CN105779864B - 弥散强化微合金高强钢及其生产方法 - Google Patents

弥散强化微合金高强钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种弥散强化微合金高强钢，其化学成分及含量为：C：0.05～0.06％，Si：0.01～0.02％，Mn：0.47～0.53％，Al：0.02～0.05％，P≤0.010％，S≤0.006％，V：0.09～0.10％，N：0.007～0.008％，Ni：0.02～0.03％，Th：0.02～0.04％，Zr：0.012～0.018％，其余为Fe和不可避免杂质。生产步骤包括铁水脱硫、转炉炼钢、真空处理、连铸、板坯加热、轧制、卷取、酸洗、冷连轧、热处理和精整。本发明合金成分含量设计合理，工艺可控，力学性能性能良好，焊接性能、回弹性能和抗延迟断裂性能优异，可应用于制作汽车结构件和加强件。

Description

弥散强化微合金高强钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及钢铁冶金材料中的低合金结构钢制造领域，具体地指一种弥散强化微合金高强钢及其生产方法。
背景技术
在汽车结构钢领域，随着实际应用的发展需求，对钢的综合性能的要求日益严格，不仅要求其具有优异的力学性能，同时要求具有良好的成形性能、焊接性能、回弹性能和抗延迟断裂性能。研究表明，在高强钢生产过程中，由于其成分的特殊性和性能的高要求，导致其生产工艺异常苛刻，同时成材率和生产效率较低。
题为“微合金元素对V-N中碳微合金钢组织和性能的影响”一文研究了微合金元素种类、含量及生产工艺对V-N中碳微合金钢组织和性能的影响，但其由于所含钒的含量过高，给冶炼和轧制带来困难，铸坯易边裂，热轧板也会边裂，且碳的含量和硅的含量过高，焊接困难，也会导致冲压产生回弹。
因此，合理设计碳和合金元素的种类及含量，优化生产工艺，保证优异的综合性能，提高产品成材率和生产效率，降低生产成本，满足汽车结构件和加强件的应用需要，具有重要的现实意义。
发明内容
本发明的目的在于克服上述不足，解决目前国内汽车结构件和加强件用高强钢生产中的一些技术瓶颈，提供一种制造成本低、生产工艺合理可控、综合性能优良的弥散强化微合金高强钢及其生产方法。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种弥散强化微合金高强钢，钢的化学成分及其重量百分比如下：C：0.05～0.06％，Si：0.01～0.02％，Mn：0.47～0.53％，Al：0.02～0.05％，P≤0.010％，S≤0.006％，V：0.09～0.10％，N：0.007～0.008％，Ni：0.02～0.03％，Th：0.02～0.04％，Zr：0.012～0.018％，其余为Fe和不可避免杂质；其金相组织为等轴/针状铁素体+粒状珠光体，且有大量弥散粒子析出，其中珠光体含量为11～13％。
进一步地，钢的化学成分及其重量百分比如下：C：0.052～0.058％，Si：0.012～0.018％，Mn：0.47～0.53％，Al：0.025～0.045％，P≤0.010％，S≤0.006％，V：0.09～0.10％，N：0.007～0.008％，Ni：0.02～0.03％，Th：0.025～0.035％，Zr：0.014～0.016％，其余为Fe和不可避免杂质。
进一步地，钢的化学成分及其重量百分比如下：C：0.055％，Si：0.015％，Mn：0.49％，Al：0.032％，P：0.005％，S：0.004％，V：0.095％，N：0.0073％，Ni：0.026％，Th：0.028％，Zr：0.0155％，其余为Fe和不可避免杂质。
本发明的弥散强化微合金高强钢中各化学成分的作用如下：
碳(C)：碳是提高钢的强度的固溶强化元素，强化效果明显，且合适的C含量与微合金元素结合，利于弥散强化。含量较高时，易形成马氏体而恶化钢的低温韧性，不利于保证其成形性和焊接性能；含量较低时，会使钢板强度不足，同时也会增加冶炼时的难度。本发明控制C含量范围为：0.05～0.06％。
硅(Si)：硅是常用的脱氧剂，有固熔强化作用，有利于提高钢的强度、弹性极限和改善其综合性能，但Si元素容易在钢板表面形成致密的氧化层Mn2SiO4，从而影响材料的镀锌性能，对回弹也会产生不利影响。因此，本发明将Si的含量目标值控制在0.01～0.02％。
锰(Mn)：锰是重要的强韧化元素，作为奥氏体形成元素，在扩大奥氏体区，降低终轧温度，推迟奥氏体转变，可以同时起到细化晶粒的作用。但Mn含量太高，一方面增加成本，另一方面对钢坯中心偏析有不利影响，有损于钢板的韧性，并且在焊接时容易产生裂纹，Mn含量太低则不能有效促进中温组织转变，容易降低钢的强度。因此控制Mn含量范围为：0.47～0.53％。
铝(Al)：铝在本发明中起到脱氧的作用，但Al含量过高会带来冶炼难度，同时易产生夹杂，本发明中控制Al含量为：0.02～0.05％。
磷(P)：磷在钢中为有害元素，其含量要严格控制，高的P含量会增加钢的冷脆倾向，并且P极易在钢坯的心部偏析，由于这种含P量高的强偏析带较脆，使得在轧钢后容易产生内在缺陷，同时，对钢的塑性、焊接性和成形性带来不利影响。本发明的磷含量控制为P≤0.010％。
硫(S)：硫在钢中为有害元素，高的S含量对钢的塑性、焊接性和成形性也会带来不利影响。本发明硫含量为S≤0.006％。
钒(V)、镍(Ni)和氮(N)：在控制轧制过程中和轧后冷却中，固溶V和Ni以弥散且微细的碳氮化物析出，提高钢的强度，抑制奥氏体再结晶，提高奥氏体的再结晶温度，细化轧制后奥氏体晶粒，阻止加热奥氏体晶粒长大，细化轧后铁素体晶粒。V与N结合形成碳氮化物的可溶解性低，弥散强化效果好，且N可显著提高钢的屈服强度。
钍(Th)和镍(Ni)：Th与Ni结合，弥散粒子对位错的移动起障碍物的作用，利于屈服强度的保证，且不损害塑性。
锆(Zr)：Zr可在相变期间和相变后促进弥散粒子析出，细化析出物粒子尺寸，改善塑韧性，强化晶界。
进一步地，本发明的弥散强化微合金高强钢通过元素种类和含量的科学设计，在添加适量合金元素的基础上实现了具有优良综合性能的微合金高强钢，其力学性能为：屈服强度ReL为340～360MPa，抗拉强度Rm为450～470MPa，延伸率为30～32％，应***化指数n为0.19～0.21，回弹性能和抗延迟断裂性能良好，具有优异的焊接性能和加工成形性能。
上述弥散强化微合金高强钢的生产方法，包括如下步骤：铁水脱硫、转炉炼钢、真空处理、连铸、板坯加热、轧制、卷取、酸洗、冷连轧、热处理和精整；所述真空处理步骤中，真空度为40～100Pa，真空处理时间为10～20min；所述板坯加热步骤中，加热温度为1255～1275℃；所述轧制步骤中，分两阶段控制轧制，粗轧温度为1190～1215℃，精轧温度为940～960℃；所述卷取步骤中，卷取温度为550～560℃；所述冷连轧步骤中，钢板的原始厚度为4.7～5.2mm，钢板的成品厚度为1.7～2.0mm；所述热处理步骤中，钢板的保温温度为825～835℃，钢板的时效温度在410～425℃，控制冷却速率为20～40℃/s，板坯温度≤410℃时，采用自然冷却方式冷却至室温。
进一步地，所述真空处理步骤中，真空度为50～90Pa，真空处理时间为15min。
进一步地，所述板坯加热步骤中，加热温度为1260～1265℃。
进一步地，所述轧制步骤中，分两阶段控制轧制，粗轧温度为1200～1210℃，精轧温度为940～950℃。
与现有技术相比，本发明具有以下优点：
1、本发明采用低C和V、Ni、N、Th和Zr微合金化的成分设计，优化工艺条件，获得等轴/针状铁素体+粒状珠光体为金相组织的结构钢，晶粒度在13.5级以上，其中珠光体含量为11～13％，保证其具有优异的综合力学性能，同时具有良好的焊接性能和低回弹性能，且抗延迟断裂性能良好，是高端轿车结构用钢的理想选材。
2、本发明所采用弥散强化技术除了具有弥散强化作用，同时还可细化强化，由于具有大量的弥散粒子分布于铁素体晶内和晶界，在提高刚度的同时不降低其成形性能，有利于钢板的综合力学性能的改善。
综上所述，本发明的弥散强化微合金高强钢与现有技术的高强钢相比，生产工艺合理可控，综合力学性能优良，具有良好的焊接性能和低回弹性能，且抗延迟断裂性能良好，具有很强的市场竞争力和广阔的应用前景。
附图说明
图1为本发明实施例4钢板铁素体晶内的金相组织图。
图2为本发明实施例4钢板铁素体晶界的金相组织图。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例1-8及对比例的钢的化学元素质量百分配比如表1所示，余量为Fe及不可避免的杂质。
表1本发明各实施例的化学成分及质量百分比含量(wt％)
注：对比例为现有技术中的V-N微合金高强钢。
本发明各实施例的生产方法包括如下步骤：
包括如下步骤：铁水脱硫、转炉炼钢、真空处理、连铸、板坯加热、轧制、卷取、酸洗、冷连轧、热处理和精整；在真空处理步骤中的真空度和处理时间分别为40～100Pa和10～20min；板坯加热步骤中的加热温度为1255～1275℃；轧制步骤分两阶段控制，粗轧和精轧的温度分别为1190～1215℃和940～960℃；卷取步骤中的卷取温度为550～560℃；热处理步骤中的钢板的保温温度为825～835℃，钢板时效温度在410～425℃，控制冷却速率为20～40℃/s，板坯温度≤410℃时，采用自然冷却方式冷却至室温。
各实施例的主要生产工艺参数如表2所示。
表2本发明各实施例的主要工艺参数列表
各实施例及对比例的性能参数如表3所示。
表3本发明各实施例及对比例性能参数表
由表1可见，本发明的钢的C含量与现有技术的V-N微合金高强相比，C含量、Si含量和V含量相对较低，同时添加适量Ni、Th和Zr，严格控制P和S含量，按如表2所示的工艺参数精益生产，所达到的力学性能如表3所示，由表3可以看出，本发明1～8高强钢的综合性能优于现有技术的V-N微合金高强，具体力学性能指标为：屈服强度ReL为340～360MPa，抗拉强度Rm为450～470MPa，延伸率为30～32％，应***化指数n为0.19～0.21，在保证强度满足实际应用需求的同时，其焊接性能、回弹性能、和抗延迟断裂性能有较大提高，可广泛应用于汽车结构件和加强件的制作中；其中，实施例4所生产的弥散强化微合金高强刚铁素体晶内和晶界的金相组织结构见图1和图2，其金相组织为等轴/针状铁素体+粒状珠光体，从图1中可以看出，弥散离子均匀分布，尺寸和距离合适，晶内析出物为V(C，N)以及Ni的碳化物；图2中的晶界析出物为Th与Zr的微细粒子。
上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。
其它未经详细说明的部分均为现有技术。

Claims (8)

1.一种弥散强化微合金高强钢，其特征在于：所述钢的化学成分及其重量百分比如下：C：0.05～0.06％，Si：0.01～0.02％，Mn：0.47～0.53％，Al：0.02～0.05％，P≤0.010％，S≤0.006％，V：0.09～0.10％，N：0.007～0.008％，Ni：0.02～0.03％，Th：0.02～0.04％，Zr：0.012～0.018％，其余为Fe和不可避免杂质；其金相组织为等轴/针状铁素体+粒状珠光体，且有大量弥散粒子析出，其中珠光体含量为11～13％。
2.根据权利要求1所述的弥散强化微合金高强钢，其特征在于：所述钢的化学成分及其重量百分比如下：C：0.052～0.058％，Si：0.012～0.018％，Mn：0.47～0.53％，Al：0.025～0.045％，P≤0.010％，S≤0.006％，V：0.09～0.10％，N：0.007～0.008％，Ni：0.02～0.03％，Th：0.025～0.035％，Zr：0.014～0.016％，其余为Fe和不可避免杂质。
3.根据权利要求2所述的弥散强化微合金高强钢，其特征在于：所述钢的化学成分及其重量百分比如下：C：0.055％，Si：0.015％，Mn：0.49％，Al：0.032％，P：0.005％，S：0.004％，V：0.095％，N：0.0073％，Ni：0.026％，Th：0.028％，Zr：0.0155％，其余为Fe和不可避免杂质。
4.根据权利要求1所述的弥散强化微合金高强钢，其特征在于：所述钢的力学性能为：屈服强度ReL为340～360MPa，抗拉强度Rm为450～470MPa，延伸率为30～32％，应***化指数n为0.19～0.21，回弹性能和抗延迟断裂性能良好，具有优异的焊接性能和加工成形性能。
5.一种权利要求1所述的弥散强化微合金高强钢的生产方法，其特征在于：包括如下步骤：铁水脱硫、转炉炼钢、真空处理、连铸、板坯加热、轧制、卷取、酸洗、冷连轧、热处理和精整；所述真空处理步骤中，真空度为40～100Pa，真空处理时间为10～20min；所述板坯加热步骤中，加热温度为1255～1275℃；所述轧制步骤中，分两阶段控制轧制，粗轧温度为1190～1215℃，精轧温度为940～960℃；所述卷取步骤中，卷取温度为550～560℃；所述冷连轧步骤中，钢板的原始厚度为4.7～5.2mm，钢板的成品厚度为1.7～2.0mm；所述热处理步骤中，钢板的保温温度为825～835℃，钢板的时效温度在410～425℃，控制冷却速率为20～40℃/s，板坯温度≤410℃时，采用自然冷却方式冷却至室温。
6.根据权利要求5所述的弥散强化微合金高强钢的生产方法，其特征在于：所述真空处理步骤中，真空度为50～90Pa，真空处理时间为15min。
7.根据权利要求5所述的弥散强化微合金高强钢的生产方法，其特征在于：所述板坯加热步骤中，加热温度为1260～1265℃。
8.根据权利要求5所述的弥散强化微合金高强钢的生产方法，其特征在于：所述轧制步骤中，分两阶段控制轧制，粗轧温度为1200～1210℃，精轧温度为940～950℃。
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