CN103484764B - Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法 - Google Patents

Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种Ti析出强化型超高强热轧薄板,其化学成分包括:C:0.07-0.12wt%,Si:0.1-0.3wt%,Mn:1.0-2.0wt%,P:0-0.01wt%,S:0-0.003wt%,Al:0.02-0.05wt%,Ti:0.15-0.20wt%,B:0.0010-0.0020,余量为Fe及不可避免杂质。本发明还提供了一种生产上述Ti析出强化型超高强热轧薄板的方法,本发明提供的Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法,在生产工艺上充分利用了TiC的析出强化,提高热轧板屈服强度和抗拉强度,且在较低的强度条件下,钢内应力小,板型控制较易,板型良好。

Description

Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法
技术领域
[0001] 本发明涉及轧钢技术领域,特别涉及一种Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生 产方法。
背景技术
[0002] 近年来,Ti作为析出强化元素在热轧高强钢中得到广泛应用,当热轧钢板的抗拉 强度超过900MPa时,在工业热轧过程中难以控制板型,因此,对于这种抗拉强度900MPa级 以上的尚强钢,国际市场以调质广品为主。
[0003]目前调质方式存在以下缺点:合金成本高,生产效率低,工艺成本高,成形性能差。 由此,Ti在高强钢中的应用遇到了瓶颈。
发明内容
[0004] 本发明所要解决的技术问题是提供一种能降低合金成本,板型好,钢材的冷成形 性能高的Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法。
[0005] 本发明的一个方面,提供了一种Ti析出强化型超高强热轧薄板,其化学成分包 括:C :0• 07-0. 12wt%,Si :0• 1-0. 3wt%,Mn :1. 0-2. Owt%,P :0-0• Olwt%,S :0-0• 003wt%,Al: 0• 02-0. 05wt%,Ti :0• 15-0. 20wt%,B :0• 0010-0. 0020,余量为 Fe 及不可避免的杂质。
[0006] 进一步地,上述Ti析出强化型超高强热轧薄板,其化学成分还包括以下的一种或 几种:
[0007] Ni :0• 1-0. 5wt%,Cr :0• 3-0. 8wt%,Mo : 0• 2-0. 5wt%,Cu : 0• 1-0. 5wt%,Ca : 0•005-0. 03wt%,[N] :0-0• 004wt%。
[0008] 本发明的另一个方面,提供一种生产上述Ti析出强化型超高强热轧薄板的方法, 包括:
[0009] 将铁水经过转炉、电炉或感应炉冶炼获得半钢水,
[0010] 将所述半钢水通过连铸获得权利要求1或2所述成分的铸坯,或通过模铸获得权 利要求1或2所述成分的铸锭;
[0011] 将所述铸坯或铸锭进行加热,加热温度为:1150-1350°C,保温l_5h,以保证80%的 Ti实现固溶,再经过再结晶和未再结晶两个阶段轧制获得热轧板;
[0012] 将所述热轧板进行层流冷却后卷取获得热轧卷;
[0013] 将所述将热轧卷开平后,上热矫机矫平获得成品。
[0014]进一步地,所述再结晶阶段轧制温度彡1000°C,道次变形量控制在15%_30%,积累 变形量控制在50-70%;所述未再结晶阶段轧制温度为980-820°C,积累变形量30-50%。
[0015] 进一步地,将所述热轧板进行层流冷却时,先以30-50°C /s的冷速将所述热轧板 冷至550-650°C,且空气中冷却2s-8s,以保证10%左右的针状铁素体生成,再以40-60°C /s 的冷速快将所述热轧板冷至300-450°C,以保证贝氏体组织生成。
[0016]进一步地,将所述将热轧卷开平,加热至590-630°C,保温30-50min后,经过热矫 机矫平获得成品。
[0017] 本发明提供的Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法,通过对成分的有效 改进,在C-Si-Mn-Ti-B的基础上选择性添加少量的1到2种贵重合金,合金成本较低,在生 产工艺上充分利用了 TiC的析出强化,提高热轧板屈服强度和抗拉强度,同时在热轧时采 用层流冷却方式进行冷却,抑制TiC的析出,随后在贝氏体区内卷取,此时,钢板屈服强度 在700MPa左右,较低的强度条件下,钢内应力小,板型控制较易,板型良好,此外,使得钢材 的成形性能良好。
附图说明
[0018] 图1为本发明实施例提供的Ti析出强化型超高强热轧薄板金相组织示意图。
具体实施方式
[0019] 本发明实施例提供了一种Ti析出强化型超高强热轧薄板,其化学成分包括:
[0020] C :0. 07-0. 12wt°/〇, Si :0. l-〇. 3wt%,Mn :1. 0-2. 0wt%,P :〇-〇. Olwt%, S :〇-〇. 003wt°/〇, Al :0• 02-0. 05wt%,Ti :0• 15-0. 20wt%,B :0• 0010-0. 0020,余量为 Fe 及不可避免杂质。
[0021] 本发明主要合金元素的作用如下:
[0022] 碳:碳是提高材料强度最经济有效的元素,能有效提高钢材的强度;但碳含量过 高,也导致钢材焊接性能、韧性和冷弯性能的下降。为了使钢材具有良好的综合机械性能, 本发明采用的碳含量为〇. 07-0. 12wt%。
[0023] 硅:硅为固溶强化元素,同时还能够促进奥氏体中碳的扩散,从而促进针状铁素体 的相变。但是添加硅含量过高,一方面会对钢材表面质量产生影响,另一方面会增加组织中 的针状铁素体,使强度降低,本发明添加硅含量为0. 10%~0. 30%。
[0024] 锰:锰具有固溶强化作用,同时提高材料淬透性,是提高材料强度的重要元素之 一。但锰含量超过2. 00%时很容易产生偏析,同时淬透性的提高降低材料韧性,同时本发明 添加较多的碳、钛保证了材料具有足够的淬透性,本发明添加锰含量为1. 〇〇%~2. 00%。
[0025] 硫和磷:硫和磷是杂质元素,硫含量过高会产生夹杂,磷含量过高会产生偏析,对 材料的疲劳寿命产生不利影响。由于此类钢材可应用于起重机吊臂或者其他汽车部件上, 对疲劳性能要求较高,本发明限定了硫含量应控制在〇. 003%以内,磷含量应控制在0. 01% 以内。
[0026] 铝:铝为脱氧元素,在钢中作为残余元素存在。本发明限定了铝含量为0.02%~ 0. 05%〇
[0027] 硼:添加一定量的B显著提高材料的淬透性,保证在线冷却过程中可以在较小的 冷速下得到理想的组织。替代贵重合金元素的应用以降低成本。当B添加量大于20ppm时, 即使保温条件下也难以避免铸坯存放时产生裂纹;当B添加量小于IOppm时,难以保证有足 够的酸溶硼提高淬透性,本发明中添加B含量10-20ppm。
[0028] 钛:添加0. 03%以下的钛具有细晶强化作用,添加钛含量大于0. 03%时不仅具有细 晶强化作用,还有提高淬透性和析出强化作用。Ti与C结合成为碳化钛,纳米尺寸的碳化钛 可以提高强度200-300MPa。基于本发明的碳含量,为了实现最优碳钛比,选择钛含量范围 0. 15-0. 20%〇
[0029] 除上述成分外,本发明实施例提供的Ti析出强化型超高强热轧薄板也可以在以 上基础上添加下述一种或多种元素,Ni :0• 1-0. 5wt%,Cr :0• 3-0. 8wt%,Mo:0. 2-0. 5wt%, Cu:0• 1-0. 5wt%,Ca :0• 005-0. 03wt%,[N] :0•_0• 004wt%。
[0030] 镍、铬、钼、铜均具有固溶强化作用。此外,镍能通过增加钢材变形中的滑移面提高 钢材的塑性;钼能抑制磷元素的偏析,并与碳化钛结合提高纳米析出相的热稳定性,铜也 具有析出强化作用。但这些元素较贵重,含量过高一方面会造成成本大大增加,另外一方 面,本发明中硼的添加带来的强化效应已经很明显,在此基础上如果贵重合金添加过量会 造成韧性和成形性能下降。因此,本发明中也可以添加这些贵重合金的一种或多种,以弥补 强度或者塑性的不足。氮是炼钢过程中产生的残量。
[0031] 镍有固溶强化作用,此外能通过增加滑移面有效提高钢的塑性,通常钢中添加Ni 是为了提高钢的塑性,考虑到钢的成本及其对钢的强化作用,本发明中如果添加镍,范围将 控制在0. 1-0.5%。铬有固溶强化和提高淬透性作用,铬添加量过高容易造成拉伸分层和韧 性下降,本发明中如果添加铬考虑范围是0. 3-0. 8%。钼含量过高,一方面成本过高,另一方 面对钢的成形性不利,本发明如果添加钼,范围将控制在0. 2-0. 5%。铜是稳定的析出强化元 素,弥补Ti纳米级析出量不足,考虑到成本,本发明如果添加铜,范围将控制在0. 1-0. 5%。 氮是冶炼过程中的残量,会与钢中的B结合生成BN,还会与钢中的钛结合生成较大尺寸的 TiN,因此,应严格控制钢中的氮含量在40ppm以下。
[0032] 采用上述化学成分组合,可以实现屈服强度900MPa级以上高强钢的热连轧和低 成本,并保证高强钢的良好的板型和使用过程中的冷成形性。
[0033] 本发明提供的一种生产上述Ti析出强化型超高强热轧薄板的方法,包括:
[0034] 步骤Sl:将铁水经过转炉、电炉或感应炉冶炼获得的半钢水。
[0035] 步骤S2 :将所述半钢水通过连铸获得铸坯,或通过模铸获得铸锭。
[0036] 所述铸坯或铸锭的化学成分质量百分比为:C :0• 07-0. 12wt%,Si :0• 1-0. 3wt%, Mn :1. 0-2. Owt%,P :〇-〇• Olwt%,S :〇-〇• 003wt%,Al :0• 02-0. 05wt%,Ti :0• 15-0. 20wt%,B : 0. 0010-0. 0020,余量为Fe及不可避免杂质。也可以在此基础上增加下述一种或多种元 素:Ni :0• 1-0. 5wt%,Cr :0• 3-0. 8wt%,Mo:0. 2-0. 5wt%,Cu:0. 1-0. 5wt%,Ca :0• 005-0. 03wt%, [N] :0.002-0. 005wt%〇
[0037] 步骤S3:将所述铸坯或铸锭进行加热,加热温度为:1150-1350°C,保温l_5h,以保 证80%的Ti实现固溶,再经过再结晶和未再结晶两个阶段轧制获得热轧板。
[0038] 再结晶区在高温阶段,本阶段轧制抗力较小,应采用大变形量,一方面降低能耗, 另一方面使奥氏体晶粒在该阶段得到充分细化。再结晶和未再结晶区中间有混晶区,应避 免在混晶区轧制,造成最终的组织不均匀。该成分体系的混晶区范围是l〇〇〇°C -980°c。未 再结晶区的轧制目的是使晶粒产生拉长变形,并增加位错,晶界和位错都是新相形核的核 心,形核点增加,从而随后的针铁和贝氏体组织都得到细化。
[0039] 再结晶阶段轧制温度多1000°C,道次变形量控制在15%_30%,积累变形量控制在 50-70% ;所述未再结晶阶段轧制温度为980-820°C,积累变形量30-50%。
[0040] 步骤S4 :将所述热轧板进行层流冷却后卷取获得热轧卷。
[0041] 将所述热轧板进行层流冷却时,先以30-50 °C /s的冷速将所述热轧板冷至 550-650°C,且空气中冷却2s-8s,以保证10%左右的针状铁素体生成,再以40-60°C /s的冷 速快将所述热轧板冷至300-450°C,以保证贝氏体组织生成。
[0042] 针状铁素体的生成保证了钢的冷成形性能,同时针铁相变过程中促进碳向奥氏 体中扩散,奥氏体中碳含量增加,贝氏体相变时强度增加。冷却过程中,"先以30-50°C / s的冷速将所述热轧板冷至550-650°C",30-50°C /s的冷速能够抑制钛的碳氮化物析出, 同时保证原始奥氏体晶粒细化;"空气中冷却2s-8s,以保证10%左右的针状铁素体生成", 该过程中会有少量钛的纳米级析出产生。"再以40-60°C /s的冷速快将所述热轧板冷至 300-450°C ",保证得到细化贝氏体的同时,也抑制了含钛纳米析出相的析出和长大。即在 此过程中只保证目标组织的实现,但抑制了含钛的纳米析出强化。使钢在此时屈服强度和 抗拉强度比较低,有利于板型的控制。
[0043] 步骤S5 :将所述将热轧卷开平,加热至590-630°C,保温30-50min后,经过热矫机 矫平获得成品。成品为开平板,平坦度为2,屈服强度900MPa以上,并具有良好的成形性能, d=2a,180°时合格。"加热至590-630°C,保温30-50min ",该温度区间是碳化钛能够充分 析出的温度区间,保温30-50min能保证碳化钛在该温度区间析出充分,并且尺寸保持在纳 米级别,将析出强化作用发挥到极致,此时,屈服强度能提高200-350MPa,抗拉强度能提高 100-200MPa〇
[0044] 本发明提供的Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法,通过对成分的有效 改进,在C-Si-Mn-Ti-B的基础上选择性添加少量的1到2种贵重合金,合金成本较低,在生 产工艺上充分利用了 TiC的析出强化,提高热轧板屈服强度和抗拉强度,同时在热轧时采 用分段冷却,终轧后快冷,抑制TiC的析出,随后在贝氏体区内卷取,此时,钢板屈服强度在 700MPa左右,较低的强度条件下,钢内应力小,板型控制较易,板型良好,此外,使得钢材的 成形性能良好。
[0045] 下面通过具体实施例对本发明进行进一步说明。
[0046] 实施例一:
[0047] 本发明实施例提供的Ti析出强化型超高强热轧薄板,其成分体系如表1所示,乳 制工艺如表2所示,热轧后的力学性能如表3所示,开平并热矫后的力学性能如表4所示。
[0048] 表1实验钢成分(质量分数,%)
[0049]
Figure CN103484764BD00061
[0050] 表2热轧工艺
Figure CN103484764BD00071
Figure CN103484764BD00081
[0057] 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。

Claims (4)

1. 一种Ti析出强化型超高强热轧薄板,其特征在于,其化学成分包括: C :0. 08-0. 12wt %, Si :0. 1-0. 3wt % , Mn : I. 0-2. Owt %,P:〇-〇. Olwt%,S:0-0• 003wt%,Al :0• 02-0. 05wt%,Ti :0• 15-0. 20wt%,B :0• 0010-0. 0020,余量为 Fe、不可 避免杂质及以下化学成分的一种或几种: Ni :0. 1-0. 5wt%,Cr :0. 3-0. 8wt %, Mo :0. 2-0. 5wt%,Cu :0. l-〇. 5wt%, Ca:0.005-0.03wt%,[N] :0-0.004wt%。
2. -种生产如权利要求1所述的Ti析出强化型超高强热轧薄板的方法,其特征在于, 包括: 将铁水经过转炉、电炉或感应炉冶炼获得半钢水, 将所述半钢水通过连铸获得权利要求1所述成分的铸坯,或通过模铸获得权利要求1 所述成分的铸锭; 将所述铸坯或铸锭进行加热,加热温度为:1150-1350°C,保温l_5h,以保证80%的Ti 实现固溶,再经过再结晶和未再结晶两个阶段轧制获得热轧板; 将所述热轧板进行层流冷却后卷取获得热轧卷; 将所述热轧卷开平,加热至590-630°C,保温30-50min后,经过热矫机矫平获得成品。
3. 如权利要求2所述的方法,其特征在于: 所述再结晶阶段轧制温度多1000°C,道次变形量控制在15% -30%,积累变形量控制 在50-70% ;所述未再结晶阶段轧制温度为980-820°C,积累变形量30-50%。
4. 如权利要求2所述的方法,其特征在于: 将所述热轧板进行层流冷却时,先以30-50°C /s的冷速将所述热轧板冷至550-650°C, 且空气中冷却2s-8s,以保证10%左右的针状铁素体生成,再以40-60°C /s的冷速快将所述 热轧板冷至300-450°C,以保证贝氏体组织生成。
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