抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板及其製造方法與流程

2023-12-01 01:16:06 2

本發明涉及高擴孔鋼板，特別涉及一種抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板及其製造方法。

背景技術：

隨著汽車工業的發展，汽車行業對輕量化、安全、降低成本、降低燃油消耗的要求越來越高，「高強減薄」是汽車用鋼的必然趨勢。許多車身零部件，例如汽車動力擺臂、車輪等，對鋼材的強度提出了更高的要求。但在應用過程中發現，這種高強度材料在製作某些有較大擴孔量和翻邊量的零部件時非常容易出現開裂，所以這些零部件在強度高的前提下要求鋼的具有良好的擴孔性能，延伸凸緣性好。

現有技術生產高擴孔鋼主要通過合金元素以及控軋控冷工藝在鋼中獲得單相鐵素體或鐵素體+貝氏體的混合組織，獲得良好的擴孔性能。但是在現有公開的技術中，鐵素體或者是鐵素體+貝氏體的混合組織難以獲得更高的強度，單相的鐵素體組織強度不足，鐵素體+貝氏體組織中如果貝氏體含量過高，鋼板的強度上升，但是帶來的後果是擴孔性能的急劇下降。

中國專利申請CN 201510049822.3的專利公開了「具有高擴孔性能的熱軋酸洗帶鋼及其生產方法」，通過對化學成分的控制及軋制、酸洗工藝參數的控制，使得成產出來的帶鋼微觀金相組織為鐵素體+貝氏體，其中貝氏體組織所佔體積比10 ～ 20％，該帶鋼抗拉強度≥ 540MPa，擴孔率λ≥ 100％。但是其強度有限，不能滿足汽車行業對更高強度高擴孔性能鋼板的需要。

中國專利申請CN 201310628170.X的專利公開的「一種抗拉強度780MPa 級高擴孔鋼板及其製造方法」，提供了一種高強度的高擴孔鋼，主要利用Ti和C的析出強化作用，導致其擴孔性能並不高，50％≤λ≤70%，不能用於製作成型複雜，對擴孔和翻邊性能要求高的零件。

因此，現有技術中公開有關高強度高擴孔性能熱軋薄板及其製造方法的技術方案存在以下問題：不能同時具備高強度和高擴孔性能的特徵，無法用於既對強度有要求，成型複雜，又對擴孔和翻邊性能要求高的應用場合，不能滿足汽車行業對「高強減薄」減少能源消耗的需要。

技術實現要素：

本發明的目的是提供一種抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板及其製造方法，解決現有的抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板擴孔和翻邊加工性能差的技術問題。

本發明採用的技術方案是：

一種抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板，其化學成分的重量百分比為：C:0.05%～0.09%，Si：0.15%～0.35%，Mn:1.20%～1.80%，P≤0.015%，S≤0.008%，Al:0.015%～0.050%，Ti:0.08%～0.13%，V：0.035%～0.065%,餘量為鐵和不可避免的夾雜。

本發明所述的抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板的化學成分限定在上述範圍內的理由如下：

碳：碳在本發明中提高強度並獲得預期組織的重要元素。固溶在基體中碳提高材料的淬透性，降低相變點，有利於獲得貝氏體和馬氏體組織。另外的碳和Ti及V結合形成Ti和V的碳氮化合物，在鐵素體中形成相間析出，具有強化鐵素體，減少鐵素體和馬氏體之間的強度差作用。碳含量過高，獲得的馬氏體比例高，不利於獲得高的擴孔性能，碳含量過低，無法獲得足夠的強度，本發明設定的C含量為0.05%～0.09%。

矽：矽固溶在鋼板基體中有明顯的強化效果，在本發明中的Si還具有促進C向奧氏體擴散，抑制珠光體轉變的作用。珠光體對擴孔性能有嚴重的惡化作用。在本發明中，如Si含量過低，在顯微組織中會出現珠光體，降低擴孔性能，Si含量過高，會在熱軋板表面形成嚴重的難以去除的Fe2O3，影響產品外觀及後續表面處理。本發明限定Si含量為0.15%～0.35%。

錳：錳在本發明中一方面可以起到固溶強化的作用，同時能擴大γ區，降低γ→α轉變溫度，擴大軋制工藝範圍，有利於得到貝氏體+馬氏體組織。但Mn含量高，會相應增加鋼的成本，也會增加碳當量，不利於焊接。本發明限定Mn含量範圍為1.20%～1.80%。

鈦：鈦在本發明是重要的合金元素，鈦在高溫軋制時形成TiN析出相有效細化奧氏體晶粒。在低溫時，Ti和C形成TiC顆粒，在鐵素體相變時形成重要的相間析出物，提高鐵素體的強度，從而減少鐵素體和馬氏體之間的強度差，提高變形時的協調性，獲得高的強度的同時具有高的擴孔性能。Ti過高會造成鋼板的韌性下降。本發明限定Ti含量為0.08%～0.13%。

釩：釩在本發明中是在鐵素體相變時獲得相間析出的重要合金元素。由於相間析出具有析出均勻、彌散、尺寸為納米級的特點，強化作用明顯，並且能夠保持材料具有一定的韌性。本發明限定V的含量為V：0.035%～0.065%。

硫和磷：硫在鋼中形成硫化物夾雜，使其延展性和韌性降低。鋼軋制時，由於MnS夾雜隨著軋制方向延伸，使鋼的各向異性加重，嚴重時導致鋼板分層。同時含硫量高對鋼的焊接性不利。磷高增加鋼的冷脆性，使鋼的脆性轉變溫度上升，使鋼的衝擊韌性顯著下降。但考慮到實際工藝控制能力，本發明限定S≤0.008%，P≤0.015%。

鋁：鋁在本發明中的作用是起到脫氧的作用，鋁是強氧化性形成元素，和鋼中氧形成Al2O3在煉鋼時去除。鋁過高會形成過多的Al2O3夾雜，並且連鑄澆注是容易堵塞澆注水口。本發明限定Al含量為0.015%～0.050%。

一種抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板的製造方法，該方法包括：

鋼水經真空脫氣處理後進行連鑄得到連鑄板坯，其中所述鋼水成分的重量百分比為：C:0.05%～0.09%，Si：0.15%～0.35%，Mn:1.20%～1.80%，P≤0.015%，S≤0.008%，Al:0.015%～0.050%，Ti:0.08%～0.13%，V：0.035%～0.065%，餘量為鐵和不可避免的夾雜。

連鑄板坯於1220℃～1260℃，加熱200～280min後進行熱軋，所述的熱軋為兩段式軋制工藝，粗軋為6道次連軋，在奧氏體再結晶溫度以上軋制，粗軋結束溫度為1020～1070℃；精軋為7道次連軋，在奧氏體非再結晶溫度區軋制，精軋結束溫度為820℃～860℃，精軋壓下率大於75%，精軋後層流冷卻採取三段式冷卻方式，第一段採用採用水冷，冷卻速度為20-50℃/s，第一段終冷溫度為600-700℃/s，第二段採用空冷，空冷時間為4-15s，第三段為水冷，冷卻速度為30-60℃/s，卷取溫度為200℃～300℃。

本發明採取的熱軋工藝制度的理由如下：

1、連鑄板坯加熱溫度和加熱時間的設定

連鑄板坯加熱溫度和時間的設定在於保證連鑄坯中粗大的TiC 顆粒的溶解，本發明技術方案Ti 含量較高，在連鑄板坯冷卻過程中會析出TiC 顆粒，此時析出的TiC 粒子粗大，沒有強化作用，需要在熱軋前的板坯加熱時，將粗大的TiC 粒子充分溶解，這樣才能將化合態的Ti、V元素固溶入奧氏體中去，在隨後的熱軋和冷卻過程的相變時形成相間析出，強化鐵素體，這對於本發明技術方案非常重要，溫度過低和加熱時間過短，連鑄板坯中原始粗大的TiC 粒子不能充分溶解，溫度過高，加熱時間過長，板坯表面氧化脫碳嚴重，不利於鋼板最終性能和表面質量，同時也消耗能源。因此本發明設定連鑄板坯加熱溫度為1220℃～1260℃，加熱時間為200min～280min。

2、粗軋結束溫度設定

粗軋軋制過程控制在奧氏體再結晶溫度以上軋制，確保奧氏體經過反覆變形和再結晶，得到均勻細小的奧氏體晶粒。因此本發明設定粗軋結束溫度為1020℃～1070℃。

3、精軋結束溫度設定

本發明的精軋溫度設定有兩方面的作用，一方面通過奧氏體未再結晶區軋制，得到內部有變形帶的扁平狀奧氏體晶粒，在隨後的層流冷卻過程中轉變成細小的鐵素體晶粒，發揮細晶強化的作用。本發明晶粒細化很重要，鐵素體晶粒粗化會降低產品的擴孔性能。如果粗軋溫度過高還會造成最終的馬氏體的晶粒也會粗大，這樣粗大的鐵素體加上粗大的馬氏體，材料在受到變形時，馬氏體和鐵素體的相界面就容易形成微孔，嚴重降低擴孔性能。但是精軋溫度也不能過低，過低的精軋溫度容易誘發TiC在軋制過程中的奧氏體狀態析出，導致在後續的相變過程中沒有足夠的析出物，影響析出強化效果。精軋結束溫度設定為820℃～860℃。

3、精軋後層流冷卻速度和時間設定

精軋後層流冷卻採取三段式冷卻方式，第一段冷卻採用水冷，在精軋後的第一段冷卻目的是將本發明材料中奧氏體過冷到一定溫度，如冷卻速度過低則會使材料相變得到的鐵素體晶粒粗大，不利於鋼板的塑性和擴孔性能；如冷卻速度過高，則會降低相變點溫度，不利於在第二段冷卻過程中獲得合適比例的鐵素體相比例；終冷溫度過高則相變後的鐵素體晶粒容易長大，終冷溫度過低則得不到足夠比例的鐵素體量，則最終材料的塑性和擴孔性能過低。綜合考慮，本發明設定，第一段冷卻採用水冷，冷卻速度為20-50℃/s，第一段終冷溫度為600-700℃/s。

第二段冷卻採用空冷，第二段冷卻是本發明材料中奧氏體轉變為部分鐵素體的階段，如空冷時間過短，則得不到足夠比例的鐵素體含量，空冷時間過長，得到過多的鐵素體，則最終得不到合適比例的馬氏體。綜合考慮，第二段空冷時間設定為4-15s。

第三段冷卻採用水冷，第三段冷卻將本發明材料中剩餘奧氏體轉變為馬氏體，如冷卻速度過低和卷取溫度過高，得不到完全馬氏體組織，會得到部分珠光體組織，則嚴重降低材料的擴孔性能；如冷卻速度過大，卷取溫度過低，則馬氏體中的畸變應力過大，也不利於材料的塑性和擴孔性能。綜合考慮，本發明設定，第三段冷卻為水冷，冷卻速度為

30-60℃/s。

4、熱軋卷取溫度的設定

熱軋卷取溫度主要影響材料的組織、性能。綜合考慮，本發明設定熱軋卷取為200℃～300℃。

本發明得到的抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板的顯微組織為細晶粒塊狀鐵素體+針狀鐵素體+馬氏體，其中馬氏體的比例為5%-15%，鐵素體基體上有均勻析出的Ti和V的碳氮化物，鐵素體的晶粒度為10-13級；其2～6mm厚熱軋鋼板屈服強度≥550MPa，抗拉強度≥700MPa，斷後伸長率≥18%，擴孔性能 ≥120%。

本發明通過採用合適的顯微組織設計、成分設計和熱軋工藝設計，鋼板在具有高強度的同時仍然具有高的擴孔性能，滿足汽車行業對「高強減薄」減少能源消耗的需要。

本發明相比現有技術具有如下積極效果：

1．本發明通過合適的成分設計和熱軋工藝設計，得到了一種抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板，在具有高強度的同時具有高擴孔性能，擴孔性能≥120%；能夠應用於既對強度有要求，成型複雜，又對擴孔和翻邊性能要求高的應用場合。

2．本發明成分設計採用低C、高Mn、高Ti、含V的成分體系，能夠獲得細晶粒塊狀鐵素體+針狀鐵素體+馬氏體，並且能夠通過相間析出行為在鐵素體基體上獲得均勻析出的Ti和V的碳氮化物，保證獲得鋼板的屈服強度≥550MPa，抗拉強度≥700MPa，斷後伸長率≥18%。

3．本發明熱軋軋制工藝通過合適的板坯加熱溫度、熱軋終軋溫度、軋後分段冷卻工藝，獲得合適比例的馬氏體組織，並且通過在鐵素體基體上獲得均勻析出的Ti和V的碳氮化物強化了鐵素體，減少了鐵素體和馬氏體之間的強度差，在高強度的同時獲得了高的擴孔性能。得到的高強度高擴孔性能熱軋薄鋼板，在具有高強度的同時具有高擴孔性能。

4．本發明能夠滿足滿足汽車行業對「高強減薄」減少能源消耗的需要。

附圖說明

圖1是本發明實施例1熱軋鋼板的顯微組織金相照片；

圖2是本發明實施例1熱軋鋼板組織中鐵素體基體上Ti和V的碳氮化物透射電鏡照片。

具體實施方式

下面結合實施例1～4對本發明做進一步說明。

表1為本發明實施例鋼的化學成分（按重量百分比計）aa，餘量為Fe及不可避免雜質。

表1 本發明實施例鋼的化學成分，單位：重量百分比

按照本發明材料成分設計的要求，採用鐵水預脫硫，轉爐頂底複合吹煉，吹Ar 站( 或LF 爐) 保證底吹Ar 攪拌時間大於5 分鐘，RH 爐進行成分微調、真空循環脫氣處理，保證RH 純脫氣時間大於15分鐘，同時餵適量的鐵-鈣線，全程吹Ar保護澆鑄，澆鑄成連鑄板坯。

連鑄板坯經加熱爐再加熱後，在連續熱連軋軋機上軋制，熱軋工藝控制參數見表2，通過粗軋軋機和精軋連軋機組控制軋制後，進行控制冷卻，然後進行卷取。

表2 本發明實施例熱軋工藝控制參數

利用上述方法得到的本發明得到的一種抗拉強度700MPa級高擴孔熱軋鋼板，參見附圖1、2，熱軋鋼板的顯微組織為細晶粒塊狀鐵素體+針狀鐵素體+馬氏體（圖1），其中馬氏體的比例為5%-15%，鐵素體基體上有均勻析出的Ti和V的碳氮化物（圖2），鐵素體的晶粒度為10-13級。

將本發明得到的熱軋鋼板按照《GB/T228.1-2010 金屬材料 拉伸試驗第1部分：室溫試驗方法》進行拉伸試驗，按照《GB/T 24524-2009金屬材料 薄板和薄帶 擴孔試驗方法》進行擴孔試驗，其力學性能見表3。

本發明得到的熱軋鋼板具有高強度、高擴孔性的優點，其2～6mm厚熱軋鋼板屈服強度≥550MPa，抗拉強度≥700MPa，斷後伸長率A≥18%，擴孔性能≥120%。

表3 本發明實施例熱軋鋼板的力學性能

除上述實施例外，本發明還可以有其他實施方式。凡採用等同替換或等效變換形成的技術方案，均落在本發明要求的保護範圍。