CN108486494A - 钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法 - Google Patents

钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，用于解决现有方法制备的双相钢板强度不足的技术问题。技术方案是通过钢的冶炼与凝固、铸坯或铸锭开坯后的热连轧和控制冷却获得1300MPa级别高强热轧钢板，以及在热连轧某温度卷取后，经酸洗和室温冷轧至1‑3mm厚，然后在720‑780℃两相区某一温度短时保温立即淬火，制得钒微合金化1300MPa级别高强双相冷轧钢板。该制备工艺将纳米碳化钒粒子析出强化与马氏体相变强化相结合，显著提高了现有双相钢的强度，同时还保证了较高的生产效率。

Description

钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生 产方法
技术领域
本发明涉及一种双相钢板的制备方法，特别涉及一种钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法。
背景技术
高强度高塑性材料一直为材料工作者所追求，当前汽车钢行业领域面临着产品性能提升的需求来保证安全，同时要求车身轻量化及新型工艺的开发以降低能耗标准并减少污染物排放，进而满足相应的节能环保的社会规范。近年来，双相(马氏体+铁素体)钢的开发很好的在低成本前提下满足了汽车用钢的性能需求，得到了广泛应用。
一直以来，双相钢的力学性能主要依靠马氏体提供强度，铁素体提供塑性，目前最高强度级别为DP1180牌号，其抗拉强度约为1200MPa，屈服强度约为750MPa，总延伸率约为10％(数据来源：DP1180双相钢在高应变速率变形条件下应变硬化行为及机制；金属学报；2012(48)：1160-1160)。双相钢的制备主要经过熔炼、锻造、热轧、冷轧、两相区退火、淬火等工艺流程。相比于第二代、第三代先进高强汽车用钢，双相钢因其生产成本低且性能优良的特点，是第一代先进高强汽车用钢的典型代表。冷轧双相钢的生产工艺是冷连轧和连续退火工艺，其抗拉强度由退火组织中的马氏体分数所决定，马氏体分数越高则抗拉强度约高，这就要求高强马氏体钢需要采用较高的退火温度以形成更多的马氏体分数，但目前所能商业化生产的双相钢最高强度等级为1180MPa，即DP 1180钢。
发明内容
为了克服现有方法制备的双相钢板强度不足的问题，本发明提供一种钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法。该方法通过钢的冶炼与凝固、铸坯或铸锭开坯后的热连轧和控制冷却获得1300MPa级别高强热轧钢板，以及在热连轧某温度卷取后，经酸洗和室温冷轧至1-3mm厚，然后在720-780℃两相区某一温度短时保温立即淬火，制得钒微合金化1300MPa级别高强双相冷轧钢板。该制备工艺将纳米碳化钒粒子析出强化与马氏体相变强化相结合，显著提高了现有双相钢的强度，同时还保证了较高的生产效率。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案：一种钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，其特点是包括以下步骤：
(1)钢的冶炼与凝固：通过转炉、电炉或感应炉炼钢，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；
(2)铸坯或铸锭开坯后的热连轧：将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到40-80mm厚度规格，再由热连机组进行5-7道次轧制到4-15mm，终轧温度控制在800～850℃
(3)终轧后分两种冷却方式，一是终轧后以>4℃/s冷速快冷至500-550℃，再以0.5-1℃/s冷至<150℃然后低温卷取；二是以>4℃/s冷至450-650℃高温卷取，卷重大于10吨。上述两种热轧卷最后均空冷至室温，前一种工艺可获得1300MPa级别热轧钢板。
(4)将步骤(3)获得两种热轧板经过酸洗处理，在室温下冷连轧至0.5-3.0mm。由于轧制抗力不同，在步骤(3)中低温卷取<150℃的热轧板最终冷轧至厚度1.0-3.0mm，而450-650℃卷取的热轧板可冷轧至0.5-2mm。
(5)对步骤(4)中得到的冷轧钢板进行退火处理。步骤(3)低温卷取<150℃的热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率加热至600-700℃保温3-10min，然后再加热至720-780℃，保温时间80-150s后快冷，冷却速率>30℃/s；而对于步骤(3)高温卷取450-650℃的热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率直接加热至720-780℃，保温时间20-60s后快冷，冷却速率>30℃/s。两种工艺均可获得高强度冷轧双相钢板。
步骤(1)中所得铸坯或铸锭的化学成分为0.10-0.30wt％C，1.50-4.50wt％Mn，0.00-0.120wt％Al，0.00-0.90wt％Si，0.05-0.50％V，P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余量为Fe。
按照步骤(3)中所制备的热轧钢板，终轧后低温卷取(<150℃)的热轧板组织以贝氏体为主。
按照步骤(5)退火后产品组织特征均为为马氏体、铁素体和碳化钒，并残留变形组织。
另外，在铸坯或铸锭成分中可还可以加入以下一种或多种元素，进一步提高性能：Ni:0.1-3.0wt％、Cr:0.2-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Si:0.3-2.3wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、[N]:0.002-0.25wt％、Ti：0.05-0.25wt％、RE(稀土):0.002-0.005wt％、Ca:0.005-0.03wt％。其中添加Ni、Mo、Cr、B等可进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性；添加Nb、Ti等细化原奥氏体晶粒导致最终组织细化；添加Cu、通过析出强化提高钢的强度；添加Si等提高强度和抑制碳化物析出等；添加[N]调节奥氏体的稳定性。
本发明的有益效果是：该方法通过钢的冶炼与凝固、铸坯或铸锭开坯后的热连轧和控制冷却获得1300MPa级别高强热轧钢板，或在热连轧某温度卷取后，经酸洗和室温冷轧至1-3mm厚，然后在720-780℃两相区某一温度短时保温立即淬火，制得钒微合金化1300MPa级别高强双相冷轧钢板。该制备工艺将纳米碳化钒粒子析出强化与马氏体相变强化相结合，显著提高了现有双相钢的强度，同时还保证了较高的生产效率。
本发明通过采用钒微合金化和控制轧制、控制冷却获得1300MPa级高强热轧钢板；通过将冷轧板形变存储能获得非平衡态的组织，然后将钒的纳米粒子析出与马氏体相变强化相结合，进而获得1300MPa级冷轧钢板。本发明中所获得冷轧双相钢板相比于传统冷轧双相钢板，在总延伸率不降低的前提下，将抗拉强度这一指标提升10％甚至更高，屈服强度这一指标提升12％甚至更高。
本发明是在现有双相钢的基础上，重新设计基本成分，通过常规的退火后快冷形成马氏体提高强度外，还结合了钒的微合金化成分设计，巧妙地将退火时形成奥氏体与细小含钒粒子的析出相结合，因而进一步提高了冷轧钢板的屈服强度和抗拉强度，同时钢板也维持良好的延伸率。
本发明公布了1300MPa强度级别的热轧板的制备方法。目前，现有的热轧低合金高强钢薄板强度级别大多不超过1000MPa，而本发明所获得的热轧钢板，通过成分优化设计与控冷工艺的结合，获得的热轧钢板抗拉强度在1300MPa左右，且延伸率超过10％，具有明显的力学性能优势。
上述技术方案中，热轧后高温卷取过程可析出大量纳米尺度的碳化钒颗粒，冷轧后可直接加热至两相区短时保温，淬火后就可获得碳化钒析出强化的马氏体+铁素体双相组织，从而在不损失塑性条件下，有效提升屈服强度和抗拉强度；而对于热轧后低温卷取的热轧板在冷轧后，此时大部分V尚未析出，需加热至较退火温度更低的温度下保温让VC析出，然后再至两相区退火，该工艺可以获得更为细小弥散的VC粒子，因此钢板的屈服强度更高，而抗拉强度和延伸率则与前一工艺类似。
按照技术方案步骤(3)中所制备的热轧钢板，终轧后低温卷取(<150℃)的热轧板组织以贝氏体为主，力学性能为抗拉强度1200-1400MPa，屈服强度≥900MPa，总延伸率≥10％，均匀延伸率≥4％。
按照技术方案步骤(5)退火后产品组织特征均为马氏体、铁素体和碳化钒，并残留变形组织；前一种退火工艺(低温卷取热轧板冷轧板先加热至600-700℃保温再加热至720-780℃保温后快冷)，获得钢板的屈服强度≥950MPa，抗拉强度≥1300MPa，均匀延伸率≥5％，总延伸率为9-15％。在均匀延伸率与总延伸率不降低的前提下，相比于DP1180钢，将抗拉强度这一指标提升10％，屈服强度提高26％；而后一种退火工艺(高温卷取热轧板冷轧板直接加热至720-780℃保温后快冷)，获得的钢板屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1300MPa，均匀延伸率≥5％，总延伸率为8-13％在均匀延伸率与总延伸率不降低的前提下，相比于DP1180钢，将抗拉强度这一指标提升10％，屈服强度提高12％。前一种工艺获得的钢板屈服强度更高。
下面结合附图和具体实施方式对本发明作详细说明。
附图说明
图1为本发明方法实施例中1-B-3组热轧后获得的热轧钢板扫描电子显微镜照片；
图2为本发明方法实施例中2-B-3组热轧后获得的热轧钢板光学金相显微镜照片；
图3为本发明方法实施例中1-B-3组冷轧、退火后获得的冷轧钢板扫描电子显微镜照片；
图4为本发明方法实施例中2-B-3组冷轧、退火后获得的冷轧钢板扫描电子显微镜照片；
图5为本发明方法实施例中两种热轧钢板与两种冷轧钢板拉伸实验获得的典型工程应力-应变曲线。
具体实施方式
以下实施例参照图1-5。一种钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，具体步骤如下：
(1)钢的冶炼与凝固：通过转炉、电炉或感应炉炼钢，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；
(2)铸坯或铸锭开坯后的热连轧：将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到40-80mm厚度规格，再由热连机组进行5-7道次轧制到4-15mm，终轧温度控制在800～850℃
(3)终轧后分两种冷却方式，一是终轧后以>4℃/s冷速快冷至500-550℃，再以0.5-1℃/s冷至<150℃然后卷取；二是以>4℃/s冷至450-650℃卷取，卷重需大于15吨来保证缓慢的冷却速率，或在中试模拟时以加热炉保温和炉冷来模拟工业卷实际极缓慢的冷却速度。上述两种热轧卷最后均空冷至室温为后续冷轧提供基料。但前一种工艺可获得1300MPa级别热轧钢板。
(4)将步骤(3)获得两种热轧板经过酸洗处理，在室温下冷连轧至0.5-3.0mm。由于轧制抗力不同，在步骤(3)中低温卷取(<150℃)的热轧板最终冷轧至厚度1.0-3.0mm，而450-650℃卷取的热轧板可冷轧至0.5-2mm。
(5)对步骤(4)中得到的冷轧钢板进行退火处理。步骤(3)低温卷取(<150℃)的热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率加热至600-700℃保温3-10min，然后再加热至720-780℃，保温时间80-150s后快冷，冷却速率>30℃/s；而对于步骤(3)高温卷取(450-650℃)的热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率直接加热至720-780℃，保温时间20-60s后快冷，冷却速率>30℃/s。两种工艺均可获得高强度双相冷轧钢板。
实施例1：
表1发明钢的化学成分(wt％)
成分 C Mn Al V Si P S
A 0.10 1.84 0.080 0.08 0.20 <0.005 <0.005
B 0.16 2.62 0.053 0.15 0.33 <0.005 <0.005
C 0.25 4.13 0.120 0.35 0.80 <0.005 <0.005
本实施例试验采用表1所示化学成分，冶炼后浇注成锭，热锻成50mm厚的板坯，加热至1200℃保温3小时，然后经中试用单机架轧机热轧至4.7毫米左右获得热轧产品，终轧温度在850℃左右，然后按照冷却工艺和卷取温度分为1和2两种卷取方式，分别标记为1组与2组。，其中1组为终轧后以约5℃/s左右冷速快冷至530℃左右，再以约0.6-0.8℃/s速率冷至150℃，然后卷取；2组以约5℃/s冷至550℃卷取，然后放入550℃热处理炉中保温5小时之后随炉冷却，以模拟工业热轧卷的缓慢冷却过程。上述两种冷却方式的热轧板力学性能见表2，可见前一种快冷后低温卷取的钢板力学性能可达1300MPa。
将第1组获得的热轧板冷轧至2mm厚，以15℃/s加热至630-670℃保温300-600s，然后再加热至720-760℃范围内不同温度，保温时间120-150s内不同时间后，取出后油冷，冷却速率超过30℃/s；将第2组获得的热轧板冷轧至1.2mm厚，以15℃/s直接加热至720-760℃范围内不同温度，保温30-60s，取出后油冷，冷却速率>30℃/s。两种工艺均可获得高强度双相冷轧钢板，性能见表3。
通过对微观组织的表征发现，由图1扫描电子显微镜照片可以看出，1组热轧后冷却获得贝氏体组织。由图2扫描电子显微镜照片可以看出，2组热轧后冷却获得的组织为珠光体组织，铁素体为基体，分布着渗碳体颗粒。这主要是由于热轧工艺的不同导致。由图3扫描电子显微镜照片可以看出，1组退火后终态组织为铁素体+马氏体组织，并且沿着轧向呈带状分布，原奥氏体晶粒尺寸及铁素体晶粒尺寸均在1～3微米。由图4扫描电子显微镜照片可以看出，2组退火后终态组织为铁素体+马氏体组织，并且沿着轧向呈带状分布，原奥氏体晶粒尺寸及铁素体晶粒尺寸均在1～3微米。由图5工程应力应变曲线可以看出，不同卷取方式获得热轧钢板的拉伸力学性能存在巨大差异；此外，1组退火后终态组织的抗拉强度高于1300MPa，屈服强度高于800MPa，均匀延伸率高于6％，总延伸率高于10％。2组退火后终态组织的抗拉强度高于1300MPa，屈服强度高于800MPa，均匀延伸率高于6％，总延伸率高于9％。
表2热轧板力学性能
表3表2中的热轧板冷轧后经历不同退火工艺后的力学性能
冷轧钢板退火后屈服强度基本超过800MPa，第一组热轧低温卷取工艺的屈服强度更高，超过950MPa；两者抗拉强度均在1300MPa以上，强塑积在12GPa％以上，本次工艺获得的性能相比于传统DP1180有明显的提升，有望投入到实际生产当中。

Claims (6)

1.一种钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，其特征在于包括以下步骤：
(1)钢的冶炼与凝固：通过转炉、电炉或感应炉炼钢，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；
(2)铸坯或铸锭开坯后的热连轧：将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到40-80mm厚度规格，再由热连机组进行5-7道次轧制到4-15mm，终轧温度控制在800～850℃；
(3)终轧后分两种冷却方式，一是终轧后以>4℃/s冷速快冷至500-550℃，再以0.5-1℃/s冷至<150℃之后低温卷取；二是以>4℃/s冷至450-650℃高温卷取，卷重大于10吨；上述两种热轧卷最后均空冷至室温，前一种工艺获得1300MPa级别热轧钢板；
(4)将步骤(3)获得两种热轧板经过酸洗处理，在室温下冷连轧至0.5-3.0mm；由于轧制抗力不同，在步骤(3)中<150℃卷取的热轧板最终冷轧至厚度1.0-3.0mm，450-650℃卷取的热轧板冷轧至0.5-2mm；
(5)对步骤(4)中得到的冷轧钢板进行退火处理；步骤(3)中<150℃卷取的热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率加热至600-700℃保温3-10min，然后再加热至720-780℃，保温时间80-150s后快冷，冷却速率>30℃/s；而对于步骤(3)中450-650℃卷取的热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率直接加热至720-780℃，保温时间20-60s后快冷，冷却速率>30℃/s。
2.根据权利要求1所述的钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，其特征在于：所述步骤(1)中所得铸坯或铸锭的化学成分为0.10-0.30wt％C，1.50-4.50wt％Mn，0.00-0.120wt％Al，0.00-0.90wt％Si，0.05-0.50％V，P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余量为Fe。
3.根据权利要求1所述的钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，其特征在于：所述步骤(3)中所制备的热轧钢板，终轧后<150℃低温卷取的热轧板组织以贝氏体为主，力学性能为抗拉强度1200-1400MPa，屈服强度≥900MPa，总延伸率≥10％，均匀延伸率≥4％。
4.根据权利要求1所述的钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，其特征在于：所述步骤(5)退火后产品组织特征为马氏体、铁素体和碳化钒，并残留变形组织。
5.根据权利要求1所述的钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，其特征在于：对于步骤(5)中所述的低温卷取热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率加热至600-700℃范围内某一温度保温3-10min，然后再加热至720-780℃内某一温度，保温80-150s后快冷，冷却速率>30℃/s，其冷轧钢板的屈服强度≥950MPa，抗拉强度≥1300MPa，均匀延伸率≥5％，总延伸率为9-15％；而对于步骤(5)所述的高温卷取热轧板冷轧后，以>10℃/s的加热速率直接加热至720-780℃，保温时间20-60s后快冷，冷却速率>30℃/s，其冷轧钢板屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1300MPa，均匀延伸率≥5％，总延伸率为8-13％。
6.根据权利要求1所述的钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法，其特征在于：步骤(1)所制得的铸坯或铸锭成分中另加以下一种或多种元素，进一步提高性能：Ni:0.1-3.0wt％、Cr:0.2-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Si:0.3-2.3wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、[N]:0.002-0.25wt％、Ti：0.05-0.25wt％、RE(稀土):0.002-0.005wt％、Ca:0.005-0.03wt％；其中添加Ni、Mo、Cr、B进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性；添加Nb、Ti等细化原奥氏体晶粒导致最终组织细化；添加Cu、通过析出强化提高钢的强度；添加Si等提高强度和抑制碳化物析出；添加[N]调节奥氏体的稳定性。
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