590MPa级液压胀形用热轧钢板及其制备方法与流程

本发明属于钢铁材料工程技术领域，具体涉及一种590mpa级液压胀形用热轧钢板及其制备方法。

背景技术：

液压胀形工艺不但能成形复杂零件，还能够提高零件质量，减少成形工序，降低加工成本，因此在汽车、航天航空等领域得到广泛应用。常规热轧钢板采用常规转炉冶炼工艺包括铁水脱硫、转炉冶炼复合吹炼、脱氧、合金化、炉后小平台补喂al线、lf精炼加热、rh真空处理、连铸后得到板坯，然后板坯再次加热、高压水除鳞、粗轧、热卷箱卷取、精轧、层流冷却、卷取、包装入库的步骤。虽然液压胀形生产工艺开始得到推广和应用，国内也发布了液压成形用钢标准《汽车用高强度热连轧钢板及钢带第7部分：液压成形用钢》(gbt20887.7-2017)，但是强度最高仅为440mpa级，已不能满足汽车轻量化的发展趋势。

2018年2月2日专利cn107653419a公开了一种nb-ti微合金化590mpa级钢板及其制备方法，按重量百分比组成为：c0.06％-0.09％，si≤0.15％，mn1.45-1.60％，nb0.030-0.040％，p≤0.02％，s≤0.003％，als0.015-0.050％，ti0.020-0.035％。该钢虽然通过nb和ti与c相结合形成nbc、tic和(nb、ti)c等第二相析出物，但c并不能完全被消耗，仍然会存在一定量的珠光体组织。

2016年11月16日专利cn106119699a公开了一种590mpa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分比为：c0.02-0.06％，mn1.0-2.0％，p≤0.015％，s≤0.005％，o≤0.003％，al0.02-0.08％，n≤0.006％，ti0.05-0.15％，mo0.1-0.3％。该钢所获得的组织为铁素体和纳米析出相，但在实际生产过程中，ti含量超过0.1％、n含量超过50ppm时，极易产生微米级液析氮化钛夹杂物，将会严重影响材料的成形性能和疲劳性能。

2014年1月22日专利cn103526116a公开了一种抗拉强度590mpa级具有高扩孔性能的铁素体贝氏体钢及其生产方法，该钢化学成分重量百分比为：c0.05-0.10％，si0.10-0.50％，mn0.80-1.50％，p0.03-0.06％，s≤0.008％，cr0.20-0.60％，nb0.03-0.06％，al0.01-0.06％，该钢所获得的组织为铁素体加贝氏体，在此成分体系下贝氏体窗口工艺狭窄，热轧工艺复杂难以稳定控制。

目前，用于液压胀形工艺生产的高强钢仍为常规的高强钢，其成形性能并不能完全满足液压胀形生产工艺。因此，针对液压胀形用高强钢的要求特点，有必要研制具有高强度、高延伸率、高n值和高疲劳性能的钢材。

技术实现要素：

本发明所要解决的技术问题是现有高强钢成形性能较差的问题。

本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：590mpa级液压胀形用热轧钢板，其化学成分按重量百分比组成为：c0.02-0.04％，si≤0.05％，mn1.05-1.15％，nb0.040-0.050％，ti0.050-0.060％，cr0.30-0.60％，p≤0.02％，s≤0.003％，n≤0.0040％，als0.010-0.050％，ca0.0010-0.0050％，其余为fe及不可避免的杂质。

上述590mpa级液压胀形用热轧钢板的显微组织由准多边形铁素体、针状铁素体和微量的珠光体组成。

上述590mpa级液压胀形用热轧钢板的屈服强度≥500mpa，抗拉强度≥590mpa，延伸率≥22％，n值≥0.12，180°冷弯试验d＝a合格，晶粒度≥12级。

上述590mpa级液压胀形用热轧钢板的制备方法，包括如下步骤：

a.制备板坯：采用常规转炉冶炼方法制备板坯，控制板坯成分为c0.02-0.04％，si≤0.05％，mn1.05-1.15％，nb0.040-0.050％，ti0.050-0.060％，cr0.30-0.60％，p≤0.02％，s≤0.003％，n≤0.0040％，als0.010-0.050％，ca0.0010-0.0050％，其余为fe及不可避免的杂质；

b.粗轧：将加热的板坯进行5-7道次粗轧得到中间坯，控制前2道次每道次变形量≥18％，剩余道次每道次变形量≥20％；

c.精轧：开轧温度为1020-1080℃，终轧温度为850-900℃，精轧后钢板厚度为2-6mm；

d.层流冷却：将步骤c得到的钢板采用前段超快冷却至600-640℃，冷却速度＞60℃/s。

上述步骤a中，钢坯厚度为200-250mm，长度为9-10m。

上述步骤b中，将钢坯加热至1180-1220℃，加热时间180-300min，均热段时间≥40min。

上述步骤b中，中间坯厚度为35-45mm。

上述步骤c中，进行6-7道次精轧。

本发明的有益效果是：本发明采用微/低c-nb-ti-cr微合金化的成分体系，微/低c可避免形成大量的珠光体和渗碳体，可提高材料的韧塑性。nb在高温时析出的特点可有效控制奥氏体晶粒度的大小，且nb的析出物对晶界有强烈的钉扎作用，可以有效细化晶粒。加入较高含量的ti可以保证热轧卷取阶段在铁素体中析出大量弥散细小的纳米碳化物，起到弥散析出强化效果。此外，本发明钢种成分将n含量控制在较低的范围内，有效避免了在炼钢产生大量微米级液析tin颗粒；添加ca有效改善了钢中硫化物非金属夹杂物的形貌，进而提高材料的疲劳性能；同时在钢中添加一定量的cr元素，提高了钢的淬透性，cr作为铁素体形成元素，可缩小γ区，可促进铁素体的形成。

本发明钢板的制备方法通过控制粗轧次数和单道次变形量细化奥氏体晶粒度，同时控制粗轧后中间坯的厚度来减小对精轧变形量产生的不良影响。精轧通过非再结晶区轧制促进奥氏体扁平化，通过形变诱导析出能形成弥散细小的ti(c、n)、nb(c、n)、(nb、ti)(c、n)析出相，该析出相能够有效钉轧奥氏体晶界，促进奥氏体晶粒细化，并能为后续铁素体相变提供形核核心，促进成品铁素体组织细化；同时通过控制精轧的开轧和终轧温度抑止混晶组织的产生。

本发明所述钢种成品厚度为2-6mm时，由于钢种设计时采用微/低c-nb-ti-cr微合金化的成分体系，其中微/低的c含量基本上与ti和nb结合而形成纳米析出相，故采用前段超快冷的冷却方式能够提供足够大的冷却强度，采用＞60℃/s的冷区速率可以使钢板沿厚度方向充分冷却，在较大的过冷度下相变形成细小的铁素体晶粒，提高成品钢的强度和韧性，且不必担心由于冷却速率过大而产生马氏体。同时，本发明设定终冷温度为600-640℃，可以为ti的析出提供较大的驱动力，有利于ti(c、n)和(nb、ti)(c、n)析出。

本发明采用微/低c-nb-ti-cr微合金化的成分体系，通过控轧控冷工艺技术，获得超细晶针状铁素体和纳米析出相的显微组织。本发明的钢板力学性能满足：屈服强度≥500mpa，抗拉强度≥590mpa，延伸率≥25％，n值≥0.12，180°冷弯试验d＝a合格，晶粒度≥12级；该钢表现出优异的韧塑性和液压胀形成形性能，可广泛应用于制作汽车底盘件、排气系统的排气歧管、排气管、底盘系统的下臂、前轴、后轴等；车身系统的a柱、b柱、b柱、顶盖侧梁、保险杠量。

附图说明

图1为本发明实施例2的钢种显微组织图。

图2为本发明对比例1的钢种显微组织图。

具体实施方式

本发明的技术方案，具体可以按照以下方式实施。

590mpa级液压胀形用热轧钢板，其化学成分按重量百分比组成为：c0.02-0.04％，si≤0.05％，mn1.05-1.15％，nb0.040-0.050％，ti0.050-0.060％，cr0.30-0.60％，p≤0.02％，s≤0.003％，n≤0.0040％，als0.010-0.050％，ca0.0010-0.0050％，其余为fe及不可避免的杂质。

上述590mpa级液压胀形用热轧钢板的制备方法，包括如下步骤：

a.按照590mpa级液压胀形用热轧钢板的化学成分制备板坯；

b.粗轧：将加热的板坯进行5-7道次粗轧得到中间坯，控制前2道次每道次变形量≥18％，剩余道次每道次变形量≥20％；

c.精轧：开轧温度为1020-1080℃，终轧温度为850-900℃，精轧后钢板厚度为2-6mm；

d.层流冷却：采用前段超快冷却至600-640℃，冷却速度＞60℃/s。

上述步骤a中，采用常规转炉冶炼工艺，铁水脱硫→转炉冶炼复合吹炼→脱氧、合金化→炉后小平台补喂al线→lf精炼加热→rh真空处理→连铸的步骤得到钢坯，其化学成分按重量百分比组成为：c0.02-0.04％，si≤0.05％，mn1.05-1.15％，nb0.040-0.050％，ti0.050-0.060％，cr0.30-0.60％，p≤0.02％，s≤0.003％，n≤0.0040％，als0.010-0.050％，ca0.0010-0.0050％，其余为fe及不可避免的杂质。

为了在粗轧阶段获得足够大奥氏体未再结晶区的累积变形量，增加奥氏体单位体积的晶粒晶界面积和变形带面积，有效细化奥氏体晶粒尺寸，因此优选的是，上述步骤a中，钢坯厚度为200-250mm。为了防止因钢坯过长导致轧制成中间坯厚度后的长度过长，在进行精轧时尾部的温降过大，导致轧制时的变形抗力过大而引起尾部轧烂，因此优选的是，步骤a中，钢坯长度为9-10m。

上述步骤a中得到的钢坯后续加工工艺为：钢坯加热→高压水除鳞→粗轧→热卷箱卷取→精轧→层流冷却→卷取→包装入库的步骤。

在钢坯加热时，若出炉温度偏低、在炉时间偏短，则会导致合金元素无法充分固溶，钢坯中的偏析也无法完全消除，同时容易导致后续轧制时负荷过重；若出炉温度偏高、在炉时间偏长，则易导致钢坯原始奥氏体晶粒粗大，从而继承到成品钢中，引起最终组织粗大，并且会导致tin粗大。为了保证合金元素充分固溶，缓解钢坯在浇铸过程中的中心偏析和枝晶偏析，因此优选的是，上述步骤b中，将板坯加热至1180-1220℃，加热时间180-300min，均热段时间≥40min。

由于轧制成品粗轧后板坯厚度较低时，会导致精轧累积变形量偏低，不利于最终组织细化，为了在精轧阶段获得足够大奥氏体未再结晶区的累积变形量，增加奥氏体单位体积的晶粒晶界面积和变形带面积，因此优选的是，上述步骤b中，中间坯厚度为35-45mm，步骤c中，精轧采用6-7道次轧制。

精轧开轧温度较低时，会导致轧制本发明所述薄规格钢时轧制负荷过重，精轧开轧温度较高时会进入不完全再结晶区，产生混晶组织；终轧温度较低时，会导致精轧后阶段进入奥氏体和铁素体两相区，产生混晶组织，终轧温度较高时，会导致精轧后的奥氏体组织粗大，因此上述步骤c中，开轧温度为1020-1080℃，终轧温度为850-900℃。

层流冷却速度和终冷温度均会影响相变过程，当冷却速度偏低、或终冷温度偏高时，容易形成粗大的先共析铁素体，大尺寸的珠光体组织，甚至生成大量沿晶界分布、呈网格化的渗碳体，影响成品钢的力学性能和成形性能，此外，终冷温度在600℃以上时，可以为ti的析出提供较大的驱动力，有利于ti(c、n)和(nb、ti)(c、n)析出。因此上述步骤d中，冷却速率＞60℃/s，终冷温度为600-640℃。

上述590mpa级液压胀形用热轧钢板的显微组织由准多边形铁素体、针状铁素体和微量的珠光体组成。

上述590mpa级液压胀形用热轧钢板的屈服强度≥500mpa，抗拉强度≥590mpa，延伸率≥22％，n值≥0.12，180°冷弯试验d＝a合格，晶粒度≥12级。

下面通过实际的例子对本发明的技术方案和效果做进一步的说明。

实施例

本实施例提供了4组采用本发明制备方法制备的590mpa级液压胀形用热轧钢板，如实例1、2、3和4，实例1、2、3和4中的590mpa级液压胀形用热轧钢板成分设计相同，如表1中实施例所示。本发明提供两组对比例，如对比例1和2，对比例1和2的化学成分相同，如表1中对比例所示。

表1实施例和对比例的化学成分

实例1、2、3和4的590mpa级液压胀形用热轧钢板的制备包括如下步骤：

a.采用常规转炉冶炼工艺，铁水脱硫→转炉冶炼复合吹炼→脱氧、合金化→炉后小平台补喂al线→lf精炼加热→rh真空处理→连铸后得到钢坯，钢坯厚度为200-250mm，长度9-10m；

b.将步骤a得到的钢坯加热，高压水除鳞，经过5-7道次粗轧，获得35-45mm厚度规格的中间坯，前2道次每道次变形量≥18％，剩余道次每道次变形量≥20％；

c.将中间坯经过6道次精轧得到厚度为2-6mm的钢板，开轧温度为1020-1080℃，终轧温度为850-900℃；

d.并在轧后进行层流冷却，采用超快冷的层流冷却工艺，冷却速度＞60℃/s，终冷温度为600-640℃。

实例1、2、3和4的粗轧工艺参数控制如表2所示，其余工序参数控制如表3所示。

对比例1和2所采用的制备方法与实施例制备方法过程相同，但部分热轧工艺控制值不在本发明热轧工艺控制范围内，对比例1、2粗轧工艺参数控制如表2所示，其余工序参数控制如表3所示。

表2粗轧工艺参数控制

表3热轧工艺参数控制

图1为实例2的钢种显微组织图，由图中可知本发明制备钢种限位组织由准多边形铁素体+针状铁素体+微量的珠光体组成，组织细小均匀；图2为本发明对比例1的钢种显微组织图，由图可知对比例制备钢种组成为准多边形铁素体+珠光体，组织存在混晶和组织偏析的问题。

对实例1、2、3和4，对比例1和2进行钢卷力学性能测试，测试结果如表4所示。

表4钢卷力学性能

由表4可知，实例1、2、3和4的延伸率和n值均优于对比例1和2，说明本发明590mpa级液压胀形用热轧钢板具有良好成形性能与塑形。本发明590mpa级液压胀形用热轧钢板具有高强度、高延伸率、高n值和高疲劳性能，屈服强度≥500mpa，抗拉强度≥590mpa，延伸率≥25％，n值≥0.12，180°冷弯试验d＝a合格，晶粒度≥12级。