CN115287551A

CN115287551A - 采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧带钢及方法

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Publication number: CN115287551A
Application number: CN202210781587.9A
Authority: CN
Inventors: 葛锐; 葛珍荣; 冯宗金; 童有根
Original assignee: Ningbo Xianglu Zhongtian New Material Technology Co ltd
Current assignee: Ningbo Xianglu Zhongtian New Material Technology Co ltd
Priority date: 2022-07-04
Filing date: 2022-07-04
Publication date: 2022-11-04

Abstract

采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢，其组分及wt%为：C：0.27～0.33%，Mn：1.6～3.0%，P≤0.01%，S≤0.01%，Als：0.015～0.050%，Cr不超过1.0%，N≤0.005%，Nb：0.01～0.05%或V：0.06～0.20%的其中的一种或两种的复合；生产方法：常规冶炼及精炼；浇注成坯；热轧；冷却；卷取后自然冷却至室温；开卷落料后冷成形。本发明通过添加Nb或V或两者的复合，以及采用TSR短流程工艺生产，不仅保证其力学性能，且能减少带钢反复加热、多次除磷、多道次轧制等，还能取消冷轧和热处理，可使能耗降低70%以上及减少二氧化碳排放60%以上，使产品表面粗糙度由1.5～3μm降至1μm以内。

Description

采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧带钢及方法

技术领域

本发明涉及一种钢材及其制造方法，确切地属于采用双辊薄带铸轧(TSR)产线生产0.5～2.0mm的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢及方法。

背景技术

轻量化是实现汽车产业绿色低碳发展的重要途径。采用先进高强钢和超高强钢进行车身安全结构件的轻量化设计制造，可提高整车碰撞安全性、降低油耗或能耗，深受国内外汽车公司青睐。马氏体钢属于超高强钢，可直接用于汽车防撞梁、门槛、车厢等零件；近年来，国内外钢铁公司先后基于各自生产线，启动了超高强马氏体钢的研制工作。

典型马氏体薄钢板的抗拉强度范围一般为1000～1800MPa，其生产工艺路线通常为：钢水冶炼→连铸→冷却→铸坯加热→热连轧→冷却→卷取→开卷→酸洗→冷轧→卷取→开卷→加热→退火处理→冷却→卷取。如中国专利公开号CN109898018 A、CN 114086071A、CN 111519109B的文献。在所述生产路线中，原料需要反复卷取与开卷、加热与冷却、热轧与冷轧等，存在工艺流程复杂、生产周期长、能耗高的特点，大大增加了材料的生产制造成本。当前，基于国内外“双碳”政策要求、汽车公司降本需求，低能耗、低成本、高质量的超高强度薄钢板研制，是钢铁公司重点研究方向。

近终形钢铁生产技术，取消了传统薄板的冷轧和退火热处理工序，直接以薄板坯连铸连轧或薄带连铸连轧的热轧板代替传统冷轧板，具有工艺流程简约、降耗节能、生产成本低的显著优点，引起行业内的广泛关注。然而，由于其本身的快速凝固工艺技术特性，所生产的薄带钢组织均匀性容易受材料成分设计的影响；同时，由于其采用薄板坯或薄带进行连铸连轧生产，材料厚度的总压下率远小于传统工艺，其组织的细晶强化效果与传统工艺存在较大差异。因此，采用近终形技术生产超高强汽车薄钢板不能简单的直接采用传统产品技术，需要在成分设计和生产工艺上进行创新突破。如中国专利公开号CN 106381451B公布了一种CSP薄板坯连铸连轧流程生产1000MPa级热轧马氏体钢及其生产方法，但其马氏体钢抗拉强度较低(仅有1000MPa)。中国专利公开号CN 112522571 A公布了一种薄带连铸生产马氏体钢带的方法，但其要求对热轧带钢进行快速冷却(冷却速率为>120℃/s)，实际生产难度大、产品性能均匀性难保证。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1800MPa级超高强马氏体钢近终形制造方法，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

本发明在于克服现有技术存在的工艺复杂、能耗高，产品性能均匀性波动大的不足，提供一种在保证强度级别的前提下，可降低能耗70％以上、减少二氧化碳排放60％以上，使产品表面的粗糙度由1.5～3μm降至1μm以下，生产流程进一步得到简化，且用户无需在成型前予以酸洗的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢及方法。

实现上述目的的措施：

采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.27～0.33％，Mn：1.6～3.0％，P≤0.01％，S≤0.01％，Als：0.015～0.050％，Cr不超过1.0％，N≤0.005％，Nb：0.01～0.05％或V：0.06～0.20％的其中的一种或两种的复合，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为全马氏体或马氏体加体积占比不超过10％的贝氏体。

优选地：Cr的重量百分比含量为0.46～0.95％。

进一步地：添加B的重量百分比含量不超过0.001％。

采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢的生产方法，其步骤：

1)常规冶炼及精炼得到所述成分的钢水；

2)浇注成坯：利用双辊铸轧设备进行薄带连铸以获得铸带，期间：控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，在拉坯速度为46～117m/min下控制铸带厚度在1.0～2.5mm；

3)热轧：将铸带热轧至产品厚度0.5～2.0mm，期间：控制单道次压下率在20～60％，终轧温度在820～1000℃；

4)进行冷却，采用层流式或气雾式冷却，在冷却速度不低于40℃/s下冷却至卷取温度；

5)进行卷取后自然冷却至室温，控制卷取温度低于220℃；

6)开卷落料后进行冷成形。

优选地：所述卷取温度在160～210℃。

本发明中各元素及主要工艺的作用及机理：

C：碳是钢中的基本元素，也是最经济、有效的强化元素。碳含量设计偏低，热冲压成形后强度下降；但碳含量过高则降低了钢的塑性，且对焊接性不利。因此从经济性和综合性能考虑，本发明中碳百分含量控制范围为0.27～0.33％。

Mn：锰具有固溶强化作用，是提高材料强度重要元素之一；但锰含量添加过高容易对焊接性不利。因此将锰上限设定为3.0％，本发明添加锰含量为1.6～3.0％。

P：磷是钢中有害元素，易引起铸坯中心偏析。在随后的热连轧加热过程中易偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大。同时基于成本考虑且不影响钢的性能，将其含量控制在0.01％以下。

S:硫是非常有害的元素。钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂会恶化钢的韧性，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越好。基于对制造成本的考虑，将钢中硫含量控制在0.01％以下。

Als：铝是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.015％时，不能发挥其效果；另一方面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块夹杂；因此，铝含量控制范围为0.015～0.050％。

Cr:铬是提高钢的淬透性的重要元素，固溶到奥氏体中提高奥氏体的稳定性，有助于提高钢的淬透性；同时，铬能提高钢的回火稳定性。而铬含量超过1.0％后其提高淬透性的作用富余，连铸所得铸带易在高拉速下易产生表面裂纹，从而导致断带漏钢或影响产品表面质量差。因此本发明中铬含量控制在1.0％以内，优选地Cr的重量百分比含量为0.46～0.95％。

N:氮能够提高钢的强度；然而，氮与铌、钒结合力强，在高温时钢中就会形成颗粒粗大的氮化铌、氮化钒，严重损害钢的塑性和韧性；另外，较高的氮含量会使稳定氮元素所需的微合金化元素含量增加，从而增加成本。因此应尽量降低氮元素的含量，本发明中氮控制在0.005％以下。

Nb：铌是强C、N化物形成元素。钢中加入少量的铌就可以形成一定量的铌的碳、氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大、细化奥氏体晶粒，大大提高钢热成形淬火后的强度和韧性；钢中加入少量钛的目的是固定钢中的N元素，避免B与N结合。但是过量铌会与C结合，形成粗大碳氮化物，从而降低试验钢淬火后马氏体的硬度和强度。因此，将其总含量控制在0.01～0.05％范围。

V:钒也是强C、N化物形成元素，能起到细化奥氏体晶粒的作用，钢中加入少量的钒就可以形成一定量的铌的碳、氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大，因此，其淬火后的马氏体板条尺寸较小，大大提高钢的强度。故将其含量均控制在0.06～0.20％之间。

B:硼是强烈提高淬透性元素。该元素在本发明中为可加可不加元素。其只需加入极微量就有明显的影响，淬透性可以成倍的提高，从而节约其它昂贵的金属元素。钢中加入微量的硼元素能显著提高钢的淬透性；但硼含量高于0.001％，连铸所得铸带易在高拉速下易产生表面裂纹，从而导致断带漏钢或影响产品表面质量差。因此，本发明中的硼含量控制在0.001％以下。

本发明之所以控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，铸带厚度在1.0～2.5mm，是由于较薄的原始铸带厚度，可有效减少后续热轧减薄道次，降低生产能耗；但铸带厚度太薄，在铸轧高拉伸下容易断带，影响生产的连续性。控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，可以避免连铸薄带表面氧化，防止氧化物压入连铸薄带引起生产断带，同时有利于产品表面质量提升。

本发明之所以控制单道次压下率在20～60％，终轧温度在820～1000℃，是由于较大的热轧压下率可使带钢晶粒细化，有利于提升材料强度。然而，单道次轧制压下率过大，对控制板形不利，轧制负荷增大；考虑到本专利仅采用单道次热轧，为确保产品板形状及厚度精度可控，压下率控制在60％以内。为避免热轧阶段的混晶而影响材料性能，终轧温度不能低于高温奥氏体发生冷却再结晶温度；同时，带钢表面氧化厚度将随终轧温度升高而增加，故本专利终轧温度控制在820～1000℃以内。

本发明之所以控制拉坯速度在46～117m/min，是由于铸轧速度与连铸薄带拉速及产钢效率相关。高拉速有利于提高生产效率，但钢水容易在双棍铸机内不能及时凝固，诱发铸带断裂漏钢；较低拉伸将影响生产效率、增加生产成本，同时将导致铸带冷硬化，增大后续轧制负荷和能耗，且对控制板形不利。

本发明之所以控制在冷却速度不低于40℃/s下冷却至220℃以下，优选地所述冷却卷取温度在160～210℃，是由于本发明所开发的薄钢板在冷却过程中转变为马氏体的临界冷却速度和临界终了温度，否则不能充分淬火达到所需强度。还在于板带余热可用于板料温度进行自回火处理，利于减小或消除在淬火时产生的内应力，提升带钢塑性；同时，带钢可利用余热以减小带钢变形抗力，便于进行卷取。

本发明与现有技术相比，其通过添加Nb或V或两者的复合添加，并控制组分中的Cr、或适量添加B等元素，以及采用TSR短流程工艺生产抗拉强度为1800MPa级马氏体钢，不仅能保证其力学性能，且能减少生产过程中带钢反复加热、多次除磷、多道次轧制等工序，还能取消冷轧和退火热处理工序，并由此可降低能耗70％以上、减少二氧化碳排放60％以上，且产品表面粗糙度由传统1.5～3μm降至1μm以内。

附图说明

图1是本发明薄钢板的金相组织为全马氏体图。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例的性能检测结果列表。

本发明各实施例均按照以下步骤进行生产：

1)常规冶炼及精炼得到所述成分的钢水；

5)进行卷取后自然冷却至室温，控制卷取温度低于220℃；

6)开卷落料后进行冷成形。

表1本发明各实施例及对比例的化学成分(wt.％)

表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表

表3本发明各实施例及对比例的性能检测结果

从表3可以看出，通过TSR双辊薄带铸轧工艺，实现了发明薄钢板直接冷成形的抗拉强度达到了1800MPa以上热轧薄钢板，远高于现有TSR产线产品强度；其对于推进汽车轻量化水平提升和降低钢铁生产能耗及碳排放具有重要意义。

本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims

1.采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.27～0.33%，Mn：1.6～3.0%，P≤0.01%，S≤0.01%，Als：0.015～0.050%，Cr不超过1.0%，N≤0.005%，Nb：0.01～0.05%或V：0.06～0.20%的其中的一种或两种的复合，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为全马氏体或马氏体加体积占比不超过10%的贝氏体。

2.如权利要求1所述的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢，其特征在于：Cr的重量百分比含量为0.46～0.95%。

3.如权利要求1所述的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢，其特征在于：添加B的重量百分比含量不超过0.001%。

4.如权利要求1所述的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢的生产方法，其步骤：

1）常规冶炼及精炼得到所述成分的钢水；

2）浇注成坯：利用双辊铸轧设备进行薄带连铸以获得铸带，期间：控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，在拉坯速度为46～117m/min下控制铸带厚度在1.0～2.5mm；

3）热轧：将铸带热轧至产品厚度0.5～2.0mm，期间：控制单道次压下率在20～60％，终轧温度在820～1000℃；

4）进行冷却，采用层流式或气雾式冷却，在冷却速度不低于40℃/s下冷却至卷取温度；

5）进行卷取后自然冷却至室温，控制卷取温度低于220℃；

6）开卷落料后进行冷成形。

5.如权利要求4所述的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热轧薄带钢的生产方法，其特征在于：所述卷取温度在160～210℃。