CN105886908A - 一种热轧多相钢板的生产方法 - Google Patents

Abstract

一种热轧多相钢板的生产方法，钢的化学成分以重量百分数计为C=0.15~0.25，Si=1.2~1.5，Mn=1.2~1.8，P≤0.012，S≤0.005，Alt≤0.06，N≤0.008，Nb=0.030~0.055，V=0.02~0.04，Ti=0.01~0.02，B=0.0006~0.0015，余量为Fe和不可避免的杂质元素；工艺步骤包括：连铸：坯加热温度为1200~1300℃；轧制：开轧温度≥1150℃，精轧阶段终轧温度为940~960℃；四阶段控制冷却，终轧后快冷，冷却速度≥75℃/s，直至700~720℃；冷却：空冷，温度下降30±5℃ 后再超快速冷却，冷却速度≥75℃/s；终冷温度为385~425℃，然后至225~275℃温度时下线堆冷。本发明的钢板的抗拉强度大于1100Mpa，屈强比小于0.65；钢板不需进行调质处理，钢板的成分中不含贵重合金元素Cr、Mo、Ni等，节约了资源。

Description

一种热轧多相钢板的生产方法

技术领域

本发明属于低合金钢生产技术领域，特别是涉及了应用超快冷技术和Nb、V、Ti复合微合金化技术，热轧一种1100MPa级低屈强比多相钢板的生产方法。

背景技术

以软韧相铁素体为基体，引入适当的硬相贝氏体、马氏体和亚稳态残余奥氏体的多相钢具有TRIP效应，拥有良好的强度，出色的延展性及可成形性，是制作某些汽车零部件的理想材料，成为目前汽车用钢中研究的热点。我国的汽车用钢板生产还处于起步阶段，大量的优质钢板需要进口。尽管近几年来在此类钢板的生产上取得了一定进展，开发了如冷轧TRIP600钢板，但这种强度级别的钢种无法满足汽车上某些高强度零部件用钢的需求，并考虑到经济效益和生产成本，热轧具有TRIP效应的多相钢的研究在生产中更具有实际意义。随着我国汽车工业的发展，迫切需要开发出更高强度级别的新型TRIP热轧钢板。可以预见，高强度低屈强比钢板的开发在我国具有极大的潜力，蕴涵着巨大的商机和市场。

近几年来，钢铁材料领域中的微合金化理论以及实际应用已取得了巨大的进展。更多的研究表明，单个微合金元素（如Nb，V，Ti，Al等）在钢中的作用有其局限性，目前国内外都在积极进行复合微合金碳氮化物析出强化的研究。Nb在钢中以置换溶质原子存在，Nb原子比铁原子尺寸大，易在位错线上偏聚，对位错攀移产生强烈的拖曳作用，使再结晶形核受到抑制，因而对再结晶具有强烈的阻止作用，Nb的这种作用高于Ti和V；通常，在钢中加入Ti，主要是利用Ti与C、N很好的亲和性，形成TiC、TiN以去除基体中的C、N间隙原子以改善钢的塑性或韧性，或是利用钛析出相在高温下的稳定性来钉扎晶界，阻止晶粒长大。然而，含钛钢在生产过程中也带来了一些问题，例如在连铸和轧制过程中，由于细小含钛相的析出，使得材料高温塑性恶化，导致了在铸坯或轧材中出现裂纹；在当V单独加入时，V并不抑制铁素体晶粒的形成，相反，它还加速珠光体的形成，在低VN钢和不含钒的高氮钢中只有晶界铁素体，而无晶内铁素体，但在高VN钢中，由于V(C，N)的析出，促进了晶内铁素体的形成，使铁素体和珠光体均匀分布在晶界与晶内，晶粒明显细化。钢中V(C，N)的沉淀强化效果随氮含量的增加而递增，最大强度增量能够达到300MPa，含钒钢中每增加10×10^-6的氮含量可以提高强度6MPa。钒氮微合金化通过优化V的析出和细化铁素体晶粒，充分发挥了晶粒细化强化和沉淀强化的作用，显著改善了钢的强韧性。在所有的微合金元素中，V具有最高的溶解度，因此V钢不需要高的再加热温度，钒具有最低的溶质阻碍参数，因此它对再结晶的影响最小，高强钢中通过增N来优化V（C，N）在铁素体中的析出强化作用。而其他微合金元素的富氮析出相一般对析出强化没有作用，热塑性试验表明，V钢的断裂倾向也比Nb钢的低；Al与O有很强的化学亲和力，因而最早是作为脱氧剂加入钢中的，后来发现酸溶铝可形成弥散细小的AlN而阻止奥氏体晶粒的长大，从而认识到Al也是一种微合金元素。AlN在奥氏体中的固溶度积与NbN相近，故在1100℃左右的温度仍能阻止奥氏体晶粒长大。而在γ→α相变过程中，AlN可促进铁素体的形核，通过增大铁素体的形核率而细化铁素体晶粒。铝固定氮的作用使钢的抗时效性能提高，这在可焊接结构钢中是相当重要的性能。因此，复合微合金化更能有效地发挥细晶强化和沉淀强化作用，提高钢材的性能。

以超快速冷却（UFC）为核心的新一代TMCP技术充分体现了“水是最廉价的合金元素”，实现了奥氏体硬化状态的控制和硬化状态下奥氏体相变过程的柔性化控制，在缩短生产线长度、减轻轧制设备负荷、开发多相钢和高强钢、降低合金元素和微合金元素、加大降本增效力度、挖掘钢铁材料的潜力、节省能源和资源等具有十分重要的意义。目前，UFC已经在热轧带钢、中厚板、棒线材以及H型钢生产线得到应用，并在提高材质性能和高附加值产品开发方面的研究令人瞩目。与常规层流冷却工艺相比，UFC可显著提高钢的强度，改善其综合性能，而超快冷与层流冷却的综合应用，使冷速更能柔性化地被控制，成为现在控制冷却技术研究的热点。包钢CSP生产线率先采用后置式超快冷，采用C-Mn钢作原料，开发出厚度4~11mm的590MPa级低成本热轧双相钢，并已供应汽车厂生产卡车、轿车的车轮和车梁等产品，主要力学性能优良，抗拉强度590~620MPa，屈强比0.62~0.67，伸长率26%~36%，n值0.21；攀钢在1450热轧线上的精轧机组后和层流冷却之间布置超快冷设备，这在国内尚属首例。于2010年3月份开展了扩大性工业试验，已累计生产集约化热轧钢板1.8万余吨，力学性能均满足标准要求，与正常生产的产品性能指标基本相当，而且波动范围更小。为碳锰钢的柔性化生产和超快冷设备在其它钢种上的推广应用积累了生产经验；吸取攀钢和包钢超快冷装置的经验，涟钢2250热连轧生产线的控制冷却系统采用了“倾斜式超快冷+ACC”的混合配置方式，相应的品种开发已经在实验室进行，钢种包括普通碳锰钢、HSLA钢、高强钢、管线钢等；在中厚板方面，宝钢最先开展超快速冷却技术。2004年，二重为宝钢安装的5000mm轧机后续工艺设备“ACC钢板快速冷却系统装置”是当时世界轧机最先进的快冷系统，能够以每小时13000t的水流量将宽5m、厚0.4m的钢板在骤然间冷却，使钢材达到更好的性能。2008年，宝钢已基本能够稳定生产X80管线钢、EH36船板钢等产品，并成功地试生产了X120级管线钢，各项性能指标已达到很高水平；鞍钢的4300mm中厚板轧机、首秦的4300mm中厚板轧机以及石家庄敬业钢铁的3000mm中厚板轧机也开始装设UFC+ACC的新式冷却系统，目前，已投入运行调试；此外，萍乡、三明、宝特等钢厂的棒材线和马钢H型钢生产线也采用了超快速冷却，在不增加合金元素的情况下，升级了部分产品。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有良好强度和成形性配合的热轧多相钢，通过在普通C-Si-Mn系TRIP钢的基础上添加Nb、V、Ti微合金化元素，并应用超快冷技术，通过四阶段控制冷却，获得显微组织为一定配比的铁素体、贝氏体、残余奥氏体及马氏体的热轧多相钢，其抗拉强度大于1100Mpa，屈强比小于0.65。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种热轧多相钢板的生产方法，制备工艺流程包括冶炼、连铸、轧制和冷却，钢的化学成分以重量百分数计为C= 0.15~0.25， Si=1.2~1.5， Mn=1.2~1.8， P≤0.012， S≤0.005，Alt≤0.06，N≤0.008，Nb=0.030~0.055，V=0.02~0.04， Ti= 0.01~0.02，B=0.0006~0.0015，余量为Fe和不可避免的杂质元素；工艺步骤包括：

连铸：坯加热温度为1200~1300℃；

轧制：开轧温度≥1150℃，精轧阶段终轧温度为940~960℃；四阶段控制冷却，终轧后快冷，冷却速度≥75℃/s，直至700~720℃；

冷却：空冷， 温度下降30±5℃ 后再超快速冷却，冷却速度≥75℃/s；终冷温度为385~425℃，然后至225~275℃温度时下线堆冷。

本发明采用该化学配比的依据是：C是奥氏体形成元素，起固溶强化和析出强化作用，同时提高残余奥氏体稳定性，含碳量太高会恶化钢板的焊接性能，含碳量太低则使残余奥氏体的稳定性大大降低，以致没有TRIP效应的出现，因此C含量控制在0.15~0.25%之间；Mn是奥氏体稳定化元素，主要起固溶强化作用，降低奥氏体向铁素体相变的温度而促使铁素体晶粒细化，降低马氏体转变温度，使残余奥氏体的含量增加，但Mn含量过高，由于残余奥氏体的体积分数提高而碳含量不变，将使残余奥氏体稳定性下降，因此Mn含量控制在1.2%~1.8%之间；Si是铁素体形成元素，固溶于铁素体中起强化作用，Si又是非碳化物形成元素，能够强烈抑制碳化物的形成，使未转变的奥氏体中富碳，大大提高残余奥氏体的稳定性，但是，较高的Si含量使铸造困难，且形成很厚的氧化铁皮层，热轧时易被压入钢板表面，恶化了钢的热轧性能和表面镀覆能力，产生较多的表面缺陷，因此，Si含量控制在1.2%~1.5%之间；S含量的降低明显改变均匀延伸性能，大量的MnS夹杂（也包括Al₂O₃颗粒）将导致加工成型时出现裂纹或裂缝，因此采用铁水脱硫和钢包精炼进行低硫炼钢；Nb、V、Ti微合金元素的加入主要是在控轧控冷过程中形成细小弥散的碳、氮化物析出相，这些析出相通过钉扎奥氏体晶界和位错，阻碍再结晶，抑制奥氏体晶粒长大，细化晶粒；在随后的铁素体基体中产生一定的沉淀强化作用。考虑其成本和加热时的固溶情况，控制Nb+V+Ti<0.08%；B在钢中以间隙原子的形式存在，因此B会与钢中刃型位错的静水压力场作用，并向刃型位错处富集，部分的B通过位错通道扩散到晶界处，降低晶界能量，抑制了新相在晶界处的形核。B含量过高，则会导致晶界能量过低，形成硼脆，因此B含量控制为0.0006%~0.0015%。

本发明采用该制备方法的依据是：本发明加热温度为1200~1300℃，使铸坯奥氏体化，微合金碳氮化物溶解。本发明采用高温轧制有效地降低轧机负荷，从而降低能耗和成本，带来巨大的经济效益和社会意义。本发明所述开轧温度，中间坯厚度，第二阶段开轧、变形率和终轧温度，可实现奥氏体晶粒在轧制变形过程中的细化。本发明采用四阶段控制冷却，第一个冷却阶段采用前置式超快冷，降低了铁素体相变的温度，并使铁素体在动态相变点开始发生，有利于铁素体晶粒的细化，另一方面，相对于常规冷却，应用前置式超快冷时，V、Nb、Ti碳氮化物的析出量增加，且析出相小尺寸粒子大幅增加；第二个冷却阶段为空冷，使有效控制铁素体生成量。铁素体比贝氏体软，延展性较好，易吸收残余奥氏体向马氏体转变引起的体积膨胀，因而合适的铁素体量是使钢获得低屈强比的前提条件；第三个冷却阶段采用后置式超快冷，用于控制铁素体和贝氏体的转变量，使奥氏体向非平衡相（贝氏体、马氏体）转变，实现高强度多相钢的生产；第四个冷却阶段采用堆冷，来控制马氏体的形态，减少钢板的组织应力，以及氢的逸出。

本发明与现有技术相比：

中国专利号CN102719753A中所述低屈强比高强度钢板，组织为铁素体+马氏体/贝氏体复相组织，抗拉强度低于本发明强度，并且加入Cr=0.3~1.0、Mo=0.2~0.8，较本发明多加入Cr和Mo；再如中国专利号WO2013044641A1所述屈服强度700MPa级高强度高韧性钢板，通过淬火+回火处理达到与本发明相同级别的强度。

本发明的有益效果：本发明的热轧高强低屈强比多相钢板的抗拉强度大于1100Mpa，屈强比小于0.65；本发明钢板不需进行调质处理，从而简化了制造工序，降低了钢的制造成本； 本发明钢板的成分中不含贵重合金元素Cr、Mo、Ni等，减少了合金元素含量，节约了社会资源，降低了钢板成本。

附图说明

图1为本发明实施例4钢板的光学显微镜照片。

图2为本发明实施例4钢板的场发射扫描电镜照片。

具体实施方式

以下用实施例结合附图对本发明作更详细的描述。按表1所示的化学成分采用真空感应炉冶炼，浇铸成锭，去除冒口，然后重新加热至1250℃保温30min使钢锭中合金元素和组织均匀化，锻造成60mm厚的板坯，经机加工得到100×100×60mm的热轧坯料。

实施例1：模拟常规TMCP过程：采用2道次粗轧，开轧温度在1150℃左右，压下规程为，然后在980℃~950℃温度区间内开始精轧，精轧4道次，终轧温度为850℃~810℃，最终板厚3mm，压下规程为。由于板厚相当薄，空冷的冷速较快，因此，终轧后进行空冷，当至250℃左右时进入250℃的保温炉，等温30min后随炉冷却。

实施例2：应用前置式超快冷工艺：轧制工艺同工艺Ⅰ，终轧后将试样迅速浸入水中，1s后起出，再空冷至250℃左右时进入250℃的保温炉，等温30min后随炉冷却。

实施例3：应用后置式超快冷工艺：轧制工艺同工艺Ⅰ，终轧后将试样空冷至680℃左右时，迅速水浸1s后，再空冷至250℃左右时进入250℃的保温炉，等温30min后随炉冷却。

实施例4：高温轧制并随后交替式超快冷的工艺：粗轧工艺与工艺Ⅰ一致，精轧开始温度为1050±10℃，终轧温度为950±10℃，采用与工艺Ⅰ同样的精轧压下规程将板坯轧制成3mm厚，终轧后先迅速浸入水中1s，然后空冷10s后，再浸入水中1s，取出后空冷，在250℃左右时进入250℃的保温炉，等温30min后随炉冷却。

对本发明实施例1~4的多相钢板进行力学性能测试，测试结果见表2。

表1 本发明实施例化学成分（wt%）

表2 本发明实施例1~4的多相钢板的力学性能

从表1、表2可以看出，本发明涉及的多相钢板的抗拉强度大于1100MPa，屈强比小于0.65，伸长率大于17%。

对实施例4进行微观组织研究，光学显微镜照片见图1，场发射扫描电镜照片见图2。钢板的微观组织为46%铁素体+贝氏体+马奥岛组成。

Claims (1)

1.一种热轧多相钢板的生产方法，制备工艺流程包括冶炼、连铸、轧制和冷却，其特征在于：钢的化学成分以重量百分数计为C= 0.15~0.25，Si=1.2~1.5，Mn=1.2~1.8，P≤0.012，S≤0.005，Alt≤0.06，N≤0.008，Nb=0.030~0.055，V=0.02~0.04，Ti= 0.01~0.02, B=0.0006~0.0015，余量为Fe和不可避免的杂质元素；工艺步骤包括：

连铸：坯加热温度为1200~1300℃；

轧制：开轧温度≥1150℃，精轧阶段终轧温度为940~960℃；四阶段控制冷却，终轧后快冷，冷却速度≥75℃/s，直至700~720℃；

冷却：空冷， 温度下降30±5℃ 后再超快速冷却，冷却速度≥75℃/s；终冷温度为385~425℃，然后至225~275℃温度时下线堆冷。