CN112048674B - 低屈强比含磷高强无间隙原子钢及其制备方法 - Google Patents

低屈强比含磷高强无间隙原子钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及金属冶炼领域，公开了一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢及其制备方法，该含磷高强无间隙原子钢包含以下重量百分比的组分：C0.001～0.005%，Si0.01～0.10%，Mn0.2～0.8%，P0.04～0.15%，Al0.01～0.05%，Nb0.02～0.06%，Ti0.02～0.07%，V0.005～0.02%，B0.0003～0.0012%，限制元素S≤0.01%，N≤0.005%，其余为Fe；生产工艺中控制铸坯均热温度1020～1250℃，精轧终轧温度为700～800℃，卷取温度600～720℃；退火均热温度770～870℃。本发明生产的含磷高强无间隙原子钢具有较低的屈强比。

Description

低屈强比含磷高强无间隙原子钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及金属材料领域，特别涉及一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢及其制备方法。
背景技术
20世纪70年代末，新日铁公司和川崎制铁公司相继研制出了强度级别340MPa和390MPa的高强度无间隙原子钢，其强化机理是在普通的IF钢中加入适量的P、Si、Mn等固溶强化元素，保证良好深冲性能的同时又使钢板具有较高的强度。1993年住友公司开发出了抗拉强度为440MPa和490MPa的高强无间隙原子钢。此类含P高强无间隙原子钢板的化学成分特点是：（1）超低碳；（2）微合金化；（3）固溶强化；（4）钢质纯净。鉴于汽车减重、节能、减排、安全性的严格要求，含磷高强无间隙原子钢已广泛用于生产汽车内板、外板和车身覆盖件等，产品种类主要为连退产品、镀锌产品。
由于含磷高强无间隙原子钢中含有固溶原子磷，强度得到了提高而屈强比也随之提高，这降低了含磷高强无间隙原子钢的成形性。铁素体区轧制工艺是20世纪80年代由比利时钢铁研究中心提出的，其主要思想是在奥氏体区进行粗轧，在铁素体区进行精轧。基于此，可借鉴铁素体区轧制工艺，采用低温轧制技术生产含磷高强无间隙固溶原子钢板。
发明内容
发明目的：针对现有技术中存在的问题，本发明提供一种具有低屈强比的含磷高强无间隙原子钢板及其制备方法，通过优化全流程热轧、冷轧生产工艺，生产出一种低屈强比的含磷高强无间隙原子钢板。
技术方案：本发明提供了一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，包含以下重量百分比的组分：C 0.001～0.005%，Si 0.01～0.10%，Mn 0.2～0.8%，P 0.04～0.15%，Al 0.01～0.05%，Nb 0.02～0.06%，Ti 0.02～0.07%，V 0.005～0.02%，B 0.0003～0.0012%，限制元素S≤0.01%，N≤0.005%，其余为Fe。
本发明提供了一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢的制备方法：包括以下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水制备成所需铸坯；
2）热轧
将铸坯从室温加热到1020～1250℃，保温2～5h，之后在温度不低于910℃下的奥氏体区进行粗轧，粗轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至800～870℃时进入精轧，精轧终轧温度为700～800℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度600～720℃；
3）冷轧
对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为70～90%；
4）连续退火
对经过冷轧后的中间坯进入连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为770～870℃，退火时间为50～150s。
优选地，在所述粗轧过程中的总压下率为65～85%。这是为了保证板坯在粗轧具有足够的变形。
优选地，在所述连续退火过程中，钢板的平整延伸率为0.1～1.2%。
优选地，粗轧或精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却的方式为空冷或水冷。
优选地，所述冷轧是在室温下冷轧。
有益效果：本发明包括两个方面内容：一是确定适用于低温轧制工艺的含磷高强无间隙原子钢的成分控制范围；二是确定钢板的热轧、冷轧和连续退火全流程制造工艺，尤其是热轧工序的低温轧制工艺。本发明在成分控制上采用Nb、Ti和V复合添加的含磷高强无间隙原子钢，优化全流程热轧、冷轧和连续退火工艺参数，采用低温精轧，生产出比常规工艺所生成钢板具有更低屈强比的含磷高强无间隙原子钢。本发明在制备工艺上，先在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，经过连铸工序生产出本发明所需的铸坯。之后经过热轧和冷轧工艺，热轧的重点是控制、热轧粗轧温度、中间坯厚度、精轧温度、精轧终轧温度和卷取温度，冷轧的重点是控制轧制压下率；最后经过连续退火工艺，连续退火工艺的关键点在于控制退火均热温度和平整延伸率，经过连续退火后得到本发明所要求的钢板。
本发明选择铸坯均热温度1020～1250℃，在奥氏体区（910℃以上）进行粗轧，在铁素体区（870℃以下）进行精轧，在铁素体区进行精轧工艺具有节约能源、提高成材率、减少轧辊损耗、提高带钢酸洗效率、降低冷轧钢工艺轧制负荷、提高钢板深冲性能等诸多优点，尤其能够通过提高钢板晶粒尺寸及其均匀性而有效降低钢板的屈强比。另外，本发明中的连续退火工艺中，退火均热温度为770～870℃，退火时间为50～150s，通过上述退火环境控制钢板的平整延伸率为0.1～1.2%。由于在低温区精轧而使钢板具有高比例的{111}<111>织构组分，而且经过冷轧和退火后钢板具有比常规工艺生产钢板更大的晶粒尺寸和更高的晶粒尺寸均匀性，使得本发明能够获得比常规工艺具有更低屈强比的含磷高强无间隙原子钢。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行详细的介绍。
实施方式1：
本实施方式提供了一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其化学成分见表1中的序号1。
上述低屈强比含磷高强无间隙原子钢的制备方法包括如下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序生制备成所需铸坯。
2）热轧工艺
将铸坯从室温加热到1150±10℃，保温3小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃（此温度范围为奥氏体区），为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为75%。中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为850±5℃（此温度范围为铁素体区）时进入精轧，精轧终轧温度为780±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为700±5℃。
3）冷轧工艺
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为85%。
4）连续退火工艺
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为850±5℃，退火时间为60s，平整延伸率1.0%。
本实施方式制备得到的低屈强比含磷高强无间隙原子钢的力学性能见表2。
实施方式2：
本实施方式提供了一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其化学成分见表1中的序号2。
上述低屈强比含磷高强无间隙原子钢的制备方法包括如下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序生制备成所需铸坯。
2）热轧工艺
将铸坯从室温加热到1100±10℃，保温2小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃（此温度范围为奥氏体区），为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为80%。中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为800±5℃（此温度范围为铁素体区）时进入精轧，精轧终轧温度为700±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为620±5℃。
3）冷轧工艺
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为90%。
4）连续退火工艺
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为800±5℃，退火时间为100s，平整延伸率0.4%。
本实施方式制备得到的低屈强比含磷高强无间隙原子钢的力学性能见表2。
实施方式3：
本实施方式提供了一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其化学成分见表1中的序号3。
上述低屈强比含磷高强无间隙原子钢的制备方法包括如下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序生制备成所需铸坯。
2）热轧工艺
将铸坯从室温加热到1050±10℃，保温5小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃（此温度范围为奥氏体区），为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为70%。中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为870±5℃（此温度范围为铁素体区）时进入精轧，精轧终轧温度为800±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为720±5℃。
3）冷轧工艺
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为70%。
4）连续退火工艺
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为770±5℃，退火时间为150s，平整延伸率0.2%。
本实施方式制备得到的低屈强比含磷高强无间隙原子钢的力学性能见表2。
实施方式4：
本实施方式提供了一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其化学成分见表1中的序号4。
上述低屈强比含磷高强无间隙原子钢的制备方法包括如下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序生制备成所需铸坯。
2）热轧工艺
将铸坯从室温加热到1200±10℃，保温4小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃（此温度范围为奥氏体区），为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为85%。中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为820±5℃（此温度范围为铁素体区）时进入精轧，精轧终轧温度为730±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为660±5℃。
3）冷轧工艺
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为75%。
4）连续退火工艺
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为820±5℃，退火时间为80s，平整延伸率0.8%。
本实施方式制备得到的低屈强比含磷高强无间隙原子钢的力学性能见表2。
对比例1
本实施方式提供了一种含磷高强无间隙原子钢，其制备工艺与实施例1相同，其化学成分见表1中的序号5。
对比例2
本实施方式提供了一种含磷高强无间隙原子钢，其化学成分与实施例1相同，见表1中的序号6。
上述含磷高强无间隙原子钢的制备方法包括如下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序生制备成所需铸坯。
2）热轧工艺
将铸坯从室温加热到1250±10℃，保温5小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于1000±10℃，为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为75%。在中间坯温度为980±10℃时进入精轧，精轧终轧温度为930±5℃，卷取温度为700±5℃。
3）冷轧工艺
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为80%。
4）连续退火工艺
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为850±5℃，退火时间为60s，平整延伸率为1.0%。
本对比例制备得到的含磷高强无间隙原子钢的力学性能见表2。
表1 钢化学成分（%）
序号 C Si Mn P Al Nb Ti V B S N Fe
1 0.0020 0.09 0.40 0.10 0.01 0.02 0.05 0.008 0.0011 0.01 0.004 余量
2 0.0025 0.05 0.50 0.05 0.02 0.05 0.02 0.02 0.0008 0.009 0.003 余量
3 0.0030 0.02 0.60 0.09 0.05 0.03 0.03 0.015 0.0005 0.008 0.005 余量
4 0.0040 0.07 0.55 0.12 0.04 0.06 0.06 0.005 0.0009 0.005 0.004 余量
5 0.0020 0.09 0.40 0.10 0.01 0.02 0.05 - 0.0011 0.01 0.004 余量
6 0.0020 0.09 0.40 0.10 0.01 0.02 0.05 0.008 0.0011 0.01 0.004 余量
表2 钢力学性能
序号 屈强比
实施方式1 0.50
实施方式2 0.49
实施方式3 0.47
实施方式4 0.48
对比例1 0.56
对比例2 0.57
可见，按照本发明实施方式1至4的方法能够制备得到屈强比不高于0.50的含磷高强无间隙原子钢。实施方式1与对比例1相比，仅仅是钢化学成分中多了合金化元素V，而实施方式1中制备得到的含磷高强无间隙原子钢的屈强比为0.5，对比例1的屈强比为0.56，可见本申请采用Nb、Ti和V复合添加成分能够有效提高含磷高强无间隙原子钢的屈强比。实施方式1与对比例2相比，仅仅是热轧工艺中温度的差异，对比例2中的精轧温度为980℃，远远高于铁素体区的温度（870℃以下），而实施方式1中制备得到的含磷高强无间隙原子钢的屈强比为0.50，对比例2的屈强比为0.57，可见本申请采用较低的精轧温度（铁素体区870℃以下）能够通过提高钢板晶粒尺寸及其均匀性而有效降低钢板的屈强比。
上述实施方式只为说明本发明的技术构思及特点，其目的在于让熟悉此项技术的人能够了解本发明的内容并据以实施，并不能以此限制本发明的保护范围。凡根据本发明精神实质所做的等效变换或修饰，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (4)

1.一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其特征在于，包含以下重量百分比的组分：C0.002%，Si 0.09%，Mn 0.4%，P 0.1%，Al 0.01%，Nb 0.02%，Ti 0.05%，V 0.008%，B 0.0011%，限制元素S 0.01%，N 0.004%，其余为Fe；其制备方法，包括以下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序制备成所需铸坯；
2）热轧
将铸坯从室温加热到1150±10℃，保温3小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃，为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为75%；中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为850±5℃时进入精轧，精轧终轧温度为780±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为700±5℃；
3）冷轧
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为85%；
4）连续退火
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为850±5℃，退火时间为60s，平整延伸率1.0%。
2.一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其特征在于，包含以下重量百分比的组分：C0.0025%，Si 0.05%，Mn 0.5%，P 0.05%，Al 0.02%，Nb 0.05%，Ti 0.02%，V 0.02%，B0.0008%，限制元素S 0.009%，N 0.003%，其余为Fe；其制备方法，包括以下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序制备成所需铸坯；
2）热轧
将铸坯从室温加热到1100±10℃，保温2小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃，为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为80%；中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为800±5℃时进入精轧，精轧终轧温度为700±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为620±5℃；
3）冷轧
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为90%；
4）连续退火
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为800±5℃，退火时间为100s，平整延伸率0.4%。
3.一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其特征在于，包含以下重量百分比的组分：C0.0030%，Si 0.02%，Mn 0.6%，P 0.09%，Al 0.05%，Nb 0.03%，Ti 0.03%，V 0.015%，B0.0005%，限制元素S 0.008%，N 0.005%，其余为Fe；其制备方法，包括以下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序生制备成所需铸坯；
2）热轧
将铸坯从室温加热到1050±10℃，保温5小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃，为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为70%；中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为870±5℃时进入精轧，精轧终轧温度为800±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为720±5℃；
3）冷轧
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为70%；
4）连续退火
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为770±5℃，退火时间为150s，平整延伸率0.2%。
4.一种低屈强比含磷高强无间隙原子钢，其特征在于，包含以下重量百分比的组分：C0.0040%，Si 0.07%，Mn 0.55%，P 0.12%，Al 0.04%，Nb 0.06%，Ti 0.06%，V 0.005%，B0.0009%，限制元素S 0.005%，N 0.004%，其余为Fe；其制备方法，包括以下步骤：
1）铸坯的制备
在熔炼炉中冶炼出符合成分控制范围的钢水，并将钢水经过连铸工序生制备成所需铸坯；
2）热轧
将铸坯从室温加热到1200±10℃，保温4小时，之后经过粗轧，保证粗轧出口温度不低于910±10℃，为了保证板坯在粗轧具有足够的变形，粗轧总压下率为85%；中间坯直接在粗轧辊道处进行空冷或水冷，在中间坯温度为820±5℃时进入精轧，精轧终轧温度为730±5℃，精轧后的中间坯直接在辊道处进行冷却至卷取温度，卷取温度为660±5℃；
3）冷轧
在室温下对经过热轧后的中间坯进行酸洗和冷轧，冷轧压下率为75%；
4）连续退火
对经过冷轧后的中间坯进行连续退火工序得到低屈强比含磷高强无间隙原子钢；退火均热温度为820±5℃，退火时间为80s，平整延伸率0.8%。
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