CN117512437A - 一种高韧性高强大梁钢及其制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种高韧性高强大梁钢及其制造方法，该高韧性高强大梁钢包括Fe基，以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素：C：0.05％～0.12％，Si≤0.50％，Mn：1.0％～1.8％，Ti：0.10％～0.18％，Cr：0.10％～0.50％，Al：0.015％～0.10％，N≤0.010％，B≤0.0020％。本发明实施例的高韧性高强大梁钢具有优异的综合力学性能，因此，在作为商用车大梁时，避免了采用双层结构大梁，实现了商用车的轻量化和减能减排。
Description
技术领域
本发明涉及冶金技术领域，具体涉及一种高韧性高强大梁钢及其制造方法。
背景技术
大梁钢作为汽车车架大梁，需满足其力学性能要求，我国中重型卡车的大梁钢以厚度为8mm、屈服强度为345～500MPa的主梁结合厚度为5～8mm的副梁的双层结构大梁为主，部分卡车还采用厚度为8mm、屈服强度为610MPa的钢板为主梁结合厚度为5mm、屈服强度为510Mpa的钢板为副梁双层结构大梁。这种双层结构大梁较为笨重，不符合车辆轻量化和汽车节能减排的需求。用低合金高强度和超高强度钢板生产汽车车架大梁，实现车辆减重，已成为发展趋势。
目前，已有专利文献公开了用于汽车车架大梁的大梁钢及其制造方法。例如：
专利一：公开号CN104805358A，一种抗拉强度550MPa级汽车大梁钢及其制备方法中公开了“其化学成分按质量百分数为：C：0.04～0.12％，Si：0.05～0.35％，Mn：0.5～1.2％，S：≤0.015％，P：≤0.02％，Als：0.02～0.05％，Ti：0.02～0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质”，“组织为准多边形铁素体和珠光体，其中准多边形铁素体体积分数为82～96％，珠光体体积分数为4～18％，平均晶粒尺寸为5～9微米”。然而，该专利的拉伸强度较低，其抗拉强度为560～590MPa。
专利二、公开号CN105316578A，低碳当量易焊接屈服强度750Mpa以上的汽车大梁钢及其制造方法中公开了“该钢由以下化学成分按重量百分比组成：0.03～0.05％C、0.06～0.15％Si、1.80～1.85％Mn、0.010～0.015％P、0.001～0.003％S、0.065～0.085％Nb、0.12～0.18％Mo、0.15～0.16％Ti、0.0015～0.0045％Ca、0.02～0.05％Alt，余量为Fe和不可避免的杂质”。该汽车大梁钢优点是碳当量低，为0.354～0.394，拉伸强度高，其中屈服强度≥750Mpa，抗拉强度780-950Mpa，延伸率15％。然而，该汽车大梁钢未表明是否具有良好低温韧性，且其合金成本相对较高。
专利三、公开号CN108018502A，一种抗拉强度≥800MPa的汽车大梁钢及其生产方法公开了“通过优化控温轧制及(DQ+ACC)控制冷却工艺，配以合理的回火温度最终得到理想的回火组织，得到一种抗拉强度≥800MPa的汽车大梁钢800L”，“C：0.06～0.09％，Si：0.3～0.4％，Mn：1.60～1.75％，Nb：0.055～0.070％，Ti：0.010～0.030％，Cr：0.25～0.35％，Mo：0.20～0.30％，B：0.0005～0.0016％，Als≥0.015％”。该汽车大梁钢的厚度为10～14mm，通过优化控温轧制及(DQ+ACC)控制冷却工艺，配以合理的回火温度最终得到理想的回火组织。其屈服强度约700MPa，抗拉强度大于800MPa，-20℃低温韧性可达100J以上。然而，该汽车大梁钢的制备方法中采用DQ加上回火工艺，工艺较复杂，且合金成本相对较高。
发明内容
有鉴于此，本发明提供一种高韧性高强大梁钢。
本发明还提供一种高韧性高强大梁钢的制造方法。
根据本发明第一方面实施例的高韧性高强大梁钢，所述高韧性高强大梁钢包括Fe基，以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素：
C：0.05％～0.12％，Si≤0.50％，Mn：1.0％～1.8％，Ti：0.10％～0.18％，Cr：0.10％～0.50％，Al：0.015％～0.10％，N≤0.010％，B≤0.0020％。
进一步地，本发明实施例的高韧性高强大梁钢还可以包括：微合金元素，所述微合金元素包括Nb、V、Mo中的任意一种或多种，所述微合金元素中Nb≤0.05％，V≤0.05％，Mo≤0.20％。
进一步地，所述高韧性高强大梁钢由Fe基以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素组成：
C：0.05％～0.12％，Si≤0.50％，Mn：1.0％～1.8％，Ti：0.10％～0.18％，Cr：0.10％～0.50％，Al：0.015％～0.10％，N≤0.010％，B≤0.0020％，余量为不可避免杂质。
进一步地，所述不可避免杂质包括P和S，其中，以质量百分比计，P≤0.020％，S≤0.006％。
进一步地，所述化学元素的质量百分比还满足：0.2≤Ti/Cr≤1.8。
进一步地，所述化学元素的质量百分比还满足：
进一步地，所述高韧性高强大梁钢的微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且所述铁素体的相比例≥70％，所述贝氏体的相比例≤30％。
进一步地，所述高韧性高强大梁钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J。
根据本发明第二方面实施例的高韧性高强大梁钢的制造方法，该制造方法为上述的任一项所述的高韧性高强大梁钢的制造方法，包括以下步骤：
S1，分别按照权利要求1或3所述的化学元素组成进行配比，再冶炼、精炼、铸造，得到铸坯；
S2，对步骤S1中的铸坯加热至1230～1280℃，保温时间1～3h；
S3，对步骤S2中的铸坯进行热轧制得到预制钢板；
S4，采用层流冷却法对步骤S3中的所述预制钢板进行冷却；
S4，对步骤S4中冷却后的所述预制钢板进行卷取得到所述高韧性高强大梁钢，所述卷取步骤中，卷取温度为450～580℃。
进一步地，所述步骤S3包括：
S31，对步骤S2中的铸坯进行粗轧得到中间坯，所述粗轧步骤中，粗轧结束温度为1000～1100℃；
S32，对步骤S31中的中间坯在1050℃以上进行至少一次精轧直至累计变形量≥50％；
S33，将步骤S32中的中间坯在950～1050℃的温度下进行至少一次精轧直至累计变形量≥70％；
S34，对步骤S33中的中间坯进行终轧得到所述预制钢板，所述终轧步骤中，终轧温度为800～920℃；
S35，将所述步骤S34中的所述预制钢板冷却至450～570℃。
本发明的上述技术方案至少具有如下有益效果之一：根据本发明实施例的高韧性高强大梁钢通过成分设计并配合优化制造工艺，可以形成相比例≥70％的铁素体、相比例≤30％的贝氏体和纳米级的Ti的析出相的微观组织，从而使得本发明实施例的高韧性高强大梁钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J，由于本发明实施例的高韧性高强大梁钢具有优异的综合力学性能，因此，在作为商用车大梁时，避免了采用双层结构大梁，实现了商用车的轻量化和减能减排。
附图说明
图1为根据本发明实施例2的高韧性高强大梁钢的金相图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例的附图，对本发明实施例的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例是本发明的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于所描述的本发明的实施例，本领域普通技术人员所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
除非另作定义，本发明中使用的技术术语或者科学术语应当为本发明所属领域内具有一般技能的人士所理解的通常意义。本发明中使用的“第一”、“第二”以及类似的词语并不表示任何顺序、数量或者重要性，而只是用来区分不同的组成部分。同样，“一个”或者“一”等类似词语也不表示数量限制，而是表示存在至少一个。“连接”或者“相连”等类似的词语并非限定于物理的或者机械的连接，而是可以包括电性的连接，不管是直接的还是间接的。“上”、“下”、“左”、“右”等仅用于表示相对位置关系，当被描述对象的绝对位置改变后，则该相对位置关系也相应地改变。
下面首先具体描述本发明实施例的高韧性高强大梁钢，(以下简称大梁钢)。
本发明一个实施例的大梁钢包括Fe基，以及分散在Fe基中的质量百分比如下的化学元素：C：0.05％～0.12％，Si≤0.50％，Mn：1.0％～1.8％，Ti：0.10％～0.18％，Cr：0.10％～0.50％，Al：0.015％～0.10％，N≤0.010％，B≤0.0020％。也就是说，通过成分设计，可以形成相比例≥70％的铁素体、相比例≤30％的贝氏体和纳米级的Ti的析出相的微观组织，并且通过调节Ti、Cr、N的含量，进一步提高大梁钢的强度和塑、韧性，从而获得优异综合力学性能的大梁钢。
本发明实施例的大梁钢还可以包括微合金元素，微合金元素包括Nb、V、Mo中的任意一种或多种，微合金元素中Nb≤0.05％，V≤0.05％，Mo≤0.20％。也就是说，通过添加Nb、V、Mo中的一种或多种微合金元素并控制其添加量，可以进一步使大梁钢的组织晶粒细化，进一步提高大梁钢的强度和塑、韧性。
进一步地，本发明另一实施例的大梁钢由Fe基以及分散在Fe基中的质量百分比如下的化学元素组成：C：0.05％～0.12％，Si≤0.50％，Mn：1.0％～1.8％，Ti：0.10％～0.18％，Cr：0.10％～0.50％，Al：0.015％～0.10％，N≤0.010％，B≤0.0020％，余量为不可避免杂质。也就是说，通过按比例添加上述的有益元素、调节Ti、Cr、N的含量以及控制不可避免杂质的含量可以得到优异的综合力学性能的大梁钢。
进一步地，不可避免杂质包括P和S，其中，以质量百分比计，P≤0.020％，S≤0.006％。也就是说，通过控制Fe基中P、S的含量，保证Fe基的纯度，提高大梁钢的强度和塑、韧性。
具体的，本发明中，大梁钢中各化学元素的设计原理如下：
C：C是钢中的基本元素之一。C作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用。C含量对钢中铁素体和贝氏体组织组成影响较大，同时也是Ti元素纳米析出必不可少的。C含量较高时，可使钢中形成足够的贝氏体组织，且形成较多的纳米析出物；但是C的含量过高，则会在热轧或高温卷取过程中抑制铁素体相变，不利于形成铁素体+贝氏体以及纳米级析出物的微观组织，对拉伸性能和冲击韧性产生不利影响。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中C的质量百分比控制在0.05％～0.12％。
Si：Si是钢中的基本元素之一。Si在炼钢过程起到部分脱氧的作用。此外，Si在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大轧制工艺窗口；同时Si还有一定的固溶强化效果。但是，Si的含量太高会降低钢的导热性，使得钢带在加热和冷却过程中引起内裂。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa的大梁钢而言，大梁钢中Si的质量百分比≤0.50％。
Mn：Mn是钢中最基本的元素之一，也是扩大奥氏体相区的重要元素，可以降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，提高钢的强度和韧性。但Mn的含量过高，会抑制钢中铁素体相变，且过多的Mn容易在连铸坯中心发生成分偏析，从而在板坯连铸时发生热裂。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中Mn的质量百分比控制在1.0％～1.8％。
Ti：Ti是钢中的重要元素之一。在奥氏体向铁素体转变过程中，Ti可以在铁素体基体中形成更多的纳米级碳化物，Ti有利于充分发挥钢中Ti的纳米析出强化作用，从而使钢具有高强度和高韧性。Ti还可以结合Cr保证纳米级碳化物在高温时仍具有较强的抗粗化能力，即具有高的热稳定性。
因此，在本发明中，对于要获得屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中Ti的质量百分比控制在0.10％～0.18％。
Cr：可以提高钢的淬透性，同时具有耐高温氧化的作用。Cr可以减缓Ti的纳米析出粒子的粗化过程，使其具有更高的热稳定性。
因此，在本发明中，对于要获得屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中Cr的质量百分比控制在0.10％～0.50％。
B：B是钢中重要合金元素。B可以适当减缓铁素体相变的过程，使得Ti元素的相间析出与铁素体相变过程能够匹配，保证较好的纳米相间析出效果。但是，B含量过高会抑制铁素体的相变，阻碍Ti元素的纳米析出。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的B的质量百分比≤0.0020％。
Al：Al是钢中重要合金元素。适量的Al在炼钢过程中起脱氧作用，但是Al的含量过高，会减弱其细化晶粒的效果。
因此，在本发明中，对于要获得屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的Al的质量百分比控制在0.015％～0.10％。
Nb：Nb可以通过晶粒细化提高钢的强度和韧性。
因此，在本发明中，对于要获得屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的Nb的质量百分比≤0.05％。
Mo：Mo可以通过晶粒细化提高钢的强度和韧性。
因此，在本发明中，对于要获得屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的Mo的质量百分比≤0.20％。
V：V可以通过晶粒细化提高钢的强度和韧性。
因此，在本发明中，对于要获得屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的V的质量百分比≤0.05％。
N：N在本发明中属于有害元素杂质元素，其质量百分比含量越低越好。然而，N是钢中不可避免的元素，这些固溶或游离的N必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的“锯齿裂”缺陷。可以通过添加强碳化物或氮化物形成元素Ti，形成稳定的TiN从而固定N。
因此，在本发明中，对于要获得延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的N的质量百分比≤0.01％。
P：P是钢中有害的杂质元素。P极易偏聚到晶界上，钢中P的含量较高时，在晶粒周围析出的Fe2P会降低钢的韧性和磁感性能，故其含量越低越好。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的P的质量分数≤0.02％。
S：S是钢中有害的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是当S和Mn的质量百分比均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。因此，钢中S的质量百分比越低越好。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa的大梁钢而言，大梁钢中的S的质量分数≤0.006％。
进一步地，大梁钢中的化学元素的质量百分比满足：0.2≤Ti/Cr≤1.8。这是考虑到在大梁钢中同时添加Ti、Cr并调节Ti、Cr的含量有利于使细晶强化作用达到最佳效果。若在高强钢中单纯滴添加Ti，则Ti与钢中的C会在高碳钢中形成纳米级的TiC析出相，然而，形成有TiC析出相的高碳钢在600～700℃的高温卷取过程中会使得TiC析出相出现比较严重的粗化现象，进而在卷曲后的钢缓慢冷却至室温后，减弱TiC析出相的弥散强化效果。由于Cr与C之间存在一定的结合力，通过调节Ti、Cr的添加比例可以提高钢中的显微组织的热稳定性，减缓TiC析出相的粗化过程，保证纳米级的TiC析出相在高温时仍具有较强的抗粗化能力，有利于充分发挥钢中纳米级的TiC析出相的细晶强化作用，进一步提高大梁钢的强度和塑韧性。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750Mpa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的化学元素质量百分比满足：0.2≤Ti/Cr≤1.8。
进一步地，化学元素的质量百分比还满足：也就是说，通过进一步地调节N、Ti、Cr的含量，进一步提高大梁钢的塑韧性。具体而言，N在钢中以固溶态或游离态的形式存在，从而可以与钢中的Ti、Cr形成稳定的氮化物以固定固溶态或游离态的N，这是考虑到固溶态或游离态的N会对钢的冲击韧性产生不利影响，并且在钢轧制的过程中很容易形成全长性的“锯齿裂”缺陷。
因此，在本发明中，对于要获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％，以及延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J的大梁钢而言，大梁钢中的化学元素质量百分比还满足：
进一步地，大梁钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J。也就是说，通过上述成分设计，可以形成相比例≥70％的铁素体、相比例≤30％的贝氏体和纳米级的Ti的析出相的微观组织，从而使得本发明实施例的大梁钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J，由于本发明实施例的大梁钢具有优异的综合力学性能，因此，在作为商用车大梁时，可以避免采用双层结构大梁，实现商用车的轻量化和减能减排。
根据本发明第二方面实施例的大梁钢的制造方法，包括以下步骤：S1，分别按照上述的化学元素组成进行配比，再冶炼、精炼、铸造，得到铸坯；S2，对步骤S1中的铸坯加热至1230～1280℃，保温时间1～3h；S3，对步骤S2中的铸坯进行热轧制得到预制钢板；S4，采用层流冷却法对步骤S3中的预制钢板进行冷却；S4，对步骤S4中冷却后的预制钢板进行卷取得到大梁钢，卷取步骤中，卷取温度为450～580℃。也就是说，在上述成分设计以及调节Ti、Cr、N的含量的基础上，控制加热温度为1230～1280℃、保温时间为1～3h。这是由于Ti在钢铸坯加热过程中重新溶解，通过控制加热温度和保温时间可以使尽可能多的Ti以Ti的碳氮化物的形式固溶在钢铸坯中，并且由于在炼钢或连铸以及轧制过程中的不同阶段的温度变化会使得Ti的碳氮化物有不同程度的析出，从而使最终用以起到析出强化作用的Ti的质量百分比变低，因此，将加热温度控制在1230～1280℃，保温时间控制在1～3h。在此基础上，卷取温度控制在450～580℃，以保证在最终的卷取过程中获得更多的纳米析出物，通过控制卷取温度可以保证在卷曲过程中析出更多的纳米析出物。
进一步地，步骤S3包括：S31，对步骤S2中的铸坯进行粗轧得到中间坯，粗轧步骤中，粗轧结束温度为1000～1100℃；S32，对步骤S31中的中间坯在1050℃以上进行至少一次精轧直至累计变形量≥50％；S33，将步骤S32中的中间坯在950～1050℃的温度下进行至少一次精轧直至累计变形量≥70％；S34，对步骤S33中的中间坯进行终轧得到预制钢板，终轧步骤中，终轧温度为800～920℃；S35，将步骤S34中的预制钢板冷却至450～570℃。也就是说，在步骤S31的粗轧和步骤S32、S33的精轧步骤阶段，应促使轧制过程尽量快速完成，避免在粗轧和精轧阶段析出过多的Ti的碳氮化物，这是因为在粗轧、精轧，尤其是精轧阶段，铸坯处于奥氏体区，在此温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十微米，对最终的析出强化效果不大。因此，在热轧制的粗轧和精轧阶段应尽快完成以保留更多的Ti在卷取过程中析出；最后将精轧后的预制钢板冷却至450～570℃。也就是说，钢铸坯精轧结束之后，将冷却温度控制在450～570℃，以便于后续进行卷曲步骤。这是由于纳米级的Ti的析出物通常发生在精轧结束至卷取缓冷过程中，若精轧后的预制钢板在620～700℃缓慢冷却，则会降低Ti的固溶度，导致在铁素体相变的过程中，在铁素体晶内形成分布均匀的纳米相间析出粒子；若精轧后的预制钢板在570～620℃缓慢冷却，也会降低Ti的固溶度，导致在晶内和晶界等位置随机析出第二相粒子。在本发明的实施例中，通过将精轧后的预制钢板的冷却温度控制在450～570℃缓慢冷却，一方面可以便于将卷取温度控制在450～570℃；另一方面可以使得预制钢板中未转变的奥氏体将发生贝氏体相变，从而获得微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％的大梁钢，进一步提高大梁钢的强度、塑韧性和低温韧性。
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明的实施方式作进一步地详细描述。
实施例1-7和对比例1-2
本发明的实施例1-7和对比例1-2的大梁钢通过如下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学元素组成进行配比，再通过冶炼、精炼、铸造，得到铸坯；
(2)依次对步骤(1)的铸坯进行加热、保温；
(3)对步骤(2)的铸坯进行热轧制得到预制钢板；
具体而言，步骤(31)，对步骤(2)的铸坯进行粗轧得到中间坯；步骤(32)，对步骤(31)中的中间坯在1050℃以上进行至少一次精轧直至累计变形量≥50％；步骤(33)，将步骤(32)中的中间坯在950～1050℃的温度下进行至少一次精轧直至累计变形量≥70％；步骤(34)，对步骤(33)中的中间坯进行终轧；步骤(35)，对步骤(34)的预制钢板进行冷却；
(4)对步骤(3)中冷却后的预制钢板进行卷取得到本发明实施例1-7的大梁钢。
其中步骤(2)-步骤(4)的工艺参数如表2所示。
具体的，表1列出了实施例1-7和对比例1-2的大梁钢的组分和部分化学元素的指标。
表1实施例1-7和对比例1-2的大梁钢的组分(wt％)和部分化学元素成分的指标
表2列出了实施例1-7和对比例1-2的步骤(2)-步骤(4)的工艺参数及实施例1-7中的铁素体相比例。
表2实施例1-7和对比例1-2的步骤(2)-步骤(4)的工艺参数及实施例1-7中的铁素体相比例
由表1和表2可知，通过表1中实施例1-7的成分设计并配合表2中实施例1-7的优化的工艺参数，可以得到本发明实施例1-7和对比例1-2的大梁钢，然后对实施例1-7的大梁钢的微观组织进行观察，发现实施例1-7的微观组织均以铁素体组织为主，贝氏体的相比例≤30％，另外，大梁钢中分布的纳米级析出物主要是Ti的析出相，从而使得本发明实施例1-7的大梁钢具有优异的综合力学性能。
为进一步说明大梁钢的微观组织组成，图1示出了本发明实施例2的大梁钢的微观组织金相图，从图1可以看出，实施例2的大梁钢的微观组织为铁素体+贝氏体以及纳米级的Ti的析出物，其中铁素体的相比例为90％。
为验证该微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且铁素体的相比例≥70％，贝氏体的相比例≤30％的大梁钢的综合力学性能，对本发明实施例1-7和对比例1-2的大梁钢进行拉伸试验(参照GB/T 228.1)和冲击试验(参照GB/T 229)，测试结果如表3所示。
表3实施例1-7和对比例1-2的大梁钢的力学性能测试结果
备注：拉伸试验试样尺寸为8*30*450mm，冲击试样尺寸为7.5*10*55mm
从表3可以看出，对比例1合金较高，组织中无贝氏体，且未实现高的低温韧性。对比例2为QD-T工艺(即其热处理过程为在线淬火加回火工艺)，不仅合金较高，而且需要进行回火热处理，且其延伸率相对较低。本发明实施例的大梁钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J，由于本发明实施例的大梁钢具有优良的抗拉性能和耐冲击性能，也即具有优异的综合力学性能，因此，在作为商用车大梁时，避免了采用双层结构大梁，实现了商用车的轻量化和减能减排。
以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以作出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种高韧性高强大梁钢，其特征在于，所述高韧性高强大梁钢包括Fe基，以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素：
C：0.05％～0.12％，Si≤0.50％，Mn：1.0％～1.8％，Ti：0.10％～0.18％，Cr：0.10％～0.50％，Al：0.015％～0.10％，N≤0.010％，B≤0.0020％。
2.根据权利要求1所述的高韧性高强大梁钢，其特征在于，还包括：微合金元素，所述微合金元素包括Nb、V、Mo中的任意一种或多种，所述微合金元素中Nb≤0.05％，V≤0.05％，Mo≤0.20％。
3.根据权利要求1所述的高韧性高强大梁钢，其特征在于，所述高韧性高强大梁钢由Fe基以及分散在所述Fe基中的质量百分比如下的化学元素组成：
C：0.05％～0.12％，Si≤0.50％，Mn：1.0％～1.8％，Ti：0.10％～0.18％，Cr：0.10％～0.50％，Al：0.015％～0.10％，N≤0.010％，B≤0.0020％，余量为不可避免杂质。
4.根据权利要求3所述的高韧性高强大梁钢，其特征在于，所述不可避免杂质包括P和S，其中，以质量百分比计，P≤0.020％，S≤0.006％。
5.根据权利要求1或3所述的高韧性高强大梁钢，其特征在于，所述化学元素的质量百分比还满足：0.2≤Ti/Cr≤1.8。
6.根据权利要求1或3所述的高韧性高强大梁钢，其特征在于，所述化学元素的质量百分比还满足：
7.根据权利要求1或3所述的高韧性高强大梁钢，其特征在于，所述高韧性高强大梁钢的微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级的Ti的析出相，且所述铁素体的相比例≥70％，所述贝氏体的相比例≤30％。
8.根据权利要求1或3所述的高韧性高强大梁钢，其特征在于，所述高韧性高强大梁钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，-20℃纵向冲击功KV2≥80J。
9.根据权利要求1-8任一项所述的高韧性高强大梁钢的制造方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1，分别按照权利要求1或3所述的化学元素组成进行配比，再冶炼、精炼、铸造，得到铸坯；
S2，对步骤S1中的铸坯加热至1230～1280℃，保温时间1～3h；
S3，对步骤S2中的铸坯进行热轧制得到预制钢板；
S4，采用层流冷却法对步骤S3中的所述预制钢板进行冷却；
S4，对步骤S4中冷却后的所述预制钢板进行卷取得到所述高韧性高强大梁钢，所述卷取步骤中，卷取温度为450～580℃。
10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，所述步骤S3包括：
S31，对步骤S2中的铸坯进行粗轧得到中间坯，所述粗轧步骤中，粗轧结束温度为1000～1100℃；
S32，对步骤S31中的中间坯在1050℃以上进行至少一次精轧直至累计变形量≥50％；
S33，将步骤S32中的中间坯在950～1050℃的温度下进行至少一次精轧直至累计变形量≥70％；
S34，对步骤S33中的中间坯进行终轧得到所述预制钢板，所述终轧步骤中，终轧温度为800～920℃；
S35，将步骤S34的所述预制钢板冷却至450～570℃。
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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