CN115522128A - 1180MPa级热轧DH钢板及其使用薄板坯生产的方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及热轧高强钢技术领域，公开了一种1180MPa级热轧DH钢板，其化学成分的质量百分比为：C：0.186～0.223％，Si：1.74～1.92％，Mn：1.91～2.14％，Al：0.102～0.145％，P≤0.015％，S≤0.002％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明还公开了一种1180MPa级热轧DH钢板使用薄板坯生产的方法。本发明1180MPa级热轧DH钢板及其使用薄板坯生产的方法，热轧钢板的抗拉强度≥1180MPa、延伸率≥12％，晶粒尺寸细小，晶粒度≥10级，具有优异的强度、塑性和韧性匹配。

Description

1180MPa级热轧DH钢板及其使用薄板坯生产的方法
技术领域
本发明涉及热轧高强钢技术领域，具体涉及一种1180MPa级热轧DH钢板及其使用薄板坯生产的方法。
背景技术
随着汽车行业排放法规的日益严苛、车身安全性需求的提高和轻金属材料的挑战，车用钢铁材料得到了快速发展，汽车结构件用钢强塑性得到显著提高。以QP钢、中锰钢、轻质钢为代表的第三代超高强钢的开发，为车身提供了更加丰富的材料选择，先进高强钢未来一段时间仍然是实现车身轻量化、高安全、低成本的最佳选择。较于第一代先进高强钢，第三代先进高强钢虽然具有更优的力学性能，但也增加了制造难度和成本，特别是成分设计中Mn、Si、Al等合金元素使用的增加，使其在制造端会出现边裂、厚差等问题。因此，开发兼具低成本、易制造、高性能的汽车用先进高强钢意义重大。
中国专利(公开日：2018年05月11日、公开号：CN108018493A)公开了一种1180MPa级热轧双相钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分比为：0.10％≤C≤0.20％，0.8％≤Si≤2.0％，1.0％≤Mn≤2.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，0.1％≤Al≤1.0％，N≤0.006％，0.02％≤Nb≤0.06％，0.01％≤Ti≤0.05％，O≤0.0030％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：2.5≤Al/C≤5.0。本发明钢的微观组织为铁素体+马氏体，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，马氏体等效晶粒尺寸为15～20μm，其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1180MPa，屈强比≤0.65，延伸率≥15％，表现出优异的强度和塑性匹配，同时具有较低的屈强比，可应用于车轮等需要良好成形性能和高强减薄的部位，但是其生产的1180MPa双相钢延伸率较低，一般延伸率A80在6％左右，难以满足汽车用钢更高塑性的要求。
中国专利(公开日：2018年08月03日、公开号：CN108359901A)公开了一种1200MPa级低碳热轧双相钢及其制备方法。其技术方案是，1200MPa级低碳热轧双相钢的化学组分是：C为0.16～0.21wt％，Si为0.2～1.0wt％，Mn为1.4～2.0wt％，Al为0.03～0.06wt％，Nb为0.03～0.06wt％，P≤0.020wt％，S≤0.005wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。按所述化学组分冶炼，精炼，铸坯；再置入加热炉，入炉温度为750～900℃，加热至1180～1240℃，保温60～100min；前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，终轧温度为800～860℃；将终轧后的热轧板冷却至650～720℃，空冷驰豫2～8s析出铁素体，水淬至室温，得到1200MPa级低碳热轧双相钢。本发明工艺简单和生产成本低，所制制品不仅强度、塑性和韧性匹配良好，且成形性能优异，但是其生产的1180MPa双相钢延伸率较低，一般延伸率A80在6％左右，难以满足汽车用钢更高塑性的要求。
发明内容
本发明的目的就是针对上述技术的不足，提供一种1180MPa级热轧DH钢板及其使用薄板坯生产的方法，热轧钢板的抗拉强度≥1180MPa、延伸率≥12％，晶粒尺寸细小，晶粒度≥10级，具有优异的强度、塑性和韧性匹配。
为实现上述目的，本发明所设计的1180MPa级热轧DH钢板，其化学成分的质量百分比为：C：0.186～0.223％，Si：1.74～1.92％，Mn：1.91～2.14％，Al：0.102～0.145％，P≤0.015％，S≤0.002％，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明中主要组分及工艺的作用及控制的理由：
C：C是廉价的固溶强化元素，是影响屈服强度和抗拉强度的主要因素之一，同时，碳元素对材料的焊接性能也有重要影响。一般而言，钢中的碳元素含量越高，屈服强度和抗拉强度也随之提高，而焊接性能则随之降低。本发明为了保证钢板获得抗拉强度在1180MPa级别的钢板，碳含量至少要达到0.18％以上，否则板材的抗拉强度难以满足要求。另一方面，如果碳含量过高并超过0.23％，将会对板材的焊接性能造成影响，从而降低材料的使用价值。因此综合考虑碳元素对强度和焊接性能的影响，钢中的碳含量应当控制在0.186～0.223％，优选0.196～0.211％。
Si、Mn和Al：Si、Mn和Al是本发明采用的重要合金元素，传统高强钢通过添加贵重金属元素如Cr、Mo等提高固溶强化效果或则Nb、Ti等提高析出强化效果，本发明采用低成本的Si、Mn和Al元素添加，因为Si、Mn和Al是奥氏体形成元素，添加一定量的Si、Mn和Al使得在室温状态下仍能保留一部分的残余奥氏体，这一部分的残余奥氏体在室温变形过程中产生TRIP效应，大大提高塑性。但是Si、Mn和Al含量都不能过高，Si含量过高，降低钢板表面质量，如果Mn含量过高，那么将会显著增加板坯开裂的风险，因此Si为1.74～1.92％，优选1.781～1.886％，Mn为1.91～2.14％，优选1.956～2.015％，Al为0.102～0.145％，优选0.119～0.132％。
S：S是钢中的杂质元素，如果硫含量过高，将会增加钢材的热脆倾向。钢中的S常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂对钢的冲击韧性是十分不利的，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。因此，将钢中硫含量控制在0.002％以下，优选P≤0.0099％。
P：P是钢中的杂质元素，如果P含量过高，将会在钢坯凝固时析出Fe2P共晶组织并导致冷脆现象。因此P元素的含量越低越好，实际生产时一般控制在0.015％以下，优选S≤0.0013％。
除了对以上化学成分的范围作了限定以外，从提高材料成形性、经济性的观点出发，本发明未添加Cu、Cr、Ni、Mo、Nb、Ti等贵重合金元素。
一种所述1180MPa级热轧DH钢板使用薄板坯生产的方法，包括如下步骤：
A)冶炼：按所述成分及质量百分比混合均匀进行冶炼取得铁水；
B)精炼；
C)连铸：精炼结束后进行连铸取得铸坯，中包钢水过热度为15～30℃，铸坯厚度为52～55mm，拉坯速度为3.5～5.0m/min，本发明中，过热度为15～30℃，过热度过低会导致大包钢水凝固造成钢水无法浇铸，因此过热度不能太低，本发明过热度是针对薄板坯连铸连轧流程和本发明的DH钢专门设计，采用低过热度浇铸DH钢可以优化常规浇铸的一些缺点，比如能减少甚至消除马氏体钢的缩孔、疏松、粘沙和气孔现象，此外，低的过热度可以有效的降低铸坯的中心偏析，有利于提高组织均匀性；
D)加热：对铸坯进行加热；
E)除鳞：对铸坯进行高压水除鳞；
F)轧制：控制第一道次压下率为52～63％，第二道次压下率为50～60％，确保轧制过程中通过大变形使得奥氏体完全再结晶，形成细小的原奥氏体晶粒，末道次压下率为10～16％，轧制速度为8～12m/s，并在第一道次及第二道次之间进行中压水除鳞，除鳞水压力为200～280bar，终轧温度为860～900℃，确保轧制过程都是在奥氏体区轧制，实现奥氏体轧制过程中完全再结晶；
G)层流冷却：冷却方式为三段式冷却，第一段冷却速度为65～95℃/s，冷却至中间温度T，T＝终轧温度-200[C]-25[Mn]-18[Si]-420[Al]，目的是快速冷却至铁素体转变温度形成10～15％的铁素体组织，由于C、Si、Mn、Al都是奥氏体稳定元素，因此中间温度随其含量而变化，C、Si、Mn、Al含量越高时，需要冷却至更低的铁素体转变温度才能获得所需的铁素体组织，第二段为空冷，冷速为6～18℃/s，冷却时间2～4s，此阶段主要为铁素体转变阶段，因为铁素体转变速度并没有马氏体转变速度那么快，因此需要2～4s转变时间，时间过短铁素体量不足，时间过长，铁素体量过多；第三段冷却速度120～240℃/s，冷却至280～340℃卷取，主要是为了快速冷却形成马氏体组织；
H)卷取。
优选地，所述步骤A)中，对冶炼后的铁水进行脱硫，脱硫目标：S≤0.002％，扒渣后铁水裸露面≥95％。
优选地，所述步骤D)中，铸坯入炉温度为800～950℃，在炉时间≥20min，出炉温度为1160～1200℃，能够保证轧钢过程中钢板的温度满足各环节的要求，从氧化动力学和热力学原理上来看，加热温度过高和保温时间过长，会导致轧制前的原始奥氏体晶粒粗大，这会造成后续的轧制过程无法完成奥氏体完全再结晶过程，使最终产品发生混晶(即产品晶粒大小不均匀)，严重影响产品质量，但是如果加热温度过低和保温时间过短，会导致轧制前初始奥氏体晶粒过小，后续轧制过程变形抗力过大超过轧钢设备极限能力，而无法完整个轧制过程，此外，加热温度过高和保温时间过长，还会增加产品表面脱碳，导致产品质量下降，直接影响产品的关键性能。
优选地，所述步骤E)中，除鳞水压力为280～420bar。
优选地，所述步骤E)中，卷取温度为280～340℃，卷取过程中马氏体中的C、Si、Mn元素向奥氏体中聚集并增加其热稳定性，最终钢卷冷却至室温时获得5～15％的残余奥氏体，卷取温度过高，则不能形成完全的马氏体组织，钢板抗拉强度不能满足需求，卷取温度过低，难以通过C、Si、Mn、Al元素的富集形成残余奥氏体。
本发明与现有技术相比，具有以下优点：采用合理的化学成分以及热轧工艺，获得晶粒尺寸细小的铁素体+马氏体组织，并且含有一定量的残余奥氏体组织，其中铁素体比例10～15％，马氏体比例70～85％，残余奥氏体比例5～15％，热轧钢板抗拉强度≥1180MPa、延伸率≥12％，晶粒度≥10级，完全能满足汽车高强度安全件使用要求。
附图说明
图1为本发明实施例1热轧DH钢板金相组织图(马氏体+铁素体+残余奥氏体)。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明作进一步的详细说明。
表1为本发明各实施例和对比例的化学成分列表；
表2为本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表一；
表3为本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表二；
表4为本发明各实施例和对比例力学性能检测结果列表。
本发明各实施例和对比例按照以下步骤生产：
A)冶炼：按所述成分及质量百分比混合均匀进行冶炼取得铁水，对冶炼后的铁水进行脱硫，脱硫目标：S≤0.002％，扒渣后铁水裸露面≥95％；
B)精炼；
C)连铸：精炼结束后进行连铸取得铸坯，中包钢水过热度为15～30℃，铸坯厚度为52～55mm，拉坯速度为3.5～5.0m/min；
D)加热：对铸坯进行加热，铸坯入炉温度为800～950℃，在炉时间≥20min，出炉温度为1160～1200℃；
E)除鳞：对铸坯进行高压水除鳞，除鳞水压力为280～420bar；
F)轧制：控制第一道次压下率为52～63％，第二道次压下率为50～60％，末道次压下率为10～16％，轧制速度为8～12m/s，并在第一道次及第二道次之间进行中压水除鳞，除鳞水压力为200～280bar，终轧温度为860～900℃；
G)层流冷却：冷却方式为三段式冷却，第一段冷却速度为65～95℃/s，冷却至中间温度T，T＝终轧温度-200[C]-25[Mn]-18[Si]-420[Al]，第二段为空冷，冷却速度为6～18℃/s，冷却时间2～4s，第三段冷却速度为120～240℃/s，冷却至280～340℃卷取；
H)卷取，卷取温度为280～340℃。
表1本发明各实施例和对比例的化学成分列表
Figure BDA0003874828030000061
Figure BDA0003874828030000071
表2本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表一
Figure BDA0003874828030000072
表3本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表二
Figure BDA0003874828030000073
Figure BDA0003874828030000081
表4本发明各实施例和对比例力学性能检测结果列表
Figure BDA0003874828030000082
结合表4和图1可以很明显看出，采用本发明的化学成分以及热轧工艺，通过轧后三段式冷却，获得晶粒尺寸细小的铁素体+马氏体组织，并且含有一定量的残余奥氏体组织，其中铁素体比例10～15％，马氏体比例70～85％，残余奥氏体比例5～15％。热轧钢板抗拉强度≥1180MPa、延伸率≥12％，晶粒度≥10级。
相对地，对于未控制化学成分和热轧工艺参数的对比例1～3与实施例1～5相比，抗拉强度和延伸率无法满足要求。

Claims (10)

1.一种1180MPa级热轧DH钢板，其特征在于：其化学成分的质量百分比为：C：0.186～0.223％，Si：1.74～1.92％，Mn：1.91～2.14％，Al：0.102～0.145％，P≤0.015％，S≤0.002％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述1180MPa级热轧DH钢板，其特征在于：C的含量为0.196～0.211％。
3.如权利要求1所述1180MPa级热轧DH钢板，其特征在于：Si的含量为1.781～1.886％。
4.如权利要求1所述1180MPa级热轧DH钢板，其特征在于：Mn的含量为1.956～2.015％。
5.如权利要求1所述1180MPa级热轧DH钢板，其特征在于：Al的含量为0.119～0.132％，P≤0.0099％，S≤0.0013％。
6.一种如权利要求1所述1180MPa级热轧DH钢板使用薄板坯生产的方法，其特征在于：包括如下步骤：
A)冶炼：按所述成分及质量百分比混合均匀进行冶炼取得铁水；
B)精炼；
C)连铸：精炼结束后进行连铸取得铸坯，中包钢水过热度为15～30℃，铸坯厚度为52～55mm，拉坯速度为3.5～5.0m/min；
D)加热：对铸坯进行加热；
E)除鳞：对铸坯进行高压水除鳞；
F)轧制：控制第一道次压下率为52～63％，第二道次压下率为50～60％，末道次压下率为10～16％，轧制速度为8～12m/s，并在第一道次及第二道次之间进行中压水除鳞，除鳞水压力为200～280bar，终轧温度为860～900℃；
G)层流冷却：冷却方式为三段式冷却，第一段冷却速度为65～95℃/s，冷却至中间温度T，T＝终轧温度-200[C]-25[Mn]-18[Si]-420[Al]，第二段为空冷，冷却速度为6～18℃/s，冷却时间2～4s，第三段冷却速度为120～240℃/s，冷却至280～340℃卷取；
H)卷取。
7.如权利要求6所述1180MPa级热轧DH钢板使用薄板坯生产的方法，其特征在于：所述步骤A)中，对冶炼后的铁水进行脱硫，脱硫目标：S≤0.002％，扒渣后铁水裸露面≥95％。
8.如权利要求6所述1180MPa级热轧DH钢板使用薄板坯生产的方法，其特征在于：所述步骤D)中，铸坯入炉温度为800～950℃，在炉时间≥20min，出炉温度为1160～1200℃。
9.如权利要求6所述1180MPa级热轧DH钢板使用薄板坯生产的方法，其特征在于：所述步骤E)中，除鳞水压力为280～420bar。
10.如权利要求6所述1180MPa级热轧DH钢板使用薄板坯生产的方法，其特征在于：所述步骤E)中，卷取温度为280～340℃。
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