CN112522618A - 一种全铁素体高强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于钢铁冶炼技术领域，具体涉及一种全铁素体高强钢及其制备方法。按质量百分比计，所述全铁素体高强钢包含：C 0.03～0.10％、Si 0～0.05％、Mn 0.8～1.30％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al 0.02～0.04％、Nb 0.03～0.070％、Ti 0.05～0.10％、Mo 0.10～0.50％；可选地包含V 0.02～0.07％和/或Cr 0.1～0.5％；余量为铁和不可避免的杂质。本发明所述全铁素体高强钢及其制备方法解决了现有技术中通过超细化晶粒来提高钢板强度后，导致钢板的加工硬化率较低、二次冷弯性能差、冷变形能力显著下降的技术问题。

Description

一种全铁素体高强钢及其制备方法
技术领域
本发明属于钢铁冶炼技术领域，具体涉及一种全铁素体高强钢及其制备方法。
背景技术
强化金属材料是材料研究者不懈努力追求的目标，而强度是金属材料科学与技术发展的一个重要标志。然而，在大多数情况下，伴随着金属材料强度的升高，其塑性和韧性会下降，因此强度-塑性或韧性呈现一种倒置关系。
随着现代工业技术的发展，越来越多的构件要求金属材料既有高的强度又具有良好的塑性和韧性。高强度金属的低塑性、低韧性在一定程度上削弱了其在工业上应用的潜力，由此成为金属材料科学发展的瓶颈问题之一。
钢铁冶炼技术领域中，控制钢材的轧制与冷却工艺是保证钢材的塑性和韧性的核心技术。该技术的基本冶金学原理为：在再结晶温度以下，进行大压下量变形来促进微合金元素的应变诱导析出，并实现奥氏体晶粒的细化和加工硬化；在轧制后采用加速冷却，以实现对处于加工硬化状态的奥氏体相变进程的控制，从而获得晶粒细小的最终组织。实践证明，细化晶粒能够在提高多晶体强度的同时，也能够使其塑性与韧性得以提高。但是，当晶粒细化至2μm以下时，钢材的屈强比也显著增加，并且均匀延伸率会显著恶化，将失去工程材料的应用价值。而追求超细晶的生产工艺不仅会降低热轧生产效率、增加事故发生率，而且还会把过多的负担转移到轧制过程，从而忽视了轧后冷却对钢材性能的调控作用。
此外，热轧钢材料的相变主要是在轧后冷却过程中完成的，它是调控组织结构并最终控制性能的主要手段。近年来，虽然在轧后冷却组织调控方面进行了大量的研究，但这些研究主要集中在双相钢、复相钢等多相组织的调控。而对于如何提高铁素体钢或者铁素体+珠光体钢的强塑性匹配或者对于如何控制铁素体钢精细化尺寸方面的研究较少。
因此，如何保证全铁素体高强钢在保持高强度的同时，还具有较高的均匀延伸率、较高的冷变形能力和较好的二次冷弯性能是本领域技术人员目前需要解决的技术问题。
发明内容
鉴于上述问题，本发明提供一种全铁素体高强钢及其制备方法，解决了现有技术中通过超细化晶粒来提高钢板材料强度后，导致钢板材料的加工硬化率较低、二次冷弯性能差、冷变形能力显著下降的技术问题。本发明所述全铁素体高强钢及其制备方法能够保证在强度损失很小的情况下极大地提高所述高强钢的延伸率。
本发明用于实现上述目的的技术方案如下：
本发明提供一种全铁素体高强钢，按质量百分比计，所述全铁素体高强钢包含：C0.03～0.10％、Si 0～0.05％、Mn 0.8～1.30％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al 0.02～0.04％、Nb 0.03～0.070％、Ti 0.05～0.10％、Mo 0.10～0.50％；可选地包含V 0.02～0.07％和/或Cr 0.1～0.5％；余量为铁和不可避免的杂质。
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢中，按质量百分比计，所述全铁素体高强钢包含：C 0.06％、Si 0.02％、Mn 1.1％、P 0.012％、S 0.0015％、Al0.04％、Nb 0.05％、Ti 0.075％、Mo 0.25％；可选地包含V 0.03％和/或Cr 0.4％；余量为铁和不可避免的杂质。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢中，所述全铁素体高强钢的微观组织为全铁素体；
所述全铁素体的晶粒具有双峰尺寸分布，其中，超细晶部分铁素体的晶粒尺寸为0.4～2.5μm，粗晶部分铁素体的晶粒尺寸为2.5～5.0μm；
所述全铁素体包含纳米析出物，所述纳米析出物的尺寸≤10nm；
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢中，所述超细晶部分铁素体的体积分数＞80％，所述粗晶部分铁素体的体积分数＜20％。
本发明还提供本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：
冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却、卷取，得到所述全铁素体高强钢；
其中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.03～0.10％、Si 0～0.05％、Mn 0.8～1.30％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al 0.02～0.04％、Nb 0.03～0.070％、Ti 0.05～0.10％、Mo 0.10～0.50％；可选地包含V 0.02～0.07％和/或Cr 0.1～0.5％；余量为铁和不可避免的杂质；
在一些优选实施方案中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.06％、Si0.02％、Mn 1.1％、P 0.012％、S 0.0015％、Al 0.04％、Nb 0.05％、Ti 0.075％、Mo0.25％；可选地包含V 0.03％和/或Cr 0.4％；余量为铁和不可避免的杂质。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1150～1230℃下保温90～120min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；
其中，所述粗轧的终轧温度为1050～1150℃，所述精轧的开轧温度为980～1050℃，所述精轧的终轧温度为800～900℃。
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1195～1210℃下保温90～120min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；
其中，所述粗轧的终轧温度为1080～1100℃，所述精轧的开轧温度为990～1050℃，所述精轧的终轧温度为880～900℃。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述粗轧为完全再结晶轧制，所述精轧为未再结晶轧制。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述精轧采用匀速轧制模式，在所述精轧前采用≥18MPa的高压水进行精除鳞。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述层流冷却的过程包括依次进行第一阶段冷却、第一阶段空冷、第二阶段冷却；
其中，所述第一阶段冷却的终冷温度为680～760℃；
所述第一阶段空冷的冷却速率为5～10℃/s，所述第一阶段空冷的时间为5～10s；
所述第二阶段冷却的终冷温度为550～600℃；
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述第一阶段冷却的冷却速率为15～40℃/s；所述第二阶段冷却的冷却速率为25～40℃/s。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述第一阶段空冷是通过手动设置故障阀屏蔽层流冷却水来实现的。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，对钢板坯进行热轧的过程中，采取两阶段控制轧制，精轧区采用匀速轧制模式，精轧前采用≥18MPa的高压水进行精除鳞。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，对钢板坯进行热轧的过程中，粗轧为完全再结晶轧制，粗轧采用1+5模式的轧制工艺，R2工序采用1、2、3、5道次粗除鳞。
本发明又提供本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法制备得到的全铁素体高强钢。
本发明所述全铁素体高强钢的屈服强度大于750MPa，抗拉强度大于800MPa，比例延伸率大于26.5％，均匀延伸率大于15％，屈强比≤0.8。
本发明的设计思路主要体现在：
C元素是钢中最经济的强化元素之一，其是确保钢板强度的必要元素。为了获得全铁素体组织，C元素含量不能过高，如果C元素含量过高，尤其是含量超过0.10％，将很难得到全铁素体组织，而且还会降低钢板的冷变形能力和焊接性能，更无法保证所希望得到的延伸率值。综合考虑钢板材料的强度、冷成形性与焊接性能，本发明将C元素含量限定为0.03～0.10％，并进一步优选C0.06％。
Si元素属于固溶强化元素，其含量较高时不利于钢板的表面质量，还会对钢板的塑韧性、焊接性产生不利影响。综合考虑钢板的塑韧性、焊接性与表面质量，本发明将Si元素含量限定为0～0.05％，并进一步优选Si 0.02％。
Mn元素同样是固溶强化元素，能够促进钢板强度的增加。对于通过细晶强化和析出强化的高强钢而言，Mn元素的固溶强化效果并不显著，其含量过高时会形成严重的带状组织，从而降低横向延伸率，影响钢板冷成形性。综合考虑钢板的强韧性和冷成形性，本发明将Mn元素含量限定为0.8～1.30％，并进一步优选Mn 1.1％。
P元素和S元素为钢板中的杂质元素，P元素易引起钢板的中心偏析，会恶化钢板的焊接性与塑韧性；而S元素易于与Mn元素形成MnS夹杂物，会使钢板的焊接性、成形性、疲劳性能、低温韧性降低。综合考虑钢板的焊接性与塑韧性，本发明限定P≤0.015％、S≤0.005％，并进一步优选P 0.012％、S 0.0015％。
Al元素在炼钢时发挥脱氧剂的作用，其具有与N元素结合而在热轧工序中抑制奥氏体晶粒的长大、使再结晶晶粒细化的作用。然而Al元素含量过高会导致钢中AlN类的夹杂物过多，从而降低钢板的延伸率、耐疲劳性能。综合考虑炼钢过程的脱氧现象和夹杂物控制，本发明限定Al 0.02～0.04％，并进一步优选Al 0.04％。
微合金化元素Nb、V、Ti在钢中与C元素结合，形成第二相析出物，其具有抑制热轧工序中奥氏体的恢复、再结晶的晶粒成长的作用，从而能够细化晶粒的组织。但在另一方面，当微合金化元素Nb、V、Ti的含量过高时，会显著增加轧制难度，此外还将促进碳化物的析出从而显著降低钢板的延展性。综合考虑炼钢的轧制难度与钢板的延展性，本发明限定Nb 0.03～0.070％、Ti 0.05～0.10％，并可选地包含V 0.02～0.07％。
Mo元素能够提高微合金元素Nb、V、Ti在奥氏体中的固溶度，延迟微合金碳氮化物沉淀物的析出，使得更多的微合金元素得以保留至较低温度下从铁素体中析出，从而可以产生显著的强化沉淀的作用；另外，Mo元素能够溶入铁素体中所析出的微合金碳氮化物的晶格中，这不仅提高了析出相的体积分数，而且显著细化了微合金析出物的尺寸，从而增强了其强化沉淀的效果；进一步地，含有Mo元素的微合金碳氮化物的热稳定性较好，在高温下不易粗化，有利于提高钢板的力学性能的稳定性。综合考虑钢板的强度、性能稳定性与冷成形性能，本发明限定Mo 0.10～0.50％，并进一步优选Mo 0.25％。
Cr元素是固溶强化元素，其能够提高钢板基体的硬度，并能够提高钢板的强度，可以取代一部分Mn元素的固溶强化作用，并避免因Mn元素添加量过高所导致的带状组织(该带状组织影响冷成形性)。为进一步提高钢板的综合性能，本发明所述高强钢可选地包含Cr0.1～0.5％。
本发明所述全铁素体高强钢的制备方法包括：冶炼→连铸→钢板坯热轧→粗除鳞→定宽压力机→粗轧→板卷箱→飞剪→精除鳞→精轧→层流冷却→卷取，得到所述全铁素体高强钢。
本发明采用转炉等公知的熔炼方法熔炼出含有本发明所述合金成分的钢水，并可通过连铸法等公知的铸造方法得到钢板坯。
本发明所述的一个或多个技术实施方案，至少具有如下技术效果或优点：
(1)本发明通过合金元素成分配比的设计，在保证全铁素体高强钢的高强度的同时，还使其具有较高的均匀延伸率、较高的冷变形能力和较好的二次冷弯性能，利于复杂零部件的加工。
(2)为获得具有较高强度的全铁素体组织，并同时保证组织均匀性，提高延伸率，本发明通过选择相应的制备工艺，且对各工艺参数进行筛选调整，使得全铁素体的晶粒具有双峰尺寸分布，从而增大加工硬化指数，促进钢板的均匀变形，避免隐裂问题，最终获得强度高、塑韧性好并兼备较高均匀延伸率、高冷变形能力和优良二次冷弯性能的全铁素体高强钢；此外，本发明所述制备工艺可以保证在钢板强度损失很小的情况下极大地提高钢板的均匀延伸率和比例延伸率。
(3)本发明所述全铁素体高强钢的微观金相组织为全铁素体组织，所得产品的屈服强度大于750MPa，抗拉强度大于800MPa，比例延伸率大于26.5％，均匀延伸率大于15％，屈强比≤0.8。
(4)本发明在对钢板坯进行热轧的过程中，采取两阶段控制轧制，其中粗轧为完全再结晶轧制，精轧为未再结晶轧制，在精轧区采用匀速轧制模式，限定了粗轧的终轧温度为1080～1100℃，精轧的开轧温度为990～1050℃，精轧的终轧温度为880～900℃，从而保证了最终产品的力学性能稳定性。
(5)本发明在对热轧板进行层流冷却的过程中，采用两阶段冷却模式——第一阶段冷却、第一阶段空冷、第二阶段冷却，进一步优选第一阶段空冷是通过手动设置故障阀屏蔽层流冷却水来实现的；本发明上述工艺有利于获得具有双峰尺寸分布的全铁素体，其中一个峰在第一阶段冷却得到，而另一个峰值在第二阶段冷却得到。此外，本发明上述层流冷却工艺还有利于获得超细晶部分铁素体，能够保证最终产品的高强度和高延伸率。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，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它的附图。
图1示出了本发明实施例1试验组3得到的具有双峰尺寸分布的全铁素体高强钢的金相组织。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
本发明实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
本发明提供一种全铁素体高强钢，按质量百分比计，所述全铁素体高强钢包含：C0.03～0.10％、Si 0～0.05％、Mn 0.8～1.30％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al 0.02～0.04％、Nb 0.03～0.070％、Ti 0.05～0.10％、Mo 0.10～0.50％；可选地包含V 0.02～0.07％和/或Cr 0.1～0.5％；余量为铁和不可避免的杂质。
本发明人考虑到，合金钢中各种元素相互作用、彼此影响，共同决定了合金钢的性能，而并非是单独起作用；因此，本发明通过合金元素成分配比的设计，添加适当量的C、Si、Mn结合其他元素，在保证全铁素体高强钢的高强度的同时，还使其具有较高的延伸率、较高的冷变形能力和较好的二次冷弯性能。
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢中，按质量百分比计，所述全铁素体高强钢包含：C 0.06％、Si 0.02％、Mn 1.1％、P 0.012％、S 0.0015％、Al0.04％、Nb 0.05％、Ti 0.075％、Mo 0.25％；可选地包含V 0.03％和/或Cr 0.4％；余量为铁和不可避免的杂质。
本发明对上述合金元素的添加用量进行了进一步的筛选和优化，使得本发明的全铁素体高强钢的综合性能得到显著改善并达到最佳匹配。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢中，所述全铁素体高强钢的微观组织为全铁素体；
所述全铁素体的晶粒具有双峰尺寸分布，其中，超细晶部分铁素体的晶粒尺寸为0.4～2.5μm，粗晶部分铁素体的晶粒尺寸为2.5～5.0μm；
所述全铁素体包含纳米析出物，所述纳米析出物的尺寸≤10nm；该纳米级析出物对钢的塑韧性的影响小，从而能够保证本发明所述全铁素体高强钢的高塑性指标。
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢中，所述超细晶部分铁素体的体积分数＞80％，所述粗晶部分铁素体的体积分数＜20％。所述超细晶部分铁素体可以通过细晶强化来提高钢的强度，而所述粗晶部分铁素体对钢的强度的贡献相对较小，但是所述粗晶部分铁素体的较高的加工硬化指数可以提高钢的塑性，本发明根据发明目的，限定了所述超细晶部分铁素体的体积分数＞80％，所述粗晶部分铁素体的体积分数＜20％，从而能够同时保证钢的强度和塑性。
为获得具有较高强度的全铁素体组织，并同时保证钢板的组织均匀性和高延伸率，本发明通过选择相应的制备工艺，且对各工艺参数进行筛选调整，使得全铁素体的晶粒具有双峰尺寸分布，有利于获得超细晶部分铁素体和所述粗晶部分铁素体，其中所述粗晶部分铁素体的加工硬化指数更高，有利于获得较好的均匀变形能力。本发明的这种双峰尺寸分布，能够促进钢板的均匀变形，避免隐裂问题，最终获得强度高、塑韧性好并兼备较高均匀延伸率、较高冷变形能力和较好二次冷弯性能的全铁素体高强钢。
本发明还提供本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：
冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却、卷取，得到所述全铁素体高强钢；
其中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.03～0.10％、Si 0～0.05％、Mn 0.8～1.30％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al 0.02～0.04％、Nb 0.03～0.070％、Ti 0.05～0.10％、Mo 0.10～0.50％；可选地包含V 0.02～0.07％和/或Cr 0.1～0.5％；余量为铁和不可避免的杂质；
在一些优选实施方案中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.06％、Si0.02％、Mn 1.1％、P 0.012％、S 0.0015％、Al 0.04％、Nb 0.05％、Ti 0.075％、Mo0.25％；可选地包含V 0.03％和/或Cr 0.4％；余量为铁和不可避免的杂质。
本发明在采用如上所述合金成分体系的基础上，通过选择适当的热轧、层流冷却、卷取等工艺，获得了强度高、塑韧性好并兼备较高均匀延伸率、较高冷变形能力和较好二次冷弯性能的全铁素体高强钢。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1150～1230℃下保温90～120min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；
本发明将所述钢板坯在1150～1230℃下保温90～120min，是根据钢板坯的Nb、Ti、Mo等元素的固溶与析出行为来选择的；其中，当加热保温温度低于1150℃时，容易残留一些在连铸时析出的粗大碳氮化物。当加热保温温度超过1230℃时，钢的奥氏体晶粒会变得粗化，不能确保得到所希望的超细晶部分铁素体。另外，从确保微合金元素回溶和组织均匀性的角度考虑，本发明优选将保温时间设定为90～120min。
其中，所述粗轧的终轧温度为1050～1150℃，所述精轧的开轧温度为980～1050℃，所述精轧的终轧温度为800～900℃。为确保钢板中间坯表面氧化铁皮完全被除掉，本发明限定了粗轧的终轧温度为1050～1150℃，该温度不宜过低，否则容易导致无法进行完全再结晶，从而影响组织的均匀性；但是该温度同样不宜过高，否则会导致精轧阶段的温度过高，将引起部分再结晶现象，出现混晶组织。本发明中精轧的开轧温度不宜高于1050℃，否则将因为轧制速率较快，很难发生完全再结晶，导致部分再结晶的发生，最终影响钢板的组织均匀性，显著降低钢板的塑性指标。精轧的终轧温度是确定钢板铁素体相的组织百分比、铁素体相的平均粒径的重要因素，其将显著影响最终产品的成形性。本发明人发现，当精轧的终轧温度超过900℃时，得到的钢板的全铁素体的晶粒的平均粒径较大，影响钢板的成形性与抗疲劳性能。当精轧的终轧温度低于800℃时，会对轧制后的冷却中的温度调控产生较大影响，不利于控制双峰尺寸分布的铁素体组织，还会导致钢板的组织不均匀性增加。
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1195～1210℃下保温90～120min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；
其中，所述粗轧的终轧温度为1080～1100℃，所述精轧的开轧温度为990～1050℃，所述精轧的终轧温度为880～900℃。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述粗轧为完全再结晶轧制，所述精轧为未再结晶轧制。
本发明在对钢板坯进行热轧的过程中，采取上述两阶段控制轧制，并限定了各个轧制阶段的温度。其中，粗轧为完全再结晶轧制，精轧为未再结晶轧制；进一步地，相比于现有技术中采用的升速轧制模式，本发明在精轧区采用匀速轧制模式，关闭机架间冷却水，有利于获得具有双峰尺寸分布的全铁素体的晶粒，从而保证了所得产品的力学性能稳定性。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述层流冷却的过程包括依次进行第一阶段冷却、第一阶段空冷、第二阶段冷却；
其中，所述第一阶段冷却的终冷温度为680～760℃；
所述第一阶段空冷的冷却速率为5～10℃/s，所述第一阶段空冷的时间为5～10s；本发明限定第一阶段空冷的冷却速率和时间是为了获得一定量的先共析铁素体，并且保证先共析铁素体组织进一步生长，从而达到双峰尺寸分布的目的。
所述第二阶段冷却的终冷温度为550～600℃；
在一些优选实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述第一阶段冷却的冷却速率为15～40℃/s；所述第二阶段冷却的冷却速率为25～40℃/s。
本发明上述技术方案是为了获得具有双峰尺寸分布的高强度钢，其中一个峰在第一阶段空冷得到，而另一个峰值在第二阶段冷却得到，第二阶段冷却的终冷温度不能太低，不然得到的是贝氏体组织，第二阶段冷却的终冷温度也不能太高，不然铁素体组织较大，强度无法达到要求；而限定所述第二阶段冷却的冷却速率则主要是为了获得较大的过冷度，这样可以保证细小的铁素体组织，获得超细晶部分铁素体。
本发明所述技术方案中，在热轧结束后进行层流冷却，采用两阶段冷却模式，第一阶段冷却的目的是将钢板迅速冷却至铁素体与奥氏体的两相区，限定第一阶段冷却的冷却速率的目的是出于先共析铁素体的析出动力学考虑，以提高钢板的形核速率。在第一阶段冷却后进行第一阶段空冷，其冷却速率为5～10℃/s，空冷时间为5～10s，目的是为先共析铁素体的形核和长大提供一定的时间，有利于获得所需的粗晶部分铁素体及其体积分数；第一阶段空冷结束后，进行第二阶段冷却，其目的是将残余奥氏体迅速冷却至铁素体转变区，第二阶段的终冷温度和冷却速率是获得超细晶部分铁素体的关键。第二阶段的终冷温度不宜过低，否则会抑制微合金元素的析出，影响最终产品钢板的强度。第二阶段的终冷温度也不宜超过600℃，否则无法得到超细晶部分铁素体。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，所述第一阶段空冷是通过手动设置故障阀屏蔽层流冷却水来实现的。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，对钢板坯进行热轧的过程中，采取两阶段控制轧制，精轧区采用匀速轧制模式，关闭机架间冷却水，精轧前采用≥18MPa的高压水进行精除鳞。进一步地，本发明为确保良好的钢板表面质量，在精轧前采用≥18MPa的高压水进行精除鳞，从而完全去除钢板表面的氧化铁皮，以免精轧期间压入钢板表面，导致表面质量变差。
在一些实施方案中，本发明所述的全铁素体高强钢的制备方法中，对钢板坯进行热轧的过程中，粗轧为完全再结晶轧制，粗轧采用1+5模式的轧制工艺，R2工序采用1、2、3、5道次粗除鳞。
下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请所述的全铁素体高强钢及其制备方法进行详细说明。
实施例1：
本实施例采用5个试验组，在试验组1～5中，采用本发明所述方法制备所述全铁素体高强钢；
一、采用转炉等公知的熔炼方法熔炼出含有本发明所述合金成分的钢水，并可通过连铸法等公知的铸造方法得到钢板坯，按质量百分比计，钢板坯包含的化学成分如表1所示；
表1：本发明所述钢板坯包含的化学成分
序号 C(％) Si(％) Mn(％) P(％) S(％) Nb(％) Ti(％) Al(％) Mo(％) V(％) Cr(％)
试验组1 0.03 0.8 0.015 0.005 0.03 0.05 0.02 0.10 0.07
试验组2 0.10 0.05 1.3 0.014 0.0035 0.07 0.10 0.04 0.50 0.1
试验组3 0.06 0.02 1.1 0.012 0.0015 0.05 0.075 0.04 0.25 0.03 0.4
试验组4 0.09 0.03 0.85 0.010 0.002 0.035 0.08 0.035 0.40 0.02
试验组5 0.075 0.04 0.9 0.008 0.0025 0.04 0.07 0.025 0.20 0.5
二、按如下工艺制备所述全铁素体高强钢，本实施例中的5个试验组的具体制备工艺参数如表2所示：
将步骤(一)得到的钢板坯进行热轧，得到热轧板；将热轧板进行层流冷却、卷取，得到全铁素体高强钢；
具体包括：
(1)将所述钢板坯在1150～1230℃下保温90～120min，后采取两阶段控制轧制，进行粗轧和精轧，得到热轧板；
其中，粗轧为完全再结晶轧制，粗轧采用1+5模式的轧制工艺，R2工序采用1、2、3、5道次粗除鳞。
精轧为未再结晶轧制，精轧区采用匀速轧制模式，关闭机架间冷却水，精轧前采用≥18MPa的高压水进行精除鳞；
粗轧的终轧温度为1050～1150℃，精轧的开轧温度为980～1050℃，精轧的终轧温度为800～900℃；
(2)将步骤(1)得到的热轧板进行层流冷却、卷取，得到所述全铁素体高强钢；
层流冷却的过程包括依次进行第一阶段冷却、第一阶段空冷、第二阶段冷却；第一阶段冷却的终冷温度为680～760℃，第一阶段空冷的冷却速率为5～10℃/s，第一阶段空冷的时间为5～10s，第二阶段冷却的终冷温度为550～600℃；第一阶段冷却的冷却速率为15～40℃/s；第二阶段冷却的冷却速率为25～40℃/s；其中空冷是通过手动设置故障阀屏蔽层流冷却水来实现的。
表2：本发明所述全铁素体高强钢的制备工艺参数
编号 加热保温温度℃ 保温时间min 粗轧终轧温度℃ 精轧开轧温度℃ 精轧终轧温度℃
试验组1 1150 90 1050 980 800
试验组2 1230 120 1150 1050 900
试验组3 1195 110 1080 990 880
试验组4 1210 100 1100 1040 890
试验组5 1157 120 1090 1020 900
表3：本发明所述全铁素体高强钢的制备工艺参数
Figure BDA0002794430880000141
对比例1：
本对比例采用5个对比组，其钢板坯的实际化学成分如表4所示：
表4：对比组1～5中钢板坯包含的实际化学成分
序号 C(％) Si(％) Mn(％) P(％) S(％) Nb(％) Ti(％) Al(％) Mo(％) V(％) Cr(％)
对比组1 0.02 0.8 0.015 0.005 0.03 0.05 0.02 0.10
对比组2 0.12 0.05 1.3 0.014 0.0035 0.07 0.10 0.04 0.50
对比组3 0.06 0.06 1.4 0.012 0.0015 0.05 0.075 0.04 0.25 0.5
对比组4 0.09 0.03 0.85 0.020 0.002 0.08 0.08 0.035 0.40 0.06
对比组5 0.075 0.04 0.9 0.008 0.008 0.04 0.04 0.025 0.20 0.1 0.9
对比组1～5中制备钢板所使用的工艺参数如表5所示：
表5：对比组1～5的制备工艺参数
编号 加热保温温度℃ 保温时间min 粗轧终轧温度℃ 精轧开轧温度℃ 精轧终轧温度℃
对比组1 1130 90 1050 980 800
对比组2 1240 120 1150 1050 900
对比组3 1195 110 1040 970 880
对比组4 1210 100 1100 1040 950
对比组5 1157 120 1160 1020 900
表6：对比组1～5的制备工艺参数
Figure BDA0002794430880000151
针对上述实施例1和对比例1中所制备得到的钢板分别进行力学性能测试，其比较结果见表7：
表7：实施例1和对比例1所制备得到的钢板的力学性能测试结果
Figure BDA0002794430880000152
通过以上本发明实施例1中的试验组1～5与对比例1中的对比组1～5的对比可以看出，本发明通过合金元素成分配比设计，得到的高强钢在保证全铁素体高强钢的高强度的同时，还具有较高的均匀延伸率、较高的冷变形能力和较好的二次冷弯性能。本发明还通过选用相应的制备工艺，且对各工艺参数进行筛选调整，使得全铁素体的晶粒具有双峰尺寸分布，从而增大加工硬化指数，促进钢板的均匀变形，避免隐裂问题，最终获得强度高、塑韧性好并兼备较高均匀延伸率、较高冷变形能力和较好二次冷弯性能的全铁素体高强钢。所得产品的屈服强度大于750MPa，抗拉强度大于800MPa，比例延伸率大于26.5％，均匀延伸率大于15％，屈强比≤0.8。
本发明实施例1中试验组1～5得到的均为全铁素体组织，其具有双峰尺寸分布，其中，超细晶部分铁素体的晶粒尺寸为0.4～2.5μm，粗晶部分铁素体的晶粒尺寸为2.5～5.0μm；全铁素体包含纳米析出物，纳米析出物的尺寸≤10nm；超细晶部分铁素体的体积分数＞80％，粗晶部分铁素体的体积分数＜20％。附图1为本发明实施例1试验组3得到的具有双峰铁素体晶粒分布的全铁素体基高强钢的金相组织。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (10)

1.一种全铁素体高强钢，其特征在于，按质量百分比计，所述全铁素体高强钢包含：C0.03～0.10％、Si 0～0.05％、Mn 0.8～1.30％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al 0.02～0.04％、Nb 0.03～0.070％、Ti 0.05～0.10％、Mo 0.10～0.50％；可选地包含V 0.02～0.07％和/或Cr 0.1～0.5％；余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的全铁素体高强钢，其特征在于，按质量百分比计，所述全铁素体高强钢包含：C 0.06％、Si 0.02％、Mn 1.1％、P 0.012％、S 0.0015％、Al 0.04％、Nb0.05％、Ti 0.075％、Mo 0.25％；可选地包含V 0.03％和/或Cr 0.4％；余量为铁和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的全铁素体高强钢，其特征在于，所述全铁素体高强钢的微观组织为全铁素体；
所述全铁素体的晶粒具有双峰尺寸分布，其中，超细晶部分铁素体的晶粒尺寸为0.4～2.5μm，粗晶部分铁素体的晶粒尺寸为2.5～5.0μm；
所述全铁素体包含纳米析出物，所述纳米析出物的尺寸≤10nm；
优选地，所述超细晶部分铁素体的体积分数＞80％，所述粗晶部分铁素体的体积分数＜20％。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的全铁素体高强钢的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：
冶炼并连铸得到钢板坯，将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板；
将所述热轧板进行层流冷却、卷取，得到所述全铁素体高强钢；
其中，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.03～0.10％、Si 0～0.05％、Mn0.8～1.30％、P≤0.015％、S≤0.005％、Al 0.02～0.04％、Nb 0.03～0.070％、Ti0.05～0.10％、Mo 0.10～0.50％；可选地包含V 0.02～0.07％和/或Cr 0.1～0.5％；余量为铁和不可避免的杂质。
5.根据权利要求4所述的全铁素体高强钢的制备方法，其特征在于，按质量百分比计，所述钢板坯包含：C 0.06％、Si 0.02％、Mn 1.1％、P 0.012％、S 0.0015％、Al 0.04％、Nb0.05％、Ti 0.075％、Mo 0.25％；可选地包含V 0.03％和/或Cr 0.4％；余量为铁和不可避免的杂质。
6.根据权利要求4或5所述的全铁素体高强钢的制备方法，其特征在于，
所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1150～1230℃下保温90～120min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；
其中，所述粗轧的终轧温度为1050～1150℃，所述精轧的开轧温度为980～1050℃，所述精轧的终轧温度为800～900℃。
7.根据权利要求6所述的全铁素体高强钢的制备方法，其特征在于，所述将所述钢板坯进行热轧，得到热轧板，包括：将所述钢板坯在1195～1210℃下保温90～120min，后进行粗轧和精轧，得到所述热轧板；
其中，所述粗轧的终轧温度为1080～1100℃，所述精轧的开轧温度为990～1050℃，所述精轧的终轧温度为880～900℃。
8.根据权利要求6所述的全铁素体高强钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧为完全再结晶轧制，所述精轧为未再结晶轧制；
优选地，所述精轧采用匀速轧制模式，在所述精轧前采用≥18MPa的高压水进行精除鳞。
9.根据权利要求4或5所述的全铁素体高强钢的制备方法，其特征在于，所述层流冷却的过程包括依次进行第一阶段冷却、第一阶段空冷、第二阶段冷却；
其中，所述第一阶段冷却的终冷温度为680～760℃；
所述第一阶段空冷的冷却速率为5～10℃/s，所述第一阶段空冷的时间为5～10s；
所述第二阶段冷却的终冷温度为550～600℃；
优选地，所述第一阶段冷却的冷却速率为15～40℃/s；所述第二阶段冷却的冷却速率为25～40℃/s。
10.根据权利要求4至9中任一项所述的全铁素体高强钢的制备方法制备得到的全铁素体高强钢。
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