CN102943206A

CN102943206A - 一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带及其制造方法

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Publication number: CN102943206A
Application number: CN2012105230960A
Authority: CN
Inventors: 吕瑞国; 赵征志; 赵和明; 唐小勇; 邹锦忠; 吴洪; 杨红来; 刘志芳; 张延和; 杨帆; 惠亚军; 余小琴; 陈兴福
Original assignee: Xinyu Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Xinyu Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2012-12-09
Filing date: 2012-12-09
Publication date: 2013-02-27
Anticipated expiration: 2032-12-09
Also published as: CN102943206B

Abstract

本发明公开了一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带及其制造方法，其化学成分按重量百分比为：C：0.14%～0.17%，Si：0.15%～0.35%，Mn：0.40%～0.60%，P≤0.020%，S≤0.010%，Ti：0.040%～0.060%，Alt：0.020%～0.040%；其制造方法为：1)冶炼和连铸：按本发明设定成分冶炼钢水并浇注成连铸坯；2)轧制工艺：加热温度控制在1240～1280℃，保温时间≥180min；再结晶区的终轧温度≥1020℃，未再结晶区终轧温度控制为830～870℃；3)轧后冷却工艺：钢带热轧后以15～30℃/s的冷却速度冷却到560～640℃进行卷取，冷却至室温。本发明成分设计简单，通过降低钢中Mn含量，结合工艺控制来改善高强度热轧钢带的带状组织，保证带状组织级别≤2.0级，提高了冷成型性能；没有加入贵重合金元素，生产成本较低。

Description

一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带及其制造方法

技术领域

本发明涉及金属材料制造技术领域，尤其涉及钢铁冶炼及控轧控冷技术领域，具体为一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带及其制造方法。

背景技术

热轧钢带是板带产品中用途最广、用量最大的钢铁材料之一，是重要的钢材品种，对整个钢铁工业的技术进步和经济效益有着重要影响。发达国家热轧钢带产量约占热轧钢材的50%以上，并在国际市场竞争中居于领先地位。我国钢铁工业近年来产量增长较快，但高附加值产品的数量和质量较低。我国高强度热轧钢带产品厚度通常大于3mm。因此，相当一部分希望使用厚度≤3mm高强度钢带作原料延伸加工的用户，只得使用冷轧钢带。如果能开发厚度小于3mm的薄规格的高强度热轧钢带，则可代替相当一部分的高强度冷轧钢带使用，使加工成本大为降低。目前，高强度热轧钢带为了保性能锰含量一般规定都在1.20%以上，不仅成本高，而且轧制成钢带后易产生较高级别(3～5级)的带状组织，影响冷加工性能，使热轧高强钢带用途受到限制。研究表明：钢带中的带状组织偏高会影响钢冷成型性能，造成冷加工开裂；而钢中带状组织形成的关键是Mn的偏聚，对于一般高强度热轧钢带来说，当其化学成分中含碳量为0.14%0.20％，锰含量大于1.20％，属于易形成带状组织的成分范围内。众所周知，在亚共析钢中，带状组织主要是由于钢锭在凝固过程中形成枝晶偏聚，在轧制过程中延伸呈条带状分布。从其枝晶结晶过程来看，先生成的树干与树枝间隙存在着微区成分不均匀，尤其是碳、锰、磷等元素。轧前板坯虽然温度较高，间隙原子C的扩散系数较大，能在短时间内达到均匀，但是置换原子Mn却因扩散系数小，很难达到均匀，因此，树枝状偏析保留下来。在轧制过程中，树枝晶逐渐延伸变形，形成纤维形状的带状组织。当热轧时，富Mn的树枝晶沿轧制方向被轧成带状，轧后的钢板在冷至相变温度时，先析出铁素体，而铁素体只能够溶解微量的C，这造成先析出铁素体区域向两侧排C，使大部分C扩散到富Mn的区域，致使该区域的奥氏体具有最大的稳定性（C、Mn降低Ａr3点，增加奥氏体相的稳定性），所以，珠光体最后就在这些富C、Mn带层生成，形成珠光体带。另外，钢中的MnS夹杂具有良好的热塑性，在轧制时也沿着轧制方向延伸而呈带状分布，也对钢板带状组织产生影响。轧后冷却速度对带状组织的影响极为明显，所有研究都证实，轧后冷却速度越慢，带状越严重。另外，终轧温度以及未再结晶区的变形量均对带状组织的形成有一定影响。

为了降低钢带的带状组织，一般可以通过控制凝固时的冷却速度，优化轧制过程中变形制度，以及通过合理控制终轧温度和轧后冷却速度来实现。但是对于钢中带状组织的改善程度有限；较理想的方法是通过适当调整化学成分，降低钢中的Mn含量来减轻或者消除钢中的带状组织。同时通过向钢中加入微合金元素Ti来弥补因Mn含量降低而带来的强度的损失。与其他合金元素相比，Ti元素能起到明显的析出强化作用和细晶强化作用，而且其生产成本明显可以降低。

发明内容

针对以上问题，本发明的目的在于提供一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带及其制造方法，通过降低钢中Mn的含量来降低钢带的带状组织，保证带状组织级别≤2.0级，提高钢带的冷成型性能。并且通过Ti微合金化来提高钢带的强度水平，同时降低了高强度热轧钢带的制造成本，其力学性能可以达到屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥530MPa，延伸率26%～33%。

本发明通过下述技术方案来实现：

一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带，其特征在于：其化学成分按重量百分比为：C：0.14%～0.17%，Si：0.15%～0.35%，Mn：0.40%～0.60%，P: ≤0.020%，S：≤0.010%，Ti：0.040%～0.060%，Alt：0.020%～0.040%，其余为Fe及不可避免的杂质。

一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带制造方法，其特征在于：制造工艺如下：

1)冶炼和连铸：按本发明设定成分常规冶炼钢水并浇注成连铸坯，其成分按重量百分比为：C：0.14%～0.17%，Si：0.15%～0.35%，Mn：0.40%～0.60%，P: ≤0.020%，S：≤0.010%，Ti：0.040%～0.060%，Alt：0.020%～0.040%，其余为Fe及不可避免的杂质；

2)轧制工艺：按照上述成分冶炼和连铸的铸坯，冷却至室温，将铸坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1240～1280℃，保温时间≥180min；采用两阶段控制轧制，再结晶区轧制的开轧温度控制在1160～1190℃，再结晶区的终轧温度≥1020℃，再结晶区轧制每道次压下率控制在25%～40%，中间坯在辊道上待温，未再结晶区轧制的开轧温度控制在930～950℃，未再结晶区累计压下率控制在65%～70%，终轧温度控制为830～870℃；

3)轧后冷却：钢带热轧后进入层流冷却区进行冷却，以15～30℃/s的冷却速度冷却到560～640℃进行卷取，冷却至室温。

本发明是在碳锰钢成分的基础上，通过降低钢中Mn含量，保证钢带获得良好的带状组织级别，同时添加少量价格便宜的微合金元素Ti结合适当的控轧控冷技术，生产一种钛微合金化低锰热轧钢带，本发明钢种成分的设计考虑了以下几个方面：

1)C:碳元素对钢带的强度、成型性能和焊接性能影响很大，它是提高材料强度最经济最有效的元素，碳含量越高，钢的延伸率降低，同时对焊接性能产生不利的影响，综合考虑本发明确定碳含量的范围为0.14～0.17%；

2)Si:硅是脱氧元素，具有一定的固溶强化作用，但硅对表面质量有较大影响，综合考虑本发明确定硅含量的范围为0.15～0.35%；

3)Mn：锰是作为固溶强化元素，同时还可以降低奥氏体向铁素体转变的温度，过高的Mn含量会导致钢板的带状组织明显，综合考虑本发明确定锰含量范围为0.40%～0.60%；

4)Al：铝是作为脱氧元素加入的，铝还能固定钢中的氮使之形成稳定的化合物，有效的细化晶粒，其含量小于0.010% 时，效果较小，超过0.050% 时，脱氧作用达到饱和，再高则对母材及焊接热影响区有负面影响。综合考虑本发明确定铝含量范围为0.020%～0.040%；

5) Ti：钛的全固溶温度很高，钛的加入既能起到阻止奥氏体晶粒长大，细化晶粒的作用，也能起到沉淀强化的作用。在提高钢的强度的同时并不降低延伸率；钛是本发明最重要的合金元素，主要利用其析出强化的作用，而且钛的加入也改善了钢的焊接性能。综合考虑本发明确定钛含量范围为0.040%～0.060%。

本发明与现有技术相比，其优点在于：

1)本发明成分简单，通过降低钢中Mn含量，结合工艺控制来改善高强度热轧钢带的带状组织，保证带状组织级别≤2.0级，提高高强度热轧钢带的冷成型性能；生产工艺控制容易，经层流冷却后直接卷取就可获得满足性能要求的高强度热轧钢带，没有加入贵重合金元素，生产成本较低，具有良好的经济效益和社会效益；

2)采用Ti微合金化成分设计思想，充分发挥细晶强化与析出强化等复合强化方式可生产出屈服强度≥430MPa，抗拉强度≥530MPa，延伸率26%～33%的高强度热轧钢带，同时具有良好成型性和焊接性，有效实现材料厚度的减薄，实现轻量化的目的。

附图说明

图1为实施例1采用本发明制造的一种高强度热轧钢带的金相显微组织。

图2为实施例2采用本发明制造的一种高强度热轧钢带的金相显微组织。

图3为实施例3采用本发明制造的一种高强度热轧钢带的金相显微组织。

具体实施方式

以下通过具体实施例对本发明作更详细的描述。

实施例1

本实施例的铸坯具体成分按重量百分比为：C：0.14%，Si：0.15%，Mn：0.60%，P: 0.015%，S：0.010%，Ti：0.06%，Alt：0.027%，其余为Fe及不可避免的杂质，连铸坯厚度230mm。

具体生产工艺按照以下步骤进行：

1）铸坯加热：将铸坯加热至1240～1280℃（具体温度计算机根据坯料厚度、生产节奏控制），保温190min，充分奥氏体化，确保微合金元素回溶；

2）再结晶区轧制：再结晶区轧制的开轧温度为1180℃，再结晶区的终轧温度控制在1040℃，获得中间坯，再结晶区轧制每道次压下率控制在25%～40%；

3）未再结晶区轧制：待中间坯冷却到950℃时，进行未再结晶区的轧制，终轧温度为870℃，未再结晶区累计压下率控制在65%～70%；

4）轧后冷却：钢带终轧后进入层流冷却区进行冷却，以15～30℃/s的冷速冷却到600℃卷取，获得3.0mm厚的高强度热轧钢带。

力学性能测试结果如表1所示。

表1 实验钢的力学性能。

本实施例高强度热轧钢带的金相显微组织见图1所示，图中显微组织为细小的铁素体、少量珠光体及少量针状铁素体的混合组织，带状组织轻微，≤1.0级。

实施例2

本实施例的铸坯具体成分按重量百分比为：C：0.17%，Si：0.35%，Mn：0.55%，P:0.020%，S：0.003%，Ti：0.05%，Alt：0.020%，其余为Fe及不可避免的杂质，连铸坯厚度230mm。

具体生产工艺按照以下步骤进行：

1）铸坯加热：将铸坯加热至1240～1280℃，保温180min，成分奥氏体化；

2）再结晶区轧制：再结晶区轧制的开轧温度为1160℃，再结晶区的终轧温度控制在1020℃，获得中间坯，再结晶区轧制每道次压下率控制在25%～40%；

3）未再结晶区轧制：待中间坯冷却到930℃时，进行未再结晶区的轧制，终轧温度为850℃，未再结晶区累计压下率控制在65%～70%；

4）轧后冷却：终轧后以15～30℃/s的冷速冷却到560℃卷取，获得6.0mm厚的高强度热轧钢带。

力学性能测试结果如表2所示。

表2 实验钢的力学性能。

本实施例高强度热轧钢带的金相显微组织见图2所示，图中显微组织为细小的铁素体、少量珠光体及少量针状铁素体的混合组织，带状组织轻微，≤1.0级。

实施例3

本实施例的铸坯具体成分按重量百分比为：C：0.15%，Si：0.25%，Mn：0.40%，P:0.014%，S：0.004%，Ti：0.040%，Alt：0.040%，其余为Fe及不可避免的杂质，连铸坯厚度230mm。

具体生产工艺按照以下步骤进行：

1）铸坯加热：将铸坯加热至1240～1280℃，保温200min，成分奥氏体化；

2）再结晶区轧制：再结晶区轧制的开轧温度为1190℃，再结晶区的终轧温度控制在1050℃，获得中间坯，再结晶区轧制每道次压下率控制在25%～40%；

3）未再结晶区轧制：待中间坯冷却到940℃时，进行未再结晶区的轧制，终轧温度为830℃，未再结晶区累计压下率控制在65%～70%；

4）轧后冷却：终轧后以15～30℃/s的冷速冷却到640℃卷取，获得1.5mm厚的高强度热轧钢带。

力学性能测试结果如表3所示。

表3 实验钢的力学性能。

本实施例高强度热轧钢带的金相显微组织见图3所示，图中显微组织为细小的铁素体、少量珠光体及少量针状铁素体的混合组织，带状组织轻微，≤1.5级。

Claims

1.一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带，其特征在于：其化学成分按重量百分比为：C：0.14%～0.17%，Si：0.15%～0.35%，Mn：0.40%～0.60%，P: ≤0.020%，S：≤0.010%，Ti：0.040%～0.060%，Alt：0.020%～0.040%，其余为Fe及不可避免的杂质。

2.一种降锰改善带状组织的高强度热轧钢带制造方法，其特征在于：制造工艺如下：

1) 冶炼和连铸：按本发明设定成分常规冶炼钢水并浇注成连铸坯，其成分按重量百分比为：C：0.14%～0.17%，Si：0.15%～0.35%，Mn：0.40%～0.60%，P： ≤0.020%，S：≤0.010%，Ti：0.040%～0.060%，Alt：0.020%～0.040%，其余为Fe及不可避免的杂质；

2) 轧制工艺：按照上述成分冶炼和连铸的铸坯，冷却至室温，将铸坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1240～1280℃，保温时间≥180min；采用两阶段控制轧制，再结晶区轧制的开轧温度控制在1160～1190℃，再结晶区的终轧温度≥1020℃，再结晶区轧制每道次压下率控制在25%～40%，中间坯在辊道上待温，未再结晶区轧制的开轧温度控制在930～950℃，未再结晶区累计压下率控制在65%～70%，终轧温度控制为830～870℃；

3) 轧后冷却：钢带热轧后进入层流冷却区进行冷却，以15～30℃/s的冷却速度冷却到560～640℃进行卷取，冷却至室温。