CN115341130B - 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法 - Google Patents

制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115341130B
CN115341130B CN202211085508.7A CN202211085508A CN115341130B CN 115341130 B CN115341130 B CN 115341130B CN 202211085508 A CN202211085508 A CN 202211085508A CN 115341130 B CN115341130 B CN 115341130B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolling
structural steel
ferrite grains
strength
cooling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202211085508.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115341130A (zh
Inventor
罗亮
陈福虎
钱学海
张广川
李显
樊雷
廖耀俊
陈思
杨跃标
叶姜
陈涛
李益民
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Guangxi University of Science and Technology
Original Assignee
Guangxi University of Science and Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Guangxi University of Science and Technology filed Critical Guangxi University of Science and Technology
Priority to CN202211085508.7A priority Critical patent/CN115341130B/zh
Publication of CN115341130A publication Critical patent/CN115341130A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115341130B publication Critical patent/CN115341130B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/02—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for lubricating, cooling, or cleaning
    • B21B45/0203—Cooling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/02—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法，它包括按照一定化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，进行冶炼、铸造和锻造；坯料均热后，采取两阶段控轧进行轧制；轧制后，采用两阶段冷却方法进行冷却；随后进行短暂逆转变奥氏体退火工艺，使结构钢微观组织部分奥氏体化；然后，在铁素体与奥氏体（α+γ）两相区保温、冷却；根据产品尺寸进行冷冲压成型。本发明先是通过控轧控冷技术获得热轧态结构钢和短暂逆转变奥氏体退火工艺，使该组织结构具有优良的延展性，断后延伸率30%～40%，适合进行冷成型加工；然后，再利用冷冲压成型获得具有高强塑积特征的汽车结构钢，其强塑积达30GPa•%～40GPa•%，具有强度与塑性的良好配合。

Description

制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法
技术领域
本发明涉及汽车生产用钢技术领域，尤其是一种汽车结构钢的制备方法。
背景技术
随着我国汽车产量的不断增长，对减排、节能、降耗等带来的环境污染、燃料浪费等一系列严峻的问题不断攀升。汽车轻量化是当下最行之有效地方式，通过开发高强度级别的汽车结构钢，以薄代厚来降低车重，可满足轻量化要求。但提高钢板强度的同时，通常会遇到板材塑性、韧性显著降低等传统难题。由于多数汽车结构钢需由钢板冲压成型后，再经焊接、整形而成。因此，从加工工艺上来说，汽车结构钢在冲压成型前必须具有高塑性、良好成型性及冲击韧性等优点。
为使汽车结构钢在成型过程中更易变形，通常采用热冲压成型工艺。但钢板再加热过程中，材料失去了原有的微观组织致使强度有所降低，难以达到结构钢所需的强度要求。此外，热冲压成型也是一种能耗高、成本高、加工环境差的钢板成型方式。
冷冲压成型是一种绿色环保、工艺简单且材料利用率高的钢板成型方式，能显著降低能耗及生产成本，但冷冲压成型工艺对汽车结构钢的冷成型性要求较高，与热冲压成型相比，要求钢板具有更高的塑韧性。因此，需开发一种兼具高强度及高塑性的钢种，即较高的强塑积（抗拉强度与延伸率的乘积）。
综上所述，目前公开报道的热轧冷成型汽车结构钢虽然具有低成本、优良冷成型性的优点，但其整体强度偏低，导致强塑积不高，难以实现汽车轻量化的目标。
发明内容
本发明提供了一种在冷冲压成型前具有高延展性，冲压成型后具有高塑积的特征的热轧冷成型汽车结构钢的制备方法，克服了上述现有技术存在的缺陷，从而满足汽车轻量化发展趋势。
为了解决上述技术问题，本发明所采用的技术方案是：
所述高强塑积热轧冷成型汽车结构钢化学成分及其重量百分比为：C：0.05％～0.10％；Si：0.25％～0.30％；Mn：1.0％～1.5％；Ti：0.12％～0.18％；Nb：0.02％～0.04％；Ce：0.005％～0.008％；La：0.005％～0.008％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
A.冶炼与锻造：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，依次进行冶炼、铸造和锻造；
B.坯料均热：
坯料入均热炉后，在炉时间为50min～80min，出炉温度为1200～1250℃；
C.轧制：
轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度＜1150℃，粗轧的终轧温度要求控制在1000℃～1050℃；精轧开轧温度＜950℃，精轧终轧温度：850℃～880℃；轧制后，先采用常规层流冷却至600℃～650℃，然后再以10℃/h～15℃/h的冷速冷却至室温；
D.热处理：
随后进行短暂逆转变奥氏体退火工艺，使结构钢微观组织部分奥氏体化，奥氏体化分数＜20%；然后，在铁素体与奥氏体（α+γ）两相区保温、冷却；
E.冷成型：
根据产品尺寸进行冷冲压成型。
上述技术方案中，更具体的技术方案还可以是：上述步骤C轧制工艺中，轧制后的微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织。
进一步的，上述步骤D热处理的具体方法为：先将热轧态钢板升温至A3线以上30℃～50℃，保温10min～20min；然后，降温至低于A3线50℃～80℃，保温20min～30min，再降至室温。
进一步的，上述步骤D，热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织，且体积分数占比分别为：60%～70%、15%～20%、15%～20%。
进一步的，上述步骤D，热处理后微观组织中的粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：70%、15%、15%。
由于采用上述技术方案，本发明与现有技术相比，具有如下有益效果：
1.本发明所述合金成分简单，生产成本低，热处理方案容易控制，符合汽车轻量化发展要求。
2.本发明先是通过控轧控冷技术获得热轧态结构钢，其微观组织为粗大铁素体晶粒及珠光体组织；随后，进行短暂逆转变奥氏体退火工艺，获得的微观组织为粗大铁素体晶粒与细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体，此时，各组织内位错密度较低，且以粗大铁素体晶粒为主，因此，该组织结构具有优良的延展性，断后延伸率30%～40%，适合进行冷成型加工；然后，再通过冷冲压成型，使结构钢组织内部位错显著增殖，尤其细小铁素体晶粒中位错大量缠结，强度大幅提高，并弥散分布于粗大铁素体晶粒交界处，起到“沉淀强化”的效果；同时，粗大铁素体晶粒内部通过增殖位错来协调细小铁素体晶粒的变形，不仅降低了组织内应力，避免冷冲压成型后板材的回弹，也提高了钢材的韧塑性，因此，利用冷冲压成型过程获得具有高强塑积特征的汽车结构钢，其强塑积达30GPa•%～40GPa•%，具有强度与塑性的良好配合。
3.本发明化学成分的设计主要基于如下理由：
C：碳含量的高低很大程度地决定了钢板的强度级别，对于碳化物增强结构钢来说，需要保证足够的含碳量以便在钢中形成高体积分数的碳化物，从而获得较高的强度，但是碳含量的增加会在提升强度的同时使钢的塑韧性降低，综合考虑，本发明控制C含量的范围为0.05％～0.10％；
Si：硅具有很强的固溶强化作用，促进铁素体转变，并能强化铁素体，但是由于硅明显提高钢的韧脆转变温度，降低钢的均匀塑性，Si含量过高，在轧制作业过程中易产生红铁皮等表面缺陷，因此，综合考虑，本发明控制Si含量的范围为0.25％～0.30％；
Mn：锰是良好的脱氧剂和脱硫剂，可补偿由于碳含量的降低所造成的强度损失，能够通过固溶强化及相变强化来有效的提高钢材的性能，可显著提高钢的淬透性，Mn含量太高易于偏析，降低钢材的焊接性能，也会影响产品的延伸性能和表面质量，综合考虑，本发明控制Mn含量的范围为1.0％～1.5％；
Ti：钛的化学活性大，易与氮、氧、硫、碳形成化合物，Ti与C结合生成TiC可起到沉淀强化作用，添加微量Ti可提高强韧性，钛可以固定钢中的碳、氮原子，提高钢的抗时效性能，但Ti极易与钢中的N生成大尺寸的TiN，对钢的性能造成极大的损害。因此，Ti的含量也不宜过多，会影响钢的延伸率和冲击韧性，综合考虑，本发明控制Ti含量的范围为0.12％～0.18％；
Nb：在钢中与C、N具有极强的亲和力，形成稳定的Nb (C、N)化合物，在控制轧制过程中诱导析出，沿奥氏体晶界弥散分布，作为相变的形核质点，可有效阻止再结晶，提高铁素体形核率，对细化晶粒作用显著，而且Nb在低温时，和其他强碳氮化合物一起复合析出，阻碍位错的运动，延缓晶界迁移，起到析出强化的作用，综合考虑，本发明控制Nb含量的范围为0.02％～0.04％；
RE（La+Ce）：稀土元素（La+Ce）能起到很好的钢中脱硫、脱氧效果，净化钢质，改变钢中夹杂物的形态和分布，此外，稀土还能细化第二相尺寸，促进细小碳、氮化物的析出，改变析出相的分布状态，因此，通过稀土元素对纳米级析出相相变行为的调控，有望获得具有大沉淀强化增量的高强钢，综合考虑，本发明控制稀土元素含量的范围分别为Ce：0.005％～0.008％、La：0.005％～0.008％。
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，本发明控制P、S含量的范围分别为S≤0.005％、P≤0.015％。
附图说明
图1是本发明实施例1所述汽车结构钢轧后的金相组织图像。
图2是本发明实施例1所述汽车结构钢轧后应力应变曲线图。
图3是本发明实施例1所述汽车结构钢冷冲压成型后的TEM组织形貌图像。
图4是本发明比较例1所述的汽车结构钢轧后的金相组织图像。
具体实施方式
以下结合实例，对本发明作进一步详述；
实施例1
汽车结构钢的化学成分质量百分比如下：C：0.06％；Si：0.25％；Mn：1.0％；Ti：0.13％；Nb：0.02％；Ce：0.005％；La：0.008％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，真空感应炉冶炼后浇铸成锭，将钢锭加热至1220℃保温2h，锻造成钢坯；
将钢坯加热至1210℃保温60min，出炉温度为1190℃；轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度为1140℃，粗轧的终轧温度要求控制在1015℃；精轧开轧温度为930℃，精轧终轧温度为860℃；轧后采用常规层流冷却至600℃，然后以12℃/h的冷速冷却至室温；热轧态微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织；
将热轧态钢板升温至A3线以上30℃保温10min，之后降温至（α+γ）两相区（低于A3线50℃）保温20min并降至室温，所述奥氏体化分数约为13%；热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：70%、15%、15%，各组织内位错密度较低，且以粗大铁素体晶粒为主。
对本实施例所制备的汽车结构钢进行相关性能测试，断后延伸率为32.5%；通过冷冲压成型后，细小铁素体晶粒中位错大量缠结，并弥散分布于粗大铁素体晶粒交界处；汽车结构钢强塑积为31.5GPa•%。
实施例2
汽车结构钢的化学成分质量百分比如下：C：0.08％；Si：0.26％；Mn：1.1％；Ti：0.14％；Nb：0.03％；Ce：0.006％；La：0.006％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，真空感应炉冶炼后浇铸成锭，将钢锭加热至1220℃保温2h，锻造成钢坯；
将钢坯加热至1220℃保温60min，出炉温度为1200℃；轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度为1140℃，粗轧的终轧温度要求控制在1015℃；精轧开轧温度为930℃，精轧终轧温度为870℃；轧后采用常规层流冷却至630℃，然后以15℃/h的冷速冷却至室温；热轧态微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织；
将热轧态钢板升温至A3线以上40℃保温15min，之后降温至（α+γ）两相区（低于A3线60℃）保温20min并降至室温；所述奥氏体化分数约为16%；热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：65%、20%、15%，各组织内位错密度较低，且以粗大铁素体晶粒为主。
对本实施例所制备的汽车结构钢进行相关性能测试，断后延伸率为34.4%；通过冷冲压成型后，细小铁素体晶粒中位错大量缠结，并弥散分布于粗大铁素体晶粒交界处。汽车结构钢强塑积为33.7GPa•%。
实施例3
汽车结构钢的化学成分质量百分比如下：C：0.08％；Si：0.28％；Mn：1.3％；Ti：0.16％；Nb：0.03％；Ce：0.006％；La：0.006％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，真空感应炉冶炼后浇铸成锭，将钢锭加热至1220℃保温2h，锻造成钢坯；
将钢坯加热至1220℃保温60min，出炉温度为1220℃；轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度为1140℃，粗轧的终轧温度要求控制在1015℃；精轧开轧温度为930℃，精轧终轧温度为870℃；轧后采用常规层流冷却至630℃，然后以15℃/h的冷速冷却至室温。热轧态微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织；
将热轧态钢板升温至A3线以上50℃保温15min，之后降温至（α+γ）两相区（低于A3线70℃）保温25min并降至室温；所述奥氏体化分数约为17%；热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：65%、15%、20%，各组织内位错密度较低，且以粗大铁素体晶粒为主。
对本实施例所制备的汽车结构钢进行相关性能测试，断后延伸率为38.2%；通过冷冲压成型后，细小铁素体晶粒中位错大量缠结，并弥散分布于粗大铁素体晶粒交界处。汽车结构钢强塑积为37.6GPa•%。
实施例4
汽车结构钢的化学成分质量百分比如下：C：0.10％；Si：0.30％；Mn：1.5％；Ti：0.17％；Nb：0.04％；Ce：0.008％；La：0.007％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，真空感应炉冶炼后浇铸成锭，将钢锭加热至1220℃保温2h，锻造成钢坯；
将钢坯加热至1250℃保温60min，出炉温度为1220℃；轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度为1140℃，粗轧的终轧温度要求控制在1015℃；精轧开轧温度为930℃，精轧终轧温度为870℃；轧后采用常规层流冷却至650℃，然后以15℃/h的冷速冷却至室温；热轧态微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织；
将热轧态钢板升温至A3线以上50℃保温20min，之后降温至（α+γ）两相区（低于A3线80℃）保温30min并降至室温；所述奥氏体化分数约为19%；热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：60%、20%、20%，各组织内位错密度较低，且以粗大铁素体晶粒为主。
对本实施例所制备的汽车结构钢进行相关性能测试，断后延伸率为30.4%；通过冷冲压成型后，细小铁素体晶粒中位错大量缠结，并弥散分布于粗大铁素体晶粒交界处。汽车结构钢强塑积为31.8GPa•%。
比较例1
汽车结构钢的化学成分质量百分比如下：C：0.06％；Si：0.25％；Mn：1.0％；Ti：0.13％；Nb：0.02％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，真空感应炉冶炼后浇铸成锭，将钢锭加热至1220℃保温2h，锻造成钢坯；
将钢坯加热至1210℃保温60min，出炉温度为1190℃；轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度为1140℃，粗轧的终轧温度要求控制在1015℃；精轧开轧温度为930℃，精轧终轧温度：860℃；轧后采用常规层流冷却至600℃，然后以12℃/h的冷速冷却至室温；热轧态微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织；
将热轧态钢板升温至A3线以上30℃保温10min，之后降温至（α+γ）两相区（低于A3线50℃）保温20min并降至室温，所述奥氏体化分数约为13%；热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：70%、15%、15%，各组织内位错密度较低，且以粗大铁素体晶粒为主。
对本实施例所制备的汽车结构钢进行相关性能测试，断后延伸率为24.7%；通过冷冲压成型后；汽车结构钢强塑积为26.8GPa•%。
比较例2
汽车结构钢的化学成分质量百分比如下：C：0.06％；Si：0.25％；Mn：1.0％；Ti：0.13％；Nb：0.02％；Y：0.005％；Nd：0.008％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，真空感应炉冶炼后浇铸成锭，将钢锭加热至1220℃保温2h，锻造成钢坯；
将钢坯加热至1210℃保温60min，出炉温度为1190℃；轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度为1140℃，粗轧的终轧温度要求控制在1015℃；精轧开轧温度为930℃，精轧终轧温度：860℃；轧后采用常规层流冷却至600℃，然后以12℃/h的冷速冷却至室温；热轧态微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织；
将热轧态钢板升温至A3线以上30℃保温10min，之后降温至（α+γ）两相区（低于A3线50℃）保温20min并降至室温，所述奥氏体化分数约为13%；热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：70%、15%、15%，各组织内位错密度较低，且以粗大铁素体晶粒为主。
对本实施例所制备的汽车结构钢进行相关性能测试，断后延伸率为22.7%；通过冷冲压成型后；汽车结构钢强塑积为25.1GPa•%。
上述提及的性能测试中，抗拉强度、断后延伸率性按照GB/T 228.1-2010标准进行检测；强塑积通过抗拉强度与断后延伸率计算得出。
需要说明的是：以上实施例进用于说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分技术特种进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的精神和范围。

Claims (5)

1.一种制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法，其特征在于：所述高强塑积热轧冷成型汽车结构钢化学成分及其重量百分比为：C：0.05％～0.10％；Si：0.25％～0.30％；Mn：1.0％～1.5％；Ti：0.12％～0.18％；Nb：0.02％～0.04％；Ce：0.005％～0.008％；La：0.005％～0.008％；S≤0.005％；P≤0.015％；其余为铁和不可避免的杂质；
该方法包括以下顺序步骤：
A.冶炼与锻造：
按照上述化学成分及其重量百分比，准备冶炼所需的原料，将原料混合均匀，依次进行冶炼、铸造和锻造；
B.坯料均热：
坯料入均热炉后，在炉时间为50min～80min，出炉温度为1200～1250℃；
C.轧制：
轧制采取两阶段控轧，其中粗轧开轧温度＜1150℃，粗轧的终轧温度要求控制在1000℃～1050℃；精轧开轧温度＜950℃，精轧终轧温度：850℃～880℃；轧制后，先采用常规层流冷却至600℃～650℃，然后再以10℃/h～15℃/h的冷速冷却至室温，使轧制后的微观组织为：粗大铁素体晶粒及珠光体组织；
D.热处理：
随后进行短暂逆转变奥氏体退火工艺，使结构钢微观组织部分奥氏体化，奥氏体化分数＜20%；然后，在铁素体与奥氏体（α+γ）两相区保温、冷却；使热处理后的微观组织为：粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织，且体积分数占比分别为：60%～70%、15%～20%、15%～20%；其中，热处理的具体方法为：先将热轧态钢板升温至A3线以上30℃～50℃，保温10min～20min；然后，降温至低于A3线50℃～80℃，保温20min～30min，再降至室温；
E.冷成型：
根据产品尺寸进行冷冲压成型。
2.根据权利要求1所述的制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法，其特征在于：上述步骤D，热处理后微观组织中的粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：70%、15%、15%。
3.根据权利要求1所述的制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法，其特征在于：上述步骤D，热处理后微观组织中的粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：65%、20%、15%。
4.根据权利要求1所述的制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法，其特征在于：上述步骤D，热处理后微观组织中的粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：65%、15%、20%。
5.根据权利要求1所述的制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法，其特征在于：上述步骤D，热处理后微观组织中的粗大铁素体晶粒、细小铁素体晶粒的双尺度组织以及珠光体组织的体积分数占比分别为：60%、20%、20%。
CN202211085508.7A 2022-09-06 2022-09-06 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法 Active CN115341130B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202211085508.7A CN115341130B (zh) 2022-09-06 2022-09-06 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202211085508.7A CN115341130B (zh) 2022-09-06 2022-09-06 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115341130A CN115341130A (zh) 2022-11-15
CN115341130B true CN115341130B (zh) 2023-08-11

Family

ID=83956698

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202211085508.7A Active CN115341130B (zh) 2022-09-06 2022-09-06 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN115341130B (zh)

Citations (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2077597C1 (ru) * 1995-07-07 1997-04-20 Московский государственный институт стали и сплавов (технологический университет) Способ изготовления ультрамелкозернистых листов из коррозионно-стойких ферритоаустенитных сталей
JP2000199034A (ja) * 1998-12-28 2000-07-18 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN1487100A (zh) * 2003-09-03 2004-04-07 钢铁研究总院 一种超细组织低碳钢的控制轧制方法
CN101638749A (zh) * 2009-08-12 2010-02-03 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
CN101928879A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好塑性的高强度冷轧相变塑性钢板及其制备方法
CN102021472A (zh) * 2011-01-12 2011-04-20 钢铁研究总院 一种适用于连续退火工艺高强塑积汽车钢板的生产方法
CN102443669A (zh) * 2011-11-25 2012-05-09 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种高强塑积钢的冶炼方法
CN102534372A (zh) * 2012-01-13 2012-07-04 北京科技大学 一种石油天然气开采用p110级膨胀管的制备方法
CN102888558A (zh) * 2011-09-30 2013-01-23 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含稀土La高强度钢板及其热处理工艺
CN102994874A (zh) * 2012-10-23 2013-03-27 鞍钢股份有限公司 屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法
CN103060678A (zh) * 2012-12-25 2013-04-24 钢铁研究总院 一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法
CN103160730A (zh) * 2013-03-20 2013-06-19 钢铁研究总院 一种大膨胀量焊管及其制造方法
CN104694816A (zh) * 2015-03-13 2015-06-10 北京科技大学 强塑积大于30GPa·%的高Al中锰钢的制备方法
CN105648314A (zh) * 2016-01-22 2016-06-08 东北大学 -80℃Akv值大于100J的中锰钢板及其制备方法
CN106086653A (zh) * 2016-08-15 2016-11-09 大连理工大学 一种实现性能梯度、等厚度的温热成形中锰钢件制备方法
CN107127212A (zh) * 2017-04-20 2017-09-05 北京科技大学 超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法
CN108396220A (zh) * 2017-02-05 2018-08-14 鞍钢股份有限公司 一种高强高韧性镀锌钢板及其制造方法
CN108624820A (zh) * 2018-04-20 2018-10-09 北京科技大学 强塑积大于45GPa·%的汽车用高强韧钢及制备方法
CN108660369A (zh) * 2017-03-29 2018-10-16 鞍钢股份有限公司 抗拉强度大于1180MPa的淬火配分冷轧钢板及生产方法
CN110066964A (zh) * 2019-04-09 2019-07-30 东北大学 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法
CN110724877A (zh) * 2019-10-30 2020-01-24 鞍钢股份有限公司 一种汽车用1180MPa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法
CN110872641A (zh) * 2018-09-03 2020-03-10 山东建筑大学 一种奥氏体逆正转变与亚温成形生产汽车安全件的方法
CN113005367A (zh) * 2021-02-25 2021-06-22 武汉钢铁有限公司 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法
CN113106338A (zh) * 2021-03-22 2021-07-13 北京科技大学 一种超高强度高塑性热冲压成形钢的制备方法
CN113322414A (zh) * 2021-05-28 2021-08-31 钢铁研究总院 一种高塑性钢及其制备方法
WO2021223734A1 (zh) * 2020-05-08 2021-11-11 钢铁研究总院 一种高强韧和高强塑积汽车钢及其制备方法
CN113994017A (zh) * 2019-06-17 2022-01-28 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 冷轧钢带材的热处理
CN114051538A (zh) * 2019-06-17 2022-02-15 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 高强度冷轧钢带材的热处理
CN114480811A (zh) * 2022-02-14 2022-05-13 河北工程大学 一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢及其制备方法
CN114959197A (zh) * 2022-06-09 2022-08-30 北京科技大学 一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺

Patent Citations (30)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2077597C1 (ru) * 1995-07-07 1997-04-20 Московский государственный институт стали и сплавов (технологический университет) Способ изготовления ультрамелкозернистых листов из коррозионно-стойких ферритоаустенитных сталей
JP2000199034A (ja) * 1998-12-28 2000-07-18 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
CN1487100A (zh) * 2003-09-03 2004-04-07 钢铁研究总院 一种超细组织低碳钢的控制轧制方法
CN101928879A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好塑性的高强度冷轧相变塑性钢板及其制备方法
CN101638749A (zh) * 2009-08-12 2010-02-03 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
CN102021472A (zh) * 2011-01-12 2011-04-20 钢铁研究总院 一种适用于连续退火工艺高强塑积汽车钢板的生产方法
CN102888558A (zh) * 2011-09-30 2013-01-23 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含稀土La高强度钢板及其热处理工艺
CN102443669A (zh) * 2011-11-25 2012-05-09 山西太钢不锈钢股份有限公司 一种高强塑积钢的冶炼方法
CN102534372A (zh) * 2012-01-13 2012-07-04 北京科技大学 一种石油天然气开采用p110级膨胀管的制备方法
CN102994874A (zh) * 2012-10-23 2013-03-27 鞍钢股份有限公司 屈服强度500MPa级高止裂韧性钢板及其生产方法
CN103060678A (zh) * 2012-12-25 2013-04-24 钢铁研究总院 一种中温形变纳米奥氏体增强增塑钢及其制备方法
CN103160730A (zh) * 2013-03-20 2013-06-19 钢铁研究总院 一种大膨胀量焊管及其制造方法
CN104694816A (zh) * 2015-03-13 2015-06-10 北京科技大学 强塑积大于30GPa·%的高Al中锰钢的制备方法
CN105648314A (zh) * 2016-01-22 2016-06-08 东北大学 -80℃Akv值大于100J的中锰钢板及其制备方法
CN106086653A (zh) * 2016-08-15 2016-11-09 大连理工大学 一种实现性能梯度、等厚度的温热成形中锰钢件制备方法
CN108396220A (zh) * 2017-02-05 2018-08-14 鞍钢股份有限公司 一种高强高韧性镀锌钢板及其制造方法
CN108660369A (zh) * 2017-03-29 2018-10-16 鞍钢股份有限公司 抗拉强度大于1180MPa的淬火配分冷轧钢板及生产方法
CN107127212A (zh) * 2017-04-20 2017-09-05 北京科技大学 超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法
CN108624820A (zh) * 2018-04-20 2018-10-09 北京科技大学 强塑积大于45GPa·%的汽车用高强韧钢及制备方法
CN110872641A (zh) * 2018-09-03 2020-03-10 山东建筑大学 一种奥氏体逆正转变与亚温成形生产汽车安全件的方法
CN110066964A (zh) * 2019-04-09 2019-07-30 东北大学 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法
CN113994017A (zh) * 2019-06-17 2022-01-28 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 冷轧钢带材的热处理
CN114051538A (zh) * 2019-06-17 2022-02-15 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 高强度冷轧钢带材的热处理
CN110724877A (zh) * 2019-10-30 2020-01-24 鞍钢股份有限公司 一种汽车用1180MPa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法
WO2021223734A1 (zh) * 2020-05-08 2021-11-11 钢铁研究总院 一种高强韧和高强塑积汽车钢及其制备方法
CN113005367A (zh) * 2021-02-25 2021-06-22 武汉钢铁有限公司 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法
CN113106338A (zh) * 2021-03-22 2021-07-13 北京科技大学 一种超高强度高塑性热冲压成形钢的制备方法
CN113322414A (zh) * 2021-05-28 2021-08-31 钢铁研究总院 一种高塑性钢及其制备方法
CN114480811A (zh) * 2022-02-14 2022-05-13 河北工程大学 一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢及其制备方法
CN114959197A (zh) * 2022-06-09 2022-08-30 北京科技大学 一种控制获得高强钢中全薄膜状残余奥氏体的处理工艺

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
逆相变热处理时间对冷轧中锰钢组织和性能的影响;樊立峰;《材料热处理学报》;第43卷(第6期);110-119 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN115341130A (zh) 2022-11-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111254354B (zh) 一种v微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺
CN111748741B (zh) 一种厚规格管线钢及其低压缩比生产工艺
CN111378896B (zh) 一种高强度耐候型建筑桥梁用钢板及其制造方法
CN111187990B (zh) 一种屈服强度500MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN111455278A (zh) 低温韧性优异的800MPa级冷成型用厚规格热轧高强钢板卷及其制造方法
CN113416890A (zh) 高扩孔高塑性980MPa级冷轧连退钢板及其制备方法
CN111172466B (zh) 一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN114182173B (zh) 发动机曲轴用非调质钢的生产方法
CN111118403B (zh) 一种Ti微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺
CN112226673A (zh) 一种抗拉强度650MPa级热轧钢板及其制造方法
CN115386805A (zh) 一种低屈强比高韧性桥梁耐候钢及其制造方法
CN111270169A (zh) 一种具有优异低温韧性的含Ni合金钢板及其生产方法
CN116200662B (zh) 一种回火型低屈强比高性能桥梁耐候钢及其制造方法
CN115976418A (zh) 一种非调质高强度螺栓用GF20Mn2V钢及其制备方法
CN107829026B (zh) 一种薄规格980MPa级双相钢及其加工方法
CN115341130B (zh) 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法
CN112831724A (zh) 一种s420高强度低温结构钢及其正火轧制制备方法
CN107829025B (zh) 一种薄规格具有良好扩孔性能的双相钢及其加工方法
CN114653915B (zh) 一种钢线材及其生产方法
CN115369328B (zh) 一种耐低温热轧型钢及其生产方法
CN115386802B (zh) 一种10.9级大规格风电螺栓用非调质钢及其生产方法
CN114134405B (zh) 一种针状铁素体/块状铁素体船用钢板及其制造方法
CN114774804B (zh) 一种600hb级热轧低成本耐磨钢板及其制造方法
CN115354237B (zh) 抗拉强度1000MPa级热轧超高强钢板及其制备方法
CN118028692A (zh) 抗拉强度750MPa级商用车大梁用钢及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant