CN104694822B - 一种屈服强度700MPa级高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

一种屈服强度700MPa级高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种屈服强度700MPa级高强度热轧钢板及其制造方法,解决现有的热轧高强钢存在的添加贵重合金元素造成成本增加、焊接碳当量增加的技术问题。本发明提供的一种屈服强度700MPa级高强度热轧钢板,其化学成分重量百分比为:C:0.06%~0.10%,Si:0.05%~0.40%,Mn:1.20%~1.80%,P≤0.015%,S≤0.01%,N≤0.0060%,Al:0.015%~0.050%,Ti:0.07%~0.15%,Nb:0.025%~0.070%,Ca:0.0010%~0.0060%,余量为铁和不可避免夹杂。可用于工程机械、汽车、铁路、管线、集装箱等行业。

Description

一种屈服强度700MPa级高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种高强度热乳钢板,特别涉及一种屈服强度700MPa级高强度热乳钢 板及其制造方法。
背景技术
[0002] 热乳高强钢能够发挥高强减薄、降低设备自重、减少能源消耗的作用,热乳高强钢 广泛应用于工程机械、汽车、铁路、管线、集装箱等行业。随着环境保护和可持续发展的需 要,热乳高强钢的开发和应用越来越受到重视,近年来,采用热连乳机组生产高强钢不断地 被开发和生产出来。热乳高强钢的加工成型工艺和服役条件均要求热乳高强钢不仅具有高 的强度,还要具有良好的焊接性能和成型性及冲击韧性。
[0003] 现有技术在热连乳机组上生产热乳高强钢主要有二种方法。一种是化学成分中加 入1〇、&!、附、(>、8等合金元素,通过这类元素的固溶强化和提高淬透性的作用。中国专利申 请公布号为CN 1756853 A的专利公开的一种高强度热乳钢板及其制造方法,在其化学成分 中添加了0.03-0.5%的Mo元素,其中的Mo元素通过析出和得到贝氏体组织发挥了主要的强 化作用。中国专利申请公布号为CN 103122435 A的专利公开的屈服强度大于700MPa级的热 乳含钛高强钢板及其制造方法,其化学成分中加入了〇. 001-0.0025%的B元素,B元素具有强 烈提高材料淬透性的作用,在钢板基体中得到贝氏体组织,实现强化。由于Mo、Cu、Ni、Cr、B 合金元素的加入,增加了钢板的合金成本,同时上述的合金元素增加钢板的碳当量,对焊接 性能不利。另一种方法是在通过热乳后钢板再次加热淬火后回火的调质热处理达到所需强 度。中国专利申请CN 101633996 B提供的低成本的700MPa级高强高韧调质钢板及其制造方 法,其制造方法要求在钢板热乳冷却后再加热到900〜930°C,保温1.5〜2.5min/mm,离线淬 火;然后在580〜620°C回火2.5〜3.5min/mm。这增加了额外的热处理工序成本,并且消耗了 过多的能源。
[0004] 因此,现有技术中公开有关热乳高强钢的技术方案存在加入过多贵重的合金元 素,增加合金成本和资源消耗,提高焊接碳当量的技术缺陷,在热乳高强钢制造方法上存在 需要额外热处理工序,从而增加了工序成本和能源消耗的问题。
发明内容
[0005] 为了克服现有技术的不足,需要提供一种屈服强度700MPa级高强度热乳钢板及其 制造方法,本发明通过采用合适的成分设计和热乳工艺设计,保证了材料的性能,不需要进 行额外的回火处理,工艺简单,减少能源消耗。
[0006] 本发明的目的是提供一种屈服强度700MPa级高强度热乳钢板及其制造方法,解决 现有的热乳高强钢存在的添加贵重合金元素造成成本增加、焊接碳当量增加的技术问题。
[0007] 本发明采用的技术方案是:
[0008] 一种屈服强度700MPa级高强度热乳钢板,其化学成分重量百分比为:C: 0.06%〜 0·10%,S i:0·05%〜0·40%,Mn:1·20%〜1·80%,P 彡 0·015%,S 彡 0·01%,N彡 0·0060%,Al:0·015% 〜O · 050%,Ti : O · 07%〜O · 15%,Nb: O · 025%〜O · 070%,Ca: O · OO10%〜O · 0060%,余量为铁和不可 避免夹杂。
[0009] 本发明所述的屈服强度700MPa级高强度热乳钢板的化学成分限定在上述范围内 的理由如下:
[0010] 碳:提尚碳含量,对提尚强度有利,但是过尚的碳含量会在钢中形成$父多粗大脆性 的碳化物颗粒,对塑性和韧性不利,碳含量过高还会在钢板中心偏析带,对弯曲性能不利。 同时过高的碳含量增加焊接碳当量,不利于焊接加工,本发明设定的C含量为0.06%〜 0.10%〇
[0011] 硅:硅固溶在钢板基体中有明显的强化效果,但是硅含量过高对钢板塑性和韧性 不利,同时硅含量过高会在热乳板表面形成严重的难以去除的Fe2O3,影响产品外观及后续 表面处理。本发明限定Si含量为0.05%〜0.40%。
[0012] 锰:锰在本发明中一方面可以起到固溶强化的作用,同时能扩大γ区,降低γ—α 转变温度,扩大乳制工艺范围,有利于得到针状铁素体组织。但Mn含量高,会相应增加钢的 成本,也会增加碳当量,不利于焊接。本发明限定Mn含量范围为1.20%〜1.80%。
[0013] 硫和磷:硫在钢中形成硫化物夹杂,使其延展性和韧性降低。钢乳制时,由于MnS夹 杂随着乳制方向延伸,使钢的各向异性加重,严重时导致钢板分层。同时含硫量高对钢的焊 接性不利。磷高增加钢的冷脆性,使钢的脆性转变温度上升,使钢的冲击韧性显著下降。但 考虑到实际工艺控制能力,本发明限定S彡0·01%,Ρ彡0.015%。
[0014] 氮:氮在本发明高强钢中属于有害元素,氮会严重降低材料的塑性和韧性,在本发 明中,氮还会和Ti结合形成TiN,如氮含量过高会消耗掉过多的Ti,则会影响获得足够数量 的TiC粒子,没有强化效果。因此,应尽力降低钢中N含量,但考虑到实际生产工艺控制能力, 本发明限定NS 0.0060%。
[0015] 铝:铝在本发明中的作用是起到脱氧的作用,铝是强氧化性形成元素,和钢中氧形 成Al2O3在炼钢时去除。铝过高会形成过多的Al2O3夹杂,并且连铸浇注是容易堵塞浇注水 口。本发明限定Al含量为0.015%〜0.05%。
[0016] 铌:铌在本发明中的作用是提高奥氏体的再结晶温度,在精乳过程得到变形奥氏 体,为后续的铁素体相变提供更多的形核核心,最终得到细化的铁素体晶粒,确保在高强度 基础上保持较高的塑性和韧性及冷弯成型性。本发明限定Nb含量为0.025%〜0.070%。
[0017] 钛:钛在本发明是重要的合金元素,钛在高温乳制时形成TiN析出相有效细化奥氏 体晶粒,在低温时形成TiC析出相,能够有效提高强度。Ti的原子量较低,添加少量的Ti就能 得到明显的强化效果,TiC的析出温度较低,也比较容易得到细小弥散的析出相,强化效果 明显。由于Ti在高温阶段会形成TiN,如加入量过少,降低强化作用。如加入量过多,对钢板 的冲击韧性有不利影响。本发明限定Ti含量为0.07%〜0.15%。
[0018] 钙:钙在本发明主要起到夹杂物变形的作用,使Al2O3变成低熔点的钙铝酸盐,并且 使长条状的MnS形态改善为球状复合夹杂物,能够有效改善钢板的塑性、韧性及弯曲成型 性。本发明限定Ca含量为0.0010%〜0.0060%。
[0019] —种屈服强度700MPa级高强度热乳钢板的制造方法,该方法包括:
[0020]钢水经真空脱气处理后进行连铸得到连铸板坯,其中所述钢水成分的质量百分比 为:C: 0 · 06%〜0 · 10%,Si : 0 · 05%〜0 · 40%,Mn : 1 · 20%〜1 · 80%,P彡0 · 015%,S彡0 · 01%,N彡 O·0060%,A1:0·015%〜O·050%,Ti:O·07%〜O·15%,Nb:O·025%〜O·070%,Ca:O·0010%〜 0.0060%,余量为铁和不可避免杂质;
[0021] 连铸板坯于1220°C〜1270°C,加热150〜240min后进行热乳,所述的热乳为两段式 乳制工艺,粗乳为5道次连乳,在奥氏体再结晶温度以上乳制,粗乳结束温度为1020〜1070 °C ;精乳为7道次连乳,在奥氏体非再结晶温度区间乳制,精乳结束温度为860°C〜920°C,精 乳压下率大于75%;精乳后,钢板成品厚度为3〜12mm,层流冷却采用前段强冷,冷却速度45 〜70°C/S,卷取温度为550°C〜650°C;
[0022] 卷取后的热乳钢卷缓慢冷却,冷却至100°C的时间多48小时。
[0023] 本发明采取的热乳工艺制度的理由如下:
[0024] 1、连铸板坯加热温度和加热时间的设定
[0025] 连铸板坯加热温度和时间的设定在于保证连铸坯中粗大的TiC颗粒的溶解,本发 明技术方案Ti含量较高,在连铸板坯冷却过程中会析出TiC颗粒,此时析出的TiC粒子粗大, 没有强化作用。需要在热乳前的板坯加热时,将粗大的TiC粒子充分溶解,在乳制后的冷却 过程析出足够数量的弥散细小的TiC粒子,这样才能够有效发挥强化作用,这对于本发明技 术方案非常重要。温度过低和加热时间过短,连铸板坯中原始粗大的TiC粒子不能充分溶 解,温度过高,加热时间过长,板坯表面氧化脱碳严重,不利于钢板最终性能和表面质量,同 时也消耗能源。因此本发明设定连铸板坯加热温度为1220°C〜1270°C,加热时间为150min 〜240min〇
[0026] 2、粗乳结束温度设定
[0027] 粗乳乳制过程控制在奥氏体再结晶温度以上乳制,确保奥氏体经过反复变形和再 结晶,得到均匀细小的奥氏体晶粒。因此本发明设定粗乳结束温度为1020°C〜1070°C。
[0028] 3、精乳结束温度设定
[0029] 本发明的精乳温度设定有两方面的作用,一方面通过奥氏体未再结晶区乳制,得 到内部有变形带的扁平状奥氏体晶粒,在随后的层流冷却过程中转变成细小的铁素体晶 粒,发挥细晶强化的作用。另一方面,精乳温度设定还要防止TiC大部分提前在变形奥氏体 内析出,则在低温段的铁素体中无法再析出细小弥散的TiC粒子,无法获得足够的强度。因 此终乳温度过高,则无法发挥细晶强化作用,终乳温度过低,发生形变诱导析出,导致TiC提 前在奥氏体区域析出,无法发挥析出强化作用。因此本发明设定精乳结束温度为860°C〜 920。。。
[0030] 4、层流冷却速度设定
[0031] 本发明设定的精乳后的层流冷却速度非常关键,采用快的层流冷却速度来抑制晶 粒的长大和TiC在高温段的析出。通过快速冷却抑制TiC粒子在奥氏体的析出,在形变奥氏 体中保留固溶Ti元素,使得在较低温度下的铁素体区间析出细小弥散的TiC成为可能。冷却 速度过慢,无法抑制TiC在高温变形奥氏体中的提前析出,冷却过快,在钢板中得到过多的 贝氏体组织,对钢板韧性不利。因此本发明设定层流冷却阶段采用前段强冷,冷却速度45〜 70 cC/S 〇
[0032] 5、热乳卷取温度的设定
[0033] 热乳卷取温度主要影响材料的组织、性能及冷乳后的连退再结晶温度。对于连续 钎焊型双层焊管,相对高的卷取温度一方面可明显降低连退再结晶温度,另一方面也可使 析出物粗化,有利于降低最终材料的屈服强度,提高双层焊管的成型性。但卷取温度也不宜 太高,否则氧化铁皮严重。综合考虑,本发明设定热乳卷取温度为550°C〜650°C。
[0034] 6、热乳板卷缓慢冷却时间的设定
[0035] 板卷缓慢冷却的作用使钢板进一步充分析出TiC粒子,并缩小钢卷内圈和外圈的 性能波动。TiC在铁素体区间的析出需要合适的温度区间和时间,如板卷冷却速度过快,TiC 不能充分析出,强度不足。另外,如板卷冷却过快,板卷外圈冷却较快,强度较低,板卷卷中 部位冷却较慢,强度较高,则板卷的性能波动较大。综合考虑,本发明设定热乳卷钢卷冷却 至100°C的时间彡48小时。
[0036] 本发明得到的屈服强度700MPa级高强度热乳钢板钢的显微组织为细晶粒块状铁 素体+针状铁素体+细小的TiC析出粒子,组织晶粒度级别为11〜13级,热乳钢板的屈服强度 彡700MPa,抗拉强度彡750MPa,断后伸长率彡20%,强塑积彡16000MPa · %,一40°C低温冲击 功彡80 J,180 °弯曲试验,d=0a合格。
[0037] 本发明相比现有技术具有如下积极效果:
[0038] 1、本发明通过合适的成分设计和热乳工艺设计,得到了一种不含有贵重合金元素 的屈服强度700MPa级别的热乳高强度钢板,制造工艺不需要额外的回火处理。本发明能够 起到减少合金消耗、能源消耗和降低生产成本的效果。
[0039] 2、本发明成分设计优点在于设计了低C、高Mn、高Ti的成分体系,不添加昂贵的Mo、 Cr、Cu、Ni等合金元素,降低合金消耗,并能够获得低的碳当量,保证良好的焊接性能。
[0040] 3、本发明热乳乳制工艺的特点在于通过合适的板坯加热温度、热乳终乳温度、乳 后快速冷却、板卷缓冷的工艺设计,充分发挥细晶强化、针状铁素体强化并获得充分弥散细 小的TiC粒子析出强化,得到的屈服强度700MPa级别的热乳高强度钢板具有高强度、高塑 性、高强塑性积的优点,同时具有良好低温冲击韧性和弯曲成型性。
[0041] 4、本发明减少了合金消耗、能源消耗,降低了生产成本。
附图说明
[0042] 附图1是本发明实施例1的显微组织扫描电镜照片。
[0043] 附图2为本发明实施例1的TiC析出粒子的透射电镜照片。
具体实施方式
[0044] 下面结合实施例1〜4对本发明做进一步说明。
[0045] 表1本发明化学成分(重量百分比%),余量为Fe及不可避免杂质。
Figure CN104694822BD00061
[0047]按照本发明材料成分设计的要求,采用铁水预脱硫,转炉顶底复合吹炼,吹Ar站 (或LF炉)保证底吹Ar搅拌时间大于5分钟,RH炉进行成分微调、真空循环脱气处理, 保证RH纯脱气时间大于15分钟,同时喂适量的铁-钙线,连铸采用低碳钢保护渣,全程吹Ar 保护浇铸,浇铸成连铸板坯。
[0048] 连铸板坯经加热炉再加热后,在连续热连乳乳机上乳制,工艺控制参数见表2,通 过粗乳乳机和精乳连乳机组控制乳制后,进行控制快速冷却,然后进行卷取,卷取后热乳钢 卷进行缓慢冷却,冷却至l〇〇°C的时间多48小时,生产出合格热乳板卷,钢板成品厚度为3〜 12mm〇
[0049] 表2本发明热乳工艺控制参数
Figure CN104694822BD00071
[0051] 利用上述方法得到的屈服强度700MPa级高强度热乳钢板。参照附图1、2,热乳钢板 的显微组织为细晶粒块状铁素体+针状铁素体(图1)加细小弥散的TiC析出粒子(图2),晶粒 度级别为11〜13级。
[0052] 将本发明得到的热乳钢板按照《GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分:室 温试验方法》进行拉伸试验,按照《GB/T229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法》进行 冲击功试验,按照《GB/T 232-2010《金属材料弯曲试验方法》进行弯曲试验,其力学性能见 表3 〇
[0053] 本发明得到的热乳钢板具有高强度、高塑性、高强塑性积的优点,同时具有良好低 温冲击韧性和弯曲成型性,热乳钢板的屈服强度彡700MPa,抗拉强度彡750MPa,断后伸长率 彡20%,强塑积彡16000MPa · %,-40 °C低温冲击功彡80J,180 °弯曲试验,d=0a完好。
[0054] 表3本发明热乳钢板的力学性能
Figure CN104694822BD00072
[0056]除上述实施例外,本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形 成的技术方案,均落在本发明要求的保护范围。

Claims (3)

  1. I. 一种高强度热乳钢板的制造方法,包括: 钢水经真空脱气处理后进行连铸得到连铸板坯,其中所述钢水成分的质量百分比为: C:0.06%〜0.10%,Si:0.05%〜0.40%,Mn:1.20%〜1.80%,P<0.015%,S$0.01%,N<
  2. 0.0060%,Al :0.015 %〜0.050 %,Ti :0.07 %〜0· 15%,Nb :0.025 %〜O .070 %,Ca:
  3. 0.0010%〜0.0060%,余量为铁和不可避免杂质; 连铸板坯于1220°C〜1270°C,加热150〜240min后进行热乳,所述的热乳为两段式乳制 工艺,粗乳为5道次连乳,在奥氏体再结晶温度以上乳制,粗乳结束温度为1020〜1070 °C;精 乳为7道次连乳,在奥氏体非再结晶温度区乳制,精乳结束温度为860°C〜920°C,精乳压下 率大于75 %;精乳后,控制钢板成品厚度为3〜12mm,层流冷却采用前段强冷,冷却速度45〜 70°(:/3,卷取温度为550°(:〜650°(:; 卷取后的热乳钢卷缓慢冷却,冷却至l〇〇°C的时间多48小时;生产的热乳钢板组织为细 晶粒块状铁素体+针状铁素体+细小的TiC析出粒子,所述组织晶粒度为11〜13级;热乳钢板 屈服强度彡700MPa,抗拉强度彡750MPa,断后伸长率彡20%,强塑积彡16000MPa · %,一40 °C低温冲击功多80 J。
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