲线中珠光体和铁素体的孕育期增长,抑制珠光体和铁素体的形成,有利于贝氏体组织的形成,最终有利于强度和扩孔率的提升,铬的质量百分比小于0.15%时,对CCT曲线影响不显著,但Cr的质量百分比较高时,则会导致成本较高。基于此,在本发明所述的高扩孔复相钢中将Cr的质量百分比控制在0.3-0.6%。
Nb:在本发明所述的高扩孔复相钢中,铌是重要的析出强化和细晶强化元素之一,在轧制结束后的冷却中或卷取后以细小析出的形式存在,利用析出强化来提高强度。同时铌的存在有利于细化晶粒,提高强度和韧性,同时缩小铁素体和贝氏体基体之间的强度差,从而有利于扩孔率的提升,但当Nb的质量百分比高于0.03%时,Nb的强化效果接近饱和,并且成本较高。因此,在本发明所述的高扩孔复相钢中,将Nb的质量百分比控制在Nb≤0.03%。考虑到当Nb的质量百分比低于0.015%时,NbC析出不足,难以发挥析出强化的目的,因此,在一些优选的实施方式中,可以优选地将Nb的质量百分比设置为0.015-0.03%。
Ti:在本发明所述的高扩孔复相钢中,钛是重要的析出强化和细晶强化元素之一,钛在本案中起到的作用有两个,一是与钢中的杂质元素氮结合形成TiN,这是因为钢中游离的氮原子对钢的冲击韧性不利,加入微量钛可将游离的氮固定,有利于扩孔率的发挥和提升冲击韧性;二是与铌配合,起到最佳的细化奥氏体晶粒的作用和析出强化作用。但在本案中Ti的质量百分比不宜太多,容易形成尺寸较大的TiN,对钢的冲击韧性不利。因此,在本发明所述的高扩孔复相钢中,控制Ti的质量百分比为Ti:0.05-0.12%。
进一步地,在本发明所述的高扩孔复相钢中,其中Nb元素含量为0.015-0.03%。
进一步地,在本发明所述的高扩孔复相钢中,在其他不可避免的杂质中,P≤0.03%,S≤0.02%,N≤0.005%。
上述方案中,不可避免的杂质元素应当控制的越低越好,但是考虑到成本控制以及工艺限制,因而,可以控制P≤0.03%,S≤0.02%,N≤0.005%。其中,将N的质量百分比控制在N≤0.005%是因为:氮在高温条件下就与钛反应形成TiN颗粒析出,过大的TiN颗粒会成为钢板局部变形微裂纹,最终影响扩孔率,因此必须对钢中氮含量进行控制。
而对于P而言,将P的质量百分比控制在P≤0.03%是因为:钢中磷一般固溶在铁素体中,降低钢的韧性,但高磷对焊接性不利,同时晶界处磷偏聚,不利于带钢的扩孔性能,故应尽量减少磷含量。
在上述方案中,将S的质量百分比控制在S≤0.02%是因为:硫含量和硫化物的形态是影响成形性的主要因素,硫化物的数量越多,尺寸越大,对扩孔性能越不利。
进一步地,在本发明所述的高扩孔复相钢中,其化学元素质量百分含量满足下列各式的至少其中之一:
0.2%≤Cr-0.5(Si+Al)≤0.42%;
0.08%≤3.3Nb+Ti≤0.20%。
在上述方案中,控制0.2%≤Cr-0.5(Si+Al)≤0.42%,以使得珠光体和铁素体转变区往右移,推迟珠光体和铁素体的转变,有利于贝氏体相的形成,从而达到高强度和高扩孔的目的。
另外,在本技术方案中,限定Nb、Ti的质量百分比满足0.08%≤3.3Nb+Ti≤0.20%,以控制析出强化约100-200MPa,并且可以在采用高钛成分设计时,不添加铌并同时达到本案所需要的高扩孔以及塑性要求的目的,同时还可以达到降低成本的目的。
进一步地,在本发明所述的高扩孔复相钢中,其微观组织具有微合金析出物,微合金析出物包括(Ti,Nb)C以及NbN。
进一步地,在本发明所述的高扩孔复相钢中,其抗拉强度与化学元素质量百分含量满足:
抗拉强度Rm=343+789×C+170×Si+132×Mn+195×Cr+843×(Nb+Ti)-207×Al,抗拉强度Rm量纲为MPa。
在本技术方案中,基于上述公式和本案的化学元素成分配比,抗拉强度Rm一般在790~850MPa。
进一步地,在本发明所述的高扩孔复相钢中,其横向抗拉强度≥780MPa,屈服强度≥700MPa,延伸率A50≥15%,冲孔扩孔率≥50%。
相应地,本发明的另一目的还在于提供一种上述的高扩孔复相钢的制造方法,通过该制造方法可以获得具有良好的扩孔性能和冷成形性能的高扩孔复相钢。
为了达到上述发明目的,本发明提出了上述的高扩孔复相钢的制造方法,其包括步骤:
(1)冶炼和铸造;
(2)加热;
(3)热轧:控制总压下率≥80%,控制粗轧在再结晶区域轧制,粗轧出口温度为1020-1100℃;精轧过程采用准恒速轧制工艺,精轧速度控制在6-12m/s,控制轧钢加速度≤0.005m/s2;控制终轧温度为840-900℃;
(4)除磷;
(5)层流冷却:控制豫迟时间为0-8s,层流冷却冷速为40-70℃/s;
(6)卷取;
(7)平整;
(8)酸洗。
在本发明所述的制造方法中,控制热轧的总压下率≥80%;同时保证粗轧在再结晶区域轧制,以及避免奥氏体区的微合金析出;粗轧出口温度控制在1020-1100℃;精轧过程采用准恒速轧制工艺,轧钢加速度≤0.005m/s2,精轧的速度控制在6-12m/s;终轧温度控制为840-900℃之间,在未再结晶区域轧制,用于细化晶粒,同时有利于形变诱导析出;在保证目标温度的前提下,恒速轧制时时保证空冷时间的稳定,有利于豫迟冷却时间的控制。
此外,在层流冷却中,采用前段冷却和豫迟控制冷却模式有利于晶粒的回复和微合金析出,主要通过控制精轧带钢的速度和起始阀门的位置,以控制豫迟时间在0-8s,层流冷却冷速为40-70℃/s。
此外,可以在一些优选的实施方式中,采用连铸工艺,并且控制过热度、二冷水、以及适当的轻压下,以控制连铸坯的中心偏析。
进一步地,在本发明所述的制造方法中,在步骤(2)中,加热温度为1200-1260℃。
上述方案中,考虑到为了使得Ti和Nb的充分固溶,可以将加热温度设置在1200-1260℃,并且保温1~3h以更好地获得有利效果。而当温度超过1260℃时,会有晶粒粗化的趋势,不利于钢板的韧性;同时氧化铁皮较厚,不利于氧化铁皮的除磷,因此优选地将加热温度设置为1200-1260℃
进一步地,在本发明所述的制造方法中,在步骤(4)中,除磷压力控制为15-35MPa。
上述方案中,考虑到铁橄榄石(2FeO-SiO2)会导致钢的氧化层致密,当热轧表面氧化铁皮除磷效果不好时,破碎的氧化皮表面由于粗糙度较大,在层流冷却过程中会减少水的流动,局部水的囤积会进一步的影响带钢的局部性能,影响了带钢局部冷却不均匀,因此除磷效果不好不仅会导致材料表面的差异,还会导致性能的差异,基于此,可以优选地高压除磷水系统,并且将除磷压力控制为15-35MPa。
进一步地,在本发明所述的制造方法中,在步骤(6)中,卷取温度为480-560℃。
上述方案中,控制卷取温度为480~560℃,以控制贝氏体转变和微合金析出。其中,卷取温度高,会导致铁素体和珠光体含量较多,不利于扩孔率的提升;卷取温度较低,铁素体含量较少,同时析出量较少,并有可能出现马氏体组织,延伸率较低。因而,控制卷取温度在480-560℃之间可以解决延伸率和扩孔率之间的匹配问题。
进一步地,在本发明所述的制造方法中,在步骤(7)中,平整轧制力控制为100-800吨,并且满足平整延伸率≤1.5%。
在一些优选的实施方式中,在步骤(8)中,酸洗速度控制在60-100m/min,酸洗过程最后的一个酸洗酸槽温度控制80-90℃、铁离子浓度控制为30-40g/L。
本发明所述的高孔扩复相钢具有如下所述的优点以及有益效果:
本发明所述的高扩孔复相钢可以同时满足扩孔和塑性较好的需要,并且与传统材料低合金高强度钢、铁素体马氏体双相钢相比,本案的高扩孔复相由于两相为铁素体、贝氏体,硬度差较小,使得其具有良好的扩孔性能和冷成形性能。
此外,本发明所述的制造方法也同样具有上述的优点以及有益效果。
附图说明
图1为实施例1的高扩孔复相钢的金相显微组织图。
图2为实施例1的高扩孔复相钢的SEM显微组织图。
图3示意了表面良好的带钢的表面氧化皮表面形貌。
图4示意了表面NG1的带钢的表面氧化皮表面形貌。
图5示意了实施例3的高扩孔复相钢在不同平整变形量下力学性能的变化。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的高扩孔复相钢及其制造方法做进一步的解释和说明,然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-7以及对比例1-6
上述实施例1-7的高扩孔复相钢及其制造方法以及对比例1-6的对比钢板采用以下步骤制得:
(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造,采用转炉炼钢,钢水经过RH真空脱气处理、LF炉脱硫处理,其中控制P≤0.015%,S≤0.005%。连铸时,控制过热度、二冷水、以及适当的轻压下,以控制连铸坯的中心偏析。
(2)加热:加热温度为1200-1260℃。
(3)热轧:控制总压下率≥80%,控制粗轧在再结晶区域轧制,粗轧出口温度为1020-1100℃;精轧过程采用准恒速轧制工艺,精轧速度控制在6-12m/s,控制轧钢加速度≤0.005m/s2;控制终轧温度为840-900℃。
(4)除磷:除磷压力控制为15-35MPa。
(5)层流冷却:控制豫迟时间为0-8s,层流冷却冷速为40-70℃/s。
(6)卷取:卷取温度为480-560℃。
(7)平整:平整轧制力控制为100-800吨,并且满足平整延伸率≤1.5%。
(8)酸洗:酸洗速度控制在60-100m/min,酸洗过程最后的一个酸洗酸槽温度控制80-90℃、铁离子浓度控制为30-40g/L。
表1列出了实施例1-7的高扩孔复相钢及其制造方法以及对比例1-6的各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt%,余量为Fe和除了P、S以及N以外的其他不可避免的杂质)
表2列出了实施例1-7的高扩孔复相钢及其制造方法以及对比例1-6的对比钢板的具体工艺参数。
表2.
按照按ISO/DIS16630标准中规定的扩孔率测试方法执行,实验样片的尺寸为150×150mm,冲孔的尺寸为Φ10mm,将余隙规定为12.5%,用60°的圆锥重头从剪切面测进行扩孔,求出裂纹贯通板厚时刻的内径d。如果将扩孔前的内径设定为d0,则由下式求出极限扩孔值λ%。极限扩孔值λ%=(d-d0)/d0×100%。拉伸标准取沿横向JIS 5#拉伸试样测定力学性能;180°折弯性能按照GB/T232-2010标准执行。
表3列出了实施例1-7的高扩孔复相钢及其制造方法以及对比例1-6的对比钢板的力学性能测试结果。
表3.
由表3可以看出,本案各实施例的高扩孔复相钢的横向抗拉强度≥780MPa,屈服强度≥700MPa,延伸率A50≥15%,冲孔扩孔率≥50%。
结合表1可以看出,对比例1中Cr-0.5(Si+Al)不满足0.2%≤Cr-0.5(Si+Al)≤0.42%要求,和实施例1进行对比,两者采用相同的工艺制度,但对比例1中Si含量较高,容易形成铁橄榄石(2FeO-SiO2)氧化铁皮的形成而难以去除,难于获得较高等级表面的带钢,同时由于表面的红铁皮较难控制,导致在热轧测温过程中,难以准确测量,导致产品性能不稳定性,有铁橄榄石(2FeO-SiO2)的部位强度过高,延伸率较低。在表1中,对比例2中Cr-0.5(Si+Al)不满足0.2%≤Cr-0.5(Si+Al)≤0.42%要求,和实施例1进行对比,两者采用相同的工艺制度,但对比例2不利于贝氏体组织的转变,组织中大量的多边形铁素体和珠光体,不利于强度的提升和扩孔率的提升。而在表1中,对比例3和实施例2进行对比,可以发现对比例2的Ti含量较低,不满足0.08%≤3.3Nb+Ti≤0.20%;两者采用相同的工艺制度,但对比例3晶粒细化作用较小,并且析出强化作用较弱,抗拉强度不能达到780MPa以上。
另外,结合表2可以看出,对比例4中,加热温度相对较低,不利于Ti和Nb的固溶,在后续冷却和卷取过程中不利于Nb和Ti的细小碳化物析出,不利于强度的提升。而对比例5采用较低的卷取温度,过冷组织中会有一定量的马氏体,不利于延伸率和扩孔率的提升。对比例6采用较大的平整量,相对于实施例1,延伸率损失3.4%。
对比热轧的不同表面状态对力学性能均匀性的影响,采用实施例4的成分及工艺,通过设置不同的除鳞压力,以获得具有不同表面状态的带钢,其中表面处理效果越不好,其表面粗糙度越大,对应的强度越高,延伸率越低。
表4列出了不同表面状态对力学性能的影响。此外,图3和图4分别显示了不同的表面状态的形貌。其中,图3示意了表面良好的带钢的表面氧化皮表面形貌,图4示意了表面为“NG1”的带钢的表面氧化皮表面形貌。
表4.
厚度/mm | 除磷压力/MPa | 表面粗糙度/μm | Rp0.2/MPa | Rm/MPa | A50/% | |
表面良好 | 3.5 | 20 | 1.33 | 706 | 789 | 20.1 |
表面NG1 | 3.5 | 8 | 4.78 | 835 | 897 | 13.5 |
表面NG2 | 3.5 | 5 | 5.34 | 864 | 937 | 11.8 |
表面NG3 | 3.5 | 9 | 3.15 | 760 | 856 | 14.5 |
图1为实施例1的高扩孔复相钢的金相显微组织图。
图2为实施例1的高扩孔复相钢的SEM显微组织图。
结合图1和图2可以看出,本案中的高扩孔复相钢的微观组织为铁素体+贝氏体,微观组织具有微合金析出物,所述微合金析出物包括(Ti,Nb)C以及NbN。
图5示意了实施例3的高扩孔复相钢在不同平整变形量下力学性能的变化。
如图5所示,随着平整量的增加,强度有上升的趋势。
综上所述,本发明所述的高扩孔复相钢可以同时满足扩孔和塑性较好的需要,并且与传统材料低合金高强度钢、铁素体马氏体双相钢相比,本案的高扩孔复相由于两相为铁素体、贝氏体,因此硬度差较小,同时使得其具有良好的扩孔性能和冷成形性能。此外,本发明所述的制造方法也同样具有上述的优点以及有益效果。
需要说明的是,本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例,所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术,包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物,在先公开使用等等,都可纳入本发明的保护范围。
此外,本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式,本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合,除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是,以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例,随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的,均应属于本发明的保护范围。
Claims (12)
1.一种高扩孔复相钢,其特征在于,其微观组织为铁素体+贝氏体,所述高扩孔复相钢的化学元素质量百分比为:
C:0.06-0.09%,Si:0.05-0.5%,Al:0.02-0.1%,Mn:1.5-1.8%,Cr:0.3-0.6%,Nb≤0.03%,Ti:0.05-0.12%,余量为Fe和其他不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的高扩孔复相钢,其特征在于,其中Nb元素含量为0.015-0.03%。
3.如权利要求1所述的高扩孔复相钢,其特征在于,在其他不可避免的杂质中,P≤0.03%,S≤0.02%,N≤0.005%。
4.如权利要求1所述的高扩孔复相钢,其特征在于,其化学元素质量百分含量需要满足下列各式之一:
0.2%≤Cr-0.5(Si+Al)≤0.42%;
0.08%≤3.3Nb+Ti≤0.20%。
5.如权利要求1所述的高扩孔复相钢,其特征在于,其微观组织具有微合金析出物,所述微合金析出物包括(Ti,Nb)C以及NbN。
6.如权利要求1-5中任意一项所述的高扩孔复相钢,其特征在于,其抗拉强度与化学元素质量百分含量满足:
抗拉强度Rm=343+789×C+170×Si+132×Mn+195×Cr+843×(Nb+Ti)-207×Al,其中抗拉强度Rm量纲为MPa。
7.如权利要求6所述的高扩孔复相钢,其特征在于,其横向抗拉强度≥780MPa,屈服强度≥700MPa,延伸率A50≥15%,冲孔扩孔率≥50%。
8.如权利要求1-7中任意一项所述的高扩孔复相钢的制造方法,其特征在于,包括步骤:
(1)冶炼和铸造;
(2)加热;
(3)热轧:控制总压下率≥80%,控制粗轧在再结晶区域轧制,粗轧出口温度为1020-1100℃;精轧过程采用准恒速轧制工艺,精轧速度控制在6-12m/s,控制轧钢加速度≤0.005m/s2;控制终轧温度为840-900℃;
(4)除磷;
(5)层流冷却:控制豫迟时间为0-8s,层流冷却冷速为40-70℃/s;
(6)卷取;
(7)平整;
(8)酸洗。
9.如权利要求8所述的制造方法,其特征在于,在所述步骤(2)中,加热温度为1200-1260℃。
10.如权利要求8所述的制造方法,其特征在于,在所述步骤(4)中,除磷压力控制为15-35MPa。
11.如权利要求8所述的制造方法,其特征在于,在所述步骤(6)中,卷取温度为480-560℃。
12.如权利要求8所述的制造方法,其特征在于,在所述步骤(7)中,平整轧制力控制为100-800吨,并且满足平整延伸率≤1.5%。
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