CN109097702A - 具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢及其制备方法，该钢的化学成分及重量百分比如下：C：0.04～0.07％，Si：0.05～0.15％，Mn：1.3～1.6％，P：≤0.013％，S：≤0.004％，Nb：0.045～0.07％，Ti：0.01～0.02％，N：≤0.003％，Alt：0.010～0.030％，O：0.001～0.002％，且Ti‑2×O‑3.4×N＜0.007，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明钢的力学性能达到了ReL≥530MPa，Rm≥600MPa，A≥20％，经用户加工成零件，成型合格率100％，经台架试验，零件垂直弯曲疲劳寿命≥85万次，具有良好疲劳性能的易焊接性能。

Description

具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及冶金技术，具体地指一种具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢及其制备方法。
背景技术
汽车车桥作为汽车承载的零部件，也是汽车主要的***件。而作为制造汽车车桥的桥壳钢，自然也成为汽车设计人员和钢铁企业技术人员的重点考虑对象。专业人士对该类材料的关注重点，已经从强度、成型性能往零件的疲劳性能等方面转移。而零件的疲劳性能，则需要通过台架实验来检验。然而在台架实验过程中，屡次发现材料提前失效，对失效材料的分析发现，钢中含有的TiN颗粒对车桥的失效有很大的影响。TiN颗粒具有的规则外观，其对材料失效前裂纹的产生具有直接关系。学者们也证实，6μm的TiN颗粒对疲劳性能的影响与25μm的氧化物相当。因此，减少钢中存在的TiN颗粒，是生产具有良好疲劳性能的高强度桥壳钢的关键。帘线钢中通过减低钢中的Ti、N含量来降低TiN的析出，但是车桥零部件之间存在很多焊接部位，因此钢中添加Ti元素来提高焊缝的焊接性能是钢种设计人员的设计规范。因此，如何兼顾高强桥壳钢的疲劳性能和焊接性能便成为亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明的目的就是要提供一种具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢及其制备方法，该高强桥壳钢不但具有良好的疲劳性能，还具有极佳的焊接性能。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢，其化学成分及重量百分比如下：C：0.04～0.07％，Si：0.05～0.15％，Mn：1.3～1.6％，P：≤0.013％，S：≤0.004％，Nb：0.045～0.07％，Ti：0.01～0.02％，N：≤0.003％，Alt：0.010～0.030％，O：0.001～0.002％，且Ti-2×O-3.4×N＜0.007，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢，其化学成分及重量百分比如下：C：0.042～0.050％，Si：0.12～0.14％，Mn：1.51～1.55％，P：0.010～0.013％，S：0.0028～0.0034％，Nb：0.060～0.068％，Ti：0.017～0.019％，N：0.0022～0.0028％，Alt：0.015～0.018％，O：0.0014～0.0016％，且Ti-2×O-3.4×N＜0.007，其余为Fe及不可避免的杂质。
一种上述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，依次包括冶炼、精炼、Si-Ca处理、连铸、加热、粗轧、精轧、层流冷却及卷取步骤，所述Si-Ca处理步骤中，控制Ca/S比为1.0～3.0；所述连铸步骤中，冷却模式采用强冷，冷却水量Φ与连铸坯拉速V拉的关系为Φ(L/min)＝3.34×103×V拉(m/min)；所述加热步骤中，加热温度为1180～1220℃；所述层流冷却步骤中，采用前段冷却，且为间拔式冷却，水冷冷速为80～120℃/s；所述卷取步骤中，卷取温度为570～620℃。
进一步地，所述连铸步骤中，采用电磁搅拌，连铸拉速为1.2～1.4m/min，连铸水量为4012～4678L/min。
进一步地，所述精轧步骤中，精轧温度为820～880℃。
进一步地，所述加热步骤中，加热温度为1185～1210℃。
进一步地，所述层流冷却步骤中，水冷冷速为88～110℃/s。
进一步地，所述卷取步骤中，卷取温度为588～614℃。
进一步地，所述层流冷却步骤中，水冷冷速为88～102℃/s。
更进一步地，所述卷取步骤中，卷取温度为603～614℃。
对本发明钢的成分分析如下：
C：碳作为钢中重要的合金元素，对提高钢板强度、促进第二相析出均有重要的意义，但是含量过高，会影响焊接性能和成型性能。冷成型用低碳钢目前应用广泛，故采用0.04～0.07％的含量范围。
Si：硅提高钢板强度，扩大中温相变区、抑制碳化物析出等好处，但是过高对钢板表面质量有不良影响。而硅作为脱氧剂，过低不利于控制钢中氧含量。故采用0.05～0.15％的含量范围。
Mn：锰是钢中主要的固溶强化元素，是典型的奥氏体稳定化元素，并起到细化铁素体晶粒的作用，对推迟珠光体转变以及贝氏体转变也有较好的效果。故采用1.3～1.6％的含量范围。
P：磷作为钢中有害夹杂对钢的低温冲击韧性、延伸率、焊接性及抗疲劳裂纹扩展特性具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，控制磷含量≤0.013％。
S：硫作为钢中有害夹杂对钢的低温韧性、抗疲劳裂纹扩展特性(主要长条状硫化物)具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的低温冲击韧性、抗疲劳裂纹扩展特性，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本和物流顺畅原则，控制S含量≤0.004％。
Nb：微合金元素铌具有显著的细晶强化和中等程度的沉淀强化作用，有利于提高钢板强度。综合考虑成本和强度，将Nb控制在0.045～0.07％。
Ti、N：钛元素的添加，除了可以提高焊接性能，其对强度也有一定的贡献。但Ti与N亲合力很大，生成弥散分布的TiN粒子，抑制板坯加热和热轧过程中奥氏体晶粒过分长大，当Ti含量添加量超过0.02％，再进一步增加钢中Ti含量对钢板细化晶粒与改善钢板焊接性作用均不大，且TiN夹杂的风险显著增大，因此适宜的Ti含量范围为0.01％～0.02％，控制N含量≤0.003％。
Alt：铝作为脱氧的主要元素，其在钢中的含量能够决定钢中O的含量。但Al含量过高，会生成Al2O3，它是TiN异质形核的核心，从而导致TiN夹杂超标。因此Alt控制在0.01～0.03％。
O：氧是通过脱氧而被从钢中除去的元素，它是钢中氧化物夹杂的主要成分。但是对于Ti元素来说，微量的O反而可以固定Ti，因为O与Ti反应生成Ti2O3较TiN容易。而球形的Ti2O3对疲劳的危害原小于方形的TiN。因此控制O含量为0.001～0.002％。且[％Ti]-2[％O]-3.4[％N]＜0.007，这样可使Ti生成Ti2O3后与N反应，生成少量TiN，保证焊接性能。而与N反应的Ti含量低，避免生成的TiN颗粒长大成大尺寸的夹杂物。
对本发明钢的制备方法分析如下：
Si-Ca处理：对钢进行Si-Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物、抑制S的热脆性、提高钢板的低温韧性、改善钢板抗疲劳裂纹扩展特性、延伸率及改善钢板韧性的各向异性。且Ca/S比控制在1.0～3.0之间。
连铸：采用电磁搅拌工艺，冷却模式采用强冷，冷却水量Φ与连铸坯拉速V拉的关系为Φ(L/min)＝3.34×103×V拉(m/min)。铸坯表层冷却速率高达几百℃/min，但芯部仅为几℃/min。Ti、N元素在凝固过程中，均会发生偏析，即随着凝固的进行，剩余钢液中的元素含量会越来越高。根据Scheil模型计算可知，在缓慢的凝固过程中，Ti、N含量将发生严重的偏析，最终钢液中的Ti、N含量分别是初始成分的21.8倍和10.9倍，这将铸坯中部得到大颗粒的TiN夹杂，甚至将达到10μm。而提高连铸坯冷速是控制钢液中TiN长大的重要因素。因此采用较薄的铸坯，可以在保证生产效率的前提下，提高铸坯芯部的冷速，可使铸坯芯部冷速增加至40℃/min。而采用电磁搅拌，可以使连铸器中的钢液混合均匀，降低凝固末期Ti、N元素的含量，从而降低TiN颗粒的尺寸。
采用较大的中间包，为氧化物上浮提供充足的时间。TiN在凝固过程中的析出，80％以上为异质形核点，因此去除Al2O3、MgO、MgS等炼钢产物中的有利于减少钢中TiN的数量。
加热温度：实验证明，当钢中仅含Nb元素时，Nb的全固溶温度仅为1200℃，而当钢中为Nb-Ti复合添加时，全固溶温度则提高至1250℃。考虑到本发明中Ti的含量较低，故加热温度选择1180～1220℃，即可保证Nb的固溶，也可防止奥氏体晶粒过分长大。加热温度过低，微合金元素固溶不够，将影响其析出强化。而加热温度过高，不但不能使Ti元素固溶，反而会使已存在的TiN因为Ostwald熟化而长大，反而成为一个风险源。因此对加热温度的控制非常重要。
精轧温度：采用较低的轧制温度，将加大材料在非再结晶奥氏体区的变形，增加变形奥氏体中的位错，促进得到细晶粒转变组织，加强了细晶强化，因此终轧温度为820～880℃。
层流冷却：冷却工艺过程，采用前段冷却，且为间拔式冷却，水冷冷速为80～120℃/s，较低的冷却方式，减少冷却导致的钢板内应力，而且还能均衡钢板表层与芯部的温差，使组织均匀化。
卷取温度：Nb析出强化钢的最佳析出温度为600℃左右，考虑到高强度桥壳钢产品规格，将卷取温度控制在570～620℃。
本发明的有益效果如下：
其一，因Ti对焊接性能有良好作用，但TiN对成型和零件的疲劳性能有不良的影响，因此，目前的高强桥壳钢无法兼顾疲劳性能和焊接性能，本发明解决了这一技术难题，本发明严格控制钢中的S、N、O含量，保证高强桥壳钢中TiN、MnS等杂质尺寸和数量，来提高疲劳性能，并采用微Ti出来保证焊接性能，从而使得本发明高强桥壳钢不但具有良好的疲劳性能，还具有极佳的焊接性能。
其二，本发明生产出来的厚度6.0～9.0mm的汽车用桥壳钢，力学性能达到了ReL≥530MPa，Rm≥600MPa，A≥20％，经用户加工成零件，成型合格率100％，经台架试验，零件垂直弯曲疲劳寿命≥85万次，具有良好疲劳性能的易焊接性能，完全能够满足用户要求。
附图说明
图1为实施例1所得高强桥壳钢的金相组织结构图。
图2为实施例1所得高强桥壳钢中TiN颗粒图片。
图3为对比例1所得高强桥壳钢中TiN颗粒图片。
图4为对比例1中TiN颗粒引起的疲劳开裂照片。
具体实施方式
下面结合附图对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本发明，但它们不对本发明构成限定。
实施例1～4
一种具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的生产方法主要包括转炉-氩站-LF炉-RH(Si-Ca处理)-连铸(电磁搅拌)-板坯检验-加热-粗轧-精轧-层流冷却-卷取工序。
本发明各实施例的化学成分见下表1。
本发明各实施例的主要工艺参数见下表2。
本发明各实施例制得的钢的性能检测结果见下表3。
表1
表2
表3
从表3数据可以看出，本发明制得的高强桥壳钢不但具有良好疲劳性能，还具有优良的焊接性能的，本发明钢疲劳试验比对比例高出20万次。本发明钢加工成的零件成型合格率较对比例1和对比例2高，成型合格率达100％。实施例1所得钢的金相组织结构见图1，其TiN颗粒尺寸≤2μm，见图2，通过对比分析可知，对比例1所得钢中的TiN夹杂尺寸达到了9μm，且TiN中心深颜色为Al2O3(见图3)，开裂与TiN有直接关系(图4)。

Claims (10)

1.一种具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢，其特征在于：其化学成分及重量百分比如下：C：0.04～0.07％，Si：0.05～0.15％，Mn：1.3～1.6％，P：≤0.013％，S：≤0.004％，Nb：0.045～0.07％，Ti：0.01～0.02％，N：≤0.003％，Alt：0.010～0.030％，O：0.001～0.002％，且Ti-2×O-3.4×N＜0.007，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢，其特征在于：其化学成分及重量百分比如下：C：0.042～0.050％，Si：0.12～0.14％，Mn：1.51～1.55％，P：0.010～0.013％，S：0.0028～0.0034％，Nb：0.060～0.068％，Ti：0.017～0.019％，N：0.0022～0.0028％，Alt：0.015～0.018％，O：0.0014～0.0016％，且Ti-2×O-3.4×N＜0.007，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.一种权利要求1所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：依次包括冶炼、精炼、Si-Ca处理、连铸、加热、粗轧、精轧、层流冷却及卷取步骤，所述Si-Ca处理步骤中，控制Ca/S比为1.0～3.0；所述连铸步骤中，冷却模式采用强冷，冷却水量Φ与连铸坯拉速V拉的关系为Φ(L/min)＝3.34×103×V拉(m/min)；所述加热步骤中，加热温度为1180～1220℃；所述层流冷却步骤中，采用前段冷却，且为间拔式冷却，水冷冷速为80～120℃/s；所述卷取步骤中，卷取温度为570～620℃。
4.根据权利要求3所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述连铸步骤中，采用电磁搅拌，连铸拉速为1.2～1.4m/min，连铸水量为4012～4678L/min。
5.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述精轧步骤中，精轧温度为820～880℃。
6.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述加热步骤中，加热温度为1185～1210℃。
7.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述层流冷却步骤中，水冷冷速为88～110℃/s。
8.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述卷取步骤中，卷取温度为588～614℃。
9.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述层流冷却步骤中，水冷冷速为88～102℃/s。
10.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和焊接性能的高强桥壳钢的制备方法，其特征在于：所述卷取步骤中，卷取温度为603～614℃。
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