CN103526111A - 屈服强度900MPa级热轧板带钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种屈服强度900MPa级热轧板带钢及其制备方法，属于金属材料轧制技术领域。该热轧板带钢的化学成分按重量百分数为：C：0.06～0.10%、Si：0.15～0.35%、Mn：1.5～1.9%、Ti：0.15～0.19%、Nb：0.01～0.04%、Cr：≤0.20%、Mo：0.10～0.30%、Ni：0.10～0.50%、Als：0.015～0.05%、B：0.0010～0.0025%、N≤0.005%、P≤0.02%、S≤0.01%，其余为Fe和不可避免的残存杂质元素。该热轧板带钢的制备方法是按设定成分冶炼钢水并浇铸成板坯，将板坯缓慢冷却后进行加热或直接热装入加热炉进行加热，进行粗轧和精轧，精轧后将进行卷取，交货状态为热轧板卷或热轧卷+回火。本发明热轧板带钢贵金属元素含量少，并取消了调质热处理工艺，大大降低了生产成本；并且利用罩式退火炉进行整卷回火，工艺简单可行。

Description

屈服强度900MPa级热轧板带钢及其制备方法

技术领域：

本发明属于金属材料轧制技术领域，具体涉及一种屈服强度900MPa级热轧板带钢及其制备方法。 

背景技术：

近年来，大型化、重载荷、轻量化等成为汽车、船舶、建筑、桥梁、工程机械等重点钢材消费行业的发展主基调。例如以工程机械用钢、汽车大梁板等焊接高强度钢为代表的低合金高强度钢材的用量呈现不断增加趋势，强度级别等也提高很快。目前屈服强度大于700MPa级的起重机臂架材料已被广泛采用，从而大幅度地降低了臂架自重，提高了产品起重性能；此外，煤炭综采液压支架用高强板的强度级别已由60Kg、70Kg迅速提高到80Kg。 

由于重型卡车用大梁、工程机械结构件要承受复杂多变的周期载荷，需要钢材具有高的屈服强度和疲劳极限，良好的冲击韧性、冷成形性和优良的焊接性能。我国宝钢、鞍钢、武钢等能生产900～1000MPa级工程机械用钢，但均为中厚板生产，其合金含量与碳当量较高，冷成形性与焊接性能相对较差。然而对于薄规格来说，采用中厚板生产难度很高并且成材率低，加之国外技术的封锁，我国在汽车起重机吊臂、泵送机械、重型卡车辊压成形大梁用的3～16mm的900MPa级热轧板带仍需进口。 

对于屈服强度900MPa级高强度热轧钢板来说，目前报道中大致有2种方案：（1）以中厚板生产为主的调质钢板，其生产流程长且合金元素含量高，生产成本高，焊接性能与冷成形性能相对较差；（2）以Nb、V、Ti多元复合析出强化为主的热轧钢板，由于Nb、V的成本高于Ti，且Nb的析出效果不如Ti显著，因此利用Nb、V析出强化不如Ti经济；同时这3种元素在不同温度条件下析出，使连铸过程中的矫直工艺窗口变窄，在这3种微合金化元素中，Nb降低钢的高温延塑性作用最显著，并且当钢中C含量增加时，含铌、钒较高的钢种的高温脆化温度可延伸至725℃（参见“减少含铌、钒、钛微合金化钢连铸坯角部横裂纹的研究”，钢铁，1998，33（1）：22～25.），因此此类钢的板坯在连铸、冷却与加热过程中，由于各种应力（矫直力与热应力）的作用导致碳氮微合金化析出而产生裂纹，严重时可导致板坯断裂现象。 

因此，为了满足重型卡车用大梁、工程机械行业对900MPa级薄规格高强度钢板的要求，在热连轧轧机上充分利用其工艺优势与特点，以及结合TiC析出温度与特点，开发生产操作性强、性能优异的900MPa级热轧薄板相当必要。 

中国专利CN102409233A公开了“一种低温工程机械用钢及其生产方法”，其中钢的化学成分重量百分比为：C：0.06～0.08%，Si：0.15～0.25%，Mn：1.6～1.9%，Nb：0.05～0.07%，Mo：0～0.30%，B：0～0.0020%，Ti：0.08～0.14%，Al：0.01～0.06%，P：≤0.02%，S：≤0.010%，N：≤0.008%，其余为Fe及不可避免杂质；虽然本发明是利用Ti进行析出强化设计，但是Nb含量较高，对铸坯质量有不利影响，并且所制造钢板的屈服强度只能达到600MPa和700MPa。 

中国专利CN102703824A公开了“屈服强度高于900MPa的非调质态热轧带钢及其制备方法”，其中钢的化学成分重量百分比为：C：0.06～0.12%，Si：0.10～0.30%，Mn：0.80～1.20%，Nb：0.00～0.04%，V：0.00～0.04%，Ti：0.02～0.10%，Cr：0.80～1.20%，Mo：0.10～0.30%，B：0.001～0.003%，P：≤0.012%，S：≤0.01%，余量为Fe；本发明采用的是低碳低锰设计，主要是通过添加Cr、Mo、B元素抑制高温阶段铁素体的转变，提高钢的淬透性，形成低温相变产物—贝氏体、马氏体等；其中钢中添加了少量微合金元素Ti，主要是为了改善其焊接性能，以抑制焊接热影响区晶粒的异常长大；利用微合金V在低温卷取或回火过程中析出，起析出强化作用。合金中Cr含量较高，易与钢中的C形成粗大的碳化物，从而降低钢的塑性与韧性，提高钢的韧脆转变温度。 

文献“900MPa含Ti低碳贝氏体钢的研究”（《金属热处理》，2009,34（6）：15～18.）中公开一种实验钢W-3经热轧与回火后其屈服强度达到了900MPa级，其钢的化学成分重量百分比为：C：0.079%，Mn：2.04%，P：0.007%，S：0.0073%，Als：0.051%，Ti：0.22%，V：0.019%，Nb：0.055%，B：0.0032%，余量为Fe，制造工艺中开轧温度为1100℃，精轧温度950～1000℃，终轧温度为850℃，轧后层流冷却至450～500℃，回火温度为600℃，实验钢板的屈服强度920MPa，抗拉强度935MPa，延伸率为12.0%。本实验钢主要是通过相变强化与Ti、V在回火过程中析出来获得高的强度，但是钢中加入了较高的Nb和V元素，且Nb+Ti+V总量达到了0.3%，对铸坯质量有不利影响；并且需经600℃高温回火才能获得900MPa级的屈服强度。另外，实验钢的屈强比很高，延伸率低，冷成形性能差；并且钢中的Mn、S含量较高，极易发生偏析使塑性与韧性恶化。 

发明内容：

本发明的目的是提供一种合金元素含量低、冷成形性与焊接性能优良、成本相对低廉、铸坯质量优良且连铸矫直工艺窗口宽的优异低温韧性的屈服强度900MPa级3～16mm厚热轧板带钢及其制造方法，本发明钢板具有良好的冷成形性与焊接性能，适合作为重型汽车底盘与大梁、工程机械等高强度冷弯结构件。 

本发明所提供的屈服强度900MPa级热轧板带钢的化学成分按重量百分比为：C：0.06～0.10%、Si：0.15～0.35%、Mn：1.5～1.9%、Ti：0.15～0.19%、Nb：0.01～0.04%、Cr：≤0.20%、 Mo：0.10～0.30%、Ni：0.10～0.50%、Als：0.015～0.05%、B：0.0010～0.0025%、N≤0.005%、P≤0.02%、S≤0.01%，其余为Fe和不可避免的残存杂质元素。 

所述热轧板带钢的化学成分中按重量百分比为：Nb+Ti≤0.20%，所述热轧板带钢的化学成分中按重量百分比为：0.40%≤Cr+Mo+Ni≤0.80%。 

本发明所提供的屈服强度900MPa级热轧板带钢的制备方法，该方法包括冶炼、精炼、连铸、轧制、回火，该方法具体步骤如下： 

（1）冶炼在电弧炉或转炉中进行，控制钢中的P≤0.02wt%，并添加适量的合金元素； 

（2）精炼采用LF与RH，为提高铸坯、成品质量及最终产品的综合性能，在精炼过程中尽可能去除钢中S、O、N杂质元素含量，并将钢中元素含量控制在权利要求1所述的化学重量百分比范围； 

（3）连铸采用全保护浇注，连铸后的板坯进入保温坑缓慢冷却或将切割好的热坯直接热装装入加热炉； 

（4）轧制采用高温加热、粗轧与精轧模式生产，加热温度为1200～1250℃，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用5～7道次，奥氏体再结晶区总压下率大于60%；精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次，奥氏体未再结晶区总压下率大于60%，终轧温度控制在840～870℃； 

（5）采用前段层流冷却模式，出精轧后快速冷却至目标温度，采用热轧卷直接交货的带钢卷取温度控制在500～550℃；采用回火交货的带钢卷取温度控制在250℃以下,冷却速度大于30℃/s,回火采用罩式退火炉整卷回火，回火温度为550～600℃，回火时间为4～6小时。 

本发明为了保证900MPa级的高强度、优异的综合性能与加工性能，在钢的成分设计上，采用低碳高锰、高Ti微合金化成分设计，并添加少量的Cr、Mo、Ni与微量的Nb、B合金化元素，充分利用钢的细晶强化、析出强化与相变强化机制。其中各合金元素含量设计的基本原理如下： 

C：C是钢中最主要的强化元素，也是提高淬透性、与Ti元素结合产生析出强化的元素，因此C的含量不宜过低，但是含量过高会引起钢材塑性、韧性、焊接性与冷成形性能恶化，所以C含量宜控制在0.06～0.10%范围之内。 

Si：钢中加硅能提高钢质纯净度和脱氧，在钢中起固溶强化作用，提高硅含量有利于提高钢的强度和硬度，一定的硅含量配合轧后冷却工艺能使钢的塑性与韧性有所提高；但是硅含量过高会使板坯加热时的氧化皮粘度较大，出炉后除鳞困难，导致轧后钢板表面红色氧化铁皮严重，表面质量较差，并且恶化钢的焊接性能与韧性，综合考虑各方面的影响，本发明将Si含量控制在0.15～0.35%范围之内。 

Mn：Mn不仅是钢材中的主要强化元素，而且能增加钢的淬透性，降低马氏体形成的临界冷速；当钢中Mn含量在1.0～1.6%时将起到细化晶粒的作用，可降低脆性转变温度，有效改善钢材的冲击韧性，当Mn含量在＜2%的范围内，随其含量的增加，除了强度随之提高外，韧性也得到逐步改善。但锰具有较高的偏析倾向，所以其含量不能太高，一般低碳微合金钢中锰含量不超过2.0%。因此本发明将Mn含量控制在1.5～1.9%范围之内。 

Cr：Cr能提高钢的淬透性，提高钢的抗拉强度和硬度；但是过高的Cr含量也会增加钢材的回火脆性倾向，提高钢的韧脆转变温度，恶化钢的低温韧性，因此需要综合平衡Cr含量，将其控制在≤0.20%范围以内。 

Mo：Mo能显著地细化晶粒，提高强度和韧性。Mo能减少钢的回火脆性，同时回火时还能析出非常细小的碳化物，显著强化钢的基体。由于Mo是非常昂贵的合金元素，所以Mo含量宜控制在0.10～0.30%范围之内。 

Ni：稳定奥氏体的元素，对提高钢的强度没有明显的作用。镍能提高铁素体基体的韧性，尤其是在调质钢中加镍能大幅度提高钢的韧性尤其是低温韧性，同时由于镍属于贵金属元素，所以Ni含量宜控制在0.10～0.50%范围之内。 

Nb：显著提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，提高钢的强度并改善钢的韧性；但是Nb含量过高，会显著降低钢的高温延塑性，恶化钢的连铸性能，同时Nb属于贵金属元素，所以Nb含量宜控制在0.01～0.04%范围之内。 

Ti：Ti是强碳化物形成元素，钢中的Ti一方面固定钢中的N，形成TiN能使钢坯加热时奥氏体晶粒不过分长大，细化钢的组织；同时还能阻碍焊缝处组织晶粒在焊接的高温条件下长大，保证焊接接头的韧性，避免钢板焊接后冲击韧性急剧下降。当Ti含量较高时，Ti还能与钢中的C形成TiC粒子，起较强的析出强化作用，显著提高钢的强度。但是Ti含量过高，会对钢的高温延塑性有不利影响，所以将Ti含量控制在0.15～0.19%范围之内，为了进一步提高铸坯质量，将Nb+Ti的总含量控制在≤0.20%之内。 

Al：Al在钢中主要起脱氧作用，减少钢中因氧气的存在而形成气泡；另外Al还能细化钢的晶粒，降低钢板的回火脆性；但是随着Al含量的增加，钢中夹杂物含量也随之增加，并且容易堵塞结晶器水口。所以将Als含量控制在0.015～0.05%范围之内。 

B：显著提高钢的淬透性，有利于形成低温相变产物—贝氏体、马氏体等，提高钢的强度，并抑制Mn、P在晶界偏析而提高晶界强度，改善钢的韧性；但是B含量过高，会与钢中的N、O结合形成粗大的粒子，以夹杂物的形式存在，恶化钢的性能，尤其是钢的韧性与冷成形性能。所以B含量宜控制在0.0010～0.0025%范围以内。 

N：钢中微量的N与Ti结合形成TiN粒子，阻碍钢坯加热过程中奥氏体晶粒的长大，并 细化焊缝处组织，改善焊接处的韧性；但是N含量过高会恶化钢的塑性与韧性，所以N含量宜控制在50ppm范围以内。 

S和P：S和P在钢中属于杂质元素，恶化钢的塑性与韧性，一般来说含量越低越好。 

制造工艺过程对本发明产品的影响： 

转炉吹炼和精炼处理：目的是确保钢液的基本成分要求，去除钢中的氧、氢等有害气体与P、S等有害杂质，并加入锰、钛、镍、钼等必要的合金元素，进行合金元素的调整。 

连铸：保证铸坯内部成分均匀和表面质量良好，连铸采用全保护浇注，不仅避免Ti、B在浇注过程中的损失，同时避免浇注过程中增氧和增氮，降低钢中夹杂物，提高铸坯质量；将连铸好的板坯直接进行热装或入保温坑缓冷，以减少热裂现象发生。 

加热：铸坯在加热炉中加热3～4小时，出炉温度控制在1200～1250℃，一方面获得均匀的奥氏体化组织，另一方面使钛、铌等的碳氮化物大部分溶解；对于冷装，在加热至700℃之前应缓慢加热，其加热速率为8～15℃/min，减少因热应力而在铸坯表面产生热裂现象。 

轧制：轧制采用粗轧、精轧模式，粗轧在奥氏体再结晶温度区内经5～7道次轧制成中间坯，奥氏体再结晶区总压下率不低于60%；精轧入口温度1020～980℃，在奥氏体未再结晶区经6～7道次轧至目标厚度，奥氏体未再结晶区总压下率不低于60%，终轧温度控制在840～870℃。 

冷却：采用前段层流冷却模式，出精轧后快冷至目标温度，冷却速度大于30℃/s。高的冷却速率增加形变奥氏体的过冷度，增加相变形核率，细化相变后的组织；冷却过程中合理分配层流冷却水的均匀性，以保证板面冷却均匀，避免或降低因冷却不均而引起的热应力与组织应力。 

卷取：采用热轧卷直接交货的带钢在贝氏体相变区卷取，卷取温度控制在500～550℃，卷取过程中TiC在基体中弥散析出提高钢的强度；采用回火交货的带钢在马氏体相变区卷取，卷取温度控制在250℃以下。 

回火：采用罩式退火炉进行整卷回火，回火温度为550～600℃，回火时间为4～6小时，回火过程中长时间保温有利于TiC弥散析出，并有助于消除内应力和马氏体板条内裂纹，提高塑韧性和冷弯性能。 

本发明具有以下技术特点： 

本发明所述的成分与工艺设计易于实施和控制，工艺控制简便易行，解决了薄规格产品在中厚板无法生产或成材率低等问题。与现有中厚板生产工艺相比，无需调质处理，缩短了工艺流程，并在生产过程中充分利用TiC的析出强化提高基体强度，可大幅度减少贵金属元素，其碳当量低，改善了钢的焊接性能，降低了生产成本。与现有热轧板带生产工艺相比， 屈强比较低，延伸率较高，冷成形性与低温韧性好；其中Nb含量低，未添加V，有利于铸坯表面质量的改善；同时在钢中添加了少量的Ni、Mo元素，进一步改善了铸坯的表面质量；钢中Ni、Mo显著提高钢的淬透性，抑制了铁素体的形成，可在较高的温度卷取或较高温度回火，有利于TiC的析出与热应力的释放，进而提高钢的强韧性与改善钢板的板形。另外，结合成分（Nb+Ti≤0.20%）与工艺的合理设计，有效地改善了高Ti钢的铸坯热裂现象，大大地提高了钢的综合性能与成材率。 

具体实施方式:

下面结合具体实施例对本发明作进一步详细说明。 

按表1的化学成分配比在真空感应加热炉进行冶炼，并浇注成铸锭，然后将铸锭锻造至120mm厚板坯，在实验轧机上进行轧制模拟，其工艺如表2所示，采用箱式电阻炉进行卷取工艺模拟（箱式炉设定温度与卷取温度一致，保温2小时后随炉缓冷）；在此采用箱式电阻炉模拟罩式退火炉的回火工艺，采用随炉加热与随炉冷却。 

按照GB/T228-2002金属材料室温拉伸试验方法、GB2106-1980金属夏比V型缺口冲击试验方法测定本发明实施例1-5钢板的各项力学性能，结果见表3。 

按照GB/T232-2010金属材料弯曲试验方法，对本发明实施例1-5钢板进行横向冷弯d=2a，180°试验，其结果见表3，全部实施例钢板完好，均无表面裂纹。 

表1本发明实施例1-5的化学成分与Ceq（wt%） 

﹡Ceq=C+Mn/6+（Cr+Mo+V）/5+（Ni+Cu）/14 

表2本发明实施例1-5的工艺参数及钢板厚度 

表3本发明钢板的力学性能 

Claims (4)

1.屈服强度900MPa级热轧板带钢，其特征在于所述热轧板带钢的化学成分按重量百分比为：C：0.06～0.10%、Si：0.15～0.35%、Mn：1.5～1.9%、Ti：0.15～0.19%、Nb：0.01～0.04%、Cr：≤0.20%、Mo：0.10～0.30%、Ni：0.10～0.50%、Als：0.015～0.05%、B：0.0010～0.0025%、N≤0.005%、P≤0.02%、S≤0.01%，其余为Fe和不可避免的残存杂质元素。

2.根据权利要求1所述的屈服强度900MPa级热轧板带钢，其特征在于所述热轧板带钢的化学成分中按重量百分比为：Nb+Ti≤0.20%。

3.根据权利要求1所述的一种屈服强度900MPa级热轧板带钢，其特征在于所述热轧板带钢的化学成分中按重量百分比为：0.40%≤Cr+Mo+Ni≤0.80%。

4.权利要求1所述屈服强度900MPa级热轧板带钢的制备方法，该方法包括冶炼、精炼、连铸、轧制、回火，其特征在于该方法具体步骤如下：

（1）冶炼在电弧炉或转炉中进行，控制钢中的P≤0.02wt%，并添加适量的合金元素；

（2）精炼采用LF与RH，为提高铸坯、成品质量及最终产品的综合性能，在精炼过程中尽可能去除钢中S、O、N杂质元素含量，并将钢中元素含量控制在权利要求1所述的化学重量百分比范围；

（3）连铸采用全保护浇注，连铸后的板坯进入保温坑缓慢冷却或将切割好的热坯直接热装装入加热炉；

（4）轧制采用高温加热、粗轧与精轧模式生产，加热温度为1200～1250℃，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用5～7道次，奥氏体再结晶区总压下率大于60%；精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次，奥氏体未再结晶区总压下率大于60%，终轧温度控制在840～870℃；

（5）采用前段层流冷却模式，出精轧后快速冷却至目标温度，采用热轧卷直接交货的带钢卷取温度控制在500～550℃；采用回火交货的带钢卷取温度控制在250℃以下,冷却速度大于30℃/s,回火采用罩式退火炉整卷回火，回火温度为550～600℃，回火时间为4～6小时。