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超低碳烘烤硬化钢板烘烤硬化性能的稳定化研究

崔岩  
【摘要】:超低碳烘烤硬化(ULC-BH)钢板作为新一代冲压用钢,成为当今汽车车身面板主要材料之一。目前我国只有少数钢厂具有超低碳烘烤硬化钢的生产能力,且存在成品合格率低、烘烤硬化性能不稳定等缺点。对于生产ULC-BH钢板来讲,最主要的问题是对烘烤硬化性能的稳定化控制。固溶碳含量是影响烘烤硬化性能的决定性因素,严格地控制合金化和生产工艺,使固溶C含量稳定在一定范围内,是获得稳定烘烤硬化性能的关键。 本研究在总结国内外ULC-BH钢板的生产、研究现状的基础上,重点针对Nb-Ti成分体系的ULC-BH钢板,研究其烘烤硬化性能的主要影响因素,并对生产工艺中所涉及的物理过程及微观机理进行深入探讨,期望为稳定控制ULC-BH钢的烘烤硬化性能提供技术和理论参考。本研究主要结论如下: 热力学计算表明,ULC-BH钢中总C含量是控制钢中固溶C含量的关键因素。在钢总碳含量一定时,低的Ti/N比值有利于获得较高的固溶C含量。因此,在ULC-BH钢中采用的Ti/N小于或接近理想配比。在ULC-BH钢中Ti/N比值小于或接近理想配比的条件下,钢中的固溶C含量由稳定化元素Nb单独控制,即在钢中总C含量一定时,Nb含量的多少决定钢中最终固溶C含量的水平。Nb含量越高,固溶C含量越低。 当退火温度为830℃,缓冷段冷却速度和快冷段冷却速度为50℃/s时、过时效后冷却速度为15℃/s时,烘烤硬化值BH2与未稳定化C含量w(C)unstabilized之间符合下列关系:BH2=1.74×w(C)unstabilized+7.64,未稳定化C含量在12-24ppm之间时可以保证烘烤硬化性能值稳定控制在30-50MPa范围内(ULC-BH钢烘烤硬化值的通常要求范围)。 在钢中未稳定化C含量满足设计要求的前提下,针对生产ULC-BH钢的各工艺阶段对BH2值影响的研究表明,连续退火工艺是影响烘烤硬化性能稳定性的主要环节:增加连续退火温度、缓冷段(退火温度-600℃)冷却速度、过时效后冷速均可明显提高烘烤硬化性能;平整工艺中采用的平整延伸率过高过低均损害钢板的烘烤硬化性能,将其控制在0.5-1.5%范围时,烘烤硬化性能稳定控制在要求范围内。热轧工艺中适当降低卷取温度能可以提高钢板的烘烤硬化性能。 在连续退火过程中,退火加热过程中的NbC回溶、缓冷段冷却过程中NbC析出、退火过时效后冷却过程中C原子晶界偏聚是影响烘烤硬化性能稳定性的重要因素。提高连续退火温度,可增加退火时NbC的回溶量,释放出更多C原子,从而提高钢板的烘烤硬化值;提高缓冷段冷却速度可减少NbC的重新析出量,也可提高钢板的烘烤硬化值。ULC-BH钢中未稳定化C含量越高,退火过程中NbC回溶量越少,烘烤硬化性能受退火温度的影响越小;未稳定化C含量越高,则退火后NbC的重新析出量越少,烘烤硬化性能受退火后冷却速度的影响越小。因此在未稳定化C含量在设计要求范围的的前提下,未稳定化C含量采用上限值可以提高烘烤硬化性能的稳定性。在连续退火过时效阶段后的冷却过程中,铁素体基体内未被稳定的C原子向晶界偏聚,削弱了ULC-BH钢板的烘烤硬化性能。可通过增加晶粒尺寸、提高过时效阶段后(400℃)冷却速度的方法减少晶界偏聚,从而增加烘烤硬化性能的稳定性。 对实验钢析出物的物理化学相分析和透射电镜分析表明,Nb-Ti处理的ULC-BH钢的主要析出相为(Ti,Nb)(C,N)、MnS,实验钢中未发现含Ti-IF钢中常见的TiS和Ti4C2S2析出物。ULC-BH钢经热轧卷取后,Nb、Ti元素几乎完全析出;经冷轧及短时退火后,其碳化物有少量回溶。 相分析和热力学计算表明,ULC-BH钢中Ti/N原子比1时,在奥氏体相区析出TiN和NbN沉淀,铁素体区析出Nb(C,N);Ti/N原子比1时,在奥氏体相区中主要析出Ti(C,N)沉淀,随后在铁素体相区有(Nb,Ti)C生成;当Ti/N原子比等于或接近于1时,在奥氏体相区中N几乎完全结合于Ti生成TiN,因此C主要单独由Nb固定生成NbC,相对简单的析出顺序有利于预估钢中固溶C含量。ULC-BH钢应尽量满足Ti/N原子比等于1或略小于1,以便稳定化控制ULC-BH冈的烘烤硬化性能。 通过适当调节成分和工艺参数来控制ULC-BH钢板铁素体晶粒尺寸是稳定化控制烘烤硬化性能的重要手段。从成分角度,减少Nb、Ti元素含量(特别是Nb含量)容易获得较大的铁素体晶粒。从工艺角度,提高连续退火温度和减少冷轧压下率均可显著增加退火板铁素体晶粒尺寸,增加热轧终轧温度也会对增加退火板铁素体晶粒尺寸有一定作用,而卷取温度对晶粒尺寸影响不大。可见铁素体晶粒尺寸主要受4个因素影响:①钢中Nb、Ti含量;②连续退火温度;③冷轧压下率;④热轧终轧温度。可通过适当控制这4个因素来调节退火板铁素体晶粒尺寸。


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