CN109680129A - 一种500MPa级冷轧微合金高强度钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种500MPa级冷轧微合金高强度钢，其化学成分及wt%为：C：0.06~0.09%，Si：0.05~0.09%，Mn：1.20~1.40，P：0.01~0.03%，S≤0.01%，Al：0.020~0.070%，Nb：0.035~0.050%，Ti：0.04~0.08%；生产方法：经常规冶炼后浇铸成坯并对铸坯加热；粗轧；精轧；卷取；经常规酸洗后冷轧；连续退火；进行缓冷+快速冷却方式进行冷却；过时效处理；终冷；平整。本发明通过添加微量的Nb、Ti合金等适当的化学元素，利用匹配的控制轧制与控制冷却工艺，能实现细晶强化与析出沉淀强化结合，晶粒度不低于13级，且钢板性能的稳定与表面的优良。

Description

一种500MPa级冷轧微合金高强度钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种汽车用钢及生产方法，属于一种屈服强度为500MPa级冷轧微合金高强度钢及生产方法。
背景技术
随着汽车工业的发展，汽车保有量的增多，在给人们出行带来方便的同时也产生了能耗、环境排放和安全的三大问题。大量的实验表明，汽车轻量化是汽车节能减排的重要手段，乘用车每减重10％，可以节油6％-8％，排放降低4％。汽车轻量化要求一方面是用轻质材料，另一方面用高强度的材料。
微合金高强度钢是以低碳锰系或硅锰系为基础，通过添加少量的合金元素，使其与碳、氮等元素形成碳化物、氮化物并在铁素体基体上析出从而提高钢的强度，主要用于汽车内部加强件、结构件、支撑件等。市场上较为常见的是260-420MPa级的微合金高强度钢。但随着汽车轻量化需求的增加，420MPa以上级别的微合金高强度钢的需求日益增加。
中国专利公开号为CN101376944A的文献，公开了涉及一种屈服强度500MPa级冷轧低合金高强钢的连续退火工艺方法，其主要成分为：C：0.08～0.14％、Si：0.4～1.0％、Mn：1.2～2.0％、P≤0.03％、S≤0.02％、N≤0.008％、Al：0.02～0.06％、Nb：0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免的杂质。通过常温终轧、低温卷取、较高温度加热保温以及快速冷却等工艺，获得的高强度高屈强比冷轧钢板。该文献中，由于Si含量在0.4～1.0％，Si含量偏高，容易在钢板表面形成致密的氧化层Mn2SiO4，其非常不利于对带钢表面质量的控制；而且其Mn含量为1.2％～2.0％，高的Mn含量容易因偏析造成带状组织等问题，对钢的塑性和冲击性能产生严重的影响。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术存在的不足，提供一种通过添加微量的Nb、Ti合金等适当的化学元素，采用匹配的工艺，同时，通过卷取温度按厚度组距分别控制的方式得到均匀细小的晶粒、均匀弥散的第二相；且能在铁素体机体上均匀分布细小的粒状珠光体组织，铁素体晶粒内部和晶界处弥散分布微合金析出物，晶粒度不低于13级，且性能稳定，具有良好的塑性和成形性的屈服强度为500MPa级冷轧微合金高强度钢及其制备方法。
实现上述目的的措施：
一种500MPa级冷轧微合金高强度钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.06～0.09％，Si：0.05～0.09％，Mn：1.20～1.40，P：0.01～0.03％，S≤0.01％，Al：0.020～0.070％，Nb：0.035～0.050％，Ti：0.04～0.08％，余量为Fe和不可避免的杂质；金相组织为铁素体+珠光体，晶粒度不低于13级。
优选地：P的重量百分比含量在0.016～0.026％。
优选地：Si的重量百分比含量在0.052～0.078％。
优选地：Nb的重量百分比含量在0.039～0.048％。
优选地：Ti的重量百分比含量在0.055～0.076％。
生产一种500MPa级冷轧微合金高强度钢的方法，其步骤：
1)经常规冶炼后浇铸成坯，并对铸坯加热，其加热温度在1230～1270℃，并保温150-200min；
2)进行粗轧，控制粗轧温度在1080～1120℃；
3)进行精轧，并控制终轧温度在870～910℃；
4)进行卷取，按照热轧成品厚度设定卷取温度而进行卷取：成品厚度<3mm时，卷取温度在612～620℃；当3mm≤成品厚度≤5mm时，卷取温度在595～610℃；当成品厚度大于5mm时，卷取温度在575～585℃；
5)经常规酸洗后进行冷轧，并控制冷轧压下率在55-75％；
6)进行连续退火，控制其退火温度在800～830℃，退火时间在70～120s，退火速度在120-180m/min；
7)进行缓冷+快速冷却方式进行冷却：先在冷却速率为3～6℃/s下缓冷至660-690℃，再在冷却速率为30～50℃/s下快冷至400-430℃；
8)进行过时效处理，过时效处理温度在350-400℃；
9)进行终冷，其冷却温度在170-180℃；
10)进行平整，其采用平整+拉矫的模式进行，总延伸率在0.8～1.4％。
本发明中各组分及主要工艺的作用及控制的理由：
C：碳是钢中的基本元素，也是最经济、有效的强化元素，但含量过高则降低了钢的塑性和冲击韧性，且容易产生中心偏析，对弯曲性能不利，恶化冷成型性和焊接性能。碳含量过低，为了达到预定强度，就需要添加大量合金弥补，增加合金成本。因此，C含量控制在0.06～0.09％。
Si：硅是固溶强化元素，固溶在铁素体中。随着硅含量的增加，钢的强度显著提高，塑性和冲击韧性明显下降，冷成型性和焊接性能下降。硅含量增加，硅元素容易在钢板表面形成致密的氧化层Mn2SiO4，严重影响材料的表面质量。因此，Si含量控制在0.05～0.09％，优选地Si的重量百分比含量在0.052～0.078％。
Mn：锰起固溶强化作用，是一种经济的可以明显提高强度的合金元素之一，同时可提高钢板的淬透性。但过高的锰含量会对钢的塑性和焊接性能产生的影响。因此，Mn含量控制在1.20～1.40％。
P：在传统观点中，磷在钢中是属于有害元素。它会降低钢的冲击韧性，提高钢的脆化温度，恶化钢的焊接性能。其实那是磷与碳共同作用的结果。如果除去碳的影响，磷还能使塑性、韧性有所增加，使脆化温度有所降低。磷是非碳化物形成元素，它在钢中的存在形式主要是溶于铁素体。当它溶于铁素体时能够取代铁原子形成置换固溶体。在除了碳、氮元素以外的诸多固溶体形成元素中，磷的固溶强化能力最大。但磷含量过高会导致材料的塑性、焊接性和成形性不利。因此，P含量控制在0.01～0.03％，优选地P的重量百分比含量在0.016～0.026％。
S：硫是有害元素。对材料的塑性、韧性不利，同时降低耐腐蚀性，因此必须严格限制硫含量，S含量控制在0.01％以下。
Nb和Ti：铌为微合金化元素，其作用机理主要是通过细化晶粒和沉淀析出强化来提高钢的强度，是强烈的碳、氮化合物形成元素，在钢中主要以Nb(C、N)形式存在，阻止奥氏体晶粒的长大，最终使铁素体晶粒尺寸变小，细化组织。钛是一种强固N和脱氧元素，在板坯连铸高温时就形成TiN，阻碍连铸坯的原始奥氏体晶粒长大，细化晶粒。同时在低温析出Ti(C、N)，析出强化提高材料屈服强度和韧性。Nb元素在热轧轧制过程中的再结晶抑制作用，使钢板在轧制过程中轧制力上升较快，轧制较为困难，同时对轧辊的破坏作用越会明显，造成轧辊麻面，影响钢板表面质量。本发明采用复合添加微量合金元素Ti、Nb时，可形成Nb(C，N)、TiC、TiN、(Ti、Nb)(C，N)等具有强化作用的细小析出物，强化基体。因此综合考虑，Nb含量控制在0.035～0.050％，优选地Nb的重量百分比含量在0.039～0.048％；Ti含量控制在0.04～0.08％，优选地Ti的重量百分比含量在0.055～0.076％。
本发明之所以采用卷取温度是按照热轧成品厚度设定，即成品厚度<3mm时，卷取温度在612～620℃；当3mm≤成品厚度≤5mm时，卷取温度在595～610℃；当成品厚度大于5mm时，卷取温度在575～585℃，是由于热轧钢板首先在奥氏体再结晶区进行多道次粗轧，利用奥氏体在该温度区间的动态变形与动态再结晶，细化奥氏体晶粒，然后在奥氏体非再结晶区进行多道次精轧，以获得形变奥氏体，通过卷取温度按厚度组距分别控制的方式得到均匀细小的晶粒、均匀弥散的第二相，同时获得不同厚度规格的冷轧钢板力学性能的统一、稳定。
本发明之所以控制连续退火温度在800～830℃，是由于两相区的加热温度直接影响奥氏体的体积分数和稳定性，加热温度低将不能消除冷轧态的纤维状组织，是钢板的性能受到很大的影响，但加热温度也不能过高，过高会促进晶粒粗化，降低奥氏体中碳含量，降低奥氏体的稳定性。
本发明之所以采取缓冷+快速冷却方式进行冷却，即先在冷却速率为3～6℃/s,下缓冷至660-690℃，主要是为了提高铁素体的纯净度，因此在缓冷段应降低冷速以保证尽量不生成珠光体。再在冷却速率为35～55℃/s,下快冷至400-430℃，主要是用足够的冷速保证强化相的生成。最终得到的金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度10.5级。
本发明之所以控制退火速度在120-180m/min，主要是根据加热时间和冷却速率来确定的。退火速度的提高，奥氏体向珠光体相变的过冷度增加，奥氏体分解珠光体形核加速且共析反应温度降低，导致铁素体含量减少，珠光体转变量增加。
本发明的500MPa级冷轧微合金高强度钢及其制备方法，通过添加微量的Nb、Ti合金等适当的化学元素，采用匹配的工艺，同时，通过卷取温度按厚度组距分别控制的方式得到均匀细小的晶粒、均匀弥散的第二相；且能在铁素体机体上均匀分布细小的粒状珠光体组织，铁素体晶粒内部和晶界处弥散分布微合金析出物，晶粒度不低于13级，且性能稳定，具有良好的塑性和成形性。
附图说明
附图1为本发明的金相组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产：
1)经常规冶炼后浇铸成坯，并对铸坯加热，其加热温度在1230～1270℃，并保温150-200min；
2)进行粗轧，控制粗轧温度在1080～1120℃；
3)进行精轧，并控制终轧温度在870～910℃；
4)进行卷取，按照热轧成品厚度设定卷取温度而进行卷取：成品厚度<3mm时，卷取温度在612～620℃；当3mm≤成品厚度≤5mm时，卷取温度在595～610℃；当成品厚度大于5mm时，卷取温度在575～585℃；
5)经常规酸洗后进行冷轧，并控制冷轧压下率在55-75％；
6)进行连续退火，控制其退火温度在800～830℃，退火时间在70～120s，退火速度在120-180m/min；
7)进行缓冷+快速冷却方式进行冷却：先在冷却速率为3～6℃/s，下缓冷至660-690℃，再在冷却速率为30～50℃/s,下快冷至400-430℃；
8)进行过时效处理，过时效处理温度在350-400℃；
9)进行终冷，其冷却温度在170-180℃；
10)进行平整，其采用平整+拉矫的模式进行，总延伸率在0.8～1.4％。
表1本发明各实施例及对比例的化学成分列表(wt％)
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
续表2
表3本发明各实施例及对比例的力学性能检测结果列表
从表3可以看出，不同成品厚度的实施例，力学性能统一、稳定，具有较好的延伸率，晶粒度均达到13级以上。
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。

Claims (6)

1.一种500MPa级冷轧微合金高强度钢，其化学成分及重量百分比含量为：C：0.06~0.09%，Si：0.05~0.09%，Mn：1.20~1.40，P：0.01~0.03%，S≤0.01%，Al：0.020~0.070%，Nb：0.035~0.050%，Ti：0.04~0.08%，余量为Fe和不可避免的杂质；金相组织为铁素体+珠光体，晶粒度不低于13级。
2.如权利要求1所述的一种500MPa级冷轧微合金高强度钢，其特征在于：P的重量百分比含量在0.016~0.026%。
3.如权利要求1所述的一种500MPa级冷轧微合金高强度钢，其特征在于：Si的重量百分比含量在0.052~0.078%。
4.如权利要求1所述的一种500MPa级冷轧微合金高强度钢，其特征在于：Nb的重量百分比含量在0.039~0.048%。
5.如权利要求1所述的一种500MPa级冷轧微合金高强度钢，其特征在于：Ti的重量百分比含量在0.055~0.076%。
6.生产如权利要求1所述的一种500MPa级冷轧微合金高强度钢的方法，其步骤：
1）经常规冶炼后浇铸成坯，并对铸坯加热，其加热温度在1230~1270℃，并保温150-200min；
2）进行粗轧，控制粗轧温度在1080~1120℃；
3）进行精轧，并控制终轧温度在870~910℃；
4）进行卷取，按照热轧成品厚度设定卷取温度而进行卷取：成品厚度<3mm时，卷取温度在612~620℃；当3 mm≤成品厚度≤5mm时，卷取温度在595~610℃；当成品厚度大于5mm时，卷取温度在575~585℃；
5）经常规酸洗后进行冷轧，并控制冷轧压下率在55-75%；
6）进行连续退火，控制其退火温度在800~830℃，退火时间在70~120s，退火速度在120-180m/min；
7) 进行缓冷+快速冷却方式进行冷却：先在冷却速率为3~6℃/s下缓冷至660-690℃，再在冷却速率为30~50℃/s下快冷至400-430℃；
8）进行过时效处理，过时效处理温度在350-400℃；
9）进行终冷，其冷却温度在170-180℃；
10）进行平整，其采用平整+拉矫的模式进行，总延伸率在0.8~1.4%。
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