CN110079733A - 一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢及其制造方法，极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的制备流程如下：铁水脱硫→转炉吹炼→吹氩→精炼→薄板坯连铸→均热→七机架精轧→层流冷却→卷取→退火→轧制→二次退火。本发明通过控制制备过程中的主要工艺步骤，使得产品能够产生显著的析出强化效果，在上述关键控制条件的共同作用下，使得本发明所述的中碳贝氏体钢的强度和极限规格均优于目前报道所记载的同类钢种。

Description

一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁冶炼技术领域，且特别涉及一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢及其制造方法。

背景技术

随着世界能源、资源和环境保护问题和要求的日趋突出，装备制造行业提出了节能、降耗、高效的发展要求，各种关键结构的轻量化和长寿化已成为总的发展趋势。通过提高钢材的强度、减薄钢材的厚度，用于替代低强度级别的厚钢板，可大量降低钢材，是实现轻量化的重要手段。因此，开发和应用高性能钢铁材料不仅是市场竞争、行业发展的要求，也是社会环境逐步优化的必然选择。薄规格中碳贝氏体钢作为高性能钢材的一种，近年来受到了越来越多的关注。

目前，生产薄规格中碳贝氏体钢绝大部分只是在实验室进行试制，少数采用传统热轧+多道次冷轧+多道退火的方式进行生产，生产成本较高，且产品综合性能较差。

发明内容

本发明的目的在于提供一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢及其制造方法，针对现有碳贝氏体钢的综合性能不好、制备成本高以及环境污染严重等问题，制备得到一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢。

本发明解决其技术问题是采用以下技术方案来实现的。

本发明提供一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢，该极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的成分重量百分比为：C：0.553-0.647％，Si：0.59-1.04％，Mn：1.77-1.96％，P：≤0.012％，S：≤0.005％，Cr：0.95-1.57％，Ni：0.74-1.32％，Ti：0.158-0.184％，Mo：0.41-0.47％，V：0.16-0.24％，N：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明还提供一种上述极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的制造方法，极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的制备流程如下：铁水脱硫→转炉吹炼→吹氩→精炼→薄板坯连铸→加热→精轧→层流冷却→卷取→一次退火→轧制→二次退火。

本发明的有益效果是：

本发明提供了一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢及其制造方法，通过科学合理的配比精炼过程的钢水的化学成分，上述的钢水经过设定的冶炼和轧制工艺，可获得一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢，其强度和极限规格均优于已有报道所记载的同类钢种，可以满足消费者的高品质的需求。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他相关的附图。

图1为本发明实施例1中的产品的金相组织图。

具体实施方式

为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。

下面对本发明实施例提供的一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢及其制造方法进行具体说明。

本发明提供一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢，该极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的成分重量百分比为：C：0.553-0.647％，Si：0.59-1.04％，Mn：1.77-1.96％，P：≤0.012％，S：≤0.005％，Cr：0.95-1.57％，Ni：0.74-1.32％，Ti：0.158-0.184％，Mo：0.41-0.47％，V：0.16-0.24％，N：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。

本发明实施例中提供的极薄规格超高强度中碳贝氏体钢，采用上述化学组分及重量配比的原因如下：

C：在钢中主要起提高钢材的硬度和淬透性的作用，碳含量过低，钢材硬度太低，钢质太软。碳含量过高，钢材硬度太高，加工过程容易出现开裂等问题，加工性能较差。因此碳含量在0.553-0.647％。

Si：在钢中起到固溶强化的作用，同时是脱氧元素，Si含量应该控制0.59％以上，但当Si含量大于1.04％时，会促进内锈层的形成，会给轧制时除鳞带来困难，从而导致钢带表面质量恶化，另外，Si含量过高还会降低钢的焊接性能，因此将其控制在0.59-1.04％。

Mn：是钢中重要的强韧化元素，Mn元素对贝氏体相变影响较大，它可以增加钢的淬透性，减小冷却时的临界速率，从而可以在较小的冷却速率下避开较高温度下的相变，获得更多贝氏体，因此最低Mn含量为1.77％，Mn含量过高容易在连铸过程中造成板坯中心偏析，降低材料的使用性能，因此最高Mn含量为1.96％。

P：为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，影响产品的韧性，因此其含量越低越好。根据实际控制水平，应控制在0.012％以下。

S：为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，降低钢材的韧性，炼钢时应充分去除，应保证其值低于0.005％。

Cr：可提高钢材的淬透性，有利于提高钢材的硬度和耐磨性，在钢中形成稳定碳化物，提高钢材的抗回火稳定性，本发明实施例中Cr含量的最低值为0.95％，但Cr含量过高容易造成钢材硬度过高，韧性下降，因此最高值为1.57％。

Ni：钢中加入Ni元素可起到固溶强化以及提高淬透性的作用，因此Ni含量应大于0.74％，由于Ni为贵重金属，出于生产成本的考虑，Ni含量控制在1.32％以下。

Ti：是强氮化物形成元素，其氮化物能有效钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大，此外，在冷却过程中Ti(CN)、TiC的析出，可起到沉淀强化的作用，提高钢的机械性能，本发明实施例中的Ti含量的合理添加范围为0.158-0.184％。

Mo：是强碳氮化物形成元素，适当的钼含量能够阻止奥氏体晶粒的长大，能提高合金钢在常温下的强度，此外，Mo元素可以使珠光体和贝氏体C曲线分离，扩大贝氏体区，有利于在一定冷速范围内获得贝氏体组织，因此Mo含量应大于0.41％，由于Mo为贵重金属，出于生产成本的考虑，Mo含量控制在0.47％以下。

V：是强碳氮化物形成元素，钢中微量V提高钢的强度和韧性。此外，在冷却过程中V(CN)、VC的析出，可起到沉淀强化的作用，提高钢的机械性能，本发明实施例的中V含量的控制为0.16-0.24％；

N：钢中的氮可与Ti、V等元素在高温时结合形成相应的化合物，这类化合物在高温下会粗化、长大，这严重损害钢的塑性和韧性。另外，这类在高温下形成的粗大碳氮化物颗粒对沉淀强化贡献较小，而且会消耗钢中有效Ti、V的含量，故将其含量控制在0.005％以下。

在一些实施方式中，极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的厚度为0.12-0.74mm，屈服强度为2053-2142MPa，抗拉强度为2235-2276MPa，延伸率为16-20％。

本发明实施例还提供一种上述极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的制造方法，制备流程如下：铁水脱硫→转炉吹炼→吹氩→精炼→薄板坯连铸→加热→精轧→层流冷却→卷取→一次退火→轧制→二次退火。

在一些实施方式中，薄板坯连铸包括以下步骤：将精炼后的钢水采用薄板坯连铸机进行连铸，

优选的，铸坯厚度为62-76mm，铸坯拉速控制为4.9-5.6m/min。

具体的，薄板坯连铸得到的铸坯，若铸坯厚度太薄容易造成轧制过程压缩比不够，导致成品混晶，组织不均匀；由于轧机能力有限，铸坯太厚难以得到厚度合适的薄规格原料。铸坯拉速过快会导致浇铸不稳定，容易照成漏钢，铸坯拉速过慢生产效率低。

在一些实施方式中，加热包括以下步骤：对薄板坯连铸得到的铸坯进行加热，

优选的，铸坯加热时间为3-62min，出炉温度为1263-1284℃。

更优选的，出炉后铸坯采用高压水除鳞，高压水的压力为25-30MPa。

具体的，加热之后控制出炉的温度，若出炉温度过低，加热时间过短，会导致微合金难以充分固溶，难以起到有效的析出强化效果，若出炉温度过高，加热时间过长，会导致铸坯表面铁皮太厚在后续过程难以去除，造成表面缺陷。除鳞水压力太小铸坯表面铁皮难以去除干净，除鳞水压力太大，会超出设备能力。

在一些实施方式中，精轧包括以下步骤：精轧采用七机架轧制，

优选的，开轧温度为1161-1172℃，F1机架压下率为63-68％，F2机架压下率为59-63％，

优选的，带钢出F2机架后采用机架冷却水对带钢进行冷却，且冷却水压力为18-22MPa，

优选的，F7机架的出口温度为885-892℃，出口厚度为1.0-2.1mm。

具体的，七机架精轧采用七机架轧制，若开轧温度过低、压下率过小，难以保证高温阶段再结晶完全，收到设备能力限制压下率不能过大，受到加热温度的限制，开轧温度不能过高。

若冷却水压力太小轧制后的钢板表面铁皮难以去除干净，冷却水压力太大，会超出设备能力。

若F7机架的出口温度过低，会造成混晶，F7机架的出口温度过高，导致产品组织晶粒粗大，强度降低，出口厚度过小，受到轧制能力限制难以得到，出口厚度过大，后续过程将难以得到极薄规格成品。

在一些实施方式中，精轧结束后进行层流冷却，

优选的，层流冷却的冷却速度为72-78℃/s，

且在层流冷却之后再进行卷取，并在卷取后空冷至室温，

优选的，卷取的温度为441-479℃。

具体的，轧制结束后进行层流冷却，层流冷却之后进行卷取，若层流冷却的冷却速度过快或过慢、卷取温度过低或过低均难以得到性能合适的热轧组织。

在一些实施方式中，一次退火包括以下步骤：将钢卷头部三圈切除后进行取样、酸洗和一次退火，

优选的，取样规格为：长300mm、宽35mm，

优选的，酸洗时采用盐酸进行酸洗，盐酸浓度为151-202g/L，酸洗温度为71-82℃，酸洗时间为5-11min。

优选的，一次退火在氮气保护气氛下进行，一次退火的温度为441-479℃，保温时间为21-35min。

具体的，控制一次退火的温度和时间，若一次退火的温度过低或过高、保温时间过长或过短，难以使微合金中的第二相充分析出，从而难以得到足够的析出强化贡献量。

在一些实施方式中，轧制包括以下步骤：轧制过程为多道次冷轧制，

优选的，每道次轧制的压下率控制在31-67％，冷轧制后的厚度控制在0.12-0.74mm，

优选的，轧制的次数为两道次以上。

具体的，控制冷轧过程中的压下率和冷轧后的厚度，若每道次压下率过大或过小，均难以得到组织和性能合适的退火原料，后续退火将难以得到性能的贝氏体钢板。

在一些实施方式中，二次退火包括以下步骤：在冷轧之后进行二次退火，

优选的，二次退火的温度为527-693℃，保温2.1-4.2h后，冷却至室温，冷却速度297-327℃/h。

具体的，若加热温度过低或过高，保温时间过长或过短、冷却速度过快或过慢均难以充分发生贝氏体相变。难以得到性能的贝氏体钢板。

以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。

以下表1是本发明中实施例1-10中的钢水的成分含量表，上述

实施例1-10中的不同成分的含量满足以下的要求：

C：0.553-0.647％，Si：0.59-1.04％，Mn：1.77-1.96％，P：≤0.012％，S：≤0.005％，Cr：0.95-1.57％，Ni：0.74-1.32％，Ti：0.158-0.184％，Mo：0.41-0.47％，V：0.16-0.24％，N：≤0.005％。

对比例1-3中不同之处在于其中的成分不满足本发明实施例中的含量要求。

表1本发明实施例1-10与对比例1-3中的化学成分列表(wt％)

本发明实施例1-10中的产品按照以下的步骤进行冶炼：

(1)精炼过程进行合金化处理后的钢水的化学成分包括以下质量百分比的组分：C：0.553-0.647％，Si：0.59-1.04％，Mn：1.77-1.96％，P：≤0.012％，S：≤0.005％，Cr：0.95-1.57％，Ni：0.74-1.32％，Ti：0.158-0.184％，Mo：0.41-0.47％，V：0.16-0.24％，N：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质；

(2)按上述成分冶炼，采用薄板坯连铸机进行连铸，铸坯厚度为62-76mm，铸坯拉速控制范围为4.9-5.6m/min。

(3)对连铸坯进行加热，出炉温度为1263-1284℃，加热时间53-62min，出炉后铸坯采用高压水除鳞，除鳞水压力范围为25-30MPa。

(4)采用七机架轧制，开轧温度为1161-1172℃，F1机架压下率为63-68％，F2机架压下率为59-63％。

(5)带钢出F2机架后采用机架冷却水对带钢进行冷却，冷却水压力范围为18-22MPa。

(6)F7机架的出口温度为885-892℃，出口厚度为1.0-2.1mm。

(7)轧制结束后进行层流冷却，层流冷却的冷却速度为72-78℃/s，层流结束温度后进行卷取，卷取温度为441-479℃，卷取后空冷至室温。

(8)将钢卷头部三圈切除后进行取样，取样规格为：厚度*35*300mm，将上述试样采用浓度为200g/L的盐酸进行酸洗，盐酸浓度为151-202g/L，酸洗温度为71-82℃，酸洗时间为5-11min。

(9)将上述酸洗后的试样放入氮气保护炉中进行加热，加热温度为441-479℃，保温时间为21-35min。

(10)将试样从加热炉取出后进行轧制道次大于等于两道次的冷轧，每道次压下率控制在31-67％，冷轧后厚度为0.12-0.74mm。

(11)将轧后试样进行二次退火，二次退火的温度为527-693℃，保温2.1-4.2h，冷却至室温，冷却速度297-327℃/h。

对比例1-3中的产品在冶炼过程中的不同之处在于主要工艺参数的不同。

以下表2是本发明中的实施例1-10与对比例1-3中的主要工艺参数列表。

表2本发明实施例1-10与对比例1-3中工艺主要参数控制列表

以下表3是本发明中的实施例1-10与对比例1-3中的力学性能检测情况列表。

表3本发明实施例1-10与对比例1-3中的力学性能检测情况列表

由上述表3可以看出，本发明实施例中的钢水经冶炼之后得到的产品中的各种成分的含量不变，由本发明实施例1-10中产品相对于对比例1-3中的产品，在屈服强度、抗拉强度、延伸率、沉淀强化贡献量以及冷弯等方面均具有良好的表现，尤其是屈服强度、抗拉强度等明显高于对比例1-3，本发明实施例1-10中产品的屈服强度为2053-2142MPa，抗拉强度为2235-2276MPa，延伸率为16-20％，成品厚度为0.12-0.74mm。

同时，可以参见附图1，附图1为本发明实施例1中制备的薄规格中碳贝氏体钢金相显微组织图，由微纳米级的贝氏体板条及薄膜状的残余奥氏体组成，贝氏体板条间分布有弥散的碳化物。微纳米级的贝氏体板条提供了优异的强度，薄膜状的残余奥氏体具有较好的塑性，弥散分布的碳化物提供一定的析出强化效果。

由此可见，本发明中的碳贝氏体钢在制造过程中，通过在上述关键控制条件的共同作用下，使得本发明制备的碳贝氏体钢的强度和极限规格均优于其它文献和报道所记载的同类钢种。

以上所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。本发明的实施例的详细描述并非旨在限制要求保护的本发明的范围，而是仅仅表示本发明的选定实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

Claims (10)

1.一种极薄规格超高强度中碳贝氏体钢，其特征在于，所述极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的成分重量百分比为：C：0.553-0.647％，Si：0.59-1.04％，Mn：1.77-1.96％，P：≤0.012％，S：≤0.005％，Cr：0.95-1.57％，Ni：0.74-1.32％，Ti：0.158-0.184％，Mo：0.41-0.47％，V：0.16-0.24％，N：≤0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的极薄规格超高强度中碳贝氏体钢，其特征在于，所述极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的厚度为0.12-0.74mm，屈服强度为2053-2142MPa，抗拉强度为2235-2276MPa，延伸率为16-20％。

3.一种根据权利要求1或2所述的极薄规格超高强度中碳贝氏体钢的制造方法，其特征在于，其包括以下流程：铁水脱硫→转炉吹炼→吹氩→精炼→薄板坯连铸→加热→精轧→层流冷却→卷取→一次退火→轧制→二次退火。

4.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述薄板坯连铸包括以下步骤：将精炼后的钢水采用薄板坯连铸机进行连铸得到铸坯，

优选的，所述铸坯的厚度为62-76mm，铸坯的拉速控制为4.9-5.6m/min。

5.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述加热包括以下步骤：将所述薄板坯连铸得到的铸坯进行加热，

优选的，所述铸坯的加热时间为53-62min，出炉温度为1263-1284℃，

更优选的，出炉后的铸坯还采用高压水除鳞，且高压水的压力为25-30MPa。

6.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述精轧包括以下步骤：所述精轧采用七机架轧制，

优选的，开轧温度为1161-1172℃，F1机架压下率为63-68％，F2机架压下率为59-63％，

优选的，带钢出F2机架后采用机架冷却水对带钢进行冷却，且冷却水的压力为18-22MPa，

优选的，F7机架的出口温度为885-892℃，出口厚度为1.0-2.1mm。

7.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述层流冷却包括以下步骤：所述精轧结束后进行层流冷却，

优选的，所述层流冷却的冷却速度为72-78℃/s，

且在所述层流冷却之后再进行卷取，并在卷取后空冷至室温，

优选的，所述卷取的温度为441-479℃。

8.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述一次退火包括以下步骤：将钢卷头部三圈切除后进行取样、酸洗和一次退火，

优选的，取样规格为：长300mm、宽35mm，

优选的，酸洗时采用盐酸进行酸洗，盐酸浓度为151-202g/L，酸洗温度为71-82℃，酸洗时间为5-11min，

优选的，一次退火在氮气保护气氛下进行，一次退火的温度为441-479℃，保温时间为21-35min。

9.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述轧制包括以下步骤：所述轧制过程为多道次冷轧，

优选的，每道次轧制的压下率控制在31-67％，冷轧后的厚度控制在0.12-0.74mm，

优选的，轧制的次数为两道次以上。

10.根据权利要求3所述的制造方法，其特征在于，所述二次退火包括以下步骤：在所述轧制之后进行二次退火，

优选的，所述二次退火的温度为527-693℃，保温2.1-4.2h后，冷却至室温，冷却速度为297-327℃/h。