提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法

摘要

本发明提供了一种提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法，利用传统碳素结构钢作冷轧基料，采用近完全奥氏体化的两相区加热获得80%-100%奥氏体，分两段冷却模式，变温过时效，最终获得金相图中面积分数为85-95%的多边形铁素体、金相图中面积分数为5-12%的渗碳体+粒状贝氏体混合物和金相图中面积分数为1-2%的马奥岛组织。该组织类型因为具有更纯净的先共析铁素体+低温转变硬质相，比传统再结晶退火碳素结构钢具有更好的加指数。本发明提供的一种提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法，获得的440MPa级碳素结构钢硬化指数可达到0.18-0.20。

说明书

技术领域

本发明属于钢铁冶炼加工技术领域，特别涉及一种提高440MPa级碳素 结构钢加工硬化值的生产方法。

背景技术

冷轧连续退火碳素结构钢主要合金成分为C、Mn元素，属于固溶强化汽车 用冷轧高强钢之一。目前国内该钢种主要采用日标JIS G3135:2006牌号 SPFC390、SPFC440等牌号供货，各钢铁公司也有自己的企业牌号，如：宝钢 公司Q/BQB410-2009标准及其中牌号B240ZK、B280VK等。

在汽车冲压企业实际使用该钢种的过程中，存在小区域的胀形开裂问题， 这些小区域的胀形，材料不能充分流入胀形区，而依靠材料自身的均匀应变 获得冲压后的形状。应变分析表明，提高材料的宽厚应变比（r值），使得厚 度方向的减薄不易发生可以有效提高胀形能力，但是这种方法对低碳或超低 碳的深冲压钢比较实用，因为低的碳、锰含量配合适当的轧制及退火工艺可 以获得良好的织构。而对于碳、锰含量相对高的碳素结构钢，依靠织构控制 获得良好的r值可行度不大。然而，提高这类钢种在变形过程中的应变分配均 匀性，提高应变的扩展能力可以使得钢板在冲压过程中的厚度减薄均匀发生， 以延迟局部减薄导致的冲压开裂。按照金属塑性变形原理，提高材料的硬化 指数可以获得良好的材料均匀变形能力，当材料局部区域发生大应变时，有 强烈的应力增量以阻止变形进一步发生并转移到变形区域小的区域，如此使 得应变均匀扩展。为此，探索提高碳素结构钢的硬化能力以应对小区域的胀 形开裂问题具有重要意义。碳素结钢的传统连续退火工艺为再结晶区退火， 实现冷硬组织再结晶，最终以铁素体珠光体组织形式存在于最终成品中，不 能有效的满足大胀形区域成形要求。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是提供一种通过改进退火工艺实现组织调 节以提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法。

为解决上述技术问题，本发明提供了一种提高440MPa级碳素结构钢加工 硬化值的生产方法，包括如下步骤：

1）以质量百分比计，钢的化学成分为：0.04≤C≤0.08；Si≤0.3；0.9 ≤Mn≤1.3；P≤0.015%；S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及 不可避免杂质，将上述成分的钢进行脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸得 到连铸坯；

2）将连铸坯加热至1100～1300℃，保温1h-3h，进行热轧，终轧温度 控制在820～920℃，并在560～700℃的温度下卷取，得热轧钢卷；

3）将热轧钢卷开卷酸洗后冷轧，冷轧压下率控制在40%-80%，得冷轧 钢板；

4）将冷轧钢板在辐射式加热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火， 得到高硬化指数的440MPa级碳素结构钢，退火方式为：

冷轧钢板经1-5℃/s的速度加热到850-900℃的近完全奥氏化两相区温度 后均热，均热时间为100-400s；

冷轧钢板分为二段冷却：

第一冷却段以1-10℃/s的速度缓慢冷却到580-630℃；

第二冷却段以40-50℃/s的速度冷却到430-450℃；

通过300-600s的过时效，控制过时效终点温度为350-390℃，也即过时效 过程是带钢缓慢冷却过程，冷速0.3-0.5℃/s；

以5-20℃/s终冷到150℃；

然后进入水淬槽冷却到室温。

5）进行平整获得表面粗糙度，平整延伸率为0.3%-0.5%。

本发明提供的一种提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法， 得到的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织以面积分数计为：多边形铁素 体85-95%（包括大多数先共析铁素体与少部分冷轧再结晶铁素体）、渗碳 体+粒状贝氏体混合物5-12%和马奥岛1-2%。

本发明提供的一种提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法， 基于传统辐射式加热，采用喷气式冷却的连续退火产线，在440MPa碳素结 构钢基础上改进退火工艺实现组织改进调节，将加热温度提高到近完全奥 氏体化温度，在第一冷却段获得新转变的先共析铁素体作为基体组织以代 替冷轧再结晶铁素体，在经历第二冷却段后的变温过时效中，除了获得渗 碳体外，还引入了粒状贝氏体及马奥岛，得到的440MPa级碳素结构钢的硬 化指数可达到0.18-0.20。

附图说明

图1为本发明实施例提供的提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产 方法的退火工艺与传统退火工艺的曲线对比。

图2为对比例获得的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织图。

图3为本发明实施例1提供的提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产 方法获得的440MPa碳素结构钢的金相显微组织图。

具体实施方式

本发明实施例提供的一种提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方 法，包括如下步骤：

1）以质量百分比计，钢的化学成分为：0.04≤C≤0.08；Si≤0.3；0.9 ≤Mn≤1.3；P≤0.015%；S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及 不可避免杂质，将上述成分的钢进行脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸得 到连铸坯；

2）将连铸坯加热至1100～1300℃，保温1h-3h，进行热轧，终轧温度 控制在820～920℃，并在560～700℃的温度下卷取，得热轧钢卷；

3）将热轧钢卷开卷酸洗后冷轧，冷轧压下率控制在40%-80%，得冷轧 钢板；

4）将冷轧钢板在辐射式加热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火， 得到高硬化指数的440MPa级碳素结构钢，退火方式为：

冷轧钢板经1-5℃/s的速度加热到850-900℃的近完全奥氏化两相区温度 后均热，均热时间为100-400s；

冷轧钢板分为二段冷却：

第一冷却段以1-10℃/s的速度缓慢冷却到580-630℃；

第二冷却段以40-50℃/s的速度冷却到430-450℃；

通过300-600s的过时效，控制过时效终点温度为350-390℃，也即过时效 过程是带钢缓慢冷却过程，冷速0.3-0.5℃/s；

以5-20℃/s终冷到150℃；

然后进入水淬槽冷却到室温。

5）进行平整获得表面粗糙度，平整延伸率为0.3%-0.5%。

参见图1，图中Acl为加热的奥氏体开始转变温度，Arl为冷却的铁素体开 始转变温度，Ac为加热的奥氏体完全转变温度，3Ms马氏体开始转变温度。如 图中实线所示，传统的生产440MPa级碳素结构钢的退火方式为：

以1-5℃/s的加热速度加热到再结晶区温度后均热，均热温度在 740-770℃，均热时间为100-300s；

以1-4℃/s缓慢冷却，缓慢冷却结束温度为600-640℃；

以15-25℃/s快速冷却到430-470℃；

通过300-600s的过时效，控制过时效终点温度为400-450℃。

通过传统的退火方式生产出的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织，具 有多边形铁素体与晶界珠光体，生产出440MPa级碳素结构钢的硬化指数较低。

参见图1，如图中虚线所示，本发明实施例提供的一种提高440MPa级碳素 结构钢加工硬化值的生产方法中的退火工艺特点如下：

冷轧钢板经1-5℃/s的速度加热到850-900℃的近完全奥氏化两相区温度 后均热，均热时间为100-400s。目的是使得多数再结晶铁素体转化为奥氏体；

近完全奥氏体化后的钢板分为二段冷却：

第一冷却段以1-10℃/s的速度缓慢冷却到580-630℃，使得奥氏体充分转 变为先共析多边形铁素体。

第二冷却段以40-50℃/s的速度冷却到430-450℃，使得剩余未转变奥氏 体保留到过时效段；

通过300-600s的过时效，控制过时效终点温度为350-390℃，也即过时效 过程是带钢缓慢冷却过程，冷速0.3-0.5℃/s，该过程未转变的奥氏体分解为 渗碳体和贝氏体的混合体、马奥岛等混杂组织；

以5-20℃/s终冷到150℃；

然后进入水淬槽冷却到室温。

本发明提供的一种提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法，得 到的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织，以面积分数计为：多边形铁素体 85-95%（包括大多数先共析铁素体与少部分冷轧再结晶铁素体）、渗碳体+粒 状贝氏体混合物5-12%和马奥岛1-2%。因为铁素体基体多数为二次相变先共析 铁素体，因此具有更纯净的基体，晶粒内少有碳化物颗粒，有利于位错早期 开动。同时在组织中引入低温转变的贝氏体或马奥岛，获得这些相时，因为 相变体积膨胀在铁素体中引入膨胀可动位错，为此可以降低屈强比，提高硬 化能力。

对比例

将成分满足：0.04≤C≤0.08；Si≤0.3；0.9≤Mn≤1.3；P≤0.015%；S ≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到冷轧板厚度2.0mm，最后按照传统连续退火工 艺对冷轧板退火，退火的相关工艺参数见表1。

表1

参见图2，按照传统的退火方式生产出的440MPa级碳素结构钢的金相 显微组织为铁素体和珠光体。铁素体晶粒内存在大量颗粒状渗碳体。生产 出的440MPa级碳素结构钢的力学性能见表6。

实施例1

将成分满足：0.04≤C≤0.08；Si≤0.3；0.9≤Mn≤1.3；P≤0.015%；S ≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到冷轧板厚度2.0mm。最后冷轧钢板在辐射式加 热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火，退火的相关工艺参数见表2。

表2

参见图3，本发明实施例得到的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织 是具有二次相变多边形铁素体、渗碳体、粒状贝氏体及马奥岛的混合组织。 在其金相图中，以面积百分数计：多边形铁素体91.5%%（包括大多数先共 析铁素体与少部分冷轧再结晶铁素体）、渗碳体+粒状贝氏体混合物7%和 马奥岛1.5%，见表5。得到的440MPa级碳素结构钢的力学性能参数见表6。

实施例2

将成分满足：0.04≤C≤0.08；Si≤0.3；0.9≤Mn≤1.3；P≤0.015%；S ≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到冷轧板厚度2.0mm。最后冷轧钢板在辐射式加 热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火，退火的相关工艺参数见表3。

表3

本发明实施例得到的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织是具有二次 相变多边形铁素体、渗碳体、粒状贝氏体及马奥岛的混合组织。在其金相 图中，铁素体晶粒、渗碳体+粒状贝氏体和马奥岛岛的显微组织所占面积百 分数见表5。得到的440MPa级碳素结构钢的力学性能参数见表6。

实施例3

将成分满足：0.04≤C≤0.08；Si≤0.3；0.9≤Mn≤1.3；P≤0.015%；S ≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到冷轧板厚度2.0mm。最后冷轧钢板在辐射式加 热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火，退火的相关工艺参数见表4。

表4

本发明实施例得到的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织是具有二次 相变多边形铁素体、渗碳体、粒状贝氏体及马奥岛的混合组织。在其金相 图中，铁素体晶粒、渗碳体+粒状贝氏体和马奥岛岛的显微组织所占面积百 分数见表5。得到的440MPa级碳素结构钢的力学性能参数见表6。

表5

  铁素体 渗碳体+粒状贝氏体 马奥岛 实施例1 91.5% 7% 1.5% 实施例2 90% 8% 2% 实施例3 88% 11% 1%

表6

  R_p0.2,N/mm²Rm,N/mm2 A80,% n10-Ag 对比例 332 434 35 0.16 实施例1 308 465 37 0.19 实施例2 288 472 36 0.20 实施例3 267 487 34 0.20

从表5可以看出，本发明提供的一种提高440MPa级连续退火碳素结构钢加 工硬化值的生产方法，得到的440MPa级碳素结构钢的金相显微组织是具有多 边形铁素体、渗碳体、粒状贝氏体及马奥岛的混合组织。该组织因为二次相 变的多边形先共析铁素体，因此具有更纯净的基体，晶粒内少有碳化物颗粒， 有利于位错早期开动。同时在组织中引入低温转变的贝氏体或马奥岛，获得 这些相时，因为相变体积膨胀在铁素体中引入膨胀可动位错，为此可以降低 屈强比，提高硬化能力。

从表6可以看出，本发明实施例提供的一种提高440MPa级碳素结构钢 加工硬化值的生产方法，生产出来的440MPa级碳素结构钢具有较高的硬化 指数，可达到0.18-0.20。能够满足工业生产用钢的要求。

最后所应说明的是，以上具体实施方式仅用以说明本发明的技术方案 而非限制，尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人 员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离 本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。