CN100392135C - 超高强带钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

超高强带钢，其化学成分按重量百分比计为：C：0.10～0.20%，Si＜0.6%，Mn≤2.6%，Al：0.020～0.080%，Cr：0.35～0.90%，Nb：0.015～0.050%，Ti：0.015～0.050%，B：0.0005～0.0030%，余量为Fe和不可避免杂质。其生产方法，其包括如下步骤：a.按上述成分冶炼、铸造；b.热轧、酸洗以及冷轧；c.连续退火，退火冷却采用辊冷(RC)和喷气冷却(GJC)复合冷却方法(RC+GJC)或高速气体喷射冷却(H-GJC)；d.平整、精整。本发明的超高强带钢(1180MPa级)在连续退火时无需采用水淬(WQ)或气雾(ACC)快冷技术，因而也省去了后续酸洗、再加热或闪镀镍工序，因而降低了生产成本而且不会影响其它非高强钢产品的表面质量。

Description

超高强带钢及其生产方法

技术领域

本发明涉及一种超高强带钢及其生产方法，特别涉及1180MPa级超高强带钢及其生产方法。

背景技术

近年来，为了保护地球环境及节约能源，必须降低汽车油耗，这要求汽车轻量化，因此对钢厂提出了高强度高成形性冷轧钢板的开发需求，同时，对保险杠、门加强件、横梁等多种汽车用加强部件使用1180MPa以上的超高强度钢的需求也越来越强烈。

到目前为止，大部分强度等级超过1180MPa的超高强带钢商业化生产的主要工艺为：

炼钢→连铸坯热轧→酸洗及冷轧→连续退火→再酸洗→回火→平整→精整→超高强带钢

其中连续退火工序都采用与水有关的水冷法(WQ)或气雾冷却(ACC)快冷方法，其连续退火工艺过程为将冷轧带钢加热到800℃左右，保温一定时间，缓冷至某一温度后在水淬设备中以很快的冷速冷却到室温。水冷法是一种较廉价的生产高强钢的方法，添加较少量的合金元素也可生产较高强度等级的双相、多相及马氏体高强钢，但是该方法在水冷时，带钢表面会形成一层氧化铁皮，需要一次附加酸洗，而且采用水淬(WQ)快速冷却时，在时效温度下终止冷却比较困难，因此带钢不得不冷却到100℃以下，故需重新加热到回火温度进行补充回火，以保证钢带的抗时效稳定性。水淬方法的主要缺点首先是需要另外增加酸洗及再加热设备，生产工艺复杂，能源消耗大，成本增高且对环境保护不利；其次是带水淬的连续退火机组生产高强钢之后炉况较差，不适合生产高表面质量要求的汽车外板、家电外板等产品，超高强钢和高表面质量板都是高附加值产品，而一条连续退火机组往往产能较大，而真正的超高强钢实际产量并不大，远低于高表面质量板，为了少量的超高强钢而影响大量的高表面质量的产品的生产是很不经济的；最后是采用水淬(WQ)冷却后的带钢，由于冷却速度太快，冷却不均匀而导致的带钢板形极差，给后续稳定通板带来很大困难。而对于采用加速气雾冷却(ACC)而言，虽然冷却终点温度可以控制，但与水接触后带钢表面氧化使后续时效段炉况差同样不能较好地适应高表面质量要求的薄板生产，而且最终成品都必须经过酸洗和闪镀镍处理，增加了生产成本。正是由于和水有关的冷却方法存在上述问题，因此人们都希望寻找出更好的、综合效益更佳的超高强钢生产方法，冷却速度稍低一些的所谓干式(不用水作为冷却介质)快冷方法已引起钢铁界的重视。

日本专利申请号特开平2-101117提供了一种成形性良好的强度等级在980MPa级左右的高强钢的制造方法，化学成份(重量百分比)为C：0.12～0.4％，Si：0.3～1.5％，Mn：1.5～3.0％，Al：0.005～0.1％，B：0.0003～0.0050％，余量Fe的钢经热轧、酸洗及35％～80％变形量的冷轧后，加热到700～850℃保温后以1～30℃/s的速度冷却到300～450℃，保温15秒～10分钟后在30秒内冷却到室温，得到具有铁素体、贝氏体及残余奥氏体混合组织的成形性良好的高强钢。为确保强度，在二相区形成的奥氏体经过快冷段的冷却速度控制不会发生珠光体转化而直接进入贝氏体相变区，其冷却段较长，没有缓冷段，对板形及在线稳定通板不利，此外，该专利的钢在快冷段冷却速度太慢(1-30℃/s)且成分中不含Cr、Nb、Ti等对强化有利元素，不可能得到主要含铁素体和马氏体的双相钢，由于冷却速度太低，该技术很可能得到的是含铁素体和贝氏体的双相组织，或含铁素体、贝氏体及残余奥氏体的复相组织，由于没有马氏体相变强化和碳氮化物的弥散强化因此强度等级很难超过1180MPa，最后该发明退火后无平整工序，对带钢的板形及后续加工都是不利的。

发明内容

本发明的目的在于提供一种新的不采用水作冷却介质，而同样能生产优质先进(以相变强化为主)超高强带钢的方法，通过相变强化、弥散强化和固溶强化的多种强化机制来提高钢的强度并在连续退火线上采用喷气冷却和辊冷或高速喷气的快速冷却工艺，获得铁素体和马氏体双相组织、纯贝氏体组织或铁素体、马氏体与残余奥氏体并附加弥散强化粒子等组织特征的拉伸强度在1180MPa以上且El为10～20％的超高强钢，而不需增加再加热或酸洗等任何其它设备。

为达到上述目的，本发明采用下述技术方案：

超高强带钢，其化学成分按重量百分比计为：C：0.10～0.20％，Si＜0.60％，Mn≤2.6％，Al：0.020～0.080％，Cr：0.35～0.90％，Nb：0.015～0.050％，Ti：0.015～0.050％，B：0.0005～0.0030％，余量为Fe和不可避免杂质。

进一步，还含有N≤0.005％、P≤0.020％和S＜0.015％中的一种或一种以上，按重量百分比计。

超高强带钢的生产方法，其包括如下步骤：

a.按上述成分冶炼、铸造；

b.热轧、酸洗以及冷轧；

c.连续退火，退火冷却采用辊冷和喷气冷却方法(RC+GJC)或高速气体喷射冷却(H-GJC)；

d.平整、精整。

进一步，步骤b中热轧卷取温度：580～660℃，冷轧变形量：38％～60％。

步骤c中连续退火中均热温度：770～810℃，快冷起始温度：560～680℃，带钢在快冷段的平均冷却速度：20～60℃/s，快冷终止温度：270～420℃，时效温度≤420℃。

又，步骤d中平整延伸率：0.1～0.4％。

本发明的设计原理如下：

考虑到不采用水淬快冷技术的情况下，单独的某种强化机制很难使钢达到1180MPa以上的抗拉强度，本发明的超高强钢通过以相变强化、弥散强化和固溶强化的多种强化机制来提高强度；在连续退火线上不采用水作为冷却介质，而采用辊冷和喷气冷却(RC+GJC)或高速喷气冷却(H-GJC)的“干式”快速冷却工艺，避免了酸洗和再加热工序；通过添加除C、Mn之外的其他微量元素，特别是Cr和B元素使钢的C曲线右移，提高钢的淬透性，适当降低对冷却速度的要求；与此同时我们在钢中加入了足够量的Nb和Ti元素使钢中形成Nb和Ti的碳化物和氮化物，从而产生明显的弥散强化效果，另外Nb和Ti的加入也能起到明显的细化晶粒的作用，提高材料的强度和韧性；通过化学成份与生产工艺(炼钢、连铸、热轧、冷轧、退火及平整)的优化和调整，使得材料的各项力学性能指标满足用户的要求。

根据上述设计原理，我们向钢中添加Nb、Ti来形成NbC、NbN、TiN、Ti(C，N)、TiC及TiS等弥散强化粒子，添加Cr、B等使钢的C曲线右移以提高钢的淬透性，大量添加Mn、适量添加Si以提高钢中铁素体的强度，通过控制C、P、S的含量以提高钢的焊接性能及塑性，严格控制O、H的含量以减少氧化物夹杂及氢致裂纹，通过控制连铸坯的冷却、采用热装和板坯保温等防止板坯开裂的措施、提高热轧工艺参数特别是热轧卷取温度控制精度以减小热轧板的力学性能波动，采取减薄热轧板厚度、降低冷轧变形量的方法确保冷轧生产顺行，通过减少连退入口活套量、降低工艺段速度、增加带钢张力等手段确保带钢连续退火过程的稳定通板，最后通过连退均热温度、快冷起始温度、冷却速度、快冷终止温度、时效温度及平整延伸率等关键参数的控制实现对超高强钢组织性能的控制。

下面详细说明本发明超高强钢的各化学元素的作用和工艺技术参数的设计思路。

首先，C是奥氏体稳定元素，又是强化元素，C含量低强度难以保证，为保证钢的强度在1180MPa以上，C的含量必须在0.10％以上，但为了得到良好的焊接性能和冲击韧性，在保证强度的前提下尽可能降低C的含量，本发明的高强钢，将C含量定在0.10～0.20％。

Si是铁素体的固溶强化元素，可以提高淬透性，然而Si含量过高会出现低熔点氧化物及使钢的焊接性能恶化，所以一般不超过0.8％。本发明中Si＜0.6％。

Mn是铁素体的固溶强化元素，可以提高铁素体基体的强度并提高奥氏体的淬透性，同时可以降低铁素体中的固溶C，从而提高双相钢的延展性。Mn接近或超过3％时，加工性下降，本发明中Mn≤2.6％。

Cr在提高淬透性的同时可以在带钢表面形成致密氧化膜，提高钢的耐蚀性，最少添加量0.1％，但过多的加入会影响其韧性，还会引起点蚀，并增加成本，故本发明中Cr：0.35～0.90％。

Nb在提高钢的淬透性、增强弥散强化效果的同时可以细化晶粒，清除铁素体间隙原子，使间隙原子形成NbC、NbN等弥散强化粒子，大大增强材料强度并提高铁素体延性，本发明中Nb：0.015～0.050％。

微量的B就可使钢的C曲线明显右移，显著提高钢的淬透性，为达到效果，最低含量为0.0003％，接近或超过0.0050％时，钢的热加工性能恶化，因此，本发明中，B：0.0005～0.0030％。

Ti可以形成TiN、Ti(C，N)、TiC及TiS等弥散强化粒子，同时还可细化晶粒，因此有明显的强化效果，同时还能提高钢的焊接性能，本发明中Ti：0.015～0.050％。

Al是脱氧元素，同时能形成AlN质点细化晶粒。Al小于0.005％时作用不明显，超过0.1％时会增加夹杂物量，影响塑性，本发明中Al：0.020～0.080％。

生产工艺技术参数的设计思路：

热轧卷取温度过高则氧化铁皮会增厚，导致后续酸洗困难，影响生产效率和产品表面质量，卷取温度过低时热轧基板的珠光体组织将细化，如果冷却速度也高时还可能发生贝氏体甚至马氏体相变，使热轧基板强度大幅度提高，影响后续冷连轧变形，故本发明卷取温度定为580～660℃。

超高强钢热轧基板厚度精度和表面质量差，冷轧变形的主要目的是提高材料的厚度精度和表面质量，变形量太小时难以达到上述目的。但是冷轧变形量＞60％时，冷轧工序生产成本(如辊耗、电力消耗等)明显增加，板形也恶化。故本发明中冷轧变形量定为38～60％。

连续退火的主要工艺技术参数决定了材料的内部组织结构和材料力学性能。高强钢应用场合不同所需的组织结构和材质性能也不一样。本发明通过化学成分及生产工艺特别是连续退火工艺技术参数的有机配合能够获得适合于制造不同零件的高强钢组织结构和力学性能。下面简要说明一下：

连退均热温度的高低决定了材料在高温下是处于奥氏体单相区还是处于奥氏体与铁素体两相区以及这两个相的比例。例如，要想提高材料的扩孔性能就应把均热温度提高，以便获得尽可能多的贝氏体。而要想降低材料的屈强比，提高材料的成型性能则要求在材料两相区温度范围内尽可能降低均热温度，使得最终的组织是以铁素体为主，马氏体含量不能高。

快冷起始温度的高低主要影响高强钢的板形，但它也不是独立的影响因素，而是与冷却速度及冷却终点温度有关。一般而言快冷起始温度高，冷却速度快，且冷却终点温度低，则板形较差，但是材料中马氏体的量会增加，相应的材料强度将提高，塑性会有所降低，反之亦然。特别是当冷却速度低于材料的临界冷却速度时将不能得到马氏体甚至贝氏体，另外即使冷却速度高于临界冷却速度但当冷却终点温度高于Ms点时将同样不能获得马氏体，冷却终点温度高于Bs点时则连贝氏体也不能获得。

时效温度的高低将影响弥散相的析出和马氏体的分解，一般而言时效温度提高会使材料强度和硬度下降而塑性提高，反之亦然。

平整延伸率的大小主要影响材料的屈服强度和塑性，也会影响材料板形。一般而言，提高平整延伸率将使材料屈服强度提高，塑性下降，板形将有所改善，但是平整延伸率太大时由于平整辊的严重弯曲将会出现边浪。

本发明与已有技术相比较，具有显而易见的突出特点和优点：

本发明的超高强带钢在连退生产时无需采用水淬快冷技术，因而也省去了后续酸洗、再加热和闪镀镍工序，因而降低了生产成本而且不会影响非高强钢产品的表面质量。本发明的超高强钢其化学成份中含有弥散强化粒子形成元素Ti和Nb以及可使钢的C曲线显著右移的元素Cr、B等，而且还含有较高的Mn、Si等固溶强化元素，通过相变强化、弥散强化和固溶强化的多种强化机制复合强化，使得可以采用较低的冷却速度来生产1180MPa以上超高强钢；本发明采用辊冷和喷气复合冷却或高速喷气冷却生产超高强钢，在表面不形成氧化铁皮，不要求附加酸洗过程，也不需要重新加热到过时效温度，简化工艺、节约成本。本发明采用的是以相变强化为主以弥散强化和固溶强化为辅的强化方式，冷却介质不含水，采用辊冷和喷气复合冷却或高速喷气冷却的连续退火生产工艺，采用本生产工艺可以在不改变大多数连退机组已有生产设备的条件下生产出力学性能和板形优良的拉伸强度为1180MPa以上的超高强双相钢、多相钢、贝氏体和马氏体钢。

具体实施方式

下面根据发明的超高强带钢的化学成分、热轧、冷轧、连续退火及平整工艺参数的不同，通过实施例1～8来对本发明做进一步说明。

钢水的化学成份见表1，余量为Fe和不可避免的杂质元素。

表1实施例与对比专利的化学成分

实施例	C	Si	Mn	Al	Cr	Nb	Ti	B	N	P	S
												1	0.15	0.5	2.5	0.04	0.50	0.025	0.015	0.0008	0.004	0.015	0.003
2	0.15	0.5	2.5	0.04	0.50	0.025	0.015	0.0008	0.004	0.015	0.003
												3	0.18	0.4	2.2	0.02	0.35	0.030	0.030	0.0018	0.003	0.018	0.004
4	0.10	0.6	2.6	0.08	0.90	0.015	0.049	0.0029	0.005	0.017	0.004
												5	0.13	0.5	2.6	0.06	0.85	0.048	0.020	0.0015	0.005	0.014	0.002
6	0.16	0.4	2.3	0.05	0.70	0.035	0.023	0.0005	0.004	0.019	0.002
												7	0.20	0.3	2.1	0.05	0.40	0.040	0.020	0.0020	0.003	0.014	0.003
8	0.14	0.5	2.5	0.04	0.90	0.038	0.033	0.0010	0.004	0.013	0.005
												对比例1	0.31	1	2	0.03	----	----	----	0.0021	0.003	0.006	0.004
2	0.31	0.2	2	0.035	----	----	----	0.0021	0.003	0.007	0.003

连铸板坯在热轧后卷取，室温冷却之后经CDCM机组(酸洗和冷轧)以及CAL机组(连续退火和平整)生产出超高强带钢。其主要工艺技术参数及最终产品力学性能见表2。

表2实施例与对比专利的主要工艺技术参数与产品力学性能

由表2可见，与对比例相比，本专利的超高强钢在连退生产时采用辊冷和喷气复合冷却或高速喷气冷却生产，冷速较快且便于控制，通过控制连续退火均热温度、快冷开始温度、快冷终止温度、快冷速度及时效温度，可生产出力学性能和板形优良的拉伸强度为1180MPa以上的超高强钢，如实施例2，通过连续退火工艺参数的控制(均热温度770℃、快冷起始温度564℃、快冷终点温度350℃、时效温度300℃)，使生产的超高强钢达到了抗拉强度1190MPa、延伸率16％，而从化学成分看，其C、Mn含量并不高，Cr、Nb、Ti、B等元素添加也不多。因此前工序的生产难度并不大，而在连续退火工序，快冷速度达到36℃/s就够了，应该说很多连退机组都具备该冷却条件。

本发明的超高强钢通过相变强化、弥散强化和固溶强化的多种强化机制复合强化，使得可以采用较低的冷却速度来生产1180MPa以上超高强钢；本发明采用辊冷和喷气复合冷却或高速喷气冷却生产超高强钢，在表面不形成氧化铁皮，不要求附加酸洗过程，也不需要重新加热到过时效温度，简化工艺、节约成本，采用本生产工艺可以在不改变大多数连退机组已有生产设备的条件下生产出力学性能和板形优良的拉伸强度为1180MPa以上的超高强双相钢、多相钢、贝氏体和马氏体钢。

Claims (6)

1.一种超高强带钢，其化学成分按重量百分比计为：

C    0.10～0.20％，

Si  ＜0.60％，

Mn  ≤2.60％，

Al  0.020～0.080％，

Cr  0.35～0.90％，

Nb  0.015～0.050％，

Ti  0.015～0.050％，

B   0.0005～0.0030％，

余量为Fe和不可避免杂质。

2.如权利要求1所述的超高强带钢，其特征在于，还含有N≤0.005％、P≤0.020％和S＜0.015％中的至少一种，按重量百分比计。

3.一种如权利要求1或2所述的超高强带钢的生产方法，其包括如下步骤：

a.按上述成分冶炼、铸造；

b.热轧、酸洗以及冷轧；

c.连续退火，退火冷却采用辊冷(RC)和喷气冷却(GJC)复合冷却方法(RC+GJC)或高速气体喷射冷却(H-GJC)；

d.平整、精整。

4.如权利要求3所述的超高强带钢的生产方法，其特征在于，步骤b中热轧卷取温度：580～660℃，冷轧变形量：38％～60％。

5.如权利要求3所述的超高强带钢的生产方法，其特征在于，步骤c中连续退火中均热温度：770～810℃，快冷起始温度：560～680℃，带钢在快冷段的平均冷却速度：20～60℃/s，快冷终止温度：270～420℃，时效温度≤420℃。

6.如权利要求3所述的超高强带钢的生产方法，其特征在于，步骤d中平整延伸率：0.1～0.35％。