CN114086071B - 低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法 - Google Patents

低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法，涉及冶金制造技术领域，尤其涉及低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢的化学成分及其制造方法。本发明低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢包括如下化学成分：C：0.15％～0.19％；Si：0.2％～0.4％；Mn：1.5％～2.0％；Als：0.02％～0.08％；P：≤0.015％；S：≤0.010％；Ti：0.020％‑0.040％；Cr：0.15％‑0.45％；B：0.0005％‑0.0030％；余量为Fe及不可避免的杂质。本发明对现有制造方法中的加热工序、焊接工序和连续退火工序进行了工序要求调整；同时在退火工序后，增加了淬火工序。本发明的技术方案解决了现有技术中的水冷后进行回火处理成本高；连退加热温度高、设备烧损较高、生产成本高、不利于连续生产等问题。

Description

低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法
技术领域
本发明低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法，涉及冶金制造技术领域，尤其涉及低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢的化学成分及其制造方法。
背景技术
先进高强钢在汽车白车身的应用可以同时满足安全性和轻量化的要求。自20世纪90年代以来，随着汽车用钢研发的飞速发展，辊压成形技术、液压成形技术以和TRB技术等先进的车身构件成型技术也得到了迅速发展。其中，辊压成型技术凭借其材料利用率高、生产效率高、成本低等优势，在国内外各主机厂中被广泛应用，辊压成型技术使用的代表材料为马氏体钢、复相钢等。马氏体钢由于强度高，减重潜力大成为辊压成形技术使用较多的材料，主要用于生产汽车保险杠、门槛加强件等零部件，生产这些零部件的材料需同时具有超高的强度和良好的弯曲性能，冷轧高强马氏体钢做为辊压成型技术的代表钢种，具有屈强比高，抗拉强度高，扩孔翻边性能较好的特点，适用于简单零件的冷冲压和截面相对单一的辊压成形零件。为了进一步凸显辊压成型技术低成本的优势特点，国内各大钢厂都在基于各自产线进行低成本冷轧高强马氏体钢的研制和开发。
专利CN109898018A和CN108977726A中分别公布了两种采用水淬的连退机组生产冷轧高强马氏体钢的方法，这两个专利技术方案中，水冷后都需要进行回火处理，生产成本较高。同时，国内连退机组具备水淬线的厂家非常少，其普遍性和适用性较低。
专利CN110592471A和CN111519109B中分别公布了两种采用高氢冷却的连退机组生产冷轧高强马氏体钢的方法，这两个专利技术方案中，连退加热温度范围分别为850-900℃和910-960℃，对连退机组加热炉造成能源消耗和设备烧损较高，生产成本高，不利于连续生产。
针对上述现有技术中所存在的问题，研究设计一种新型的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法，从而克服现有技术中所存在的问题是十分必要的。
发明内容
根据上述现有技术提出的水冷后进行回火处理成本高；连退加热温度高、设备烧损较高、生产成本高、不利于连续生产等技术问题，而提供一种低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法。本发明主要采用添加微量的低价B元素降低Si、Mn、Cr、Nb元素的添加量，降低合金成本的同时在生产工艺上采用较低的连退加热温度，达到避免高温导致高能耗、减低设备损耗，降低生产成本的目的。
本发明采用的技术手段如下：
一种低成本1200Mpa机冷轧高强马氏体钢使用廉价的B元素替代高价的Mo、Nb、V元素，能有效降低材料的合金成本；
进一步地，低成本1200Mpa机冷轧高强马氏体钢包括如下化学成分：
C：0.15％～0.19％；
Si：0.2％～0.4％；
Mn：1.5％～2.0％；
Als：0.02％～0.08％；
P：≤0.015％；
S：≤0.010％；
Ti：0.020％-0.040％；
Cr：0.15％-0.45％；
B：0.0005％-0.0030％；
余量为Fe及不可避免的杂质。
低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢的制造方法，包括如下步骤：(炼钢)铁水预处理→转炉冶炼→炉外精炼(LF+RH)→连铸→(热轧)加热→粗轧、精轧→控制冷却→卷取→(冷轧)开卷、焊接→酸洗、冷连轧→连续退火→平整→表面、性能检验→包装→出厂；其特征在于：
进一步地，加热工序：将上述组分的连铸坯在加热炉内加热，新型马氏体钢在加热温度1250～1300℃下，保温1～3h，即可保证合金充分溶解；而传统马氏体钢的加热温度为1300℃。因此新型马氏体钢实现了低温加热，能够节约大量的能源和制造成本。
进一步地，焊接工序：使用激光焊接机对前后带钢进行焊接，焊机前预热功率在35～75kW范围内，后加热在45～85kW，激光功率90％～100％，激光头压力30～60kN，焊接速度30～85mpm；传统焊接工艺没有前预热后加热程序，与传统焊接工艺相比，新工艺减少了断带率，能够有效提高焊接效率。
进一步地，焊接工序中为避免连续轧制过程中发生焊缝断裂，要求前后连接的带钢的屈服强度差在200MPa以内。
进一步地，经过两个月的现场试验后的分析情况看，新焊接工艺未发生断带事故，而传统工艺则发生了3次，因此新焊接工艺能够有效减小断带事故的发生，具备明显的优势。
进一步地，连续退火工序：采用的加热温度为830～860℃，加热时间为470～720s，即可确保钢卷能够充分奥氏体化；而传统马氏体钢加热温度为900℃，新化学成分能有效降低钢的完全奥氏体化温度，从而降低连退加热温度，实现解决能源，降低生产成本的目的。
进一步地，退火工序后，增加了淬火工序：淬火工序包括：缓冷段和快冷段；
进一步地，带钢在缓冷段，冷却至720～760℃，在此过程中，钢中的B元素能够有效抑制奥氏体转变为铁素体；在随后的快冷段，带钢需要以35～50℃/s的冷却速率快冷至280～300℃，以获得足够的马氏体组织；新成分中的B元素能够有效抑制了缓冷段铁素体的析出，扩大奥氏体区，因此只需较低的退火温度，即可满足目标组织对连退工艺温度的要求，这种低温连退工艺能够有效降低连退工序的能源消耗和连退机组的设备损耗，大幅降低连退工艺成本。
进一步地，快冷段采用20～30％氢气与氮气混合气体喷吹，带钢上下各两组密封辊进行密封；能够确保带钢各个方向上，都具有足够且均匀的冷却速率。
进一步地，淬火工序中带钢过时效温度小于＜280℃，过时效时间640～800s；过时效后对带钢采用0.1％～0.7％的平整延伸率以保证带钢具有良好的板形和表面粗糙度。
使用本发明工艺生产的1200Mpa机冷轧高强马氏体钢，显微组织以马氏体为主，马氏体的体积百分比为95％～100％，铁素体的体积百分比为0％～5％，见附图1。
使用本发明工艺生产的1200Mpa机冷轧高强马氏体钢的性能评价见附图2-7。
较现有技术相比，本发明具有以下优点：
1、本发明提供的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢的化学成分，与传统同强度级别的冷轧高强马氏体钢相比在以下方面实现了成本的降低；
(1)、使用廉价B元素替代高价格的Mo、Nb、V元素，能够有效降低合金的材料成本；
(2)、与传统马氏体钢相比，新成分能够降低钢的奥氏体化温度，从而实现低温加热，节约能源的目的；
(3)、新成分中的B和Mn元素，能够有效抑制缓冷段和快冷段铁素体析出，降低奥氏体发生相变分解的温度，因此能够采用较低的连退加热温度，避免高温导致的高能耗和设备烧损问题，降低设备损耗；
2、本发明提供的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢制造方法，采用全新的激光焊接工艺，不仅焊接性能稳定，能耗低，而且能够保证酸洗、热轧和连退机组高速连续不间断运行，大幅提高生产效率；
3、本发明提供的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢制造方法，通过调节快冷段高氢冷却以及带钢速度，保证淬火相变产物中的马氏体相的含量和形态，解决传统淬火组织中马氏体含量随钢板厚度变形的现象；
4、本发明提供的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢制造方法，通过这三处工艺的改进，产生了明显的效果，平均每月减少断带事故3起，产品的组织合格率从85％将至98％。
综上，应用本发明的技术方案解决了现有技术中的水冷后进行回火处理成本高；连退加热温度高、设备烧损较高、生产成本高、不利于连续生产等问题。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图做以简单地介绍，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性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明制造方法生产的1200MPa级冷轧高强马氏体钢金相图，其中(a)为冷轧成品金相组织图(b)为热轧原料金相组织图；
图2为本发明制造方法生产的1200MPa级冷轧高强马氏体钢冷弯性能评估图；
图3为本发明制造方法生产的1200MPa级冷轧高强马氏体钢成型产品图；
图4为本发明制造方法生产的1200MPa级冷轧高强马氏体钢成形极限评估曲线图；
图5为本发明制造方法生产的1200MPa级冷轧高强马氏体钢产品扩孔图；
图6为本发明制造方法生产的1200MPa级冷轧高强马氏体钢扩孔率评估表；
图7为本发明制造方法生产的1200MPa级冷轧高强马氏体钢高速拉伸评价曲线图；
图8为本发明实施例1金相组织图；
图9为本发明实施例2金相组织图；
图10为本发明实施例3金相组织图。
具体实施方式
需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。下面将参考附图并结合实施例来详细说明本发明。
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。以下对至少一个示例性实施例的描述实际上仅仅是说明性的，决不作为对本发明及其应用或使用的任何限制。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做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。
需要注意的是，这里所使用的术语仅是为了描述具体实施方式，而非意图限制根据本发明的示例性实施方式。如在这里所使用的，除非上下文另外明确指出，否则单数形式也意图包括复数形式，此外，还应当理解的是，当在本说明书中使用术语“包含”和/或“包括”时，其指明存在特征、步骤、操作、器件、组件和/或它们的组合。
除非另外具体说明，否则在这些实施例中阐述的部件和步骤的相对布置、数字表达式和数值不限制本发明的范围。同时，应当清楚，为了便于描述，附图中所示出的各个部分的尺寸并不是按照实际的比例关系绘制的。对于相关领域普通技术人员己知的技术、方法和设备可能不作详细讨论，但在适当情况下，所述技术、方法和设备应当被视为授权说明书的一部分。在这里示出和讨论的所有示例中，任何具体值应被解释为仅仅是示例性的，而不是作为限制。因此，示例性实施例的其它示例可以具有不同的值。应注意到：相似的标号和字母在下面的附图中表示类似项，因此，一旦某一项在一个附图中被定义，则在随后的附图中不需要对其进行进一步讨论。
在本发明的描述中，需要理解的是，方位词如“前、后、上、下、左、右”、“横向、竖向、垂直、水平”和“顶、底”等所指示的方位或位置关系通常是基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，在未作相反说明的情况下，这些方位词并不指示和暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位或者以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明保护范围的限制：方位词“内、外”是指相对于各部件本身的轮廓的内外。
为了便于描述，在这里可以使用空间相对术语，如“在……之上”、“在……上方”、“在……上表面”、“上面的”等，用来描述如在图中所示的一个器件或特征与其他器件或特征的空间位置关系。应当理解的是，空间相对术语旨在包含除了器件在图中所描述的方位之外的在使用或操作中的不同方位。例如，如果附图中的器件被倒置，则描述为“在其他器件或构造上方”或“在其他器件或构造之上”的器件之后将被定位为“在其他器件或构造下方”或“在其位器件或构造之下”。因而，示例性术语“在……上方”可以包括“在……上方”和“在……下方”两种方位。该器件也可以其他不同方式定位(旋转90度或处于其他方位)，并且对这里所使用的空间相对描述作出相应解释。
此外，需要说明的是，使用“第一”、“第二”等词语来限定零部件，仅仅是为了便于对相应零部件进行区别，如没有另行声明，上述词语并没有特殊含义，因此不能理解为对本发明保护范围的限制。
实施例1
如图8所示，本发明提供了一种低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法；
通过本发明的制造方法，制备厚度为1.2mm的1200MPa级马氏体钢工艺步骤如下：
(1)化学成分：
合金坯料按重量百分比的化学组成为：C：0.15％，Si：0.2％，Mn：1.5％，Al：0.02％，S：0.01％，P：0.015％，Ti：0.02％，Cr：0.15％，B：0.0005％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
(2)热轧工艺过程：
将上述组分的连铸坯随炉加热至1280℃并保温2.5h；经过一次除鳞，除去炉生氧化铁皮，粗轧开轧温度为1150℃，经过6道次粗轧，所述粗轧的总压下率为85％，中间坯厚度为35mm；在精轧前除去次生氧化铁皮后，经7道次精轧成2.5mm厚的热轧板，精轧开轧温度和终轧温度分别为1085℃和890℃，热轧结束后以18℃/s的冷却速率空冷，卷取温度为698℃。
(3)酸轧前焊接工艺：
酸轧焊接为激光焊接，连接的钢种为PHS1500，热轧来料的屈服强度差为200MPa，焊机前预热功率35kW，后加热45kW，激光功率90％，激光头压力30kN，焊接速度30mpm。
轧制工序总压下率为52％。
(4)连退工艺过程：
加热温度采用830℃，加热时间470s。
(5)淬火工艺：
缓冷温度为720℃。缓冷后，带钢通过快冷段，快冷段快冷段采用20％氢气与氮气混合气体喷吹，使得以35℃/s的冷却速率快冷至280℃。
然后经过时效处理。过时效温度小于280℃，过时效时间640s，采用0.1％的平整延伸率控制板形和表面粗糙度，调整屈服强度。
按以上工艺生产的1.2mm厚度钢板，其微观组织中，马氏体的体积百分比为98％，铁素体的体积百分比为2％，屈服强度为1015MPa，抗拉强度为1210MPa，断后伸长率为8.5％
实施例2
如图9所示，本发明提供了一种低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法；
通过本发明的制造方法，制备厚度为1.4mm的1200MPa级马氏体钢工艺步骤如下：
(1)化学成分：
合金坯料按重量百分比的化学组成为：C：0.19％，Si：0.4％，Mn：2.0％，Al：0.08％，S：0.01％，P：0.015％，Ti：0.04％，Cr：0.45％，B：0.003％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
(2)热轧工艺过程：
将上述组分的连铸坯随炉加热至1290℃并保温2.5h；经过一次除鳞，除去炉生氧化铁皮，粗轧开轧温度为1150℃，经过6道次粗轧，所述粗轧的总压下率为85％，中间坯厚度为35mm；在精轧前除去次生氧化铁皮后，经7道次精轧成3.0mm厚的热轧板，精轧开轧温度和终轧温度分别为1075℃和880℃，热轧结束后以17℃/s的冷却速率空冷，卷取温度为689℃。
(3)酸轧工艺过程：
酸轧焊接为激光焊接，连接的钢种为PHS1500，热轧来料的屈服强度差在200MPa以内，前预热功率75kW，后加热85kW，激光功率100％，激光头压力60kN，焊接速度85mpm。
轧制总压下率为53％。
(4)连退工艺过程：
加热温度采用840℃，加热时间620s。
(5)淬火工艺：
缓冷温度为740℃。缓冷后，带钢通过快冷段，快冷段快冷段采用25％氢气与氮气混合气体喷吹，使钢带以45℃/s的冷却速率快冷至290℃。
然后经过时效处理。过时效温度小于280℃，过时效时间720s，采用0.5％的平整延伸率控制板形和表面粗糙度，调整屈服强度。
按以上工艺生产的1.4mm厚度钢板，其微观组织中，马氏体的体积百分比为99％，铁素体的体积百分比为1％，屈服强度为1010MPa，抗拉强度为1270MPa，断后伸长率为7.0％
实施例3
如图10所示，本发明提供了一种低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢及其制造方法；
通过本发明的制造方法，制备厚度为1.6mm的1200MPa级马氏体钢工艺步骤如下：
(1)化学成分：
合金坯料按重量百分比的化学组成为：C：0.16％，Si：0.28％，Mn：1.70％，Al：0.04％，S：0.002％，P：0.011％，Ti：0.026％，Cr：0.22％，B：0.0020％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
(2)热轧工艺过程：
将上述组分的连铸坯随炉加热至1290℃并保温2.5h；经过一次除鳞，除去炉生氧化铁皮，粗轧开轧温度为1150℃，经过6道次粗轧，所述粗轧的总压下率为85％，中间坯厚度为35mm；在精轧前除去次生氧化铁皮后，经7道次精轧成3.5mm厚的热轧板，精轧开轧温度和终轧温度分别为1075℃和880℃，热轧结束后以17℃/s的冷却速率空冷，卷取温度为689℃。
(3)酸轧工艺过程：
酸轧焊接为激光焊接，连接的钢种为PHS1500，热轧来料的屈服强度差在50MPa以内，前预热在65kW范围内，后加热在70kW，激光功率100％，激光头压力45kN，焊接速度70mpm，轧制总压下率为54％。
(4)连退工艺过程：
加热温度采用860℃，加热时间720s。
(5)淬火工艺：
缓冷温度为760℃。缓冷后，带钢通过快冷段，快冷段快冷段采用30％氢气与氮气混合气体喷吹，使钢带以50℃/s的冷却速率快冷至300℃。
然后经过时效处理。过时效温度小于280℃，过时效时间800s，采用0.7％的平整延伸率控制板形和表面粗糙度，调整屈服强度。
按以上工艺生产的1.6mm厚度钢板，其微观组织中，马氏体的体积百分比为96％，铁素体的体积百分比为5％，屈服强度为965MPa，抗拉强度为1190MPa，断后伸长率为8.5％
最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。

Claims (3)

1.一种低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢，其特征在于：
所述的低成本1200Mpa机冷轧高强马氏体钢使用B元素替代Mo、Nb、V元素；
所述的低成本1200Mpa机冷轧高强马氏体钢包括如下化学成分：
C：0.15％～0.19％；
Si：0.2％～0.4％；
Mn：1.5％～2.0％；
Als：0.02％～0.08％；
P：≤0.015％；
S：≤0.010％；
Ti：0.020％-0.040％；
Cr：0.15％-0.45％；
B：0.0005％-0.0030％；
余量为Fe及不可避免的杂质；
所述的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢的制造方法，包括如下步骤：铁水预处理→转炉冶炼→LF+RH炉外精炼→连铸→热轧加热→粗轧、精轧→控制冷却→卷取→冷轧开卷、焊接→酸洗、冷连轧→连续退火→平整→表面、性能检验→包装→出厂；其特征在于：
所述的加热工序：将上述组分的连铸坯在加热炉内加热，新型马氏体钢在加热温度1250～1300℃下，保温1～3h，即可保证合金充分溶解；
所述的焊接工序：使用激光焊接机对前后带钢进行焊接，焊机前预热功率在35～75kW范围内，后加热在45～85kW，激光功率90％～100％，激光头压力30～60kN，焊接速度30～85mpm；
所述的连续退火工序：采用的加热温度为830～860℃，加热时间为470～720s，即可确保钢卷能够充分奥氏体化；
所述的退火工序后，增加了淬火工序：淬火工序包括：缓冷段和快冷段；
带钢在缓冷段，冷却至720～760℃，在此过程中，钢中的B元素能够有效抑制奥氏体转变为铁素体；在随后的快冷段，带钢需要以35～50℃/s的冷却速率快冷至280～300℃，以获得足够的马氏体组织；
快冷段采用20～30％氢气与氮气混合气体喷吹，带钢上下各两组密封辊进行密封；能够确保带钢各个方向上，都具有足够且均匀的冷却速率。
2.根据权利要求1所述的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢，其特征在于：
所述的焊接工序中为避免连续轧制过程中发生焊缝断裂，要求前后连接的带钢的屈服强度差在200MPa以内。
3.根据权利要求1所述的低成本1200Mpa级冷轧高强马氏体钢，其特征在于：
所述的淬火工序中带钢过时效温度小于＜280℃，过时效时间640～800s；过时效后对带钢采用0.1％～0.7％的平整延伸率以保证带钢具有良好的板形和表面粗糙度。
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JP5463715B2 (ja) * 2009-04-06 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用高強度溶接鋼管の製造方法
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