CN115505836A - 一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板 - Google Patents

一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板，主要解决现有屈服强度500MPa级汽车结构用钢断后伸长率低、不能满足轻量化车身汽车底盘悬架零件制备的技术问题。技术方案为，一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.065％～0.085％，Si：0.05％～0.15％，Mn：1.25％～1.35％，P≤0.015％，S≤0.003％、Nb：0.035％～0.045％，Ti：0.025％～0.035％，Alt：0.02％～0.05％，N≤0.0040％，其余为Fe和不可避免的杂质；4.0～7.0mm厚热轧钢板的断后伸长率A为26％～32％。

Description

一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板
技术领域
本发明涉及一种汽车结构用钢，特别涉及一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板及其制造方法，属于铁基合金技术领域。
背景技术
随着汽车高强减薄和轻量化发展要求，汽车底盘悬架零件形状越发复杂，以实现材料减薄同时满足零件刚度的要求，这对于原材料的成形要求也随之提高。
现有汽车结构钢的强度和断后伸长率低，厚度为4.0mm-7.0mm的屈服强度500MPa级低合金高强钢断后伸长率基本在26％以下，不能满足轻量化车身汽车底盘悬架零件制备要求。
申请公布号为CN101824581A的中国专利申请公开了一种基于转炉-CSP短流程屈服强度450MPa级高强耐候钢板生产工艺，其在低碳锰钢基础上，采用Nb(0.015％～0.035％)微合金化+控轧控冷工艺生产，为了保证耐候性还添加了Cu：0.25％～0.40％，Ni：0.12％～0.35％，Cr：0.45％～0.75％等合金元素，其合金成本高。
申请公布号为CN107557673A的中国专利申请文件公开了一种高延伸率高强热轧酸洗板其制造方法，其C含量为0.08％～0.15％，Mn含量为0.8％～1.80％，Nb含量为0％～0.08％，V含量为0％～0.08％，合金总量高，制造成本高；钢板屈服强度低。
申请公布号为CN106244931A的中国专利申请文件公开了一种500MPa级高伸长率高强度热轧钢板及其制造方法，公开的技术方案采用Mn、Ti强化获得屈服大于450MPa级热轧钢板，但其断后伸长率最低≥20％，无法满足内高压成形用途的高伸长率要求；另外其成分设计中采用Ti：0.04％～0.06％，N≤0.0060％设计，为获得高的力学性能，往往需要控制TiN析出，如此大量的TiN析出一方面在满足力学性能的同时却往往成为冲压大变形过程裂纹源，往往使材料在TiN析出物附近开裂，导致成品零件报废。
现有汽车结构钢的强度和断后伸长率低，不能满足轻量化车身汽车底盘悬架零件制备要求。
发明内容
本发明的目的是提供一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板及其制造方法，主要解决现有屈服强度500MPa级汽车结构用钢断后伸长率低、不能满足轻量化车身汽车底盘悬架零件制备的技术问题。
本发明的技术思路是，通过科学设计材料成分、夹杂物控制和热轧工艺、组织控制来实现热轧钢板的金相组织为细晶粒铁素体+少量粒状珠光体，实现屈服强度500MPa级高强钢断后伸长率的提高。
本发明采用的技术方案是，一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.065％～0.085％，Si：0.05％～0.15％，Mn：1.25％～1.35％，P≤0.015％，S≤0.003％、Nb：0.035％～0.045％，Ti：0.025％～0.035％，Alt：0.02％～0.05％，N≤0.0040％，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明热轧钢板的金相组织包括以面积分数计92％～93％的细晶粒铁素体+7％～8％的粒状珠光体，铁素体的平均晶粒尺寸为2.7～2.9μm，铁素体晶粒度级别为13～14级；粒状珠光体平均尺寸为1.5～2.5μm；4.0～7.0mm厚热轧钢板的下屈服强度ReL为500～560MPa，抗拉强度Rm为550～680MPa，断后伸长率A为26％～32％，维氏硬度HV0.5为190～200。
将本发明热轧钢板制造成汽车底盘悬架件等形状复杂零件，生产过程中未发生开裂和颈缩现象，成形质量优良。
本发明所述的汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板的化学成分限定在上述范围内的理由如下：
碳：碳元素是影响高强度低合金高强度钢的强韧性的主要元素，碳增加可提高强度，但降低韧性；考虑到热轧钢板的焊接工艺要求，碳设计越低越好，综合考虑性能和成本平衡，本发明设定的C含量为0.065％～0.085％。
硅：硅溶于铁素体后有很强的固溶强化作用，碳钢中每增加0.1％重量百分比的硅，可使热轧钢的抗拉强度提高7.8MPa～8.8MPa，屈服强度提高3.9MPa～4.9MPa。但是硅含量超过0.15％以后对韧性和表面质量不利影响明显增大，特别是使热轧钢板生成红铁皮，经酸洗后在钢板表面留下麻点，成为内高压成形过程的裂纹源，因此本发明设定的Si含量为0.05％～0.15％。
锰：锰是高强度低合金高强度钢的基本合金化元素，通过固溶强化发挥作用，锰的添加可以减少碳的加入，从而使钢板具有高的强度，本发明设定的Mn含量为1.25％～1.35％。
磷：磷在高强度低合金高强度钢中容易带来偏析和恶化韧性的不利影响，磷会导致钢材“冷脆”，本发明限定P≤0.015％。
硫：硫易与锰形成硫化锰夹杂，降低钢的韧性，而且在汽车零件服役过程的成为裂纹源，因此高强度热轧钢板中尽量降低硫含量，本发明限定S≤0.003％。
铌：铌是高强度低合金高强度钢的主要微合金化元素，主要起细晶强化作用。一方面Nb能显著提高钢的再结晶温度Tnr，使热轧过程的大变形得以在低于其再结晶温度Tnr以下进行，从而获得细小的、含有大量变形带的奥氏体组织，使相变前的奥氏体组织尽量细化；另一方面在控制冷却过程中细小的碳氮化铌在控轧控冷过程中析出，起到沉淀强化作用，提高钢的强度。由于Nb合金昂贵，本发明限定Nb含量为0.035％～0.045％。
钛：钛在低碳微合金钢中，加入钛可细化晶粒和析出强化，能提高钢的屈服强度和韧性。这种性能的改善主要与钛能提高奥氏体再结晶温度和奥氏体粗化温度，从而提高连铸和加热过程中奥氏体晶粒度有关；加入Ti的同时加入Nb钢中可以延长NbC的析出孕育期，使Nb-Ti复合钢中的碳化物的析出开始时间较Nb钢中晚，从而使析出物更加细小、弥散；由于钛在高温下，能与N形成TiN高温难熔质点，因此钛的加入还能提高焊接热影响区的晶粒度，从而改善车轮钢焊缝的焊接热影响区的韧性。由于Ti合金相当经济，本发明限定Ti含量为0.025％～0.035％。
铝：铝在本发明中的作用是起到脱氧的作用，铝是强氧化性形成元素，和钢中氧形成Al2O3在炼钢时去除。铝过高会形成过多的Al2O3夹杂，Al2O3夹杂对于热轧钢板疲劳性能损害极大，热轧钢板必须对Al2O3夹杂进行控制。本发明限定Alt含量为0.02％～0.05％。
氮：氮在本发明中的作用是起到固化Ti的作用，起到析出强化作用。氮是强钛化物形成元素，和钢中钛形成TiN在热轧过程中形成析出物。氮过高会形成粗大的TiN夹杂，在连铸过程析出，粗大的TiN夹杂对于热轧钢板疲劳性能损害极大，热轧钢板必须对N含量进行可控制。本发明限定N≤0.0040％。
一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板的制造方法，该方法包括以下步骤：
钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分的重量百分比为：C：0.065％～0.085％，Si：0.05％～0.15％，Mn：1.25％～1.35％，P≤0.015％，S≤0.003％、Nb：0.035％～0.045％，Ti：0.025％～0.035％，Alt：0.02％～0.05％，N≤0.0040％，其余为Fe和不可避免的杂质；
连铸板坯于1220～1250℃，加热180～240min后进行热轧，所述的热轧为两段式轧制工艺，粗轧为6道次连轧，在奥氏体再结晶温度以上轧制，粗轧结束温度为1000～1040℃；精轧为7道次连轧，在奥氏体未再结晶温度区轧制，精轧结束温度为820～860℃，精轧总压下率为85％～90％；精轧后，控制钢板厚度为4.0～7.0mm，层流冷却采用三段式冷却方式，第一段为水冷，第一段冷却速度≥60℃/s，第一段冷却终点温度为690～710℃；第二段为空冷，第二段冷却速度为10-15℃/s，第二段空冷时间为2～5s；第三段为水冷，第三段冷却速度50～80℃/s，第三段冷却终点温度为580～620℃；卷取温度为550～590℃卷取得热轧钢卷。
本发明采取的热轧工艺制度的理由如下：
1、连铸板坯加热温度和加热时间的设定
连铸板坯出炉温度和时间的设定在于保证连铸坯中粗大的Nb、Ti微合金碳、氮化物颗粒的溶解，本发明技术方案Nb、Ti含量，在连铸板坯冷却过程中会析出Nb、Ti微合金碳、氮化物颗粒，此时析出的Nb、Ti微合金碳、氮化物粒子粗大，没有强化作用；需要在热轧前的板坯加热时，将粗大的Nb、Ti微合金碳、氮化物充分溶解，这样才能将化合态的Nb、Ti元素固溶入奥氏体中去，在随后的热轧和冷却过程的相变时形成相间析出，强化铁素体，这对于本发明技术方案非常重要；温度过低和加热时间过短，连铸板坯中原始粗大的Nb、Ti微合金碳、氮化物粒子不能充分溶解，温度过高，加热时间过长，板坯表面氧化脱碳严重，不利于钢板最终性能和表面质量，同时也消耗能源。因此本发明设定连铸板坯加热温度为1220℃～1250℃，加热时间为180～240min。
2、粗轧结束温度的设定
粗轧轧制过程控制在奥氏体再结晶温度以上轧制，确保奥氏体经过反复变形和再结晶，得到均匀细小的奥氏体晶粒。通过理论计算，本发明成分设计下再结晶温度为1000℃附近，故本发明设定粗轧结束温度为1000℃～1040℃。
3、精轧结束温度的设定
本发明的精轧温度设定有两方面的作用，一方面通过奥氏体未再结晶区轧制，得到内部有变形带的扁平状奥氏体晶粒，在随后的层流冷却过程中铁素体相变后变成细小、均匀的铁素体晶粒，作为钢基体的铁素体。另一方面精轧温度也不能过低，过低的精轧温度使精轧轧制负荷较大，一方面导致铁素体晶粒尺寸大小不一，影响断后伸长率，另一方面会导致钢板表面存在辊系铁皮，造成材料从表明辊系铁皮出开裂。本发明成分设计下Ar3温度为798℃，故精轧结束温度设定为820℃～860℃。
4、精轧后层流冷却方式、冷却速度和冷却时间的设定
精轧后层流冷却采用三段式冷却方式，第一段冷却是精轧出口到第二段冷却开始前，第一段冷却采用水冷方式，第一段冷速确定依据在于确定铁素体晶粒尺寸，层流冷却第一段冷速过低，导致相变后铁素体尺寸粗大，材料在变形过程中变形集中于粗大晶粒，材料整体延伸率不足；同时为了保留足够后续相变过程碳具有足够的扩散能力，冷却终点温度不能过低。第一段冷却结束温度设定是依据Ar3点，第一段冷却结束温度需介于两者之间，本发明钢板Ar3温度为798℃；综合考虑铁素体晶粒尺寸和其均匀性考虑，本发明设定，第一段冷却采用水冷，第一段冷却速度≥60℃/s。第一段冷却终点温度为690-710℃，相变后铁素体晶粒为13-14级。
第二段冷却是第一段冷却结束到第三段冷却开始前，第二段冷却采用空冷方式，第二段冷却时间设定目的是获得细小、等轴、均匀的铁素体，作为钢基体组织，为了保证在第二段空冷中获得细小、等轴、均匀的铁素体，需要在Ar3点、Bs点的某一温度区间进行保温和等温，必须避免发生提前珠光体相变，故第二段冷却速度为10-15℃/s，空冷时间设定为2-5s。
第三段冷却为第二段冷却结束到卷取开始前，第三段冷却采用水冷方式，第三段冷却的目的得到本发明材料所要的粒状珠光体组织，冷却速度过低，导致相变进入层片状珠光体相变，后续冷却过程无法获得粒状珠光体，第三段冷却速度过高是会导致材料进入贝氏体相变区域，使材料断后伸长率降低。本发明设定，第三段冷却速度50-80℃/s，第三段冷却终点温度为580～620℃。
5、热轧卷取温度的设定
热轧卷取温度主要影响材料的性能。本发明的卷取温度设定主要考虑最终碳氮化钛的析出，为了获得尽量多的析出物，卷取温度需在碳氮化钛析出范围，故本发明的卷取温度设计为550℃～590℃。
本发明方法生产的热轧钢板的金相组织包括以面积分数计92％～93％的细晶粒铁素体+7％～8％的粒状珠光体，铁素体的平均晶粒尺寸为2.7～2.9μm，铁素体晶粒度级别为13～14级；粒状珠光体平均尺寸为1.5～2.5μm；4.0～7.0mm厚热轧钢板的下屈服强度ReL为500～560MPa，抗拉强度Rm为550～680MPa，断后伸长率A为26％～32％，维氏硬度HV0.5为190～200。
采用内高压成形制造工艺，将本发明方法生产的热轧钢板制造成汽车底盘悬架类等形状复杂零件，生产过程中未发生开裂和颈缩现象，成形质量优良。
本发明相比现有技术具有如下积极效果：1、本发明通过合适的成分设计和热轧工艺设计，本发明方法生产的热轧钢板在具有高强度的同时具备由于同级别热轧板的断后伸长率，满足了汽车零部件制造企业对热轧钢板板复杂成形需求。2、本发明成分设计采用低C、中Mn、中低Nb、微Ti的成分体系，配合常规TMCP工艺，能够获得细晶粒铁素体+少量珠光体，保证获得高强度的同时，使钢板具有高的断后伸长率，使钢板具有良好的内高压成形性能。3、本发明通过合适夹杂物处理工艺，使氧化铝夹杂和硫化锰夹杂，尺寸细小且弥散分布，减小了疲劳试验过程中裂纹从夹杂物起裂的可能性，大大提升钢板的疲劳性能。
附图说明
图1是本发明实施例1热轧钢板的金相组织照片。
具体实施方式
下面结合实施例1～5对本发明做进一步说明，如表1～表4所示。
表1为本发明实施例钢的化学成分(按重量百分比计)，余量为Fe及不可避免杂质。
表1本发明实施例钢的化学成分，单位：重量百分比。
Figure BDA0003128610330000061
通过转炉熔炼得到符合化学成分要求的钢水，钢水经LF钢包精炼炉精炼工序吹Ar处理，RH炉进行真空循环脱气处理和成分微调，后进行板坯连铸得到连铸板坯；连铸板坯厚度为210～230mm，宽度为900～1600mm，长度为8500～11000mm。
炼钢生产的定尺板坯送至加热炉再加热，出炉除鳞后送至热连轧机组轧制。通过粗轧和精轧连轧机组控制轧制，经层流冷却后进行卷取，层流冷却采用三段式冷却方式，产出合格热轧钢卷；热轧钢板的厚度为4.0～7.0mm。热轧工艺控制参数见表2～3。
表2本发明实施例热轧工艺控制参数(一)
Figure BDA0003128610330000062
表3本发明实施例热轧工艺控制参数(二)
Figure BDA0003128610330000063
利用上述方法得到的热轧钢板，参见图1，热轧钢板的金相组织包括以面积分数计92％～93％的细晶粒铁素体+7％～8％的粒状珠光体，铁素体的平均晶粒尺寸为2.7～2.9μm，铁素体晶粒度级别为13～14级；粒状珠光体平均尺寸为1.5～2.5μm；4.0～7.0mm厚热轧钢板的下屈服强度ReL为500～560MPa，抗拉强度Rm为550～680MPa，断后伸长率A为26％～32％，维氏硬度HV0.5为190～200。
将本发明得到的热轧钢板按照金属材料拉伸试验方法(GB/T 228.1)、钢的显微组织评定方法(GB/T 13299)、金属材料维氏硬度试验方法(GB/T4340.1-2009)进行拉伸、显微组织、硬度检测，其力学性能见表4。
表4本发明实施例热轧钢板的力学性能
Figure BDA0003128610330000071
除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。

Claims (4)

1.一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.065％～0.085％，Si：0.05％～0.15％，Mn：1.25％～1.35％，P≤0.015％，S≤0.003％、Nb：0.035％～0.045％，Ti：0.025％～0.035％，Alt：0.02％～0.05％，N≤0.0040％，其余为Fe和不可避免的杂质；4.0～7.0mm厚热轧钢板的下屈服强度ReL为500～560MPa，抗拉强度Rm为550～680MPa，断后伸长率A为26％～32％，维氏硬度HV0.5为190～200。
2.如权利要求1所述的汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板，其特征是，热轧钢板的金相组织包括以面积分数计92％～93％的细晶粒铁素体+7％～8％的粒状珠光体，铁素体的平均晶粒尺寸为2.7～2.9μm，铁素体晶粒度级别为13～14级；粒状珠光体平均尺寸为1.5～2.5μm。
3.一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板的制造方法，其特征是，包括以下步骤：
钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分的重量百分比为：C：0.065％～0.085％，Si：0.05％～0.15％，Mn：1.25％～1.35％，P≤0.015％，S≤0.003％、Nb：0.035％～0.045％，Ti：0.025％～0.035％，Alt：0.02％～0.05％，N≤0.0040％，其余为Fe和不可避免的杂质；
连铸板坯于1220～1250℃，加热180～240min后进行热轧，所述的热轧为两段式轧制工艺，粗轧为6道次连轧，在奥氏体再结晶温度以上轧制，粗轧结束温度为1000～1040℃；精轧为7道次连轧，在奥氏体未再结晶温度区轧制，精轧结束温度为820～860℃，精轧总压下率为85％～90％；精轧后，控制钢板厚度为4.0～7.0mm，层流冷却采用三段式冷却方式，第一段为水冷，第一段冷却速度≥60℃/s，第一段冷却终点温度为690～710℃；第二段为空冷，第二段冷却速度为10-15℃/s，第二段空冷时间为2～5s；第三段为水冷，第三段冷却速度50～80℃/s，第三段冷却终点温度为580～620℃；卷取温度为550～590℃卷取得热轧钢卷。
4.如权利要求3所述的汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板的制造方法，其特征是，热轧钢板的金相组织包括以面积分数计92％～93％的细晶粒铁素体+7％～8％的粒状珠光体，铁素体的平均晶粒尺寸为2.7～2.9μm，铁素体晶粒度级别为13～14级；粒状珠光体平均尺寸为1.5～2.5μm；热轧钢板的下屈服强度ReL为500～560MPa，抗拉强度Rm为550～680MPa，断后伸长率A为26％～32％，维氏硬度HV0.5为190～200。
CN202110696420.8A 2021-06-23 2021-06-23 一种汽车底盘悬架用屈服强度500MPa级热轧钢板 Pending CN115505836A (zh)

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