CN109972036A - 一种具有不同屈强比的热轧q&p1180钢及其制造方法 - Google Patents

一种具有不同屈强比的热轧q&p1180钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢及其制造方法，其包括板坯加热工序、热轧工序、冷却工序、卷取工序以及平整工序。其中屈强比＜0.55的热轧Q&P1180钢产品具有低屈强比和高强度的特点，特别适用于有折弯成形和几何精度要求较高的汽车结构件和加强件；屈强比＞0.70的热轧Q&P1180钢产品具有高屈强比和高强度的特点，特别适用于碰撞时要求能以较低的变形量高效率地吸收冲击能量特性的汽车结构件和加强件。

Description

一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢及其制造方法
技术领域
本发明属于轧钢技术领域，具体涉及一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180 钢及其制造方法。
背景技术
汽车工业的快速发展强有力地推动着我国国民经济实现中高速发展，但由此产生的高能耗、高排放等问题引起诸多负面影响。超高强钢在车身上的应用，顺应汽车轻量化趋势，可缓解节能减排、低碳环保的难题，有利于实现汽车工业的可持续发展，其中Q&P钢(淬火—配分钢)作为最近十年来汽车用高强钢研究领域的热点钢种，已经被钢铁企业及汽车用钢领域公认为是第三代先进高强钢的典型代表，主要分为热轧Q&P钢和冷轧Q&P钢。世界范围的众多科研小组以及知名钢企的研究人员，对于这一类钢种从理论研究→工艺过程模拟→小批量工业试制→用户应用，均进行了详细且深入的探析。各家汽车主机厂对相同级别热轧Q&P钢的订货量较少，每次约6～20吨，而国内外诸多钢铁企业，组织生产1炉高强钢为210吨，出铸坯约8～10支，能出成品卷8～10卷，每卷重约20～25吨。可见，充分考虑钢铁企业针对小批量热轧Q&P钢的生产组织特点，通过合理的成分设计并有效地控制各工序段工艺参数，实现采用一种成分体系可生产具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢产品，不仅利于钢铁企业迅速消化钢坯库存，而且能够满足汽车产业多零件、多性能的特殊需求，是本领域技术人员亟待解决的技术问题。对于1180MPa级别的热轧Q&P1180钢，现有公开的技术很少，而且只是针对一种特定强度级别的热轧Q&P1180钢，进行生产方法、加工方法或制造方法的阐明，例如申请公布号CN 103233161A介绍了一种低屈强比高强度热轧Q&P钢及其制造方法，和本发明相比较，当抗拉强度≥ 1180MPa时，延伸率仅为9～14％；申请公布号CN105886750A介绍了一种1180MPa 级Q&P钢的连续热镀锌方法，和本发明相比较，在成分设计思路、生产制造方法以及要解决的技术问题等诸多方面，均存在明显的差异。
发明内容
本发明要解决的技术问题是在充分考虑钢铁企业针对小批量热轧Q&P1180 钢的生产组织特点，通过合理的成分设计并有效地控制各工序段的关键工艺参数，实现采用一种成分体系可生产屈强比＜0.55及屈强比＞0.70两种热轧 Q&P1180钢产品。
为解决上述技术问题，采用的技术方案为：一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢，化学成分按重量百分比包括C：0.20～0.25％，Si：1.20～1.60％，Mn： 2.10～2.50％，Nb：0.04～0.07％，Mo：0.15～0.25％，Alt：0.50～0.70％，并限制P ≤0.010％，S≤0.004％，N≤0.004％，O≤0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
具体的，所述的一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢产品的厚度规格为 2.6～5.0mm，包括＜0.55及＞0.70两种屈强比级别。
一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的制造方法，板坯加热工序、热轧工序、冷却工序、卷取工序以及平整工序。钢坯厚度为170mm；其中热轧成品厚度为2.6～3.2mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为25mm；成品厚度为＞3.2～ 4.0mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为30mm；成品厚度为＞4.0～5.0mm的 Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为34mm。
具体的，所述的屈强比＜0.55热轧Q&P1180钢产品的制造方法按照以下方法进行控制各工序段的工艺参数：
(1)板坯加热工序：将钢坯加热，设置均热段温度为1230～1260℃，均热段时间约40min，总在炉时间约为180min；
(2)热轧工序：粗轧机和精轧机道次分配和各道次压下率由二级系统粗轧设定模型计算；其中粗轧累积压下率≥80.0％，粗轧出口温度为1120～1150℃；精轧累积压下率≥85.0％，精轧终轧温度890～920℃；
(3)冷却工序：精轧结束后采取三阶段冷却工艺模式。其中第Ⅰ阶段冷却采取轧后前段超快速冷却模式，以≥50℃/s的冷速快速冷却至690～720℃；第Ⅱ阶段冷却采取空冷待温模式，冷却至660～690℃；第Ⅲ阶段冷却采取层流冷却模式，以≥40℃/s的冷速冷却至260～300℃；
(4)卷取工序：将冷却至260～300℃温度的钢带卷取成钢卷，然后置入保温坑中，缓慢冷却至室温即得到本发明的成品钢卷。
具体的，所述的屈强比＞0.70热轧Q&P1180钢产品的制造方法按照以下方法进行控制各工序段的工艺参数：
(1)板坯加热工序：将钢坯加热，设置均热段温度为1200～1220℃，均热段时间约30min，总在炉时间约为180min；
(2)热轧工序：粗轧机和精轧机道次分配和各道次压下率由二级系统粗轧设定模型计算；其中粗轧累积压下率≥80.0％，粗轧出口温度为1100～1130℃；精轧累积压下率≥85.0％，精轧终轧温度830～860℃；
(3)冷却工序：精轧结束后采取三阶段冷却工艺模式。其中第Ⅰ阶段冷却采取轧后前段超快速冷却模式，以≥50℃/s的冷速快速冷却至670～700℃；第Ⅱ阶段冷却采取空冷待温模式，冷却至640～670℃；第Ⅲ阶段冷却采取层流冷却模式，以≥40℃/s的冷速冷却至260～300℃；
(4)卷取工序：将冷却至260～300℃温度的钢带卷取成钢卷，然后置入保温坑中，缓慢冷却至室温即得到本发明的成品钢卷。
(5)平整工序：将冷却至室温的钢卷进行平整，平整延伸率控制在1.0～ 1.4％，然后卷取即得到本发明的成品钢卷。
具体的，其显微组织主要由等轴状先共析铁素体、马氏体/贝氏体及少量残余奥氏体组成，其中屈强比＜0.55热轧Q&P1180钢的先共析铁素体体积分数为 14.4～29.0％，残余奥氏体体积分数为6.3～11.0％；屈强比＞0.70热轧Q&P1180 钢的先共析铁素体体积分数为10.4～18.6％，残余奥氏体体积分数为5.0～9.3％。
与现有技术相比较，本发明具有如下的有益效果：本发明及其制造方法充分考虑钢铁企业针对小批量热轧Q&P1180钢的生产组织特点，通过合理的成分设计并有效地控制各工序段的关键工艺参数，实现采用一种成分体系可生产屈强比＜0.55及屈强比＞0.70两种热轧Q&P1180钢产品，产品厚度规格涵盖2.6～ 5.0mm，能够满足用户对热轧Q&P1180钢产品多零件、多性能的特殊需求。其中屈强比＜0.55的热轧Q&P1180钢产品具有低屈强比和高强度的特点，特别适用于有折弯成形和几何精度要求较高的汽车结构件和加强件；屈强比＞0.70的热轧Q&P1180钢产品具有高屈强比和高强度的特点，特别适用于碰撞时要求能以较低的变形量高效率地吸收冲击能量特性的汽车结构件和加强件。
附图说明
图1为本发明中具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的加热、轧制工艺简图；
图2为本发明中具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的精轧结束后采取三阶段冷却工艺简图；
图3为本发明实施例2-I(屈强比＜0.55)的典型扫描组织图；
图4为本发明实施例2-II(屈强比＞0.70)的典型扫描组织图。
具体实施方式
以下是本发明的具体实施方式作进一步详细说明，但本发明的实施方式不限于此。
本发明实施例中对于样品的微观组织及力学性能性能测试采用如下的方法进行：
沿热轧成品钢卷上取样，金相试样经研磨、抛光后，采用4％硝酸酒精侵蚀，在扫描电镜下进行微观组织分析。
沿热轧成品钢卷上取样，用D/max2400型X射线衍射仪测定试样中残余奥氏体相对量时，测定(220)γ和(200)α峰的衍射强度，采用式Vγ＝1.4Iγ/(Iα+1.4Iγ) 求得残余奥氏体的相对量；采用Leica图像分析软件测定计算铁素体体积分数。
从热轧成品钢卷上取样并按标准GB/T228制成拉伸试样，有效标距为50× 20mm，在SANA万能实验机上进行力学性能测试。
下面对本发明的具体实施方式作进一步详细说明，但本发明的实施方式不限于此。
实施例1～4：本发明所述的一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢及其具体制造方法如下所述。
本发明实施例1～4中钢坯的化学成分按重量百分比包括C：0.20～0.25％，Si：1.20～1.60％，Mn：2.10～2.50％，Nb：0.04～0.07％，Mo：0.15～0.25％，Alt：0.50～0.70％，并限制P≤0.010％，S≤0.004％，N≤0.004％，O≤0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。具体实施例1～4中钢坯的出钢钢水化学成分如表1所示，钢坯厚度为170mm。
表1实施例的实际冶炼成分(质量百分比，％)
本发明实施例1～4中成品厚度为2.6～3.2mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为25mm；成品厚度为＞3.2～4.0mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为 30mm；成品厚度为＞4.0～5.0mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为34mm。
本发明实施例1～4中具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的加热、轧制及轧后冷却工艺分别参照附图1和2，具体的加热、轧制工艺、精轧结束后的三阶段冷却工艺过程如下所述。
本发明实施例1～4中屈强比＜0.55热轧Q&P1180钢产品的制造方法，按照以下方法进行控制各工序段的工艺参数：
(1)板坯加热工序：将钢坯加热，设置均热段温度为1230～1260℃，均热段时间约40min，总在炉时间约为180min；
(2)热轧工序：粗轧机和精轧机道次分配和各道次压下率由二级系统粗轧设定模型计算；其中粗轧累积压下率≥80.0％，粗轧出口温度为1120～1150℃；精轧累积压下率≥85.0％，精轧终轧温度890～920℃；
(3)冷却工序：精轧结束后采取三阶段冷却工艺模式。其中第Ⅰ阶段冷却采取轧后前段超快速冷却模式，以≥50℃/s的冷速快速冷却至690～720℃；第Ⅱ阶段冷却采取空冷待温模式，冷却至660～690℃；第Ⅲ阶段冷却采取层流冷却模式，以≥40℃/s的冷速冷却至260～300℃；
(4)卷取工序：将冷却至260～300℃温度的钢带卷取成钢卷，然后置入保温坑中，缓慢冷却至室温即得到本发明的成品钢卷。
本发明实施例1～4中屈强比＞0.70热轧Q&P1180钢产品的制造方法，按照以下方法进行控制各工序段的工艺参数：
(1)板坯加热工序：将钢坯加热，设置均热段温度为1200～1220℃，均热段时间约30min，总在炉时间约为180min；
(2)热轧工序：粗轧机和精轧机道次分配和各道次压下率由二级系统粗轧设定模型计算；其中粗轧累积压下率≥80.0％，粗轧出口温度为1100～1130℃；精轧累积压下率≥85.0％，精轧终轧温度830～860℃；
(3)冷却工序：精轧结束后采取三阶段冷却工艺模式。其中第Ⅰ阶段冷却采取轧后前段超快速冷却模式，以≥50℃/s的冷速快速冷却至670～700℃；第Ⅱ阶段冷却采取空冷待温模式，冷却至640～670℃；第Ⅲ阶段冷却采取层流冷却模式，以≥40℃/s的冷速冷却至260～300℃；
(4)卷取工序：将冷却至260～300℃温度的钢带卷取成钢卷，然后置入保温坑中，缓慢冷却至室温即得到本发明的成品钢卷。
(5)平整工序：将冷却至室温的钢卷进行平整，平整延伸率控制在1.0～ 1.4％，然后卷取即得到本发明的成品钢卷。
本发明实施例1～4在实际生产中的具体控轧控冷工艺参数如表2所示，其中1-I、2-I、3-I、4-I为屈强比＜0.55热轧Q&P1180钢产品的制造方法，1-II、 2-II、3-II、4-II为屈强比＞0.70热轧Q&P1180钢产品的制造方法。
表2实施例的控轧控冷工艺参数
对制备得到的具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢取样进行显微组织分析及力学性能测试，测试与分析结果具体见表3。
表3实施例的力学性能与显微组织体积分数
附图3和4分别为本发明实施例1-I(屈强比＜0.55)、2-II(屈强比＞0.70) 的典型扫描组织图，从图中可以观察到，本发明热轧Q&P1180钢的显微组织主要由等轴状先共析铁素体、马氏体/贝氏体及少量残余奥氏体组成，其中屈强比＜0.55热轧Q&P1180钢的先共析铁素体体积分数为14.4～29.0％，残余奥氏体体积分数为6.3～11.0％；屈强比＞0.70热轧Q&P1180钢的先共析铁素体体积分数为10.4～18.6％，残余奥氏体体积分数为5.0～9.3％。由于基体组织中分布有一定量的残余奥氏体，使得本发明的Q&P1180钢在拉伸过程中发生相变诱导塑性效应，从而有利于同步提高其强度和塑性，从而保证本发明中热轧Q&P1180钢的延伸率≥12.0，同时抗拉强度达到1188MPa以上。
以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非是对本发明作其它形式的限制，任何熟悉本专业的技术人员可能利用上述揭示的技术内容加以变更或改型为等同变化的等效实施例应用于其它领域，但是凡是未脱离本发明技术方案内容，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与改型，仍属于本发明技术方案的保护范围。

Claims (6)

1.一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢，其特征在于，其化学成分按重量百分比包括C：0.20～0.25％，Si：1.20～1.60％，Mn：2.10～2.50％，Nb：0.04～0.07％，Mo：0.15～0.25％，Alt：0.50～0.70％，并限制P≤0.010％，S≤0.004％，N≤0.004％，O≤0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢，其特征在于，所述热轧Q&P1180钢产品的厚度规格为2.6～5.0mm，包括＜0.55及＞0.70两种屈强比级别。
3.一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的制造方法，其特征在于，热轧Q&P1180钢的制造方法包括板坯加热工序、热轧工序、冷却工序、卷取工序以及平整工序，钢坯厚度为170mm；其中热轧成品厚度为2.6～3.2mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为25mm；成品厚度为＞3.2～4.0mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为30mm；成品厚度为＞4.0～5.0mm的Q&P1180钢产品粗轧出口坯厚约为34mm。
4.根据权利要求3所述的一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的制造方法，其特征在于，所述屈强比＜0.55热轧Q&P1180钢产品的制造方法，按照以下方法进行控制各工序段的工艺参数：
(1)板坯加热工序：将钢坯加热，设置均热段温度为1230～1260℃，均热段时间约40min，总在炉时间约为180min；
(2)热轧工序：粗轧机和精轧机道次分配和各道次压下率由二级系统粗轧设定模型计算；其中粗轧累积压下率≥80.0％，粗轧出口温度为1120～1150℃；精轧累积压下率≥85.0％，精轧终轧温度890～920℃；
(3)冷却工序：精轧结束后采取三阶段冷却工艺模式，其中第Ⅰ阶段冷却采取轧后前段超快速冷却模式，以≥50℃/s的冷速快速冷却至690～720℃；第Ⅱ阶段冷却采取空冷待温模式，冷却至660～690℃；第Ⅲ阶段冷却采取层流冷却模式，以≥40℃/s的冷速冷却至260～300℃；
(4)卷取工序：将冷却至260～300℃温度的钢带卷取成钢卷，然后置入保温坑中，缓慢冷却至室温即得到本发明的成品钢卷。
5.根据权利要求3所述的一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的制造方法，其特征在于，所述屈强比＞0.70热轧Q&P1180钢产品的制造方法，按照以下方法进行控制各工序段的工艺参数：
(1)板坯加热工序：将钢坯加热，设置均热段温度为1200～1220℃，均热段时间约30min，总在炉时间约为180min；
(2)热轧工序：粗轧机和精轧机道次分配和各道次压下率由二级系统粗轧设定模型计算；其中粗轧累积压下率≥80.0％，粗轧出口温度为1100～1130℃；精轧累积压下率≥85.0％，精轧终轧温度830～860℃；
(3)冷却工序：精轧结束后采取三阶段冷却工艺模式，其中第Ⅰ阶段冷却采取轧后前段超快速冷却模式，以≥50℃/s的冷速快速冷却至670～700℃；第Ⅱ阶段冷却采取空冷待温模式，冷却至640～670℃；第Ⅲ阶段冷却采取层流冷却模式，以≥40℃/s的冷速冷却至260～300℃；
(4)卷取工序：将冷却至260～300℃温度的钢带卷取成钢卷，然后置入保温坑中，缓慢冷却至室温即得到本发明的成品钢卷；
(5)平整工序：将冷却至室温的钢卷进行平整，平整延伸率控制在1.0～1.4％，然后卷取即得到本发明的成品钢卷。
6.根据权利要求4或5所述的一种具有不同屈强比的热轧Q&P1180钢的制造方法，其特征在于，获得的显微组织主要为等轴状先共析铁素体、马氏体/贝氏体及少量残余奥氏体，其中屈强比＜0.55热轧Q&P1180钢的先共析铁素体体积分数为14.4～29.0％，残余奥氏体体积分数为6.3～11.0％；屈强比＞0.70热轧Q&P1180钢的先共析铁素体体积分数为10.4～18.6％，残余奥氏体体积分数为5.0～9.3％。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111321281A (zh) * 2020-04-21 2020-06-23 山东钢铁集团日照有限公司 一种通过微观组织调控实现i&qp钢增强增塑的方法

Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3888288B2 (ja) * 2002-11-15 2007-02-28 住友金属工業株式会社 異形引抜きと高周波焼入れを施して用いる鋼材及びそれを用いた鋼部材の製造法
CN101768695A (zh) * 2010-01-21 2010-07-07 北京科技大学 1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺
CN102409223A (zh) * 2011-12-29 2012-04-11 河北省首钢迁安钢铁有限责任公司 低屈强比热轧酸洗板及其生产方法
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN103361547A (zh) * 2012-03-30 2013-10-23 鞍钢股份有限公司 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板
CN105543666A (zh) * 2015-12-30 2016-05-04 首钢总公司 一种屈服强度960MPa汽车大梁钢及其生产方法
CN105834212A (zh) * 2016-05-16 2016-08-10 宋义 热轧卷板生产工艺及热轧卷板
CN105986153A (zh) * 2016-03-31 2016-10-05 苏州睿昕汽车配件有限公司 一种汽车配件用合金材料及其制备方法
CN106536782A (zh) * 2014-07-03 2017-03-22 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有改进的强度和延展性的高强度经涂覆的钢板的方法以及获得的板
CN107829026A (zh) * 2017-10-19 2018-03-23 武汉钢铁有限公司 一种薄规格980MPa级双相钢及其加工方法
CN107904509A (zh) * 2017-10-19 2018-04-13 武汉钢铁有限公司 一种薄规格1180MPa级双相钢及其加工方法
CN108642387A (zh) * 2018-05-24 2018-10-12 山东钢铁集团日照有限公司 一种一钢多级的热轧相变诱导塑性钢及其生产方法

Patent Citations (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3888288B2 (ja) * 2002-11-15 2007-02-28 住友金属工業株式会社 異形引抜きと高周波焼入れを施して用いる鋼材及びそれを用いた鋼部材の製造法
CN101768695A (zh) * 2010-01-21 2010-07-07 北京科技大学 1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺
CN102409223A (zh) * 2011-12-29 2012-04-11 河北省首钢迁安钢铁有限责任公司 低屈强比热轧酸洗板及其生产方法
CN103361547A (zh) * 2012-03-30 2013-10-23 鞍钢股份有限公司 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN106536782A (zh) * 2014-07-03 2017-03-22 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有改进的强度和延展性的高强度经涂覆的钢板的方法以及获得的板
CN105543666A (zh) * 2015-12-30 2016-05-04 首钢总公司 一种屈服强度960MPa汽车大梁钢及其生产方法
CN105986153A (zh) * 2016-03-31 2016-10-05 苏州睿昕汽车配件有限公司 一种汽车配件用合金材料及其制备方法
CN105834212A (zh) * 2016-05-16 2016-08-10 宋义 热轧卷板生产工艺及热轧卷板
CN107829026A (zh) * 2017-10-19 2018-03-23 武汉钢铁有限公司 一种薄规格980MPa级双相钢及其加工方法
CN107904509A (zh) * 2017-10-19 2018-04-13 武汉钢铁有限公司 一种薄规格1180MPa级双相钢及其加工方法
CN108642387A (zh) * 2018-05-24 2018-10-12 山东钢铁集团日照有限公司 一种一钢多级的热轧相变诱导塑性钢及其生产方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111321281A (zh) * 2020-04-21 2020-06-23 山东钢铁集团日照有限公司 一种通过微观组织调控实现i&qp钢增强增塑的方法

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