CN110656292A - 一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板 - Google Patents

一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板，主要解决现有抗拉强度440MPa级热轧汽车结构钢板制作汽车脚踏板时冲压成型性能差，翻边扩颈后颈缩、开裂的技术问题。本发明提供的抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si≤0.035％，Mn：1.2～1.4％，P≤0.015％，S≤0.003％，Alt：0.02～0.06％，Nb：0.005～0.012％，余量为铁及不可避免的杂质。本发明2.8～4.0mm厚热轧钢板的屈强比0.72～0.82，扩孔性能λ为70～100％。本发明热轧钢板主要用于制作汽车脚踏板。

Description

一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板
技术领域
本发明涉及一种热轧钢板，特别涉及一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板及其制造方法，本发明钢板具有良好扩孔和翻边成形特性，满足汽车零部件的制造需求，属于铁基合金技术领域。
背景技术
通常，材料的屈服强度和抗拉强度Rm均与晶粒直径d的-1/2次方成正比，晶粒细化使材料的屈服强度和抗拉强度Rm显著提高，但晶粒细化对屈服强度的贡献比对抗拉强度Rm的贡献更大，晶粒越细屈服强度与抗拉强度Rm的差值越小，屈强比Rel/Rm值越大，因此，当钢材的晶粒尺寸细小到一定程度后，可作为成型性能重要指标的屈强比Rel/Rm值却会逐渐增大，致使钢材的冷成型性能显著降低。
根据屈服强度、抗拉强度的组织和成分函数关系式，成分一定，强度主要取决于组织。合金钢一般采用前段冷却，铁素铁晶粒细化的同时，屈服和抗拉强度Rm同时提高，但对铁素体的影响更大。由Hall～Petch公式，铁素体晶粒细化增加了铁素体的屈服强度，使铁素体和珠光体组成的软硬相之间的强度差变小，铁素体屈服时，硬相的珠光体也容易屈服，钢的加工硬化能力变弱，屈强比升高。此外，Nb、Ti钢中，Nb、Ti通常以NbC、TiC析出相存在，与C～Mn钢相比，晶粒尺寸相同时，Nb合金化会增加C～Mn～Nb钢的屈服强度，主要是NbC析出增加了铁素体变形时的位错运动阻力，提高了屈服强度，屈强比随之增加。
σs二15.4[3.5+2.1(％Mn)+5.4(％Si)+23(％Nf)1/2+1.13d-1/2]
σb＝l5.4[19.1+1.8(％Mn)+5.4(％Si)+0.25(％P)+0.5d-1/2]
随着汽车工业发展的需要，对汽车零部件材料的相关要求逐渐增高，反映在原材料的使用上，既要有良好的易加工成型性能，又要有良好的凸缘翻性能，以满足零件复杂变形的需要。
中国专利文献CN1477214A公开了一种建筑用低屈强比耐火热连轧带钢的制造方法，选取不同化学成分的钢坯，经加热1200～1220℃，再进行粗轧、精轧，终轧温度820°～940℃，层流后段冷却速度20℃/S，卷取温度400°～600℃，制取获得400、490MPa级别两种低屈强比耐火热轧带钢，屈强比(σs/σb)＜0.8低，耐火σs(600°)/σs(室温)＞2/3性能好，焊接性能好(碳当量Ceq＜0.42)；上述热连轧带钢适用于高层建筑用钢，可使高层建筑具有坚固性的同时，又具有抗震和耐火性能的低屈强比耐火热连轧带钢。
中国专利文献CN101792882A公开了一种含硼的低屈强比热轧卷板的生产方法，化学成分是(重量百分比)C：0.05～0.25wt％、Si≤0.5wt％、Mn：0.5～1.5wt％、P≤0.03wt％、S≤0.03wt％、B≤0.02wt％，余量为Fe和不可避免的杂质；连铸的中薄板坯经过1050～1150℃加热，在奥氏体再结晶温度范围内经多道次轧制，终轧温度800～900℃；冷却过程中，采用分段冷却至卷取温度，卷取温度550～750℃，得到厚度为2.5～6.0mm，宽度为900～1300mm的热轧卷板；该发明采用碳、锰来提高钢的抗拉强度Rm，采用硼降低钢的屈服强度，在热轧过程中控制各元素在不同温度下的组合来实现较高的抗拉强度Rm和较低的屈服强度，保证钢的强度同时又提高成形性能。
中国专利文献CN101857942A公开了一种抗拉强度Rm590MPa级的热轧钢板及其生产方法，提供一种抗拉强度Rm590MPa级的热轧钢板，重量百分比组成：C 0.05～0.10％、Si0.10～0.25％、Mn 1.10～1.50％、P 0.03～0.08％、S≤0.008％、Cr 0.50～0.80％、Als0.015～0.065％，余量为铁及不可避免的杂质。通过添加微量合金元素P、Cr及直接控轧控冷工艺得到的热轧钢板具有低屈强比、高延展性、高强度的优点，具有优良的延伸凸缘性能和剪切边拉伸成形性能，可用于高档轿车车轮轮辐制造，也可用于要求深冲性能好，表面质量要求高的其它复杂结构件；或推广应用到汽车以及其它领域要求冷冲性能高的安全结构件；该发明所生产的热轧钢板，相变强化，因此需要添加高P 0.03～0.08％、Cr 0.50～0.80％，扩大铁素体、贝氏体的相转变区，Si含量0.10～0.25％，表面易出现红铁皮缺陷。
中国专利文献CN1928130A公开了一种低屈强比超细晶粒带钢的制造方法，该方法能在保证晶粒适度细化的前提下，有效地降低热轧带钢的屈强比。将碳锰钢坯料加热至1150～1200℃，进行控制轧制，粗轧开轧温度为1050～1150℃，精轧开轧温度为950～1000℃，精轧终轧温度为830～870℃，将终轧后的带钢以20～40℃/s的冷速、快速冷却到710～735℃，然后通过调整冷却集管组数使带钢在近于空冷的条件下缓慢冷却3～5秒，最后再将钢带快速冷却到卷取的目标温度650～670℃；获得屈服强度295～415MPa、抗拉强度Rm460～510MPa、延伸率26～40％、屈强比Rel/Rm≤0.80和低屈强比超细晶粒带钢；该发明所生产的热轧钢板，屈强比较低，加工成型性较好，但因为是碳锰强化，翻边扩孔性相对较差。
发明内容
本发明的目的是提供一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板及其制造方法，主要解决现有抗拉强度440MPa级热轧汽车结构钢板制作汽车脚踏板时冲压成型性能差、翻边扩颈后颈缩、开裂的技术问题；本发明钢板提高了汽车脚踏板用钢的成材率。
本发明通过在C-Mn成分基础上，采用微Nb、低S的成分设计，结合热轧轧制工艺及层流TMCP三段冷却工艺，获得多边形铁素体+少量贝氏体的组织，热轧钢板具有较低的屈强比，同时，铁素体与贝氏体两相硬度差的降低及低S设计细化硫化锰等夹杂，显著提高热轧钢板的扩孔率，解决了抗拉强度440MPa级热轧汽车结构钢板制作汽车脚踏板的冲压变形过程中存在的颈缩、开裂问题。
本发明采用的技术方案是，一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si≤0.035％，Mn：1.2～1.4％，P≤0.015％，S≤0.003％，Alt：0.02～0.06％，Nb：0.005～0.012％，余量为铁及不可避免的杂质。
本发明热轧钢板的金相组织为多边形铁素体+少量贝氏体，铁素体的晶粒度级别为8～9级，2.8～4.0mm厚热轧钢板上屈服强度ReH为300～360MPa，抗拉强度Rm为440～540MPa，屈强比0.72～0.82，断后伸长率A50mm为32～45％，扩孔性能λ为70～100％。
本发明热轧钢板制作的汽车脚踏板冲压成型，翻边扩颈后无颈缩、开裂等技术问题，热轧钢板的加工性能良好，显著提高了汽车脚踏板大变形、扩孔翻边后的成材率。
本发明所述的抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板的化学成分限定在上述范围内的理由如下：
C：C是决定碳当量大小的主要元素，是影响钢的强度和焊接性的重要指标。C含量低时，可以提高A3温度，增加铁素体的形成，控制铁素体的形状，C含量的降低还可避免硬质相的形成。本发明控制C含量为0.04％～0.08％。
Si：Si是固溶强化元素，可以扩大临界区范围，净化铁素体，提高淬透性等，Si含量过高不利于焊接性和带钢表面质量。本发明控制Si≤0.035％。
Mn：Mn是稳定奥氏体的元素，能降低奥氏体的相变温度，促进C在奥氏体中的溶解，增加C的富集，延迟珠光体的形成，过高的Mn降低C的活度，并易发生偏析。本发明控制Mn含量为1.2～1.4％。
Nb：Nb是一种强碳氮化物形成元素，适量的Nb能固定钢中的N并形成细小的NbN颗粒，Nb含量过低起不到细化晶粒的作用，合适的Nb可以细化晶粒，提高焊接性。本发明控制Nb含量为0.005～0.012％。
Al：Al是钢中主要的脱氧元素，有利于细化晶粒，过多的Al使钢中夹杂物的数量增加劣化其加工性。本发明中加入的Al主要用来脱氧和细化晶粒，本发明控制Alt含量为0.02～0.06％。
P：P是钢中的有害元素，会损害钢板的塑性和韧性，并易在晶界偏析。本发明控制P≤0.015％；
S：钢中S与Mn等化合形成塑性夹杂物MnS，对钢的塑性和韧性不利，严格控制S含量，使钢中的硫化锰夹杂等细化、分散，减少对扩孔性的影响。。本发明控制S≤0.003％。
一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板的制造方法，包括以下步骤：
钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si≤0.035％，Mn：1.2～1.4％，P≤0.015％，S≤0.003％，Alt：0.02～0.06％，Nb：0.005～0.012％，余量为铁及不可避免的杂质；
连铸板坯于1160～1220℃，加热180～240min后进行热轧，所述的热轧为两段式轧制工艺，粗轧为6道次连轧，在奥氏体再结晶温度以上轧制，粗轧结束温度为1020～1080℃；精轧为7道次连轧，在奥氏体未再结晶温度区轧制，精轧结束温度为850～890℃；精轧后，控制钢板厚度为2.8～4.0mm，层流冷却采用三段式冷却方式，第一段为水冷，冷却速度为20～40℃/s，第一段冷却终点温度为690～730℃，第二段为空冷，空冷时间为4～6s，第三段为水冷，冷却速度为50～80℃/s，卷取温度为440～480℃卷取得热轧钢卷。
热轧工艺是实现本发明的技术关键，通过计算，本发明成分体系A3为838℃，A1为675℃；本发明所采取的热轧工艺均是基于本发明成分体系和计算的相变点。
本发明采取的制造工艺制度的理由如下：
1、连铸板坯加热温度和加热时间的设定
连铸板坯出炉温度和时间的设定在于保证连铸坯被加热到均匀的、适合轧制的温度。加热保温过程中，不均匀组织和非金属夹杂物通过高温加热的扩散作用而均匀化。因此本发明设定连铸板坯加热温度为1160℃～1220℃，加热时间为180～240min。
2、粗轧结束温度设定
粗轧轧制过程控制在奥氏体再结晶温度以上轧制，确保奥氏体经过反复变形和再结晶，得到均匀细小的奥氏体晶粒。本发明粗轧结束温度为1020～1080℃。
3、精轧结束温度的设定
终轧温度控制通过奥氏体未再结晶区轧制，得到内部有变形带的扁平状奥氏体晶粒，在随后的层流冷却过程中铁素体相变后变成细小、均匀的铁素体晶粒。本发明成分设计下计算的A3温度为838℃，故设定终轧温度为850～890℃。
4、精轧后层流冷却方式、冷却速度和冷却时间的设定
精轧后层流冷却采用三段式冷却方式，第一段冷却采用水冷方式，第一段冷速确定依据在于铁素体晶粒尺寸，铁素体晶粒尺寸决定了带钢屈服强度的高低，本发明需要得到一种低屈强比的热轧钢板，同时协调控制与贝氏体之间的两相硬度差，提高冲压过程中的易变形性，因此第一段冷度不宜过高，第一段冷速太快，会导致铁素体晶粒尺寸细小，屈服强度增加、屈强比增高，加工成形过程变得困难。因此，本发明第一段冷却速度设定为20～40℃/s，第一段冷却终点温度为690～730℃。
第二段冷却采用空冷方式，第二段冷却空冷时间设定的目的是获得等轴、均匀的铁素体晶粒，为保证获得等轴、均匀的铁素体晶粒及组织含量，第二段空冷温度需要控制在A3与A1之间的温度，本发明A3温度838℃，A1温度675℃，设定空冷时间4～6s以得到足够的多边形铁素体组织。
第三段冷却采用水冷方式，第三段冷速确定依据在于最终组织要求中的贝氏体，并获得带钢需要的足够强度，因此要求较快的第三段冷却速度，使其进入贝氏体转变区。因此，本发明第三段冷却速度设定为50～80℃/s。
5、热轧卷取温度的设定
热轧卷取温度主要影响材料的最终组织、性能。本发明的卷取温度设定主要考虑最终组织为铁素体和少量贝氏体，本发明贝氏体转变温度为490℃。因此，设定目标卷取温度为440～480℃。
本发明方法生产的热轧钢板，其金相组织为多边形铁素体+少量贝氏体，铁素体的晶粒度级别为8～9级；2.8～4.0mm厚热轧钢板上屈服强度ReH为300～360MPa，抗拉强度Rm为440～540MPa，屈强比0.72～0.82，断后伸长率A50mm为32～45％，扩孔性能λ为70～100％。
本发明通过采用合适成分设计、热轧工艺，在C、Mn成分的基础上，仅添加了微量的Nb协调组织、性能控制；获得多边形铁素体+少量贝氏体的组织，保证产品具有较低的屈强比及较高的扩孔率，有效解决汽车脚踏板用钢冲压变形过程中的颈缩、开裂问题。
本发明的热轧钢板解决汽车零配件脚踏板用钢冲压变形过程中的颈缩、开裂问题，对相近牌号及强度规格的带钢，本发明技术方案适用于有较大的扩孔、翻边要求以及良好的成型性能的热轧结构钢。
本发明相比现有技术具有如下积极效果：1、本发明通过合适的成分设计和热轧工艺设计，生产的热轧汽车结构钢制作的汽车脚踏板冲压成型，翻边扩颈后无颈缩、开裂等问题，产品的加工性能良好。2、本发明钢中Si含量小于等于0.035％，可有效防止带钢表面红铁皮的形成，提高酸洗后汽车脚踏板零部件的表面质量。3、本发明在C-Mn成分基础上，采用微Nb的成分设计，本发明在热轧轧制工艺方面通过采用合适的热轧温度制度、较均匀的轧制速度方式，同时结合使用先进的三段式层流冷却工艺设计，获得多边形铁素体+少量贝氏体的组织，带钢具有较高抗拉强度的同时具有较低的屈服强度即低屈强比，屈强比由同类带钢的0.83～0.90降低到0.72～0.82，具有良好的成型性。4、本发明采用三段式层流冷却工艺设计，有助于多边形铁素体的形成，控制铁素体的体积分数及第二相的析出，使铁素体获得一定程度的强化，降低了铁素体与贝氏体之间的硬度差，提高了扩孔率；同时，采用低S≦0.003％的成分设计，使钢中的硫化锰夹杂等细化、分散，进一步提高扩孔率，扩孔率由同类带钢的50～70％提高到0.70～100％，可有效解决汽车脚踏板用钢冲压变形过程中的颈缩、开裂问题。
附图说明
图1为本发明实施例1热轧钢板的金相组织照片。
具体实施方式
下面结合实施例1～5对本发明做进一步说明，如表1～3所示。
表1为本发明实施例钢的化学成分(按重量百分比计)，余量为Fe及不可避免杂质。
表1本发明实施例钢的化学成分，单位：重量百分比。
元素 C Si Mn P S Al Nb
本发明 0.04～0.08 ≤0.035 1.2～1.4 ≤0.015 ≤0.003 0.02～0.06 0.005～0.012
实施例1 0.046 0.025 1.38 0.010 0.0018 0.053 0.011
实施例2 0.050 0.028 1.35 0.011 0.0021 0.042 0.010
实施例3 0.061 0.031 1.31 0.010 0.0022 0.038 0.009
实施例4 0.070 0.032 1.28 0.012 0.0020 0.041 0.008
实施例5 0.075 0.033 1.26 0.013 0.0019 0.031 0.007
通过转炉熔炼得到符合化学成分要求的钢水，钢水经LF钢包精炼，RH炉真空循环脱气处理及成分微调，后进行板坯连铸得到连铸板坯；连铸板坯厚度为230mm，宽度为800～1630mm，长度为8000～11000mm。
炼钢生产的定尺板坯送至加热炉再加热，出炉除鳞后送至热连轧机组轧制。通过粗轧和精轧连轧机组控制轧制，经层流冷却后进行卷取，层流冷却采用三段式冷却方式，产出合格热轧钢卷，热轧钢板的厚度为2.8～4.0mm。热轧工艺控制参数见表2。
表2本发明实施例热轧工艺控制参数
利用上述方法得到的热轧钢板，参见图1，热轧钢板的金相组织为多边形铁素体+少量贝氏体，铁素体的晶粒度级别为8～9级；2.8～4.0mm厚热轧钢板上屈服强度ReH为300～360MPa，抗拉强度Rm为440～540MPa，屈强比0.72～0.82，断后伸长率A50mm为32～45％，扩孔性能λ为70～100％。
将本发明得到的热轧钢板按照《GB/T228.1～2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸试验，其力学性能见表3。
表3本发明实施例热轧钢板的力学性能
Figure BDA0001712090860000071
除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。

Claims (5)

1.一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si≤0.035％，Mn：1.2～1.4％，P≤0.015％，S≤0.003％，Alt：0.02～0.06％，Nb：0.005～0.012％，余量为铁及不可避免的杂质；热轧钢板的金相组织为多边形铁素体+少量贝氏体，铁素体的晶粒度级别为8～9级。
2.如权利要求1所述的抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板，其特征是，2.8～4.0mm厚热轧钢板上屈服强度ReH为300～360MPa，抗拉强度Rm为440～540MPa，屈强比0.72～0.82，断后伸长率A50mm为32～45％，扩孔性能λ为70～100％。
3.一种抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板的制造方法，其特征是，该方法包括以下步骤：
钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分重量百分比为：C：0.04～0.08％，Si≤0.035％，Mn：1.2～1.4％，P≤0.015％，S≤0.003％，Alt：0.02～0.06％，Nb：0.005～0.012％，余量为铁及不可避免的杂质；
连铸板坯于1160～1220℃，加热180～240min后进行热轧，所述的热轧为两段式轧制工艺，粗轧为6道次连轧，在奥氏体再结晶温度以上轧制，粗轧结束温度为1020～1080℃；精轧为7道次连轧，在奥氏体未再结晶温度区轧制，精轧结束温度为850～890℃；精轧后，层流冷却采用三段式冷却方式，第一段为水冷，冷却速度为20～40℃/s，第一段冷却终点温度为690～730℃，第二段为空冷，空冷时间为4～6s，第三段为水冷，冷却速度为50～80℃/s，卷取温度为440～480℃卷取得到热轧钢卷。
4.如权利要求3所述的抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板的制造方法，其特征是，热轧精轧后，控制钢板厚度为2.8～4.0mm。
5.如权利要求3或4所述的抗拉强度440MPa级低屈强比高扩孔性热轧钢板的制造方法，其特征是，热轧钢板的金相组织为多边形铁素体+少量贝氏体，铁素体的晶粒度级别为8～9级，热轧钢板上屈服强度ReH为300～360MPa，抗拉强度Rm为440～540MPa，屈强比0.72～0.82，断后伸长率A50mm为32～45％，扩孔性能λ为70～100％。
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