CN117467905A - 一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢及其生产方法 - Google Patents

一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢及其生产方法，所述带钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.17～0.25%，Mn：1.50～3.00%，S≤0.005%，P≤0.020%，Si：1.50～2.50%，Als：0.010～0.080%，Cr：0.10～0.50%，Nb：0.005～0.035%，Ti：0.005～0.035%，其余为Fe和不可清除的杂质；生产方法包括连铸、加热、热轧、冷轧、连续退火和平整工序。本发明提供的带钢屈服强度Rp0.2：820～1100MPa，抗拉强度≥1180MPa，断后伸长率A50≥8%，扩孔率≥30%，冷成形性能良好。

Description

一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢及其生产方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢及其生产方法。
背景技术
随着社会的发展，节约资源、环境友好和使用经济的汽车设计方案越来越受到汽车商的青睐；这对汽车轻量化和安全性提出了挑战，要求汽车结构件用钢具有高的强塑积，用其制作汽车钢板可以减轻汽车质量、降低汽车燃油消耗和CO2排放，同时提高了汽车的安全性。
在现有Q＆P工艺中，两步Q＆P工艺力学性能更好，延伸率更高，但由于对设备要求较高，大部分钢厂不具备生产能力，难以被大规模用于。
公开号为CN114381655A的专利申请介绍了一种高强塑积冷轧QP钢及其退火工艺和制造方法，首先将带钢以50-300℃/s的加热速率由室温加热至860-950℃，停留0-100s，然后将带钢以50-100℃/s的冷却速度冷却至260-320℃，再次将带钢以10-30℃/s的速度加热到390-430℃，并在此温度区间停留90-200s，最终得到屈服强度750-1100MPa，抗拉强度为1000-1400MPa，延伸率为17-22%的性能。该技术生产工艺复杂，需产线具备再升温功能，且通过再次升温对带钢进行二次配分的方式额外增加了生产成本。
公开号为CN110093564A专利申请的介绍了一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法，该专利在传统C、Si、Mn系淬火配分钢的基础上，增加Nb、Ti元素细化组织，采用预淬火处理以及一步配分工艺最终获得屈服强度500-800MPa，抗拉强度≥1180MPa，段后延伸率≥20%的性能。该技术生产工艺复杂，增加一道生产工序对冷硬卷进行淬火处理，增加大量成本，且最终产品屈服强度较低。
鉴于上述情况，本发明基于常规连续退火产线，通过成分设计及组织调控，制备1180MPa级别淬火配分钢，成品带钢中获得铁素体+马氏体+少量贝氏体+残余奥氏体组织，具有较高的强度和良好的扩孔性能。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢及其生产方法，提供的冷轧连退带钢屈服强度在Rp0.2：820～1100MPa，抗拉强度≥1180MPa，断后伸长率A50≥8%，扩孔率≥30%，冷成形性能良好。
为解决上述技术问题，本发明采取的技术方案是：
一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，所述带钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.17～0.25%，Mn：1.5～3.0%，S≤0.005%，P≤0.020%，Si：1.5～2.5%，Als：0.01～0.08%，Cr：0.10～0.50%，Nb：0.005～0.035%，Ti：0.005～0.035%，其余为Fe和不可清除的杂质。
作为优选，本发明所述1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.19～0.21%，Mn：2.30～2.60%，S≤0.003%，P≤0.015%，Si：1.70～1.80%，Als：0.030～0.050%，Cr：0.25～0.35%，Nb：0.015～0.025%，Ti：0.015～0.025%，其余为Fe和不可清除的杂质。
本发明所述带钢各化学成分的作用机理及含量确定依据如下：
C：本发明中碳原子作为Q＆P钢中的基础元素，以间隙扩散方式固溶于奥氏体与马氏体基体晶格缺陷处，起到奥氏体扩大化、稳定化以及强化基体抗变形能力的作用，但是碳含量过低(≤0.08％)不易得到硬相组织，达不到1000MPa以上的超高强度，需要增加大量的Mn、Cr等合金元素的含量来保证强度，碳含量过高（≥0.35%）则削弱了钢的塑形与韧性，同时恶化焊接性能，因此碳含量设计为0.17～0.25％，优选为0.19～0.21％。
Mn：锰是Q＆P钢中稳定奥氏体的主要元素之一，显著提高钢的淬透性，通过降低Ms温度来推迟珠光体转变，降低马氏体形成的临界冷却速度，从而有效的降低退火过程中快冷段的冷却速度，进而有利于得到马氏体组织，同时锰和碳均能引起晶格畸变，强化基体，不同的是锰的半径与铁相近，强化作用较小，锰对钢的塑性和焊接性能的不利影响也较小，结合980MPa级Q＆P 钢生产经验，因此将锰含量设计为1.50～3.00％，优选为2.30－2.60％。
Si：Si与Al在Q＆P钢中作为传统合金元素，两者均为铁素体稳定元素。硅加速碳向奥氏体的偏聚，对铁素体中的固溶碳有“清除”和“净化”作用，降低间隙固溶强化并可抑制冷却时粗大碳化物的生成。在连续的铁素体基体中，可促进马氏体呈细密显微状分布，保证带钢获得良好的强化效果以及强度和塑性的良好配合。另外固溶在铁素体中的硅通过抑制交滑移运动，可引起残余奥氏体高应变硬化率，使钢的综合力学性能提高，但硅含量也不能过高，以免形成低熔点的复合氧化物，影响钢的表面质量，因此硅含量设计为1.50－2.50％，优选为1.70-1.80％。
Al：铝是强脱氧元素，为了保证钢中的氧含量尽可能的低，需要添加一定量的铝，同时，可溶铝常用作微合金元素来结合钢中的氮，弥散很细的AlN阻止奥氏体晶粒的长大。在γ-α转变过程中，AlN起成核作用，从而加速奥氏体转变。AlN最主要的作用是细化晶粒并得到抗时效性。当Als含量过低时，不能发挥其效果；但添加多量的铝容易形成氧化铝团块。因此铝含量设计为0.010～0.080％，优选为0.030～0.050％。
Cr：铬是中等碳化物形成元素，它与碳形成的铬碳化物是最细小的一种，可均匀分布在钢中，有效提高钢的硬度、强度、屈服点和高耐磨性，因此铬含量设计为0.10～0.50％，优选为0.25～0.35％。
Ti：钛是强碳化物形成元素，在钢中加入微量的钛有利于固定钢中的N，所形成的TiN能使钢坯加热时奥氏体晶粒不过分长大，从而起到细化原始奥氏体晶粒的目的，通过细化晶粒提高带钢的扩孔性能，因此钛含量设计为0.010～0.035％，优选为0.015～0.0025％。
Nb：铌能显著提高钢的再结晶温度并实现晶粒细化。在热轧过程中铌的碳化物应变诱导析出能阻碍形变奥氏体的回复和再结晶，经控轧和控冷后的形变奥氏体组织得到细小的相变产物。同时在退火过程中，细小的碳氮化铌析出能起到析出强化的作用，钢中加入Nb通过细化晶粒提高带钢的扩孔性能，因此铌含量设计为0.005～0.035％，优选为0.015～0.025％。
P：磷元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.020％，优选为P≤0.015％。
S：硫元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.005％，优选为S≤0.003％。
本发明所述冷轧连退带钢厚度为1.0～2.2mm。
本发明所述冷轧连退带钢抗拉强度≥1180MPa、屈服强度Rp0.2：820～1100MPa、伸长率A50≥8%，扩孔率≥30%。
本发明所述冷轧连退带钢组织由铁素体+马氏体+少量贝氏体+残余奥氏体组成。
本发明还提供了一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的生产方法，所述生产方法包括连铸、加热、热轧、冷轧、连续退火和平整工序。
本发明所述连续退火工序，均热温度为800～840℃，保温时间100～200s；先缓冷至680～720℃，缓冷冷却速率10～20℃/s；再快冷至340～380℃，快冷冷却速率40～70℃/s，过时效段温度320～360℃，终冷温度50～150℃。
退火工序关键点主要在于均热、快冷及过时效温度的控制。两相区加热时，奥氏体的形成和长大是扩散过程，在Fe-C合金中，碳的扩散将控制奥氏体的长大过程，加热温度不同，在随后缓冷和快冷阶段，生成铁素体和马氏体以及残余奥氏体的体积分数、各相成分等均会发生相应变化；缓冷段有利于铁素体中碳的进一步析出，提高铁素体的纯净度和奥氏体的淬透性，但不宜过低，以免剩余奥氏体发生珠光体或贝氏体相变。带钢以超过临界冷速冷却至马氏体相变点(Ms点)以下时，奥氏体将转变为马氏体，接着经历较长的过时效段，使马氏体中的碳原子扩散到残余奥氏体中提高其室温稳定性，同时马氏体基体进行回火处理。因此本发明控制Q＆P钢的均热温度为800～840℃，保温时间100～200s后，先缓冷至680～720℃，缓冷冷却速率10～20℃/s；再快冷至340-380℃，快冷却速度40～70℃/s，快冷段结束后进行过时效处理，过时效温度范围为320～360℃，终冷温度50～150℃。
本发明所述连铸工序，中包温度1510～1530℃，拉速为1.2～1.4m/min。
本发明所述加热工序，加热温度为1200～1350℃，总加热时间为150～240min。
本发明所述热轧工序，精轧终轧温度为870-900℃，卷取温度为660～690℃。热轧工序关键点主要在于终轧及卷取温度的控制。当温度降在奥氏体-铁素体两相区时，形变奥氏体继续拉长，同时晶粒内形成形变带及位错，进而在这些形变带和位错等缺陷部位形成新的先共析铁素体晶粒，先共析的铁素体晶粒在晶界处大量析出并部分形成网状结构，当受到外力时，这些网状结构成为应力集中区域，导致钢的韧性下降；卷取温度过高，容易导致热轧基板晶粒粗大并出现带状组织，通过降低卷曲温度可有效提高热轧基板组织的均匀性，使热轧基板的晶粒细腻均匀，从而改善热轧带状组织，进而减小冷轧再结晶晶粒尺寸，使得冷轧退火组织更加均匀。卷取温度过低，热轧初始组织强度高，冷轧退火后钢板的力学性能也会高，但热轧初始组织强度过高，对卷取能力要求较高，且会增加冷轧轧机负荷。因此本发明精轧终轧温度为870-900℃，卷取温度为660～690℃。
本发明所述冷轧工序，冷轧压下率≥45%。
本发明所述平整工序，采用恒延伸率控制模式，平整机延伸率为0.5～1.2%，轧制力在6000～9000kN。
本发明技术方案所产生的有益效果在于：
（1）本发明通过合理的成分设计，采用Nb+Ti微合金化的思路，有效的细化晶粒，提高奥氏体稳定性。
（2）本发明基于常规连续退火线一次配分得到1180Mpa级淬火配分钢，扩孔性能高，成本低，易于组织生产。
（3）本发明提供的冷轧连退钢具有良好的力学性能，且力学性能更为均匀，抗拉强度≥1180MPa、屈服强度Rp0.2：820～1100MPa、伸长率A50≥8%，扩孔率≥30%，整体成形性能和扩孔性能优于同级别得冷轧双相钢。
附图说明
图1为实施例1带钢的显微组织图。
具体实施方式
下面结合具体实施例和附图对本发明作进一步详细的说明。
一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.17～0.25%，Mn：1.5～3.0%，S≤0.005%，P≤0.020%，Si：1.5～2.5%，Als：0.01～0.08%，Cr：0.10～0.50%，Nb：0.005～0.035%，Ti：0.005～0.035%,其余为Fe和不可清除的杂质。
作为优选，所述1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的化学成分及质量百分含量为C：0.19～0.21%，Mn：2.30～2.60%，S≤0.003%，P≤0.015%，Si：1.70～1.80%，Als：0.030～0.050%，Cr：0.25～0.35%，Nb：0.015～0.025%，Ti：0.015～0.025%，其余为Fe和不可清除的杂质。
所述1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的生产方法包括连铸、加热、热轧、冷轧、连续退火和平整工序，具体如下：
（1）连铸工序：中包温度1510～1530℃，拉速为1.2～1.4m/min；
（2）加热工序：加热温度为1200～1350℃，总加热时间为150～240min；
（3）热轧工序：精轧终轧温度为870～900℃，卷取温度为660～690℃；
（4）冷轧工序：冷轧压下率≥45%；
（5）连续退火工序：均热温度为800～840℃，保温时间100～200s；先缓冷至680～720℃，缓冷冷却速率10～20℃/s；再快冷至340～380℃，快冷冷却速率40～70℃/s，过时效段温度320～360℃，终冷温度50～150℃；
（6）平整工序：采用恒延伸率控制模式，平整机延伸率为0.5～1.2%，轧制力在6000～9000kN。
实施例1-10
各实施例1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的成分见表1。
各实施例1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的工艺参数控制见表2和表3。
各实施例1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的力学性能见表4。
表1 实施例1－10带钢的化学成分组成及质量百分含量（%）
上述实施例的成分组成中，其余为铁和不可避免的杂质。
表2 实施例1－10连铸、加热、热轧、工序参数
表3 实施例1－10退火和平整工序参数
表4 实施例1－10带钢的力学性能
实施例1带钢的显微组织见图1，可见其组织由铁素体+马氏体+极少量贝氏体+残余奥氏体组成。其余实施例带钢组织相同，不再一一展示。
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (10)

1.一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，其特征在于，所述带钢化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.17～0.25%，Mn：1.50～3.00%，S≤0.005%，P≤0.020%，Si：1.50～2.50%，Als：0.010～0.080%，Cr：0.10～0.50%，Nb：0.005～0.035%，Ti：0.005～0.035%，其余为Fe和不可清除的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，其特征在于，其化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.19～0.21%，Mn：2.30～2.60%，S≤0.003%，P≤0.015%，Si：1.70～1.80%，Als：0.030～0.050%，Cr：0.25～0.35%，Nb：0.015～0.025%，Ti：0.015～0.025%，其余为Fe和不可清除的杂质。
3.根据权利要求1所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，其特征在于，所述冷轧连退带钢厚度为1.0～2.2mm。
4.根据权利要求1所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，其特征在于，所述冷轧连退带钢抗拉强度≥1180MPa、屈服强度Rp0.2：820～1100MPa、伸长率A50≥8%，扩孔率≥30%。
5.根据权利要求1所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢，其特征在于，所述冷轧连退带钢组织由铁素体+马氏体+少量贝氏体+残余奥氏体组成。
6.基于权利要求1-5所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括连铸、加热、热轧、冷轧、连续退火和平整工序；所述连续退火工序，均热温度为800～840℃，保温时间100～200s；先缓冷至680～720℃，缓冷冷却速率10～20℃/s；再快冷至340～380℃，快冷冷却速率40～70℃/s，过时效段温度320～360℃，终冷温度50～150℃。
7.根据权利要求6所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的生产方法，其特征在于，所述连铸工序，中包温度1510～1530℃，拉速为1.2～1.4m/min。
8.根据权利要求6所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的生产方法，其特征在于，所述加热工序，加热温度为1200～1350℃，总加热时间为150～240min。
9.根据权利要求6所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的生产方法，其特征在于，所述热轧工序，精轧终轧温度为870-900℃，卷取温度为660～690℃。
10.根据权利要求6所述的一种1180MPa级冷轧连退淬火配分钢的生产方法，其特征在于，所述冷轧工序，冷轧压下率≥45%。
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