CN114015934B

CN114015934B - 一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢及生产方法

Info

Publication number: CN114015934B
Application number: CN202111207987.0A
Authority: CN
Inventors: 杜明; 刘斌; 谭佳梅; 刘亮; 宋畅; 赵江涛; 熊飞; 何亚元
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-10-18
Filing date: 2021-10-18
Publication date: 2023-02-28
Anticipated expiration: 2041-10-18
Also published as: CN114015934A

Abstract

一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢，其组分及wt%为：C：0.06~0.10%，Si：0.05~0.20%，Mn：1.30~1.60%，P≤0.015%，S≤0.005%，Als：0.02~0.06%，Nb：0.035~0.050%；工艺：经冶炼及浇注成坯后对铸坯加热；粗轧;精轧；冷轧；卷取。本发明既保证抗拉强度在600MPa级，且碳含量低，焊接性能优良，性能稳定，屈服强度≥500MPa，伸长率A≥20%；钢基体形成F+B双相组织，冷成形性能优良且还能使钢板的生产难度低。

Description

一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢及生产方法

技术领域

本发明涉及一种600MPa级热轧钢及生产方法，确切地属于600MPa级热连轧双相组织桥壳钢及生产方法。

背景技术

汽车桥壳用钢作为商业用汽车三大总成之一底盘系统的重要组成部分，目前钢板用量占整体汽车钢板用量的4％左右，驱动桥壳应具有足够的强度和刚度，同时还应具有良好的韧性以及疲劳寿命。载重汽车车桥大多采用钢板经冷冲压或热冲压成形后焊接处理，因此要求钢板具有良好冲压成形性能和较高伸长率的同时还需要具有良好的焊接性能。

国内桥壳生产多使用代用钢种主要是16Mn、Q345C、Q420C、Q460C等普通C-Mn结构钢，存在成形性能差、废品率高、产品质量不稳定等问题。2016年国家制定下发了专用桥壳钢标准GB/T 33166《汽车桥壳用热轧钢板和钢带》；国外桥壳钢均有专用牌号，如：日本的SAPH440、SHP45、GW3300等，德国的TL-VW 1114Ti、TL-VW 1128、TL-VW 1206、TL-VW 1490等。目前桥壳钢标准的强度均最高到Q460级别，无更高牌号标准。

中国专利公开号为CN104213019A的文献，公开了“一种600MPa级汽车桥壳钢及其生产方法”的文献。在该专利文献所公开的技术方案中，化学成分以质量百分比计含有C：0.21％-0.26％；Si：0.51％-0.6％；Mn：1.1％～1.5％；Al：0.01％～0.06％；P：≤0.02％；S：≤0.01％；V：0.05％-0.06％；N：0.012％-0.016％；其余为Fe及不可避免杂质，其中，V：N≤5：1。其通过控制V和N元素的含量的同时，控轧控冷，最终获得600MPa级汽车桥壳用热轧带钢。其存在：由于C含量偏高，致焊接性能较差；且Si含量较高，使钢板表面易出现“虎皮纹”质量缺陷，致在汽车桥壳制造过程中易出现较多质量问题。

中国专利公开号为CN105239013A的文献，公开了“一种冷加工成形用桥壳钢及其制造方法”的文献。在该专利文献所公开的技术方案中，化学成分以质量百分比计含有C:0.08～0.18％，Si:0.10～0.45％，Mn：1.2～2.5％，Ti:0.01～0.05％，Al:0.02～0.35％，P:≤0.02％，S:≤0.010％，V:0.02～0.10％，Nb:0.015～0.10％，Cr:0.02～0.5％，其余为Fe及不可避免的杂质。实现了降低成本的同时保证了冷加工成形用桥壳钢的焊接性能，最终获得600MPa级汽车桥壳钢板。其存的不足：C、Si含量虽然不高，但Ti含量要求在0.01～0.05％的区间，钢中“有效钛”含量控制易波动，会造成钢板力学性能出现较大波动；Cr含量在0.02～0.5％，造成成本较高；由于金相组织为铁素体+珠光体，会导致在冷冲压变形中易出现工件开裂现象。

中国专利公开号为CN110079740A的文献，公开了“一种高韧性热轧530MPa级汽车冷冲压桥壳钢板及其制造方法”的文献。其通过在成分设计上采用不添加V，适当调高Mn含量，并添加一定量的Si、Nb、Ti等，使得钢的表面质量和强度均满足桥壳钢的冷冲压和焊接加工处理；屈服强度ReL≥375MPa，抗拉强度Rm≥530MPa，断后伸长率A≥26％，0℃的冲击功KV2≥180J，晶粒度8～10级，带状级别1～3级，可实现10～16mm规格冷冲压加工成型。其存在：C含量要求在0.12～0.16，属于包晶钢，其易产生铸坯质量缺陷，成材率相对较低；再金相组织为铁素体+珠光体，强度也偏低，在冷冲压变形时易出现开裂现象。

现有抗拉强度达到600MPa的桥壳钢均存在碳含量较高、生产成本较高、冷成形性能不良等技术难题，不能适用于更高端汽车及汽车轻量化的要求。

发明内容

本发明在于克服现有技术存在的抗拉强度600MPa级的桥壳钢，由于金相组织为铁素体+珠光体，含碳量高、冷成形容易出现工件开裂的不足，提供一种既保证抗拉强度在600MPa级，且还能使钢板的生产难度低，钢板的焊接性能、塑性及疲劳性能优良的热连轧桥壳钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.06～0.10％，Si：0.05～0.20％，Mn：1.30～1.60％，P≤0.015％，S≤0.005％，Als：0.02～0.06％，Nb：0.035～0.050％，其余为Fe及杂质；金相组织铁素体及贝氏体。

优选地：所述:C的重量百分比含量在0.063～0.091％,Si的重量百分比含量在0.05～0.141％,Mn的重量百分比含量在1.321～1.552％,Als的重量百分比含量在0.0235～0.0565％,Nb的重量百分比含量在0.038～0.046％。

生产一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢的方法，其步骤：

1)经冶炼及浇注成坯后对铸坯加热：控制第二加热段及均热末段温度均在1280～1320℃，其加热及均热时间均不低于70min，总在炉时间控制在不低于160min；

2)进行粗轧，并控制粗轧出口温度在1080～1120℃；中间坯厚度控制在38～45mm；

3)进行精轧，控制精轧开轧温度在950～1050℃，轧制速度在3～6m/s，精轧终轧温度810～880℃；

4)进行冷却：第一段在冷却速度为15～30℃/s下冷却至650℃～720℃；第一段冷却结束后空冷6～12s，得到铁素体组织；后再在后段采用层流方式进行冷却，其在冷却速度为10～20℃/s下冷却至卷取温度；

5)进行卷取，控制卷取温度在380～480℃。

优选地：所述粗轧出口温度在1099～1112℃。

优选地：所述精轧终轧温度在810～875℃。

优选地：第一段冷却结束后空冷6～10s。

优选地：所述卷取温度在386～473℃。

本发明中各元素及主要工艺的作用及机理

C:C起固溶强化作用，当C含量在0.05～0.10％之间时，钢在经过高温奥氏体化以及热变形后的冷却过程中，少量发生奥氏体向铁素体与渗碳体的两相分解，因此钢中针状(或板条状)铁素体内及层间均没有连续碳化物，这种形态贝氏体的韧性极佳。降低碳含量后，钢种的可焊性极佳，可以保证在寒冷地区施工时不用预处理和后处理。综合考虑，C重量百分含量为0.06～0.10％为宜。

Si：Si是炼钢脱氧的必要元素，具有一定的固溶强化作用，当低于0.05％时，难于获得充分的脱氧效果；超过0.60％时，钢的清洁度下降，韧性降低，可焊性差，综合考虑，Si重量百分含量为0.10～0.25％为宜。

Mn：Mn是提高强度和韧性的有效元素，对贝氏体转变有较大的促进作用，在低碳条件下效果更为显著，而且成本低廉，但Mn含量太高，会导致钢板严重的中心偏析，综合考虑，Mn重量百分含量为1.30～1.60％为宜。

Al：Al是脱氧元素，可作为AlN形成元素，有效地细化晶粒，其含量不足0.01％时，效果较小；超过0.07％时，脱氧作用达到饱和；再高则对母材及焊接热影响区韧性有害，综合考虑，Als在重量百分含量为0.02～0.06％为宜。

Nb：Nb原子能固溶在奥氏体基体内，由于尺寸效应，趋向于偏聚在晶界上，这种偏聚会阻碍奥氏体变形后再结晶新晶界的运动，而且微量的Nb会与C、N形成Nb(C,N)化物，在热变形后，这类化合物在奥氏体中会通过应变诱导析出在位错线上，从而明显地阻碍变形后再结晶晶界的运动，减慢再结晶速度，使含Nb的低碳贝氏体钢再结晶停止温度升高到950，℃这样可以极大的细化晶粒。在高温变形后的冷却过程中，Nb原子在晶界的偏聚会极大的阻碍新相在晶界处形核，从而使先共析铁素体生成区右移，保证能在很宽的冷速范围内得到均匀的贝氏体组织。在进一步冷却和相转变后，将形成质点大小约10nm左右的Nb(C,N)化合物，起到强化作用。综合考虑，Nb重量百分含量为0.035～0.050％为宜，优选地为0.038～0.046％。

P、S：P、S是钢中有害的杂质元素，钢中P易在钢中形成偏析，降低钢的韧性和焊接性能，S易形成塑性硫化物，使钢板产生分层，恶化钢板性能，故P、S含量越低越好，综合考虑，将钢的P、S含量为P≤0.015％，S≤0.005％。

本发明之所以控制第二加热段及均热末段温度均在1280～1320℃，其加热及均热时间均不低于70min，总在炉时间控制在不低于160min，是为了保证合金元素完全固溶及充分奥氏体化，控制原始奥氏体晶粒在一定尺寸以内，并保证板坯温度均匀。

本发明之所以控制粗轧出口温度在1080～1120℃，是为了控制再结晶区温度，从而得到一定程度细化的奥氏体晶粒。

本发明之所以控制精轧开轧温度在950～1050℃，轧制速度在3～6m/s，精轧终轧温度810～880℃，是为了控制在未再结晶区轧制以获得较细的晶粒组织，并降低精轧负荷，保证塑性变形的均匀性，促使轧后钢板内应力更加均匀，得到更好的轧后板形。

本发明之所以第一段在冷却速度为15～30℃/s下冷却至650℃～720℃；第一段冷却结束后空冷6～12s；然后在后段加密冷却段采用层流方式冷却，其在冷却速度为10～20℃/s下冷却至卷取温度，是因为超快冷段能尽量细化晶粒组织，并在空冷过程中留出一定时间使晶粒回复，得到较多的铁素体组织，最后再快速冷却至贝氏体转变温度区间，得到低碳贝氏体组织。

本发明之所以控制卷取温度在380～480℃，是为了避免出现马氏体组织，在此范围得到低碳贝氏体组织，最终形成F+B双相组织。

本发明与现有技术相比，其既保证抗拉强度在600MPa级，且碳含量低，焊接性能优良，性能稳定，屈服强度≥500MPa，伸长率A≥20％；钢基体形成F+B双相组织，冷成形性能优良且还能使钢板的生产难度低。

附图说明

图1为本发明热连轧桥壳钢的金相组织图。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例与对比例的组分取值列表；

表2为本发明各实施例与对比例工艺参数取值；

表3为本发明各实施例与对比例性能检测结果列表。

本发明各实施例均按以下步骤生产：

5)进行卷取，控制卷取温度在380～480℃。

表1本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表(wt％)

表2本发明各实施例与对比例工艺参数取值

续表2

表3本发明各实施例与对比例性能检测结果列表

注：表3是根据GB/T228和GB/T231国家标准测试的。

可见，从表3可以看出，本发明伸长率高，即不低于20.6％；冷弯性能更好。对比例1中金相为贝氏体组织，合金成本高，屈强比高，伸长率低，冷弯性能低；对比例2中金相为铁素体+珠光体组织，碳含量高，屈服强度低，冷弯性能低。实施例金相为铁素体+贝氏体组织，碳当量低易焊接，合金成本低，屈服强度高，屈强比合适，成形性能更加优异。

以上实施例仅为最佳例举，并非为本发明技术方案的全部。

Claims

1.一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.091~0.10%，Si：0.05~0.20%，Mn：1.30~1.321%，P≤0.015%，S≤0.005%，Als：0.02~0.0235%，Nb：0.035~0.050%，其余为Fe及杂质；金相组织铁素体及贝氏体；

所述一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢的生产方法：

1）经冶炼及浇注成坯后对铸坯加热：控制第二加热段及均热末段温度均在1280~1320℃，其加热及均热时间均不低于70min，总在炉时间控制在不低于245min；

2）进行粗轧，并控制粗轧出口温度在1099~1120℃；中间坯厚度控制在38~45mm；

3）进行精轧，控制精轧开轧温度在950~1050℃，轧制速度在3~6m/s，精轧终轧温度810~838℃；

4）进行冷却：第一段在冷却速度为15~30℃/s下冷却至650℃~720℃；第一段冷却结束后空冷6~12s，得到铁素体组织；后再在后段采用层流方式进行冷却，其在冷却速度为10~20℃/s下冷却至卷取温度；

5）进行卷取，控制卷取温度在380~480℃。

2.生产如权利要求1所述的一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢的方法，其步骤：

5）进行卷取，控制卷取温度在380~480℃。

3.如权利要求2所述的一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢的生产方法，其特征在于：所述粗轧出口温度在1099~1112℃。

4.如权利要求2所述的一种600MPa级热连轧双相组织桥壳钢的生产方法，其特征在于：所述卷取温度在386~473℃。