CN117904545A - 免抛丸热轧高强钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种免抛丸热轧高强钢及其制备方法，属于高强度热连轧钢领域。免抛丸热轧高强钢，其化学成分按质量百分比为：C 0.03～0.10％，Mn 1.50～2.00％，Ti 0.070～0.120％，Cr 0.30～0.50％，Zr 0.020～0.050％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％，其余为Fe及不可避免的杂质。其显微组织为铁素体，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，延伸率≥18％，‑40℃冲击功≥80J，氧化层厚度在10μm以内。本发明提供的钢相比于常规的热轧高强钢，氧化铁皮厚度薄、与基体结合紧密，可免除抛丸工艺，减少工艺成本。

Description

免抛丸热轧高强钢及其制备方法

技术领域

本发明属于高强度热连轧钢领域，涉及一种高强度热连轧钢的生产方法，具体涉及免抛丸热轧高强钢及其制备方法。

背景技术

高强度汽车大梁钢广泛应用于商用车制造行业，加工工艺包括冲压成形、辊压成形等，此时钢板表面的氧化铁皮受力剥落，形成黑灰粉尘，影响厂房的环境。为了解决大梁钢的黑灰问题，传统方法包括酸洗、抛丸等，但酸洗会带来环保方面的压力，抛丸工序可能会在钢板表面形成微裂纹，同时增加工序成本。为此，国内外钢厂开展了厚规格免酸洗/免抛丸大梁钢研发，减少热轧工序生产的氧化铁皮，改善氧化铁皮厚度、结构，提高氧化铁皮附着力，以解决其成形后掉粉掉灰的问题。目前国内外开发的较为成熟的包括510L、610L免酸洗大梁钢，但700L、750L等更高级别的免酸洗大梁钢尚未见相关报道。主要是由于氧化铁皮(Fe₃O₄)的共析反应温度较低，且为获得致密的氧化层，一般采用较慢的层流冷却速率，这与700L、750L等高强大梁钢的组织、析出相控制思路相悖。采用上述工艺会造成组织粗大、析出相粗大，降低材料的强塑性，导致成形开裂。

ZL201610486480.6公开了一种高表面质量的免酸洗热轧带钢，其中：免酸洗热轧带钢的表面具有氧化层，氧化层包括表面氧化层和紧邻表面氧化层并位于表面氧化层内侧的内氧化层，表面氧化层包括相对位于外层的纯铁层和相对位于内层的氧化铁层。成形性优良，冲压过程中不会有氧化层脱落。制造方法为：加热温度为1100-1300℃，保温1-5h，终轧温度≥850℃，精轧后以1-10℃/s的速度冷却，在600-750℃下卷取热轧板；精整。该专利未对钢的微合金化方式进行具体说明，热轧工艺参数要求过于宽泛，可操作性不强。

ZL201510778750.6公开了一种400MPa级免酸洗汽车结构热轧钢板及其生产方法，其化学成分按重量百分计包括：C：0.05～0.10、Si：0.05～0.15、Mn：0.7～1.00、N：0.002～0.006、P：0～0.025、S：0～0.015、Al：0.02～0.06，其余为Fe。其生产工艺为：连铸坯再加热温度为1210～1230℃，加热时间为1.2～1.8小时；粗轧开轧温度为1173℃～1200℃，精轧开轧温度≤1020℃，精轧终轧温度为860～890℃，除鳞水压力≥21MPa，精轧开轧速度≥1.5m/s，精轧终轧轧制速度≥7.8m/s；冷却工序采用稀疏冷却方式；卷取温度为560℃～590℃。本发明获得的钢带成品屈服强度≥255MPa，抗拉强度≥400MPa，延伸率≥34％，冷弯性能优良。该专利规定了免酸洗钢热轧关键工艺要求：精轧轧速≥7.8m/s，层流冷却采用稀疏冷却，卷取温度560～590℃，但该专利所述钢强度级别偏低。

ZL201810003351.6公开了一种环保型高表面质量免酸洗汽车大梁钢的生产方法。其中510L级免酸洗大梁钢的化学成分为：0.08％C，0.10％Si，1.20％Mn，0.008％P，0.004％S，0.15％Cr，0.03％Nb，0.04％Al，生产工艺为：将板坯加热1260℃，加热时间为3.2小时，终轧温度为890℃，卷取温度为580℃；这样经过粗轧、精轧、层流冷却后，进行卷取。610L级免酸洗大梁钢的化学成分为0.09％C，0.10％Si，1.46％Mn，0.008％P，0.004％S，0.15％Cr，0.045％Nb，0.047％V，0.015％Ti，0.034％Al，生产工艺为：将板坯加热1260℃，加热时间为3.5小时，终轧温度为880℃，卷取温度为560℃；这样经过粗轧、精轧、层流冷却后，进行卷取。该专利提供了510L、610L等低强度级别免酸洗大梁钢的成分工艺，但相关技术无法适用于强度级别更高的700L、750L免酸洗大梁钢。

ZL201310057003.4公开了一种具有稳定氧化层免酸洗高强大梁用钢及其制造方法。其化学成分按重量百分数计为：C：0.01～0.03％、Si：0.01～0.20％、Mn：1.8～2.0％、S≤0.008％、P≤0.05％、Cr：0.10～0.20％、Ni：0.10～0.20％、Nb：0.015～0.03％、Ti：0.01～0.03％，其余为铁和不可避免的杂质；其制造方法为：板坯加热炉温度控制在1200～1250℃，加热时间控制在100～180min；粗轧的出口温度控制在1000～1060℃，粗轧轧制道次≥3，采用全道次除鳞；精轧机开轧温度控制在900～980℃，终轧温度在780～850℃，轧制速度为5.6～10.0m/s；精轧各机架采用润滑轧制，精轧机末机架轧辊表面粗糙度Ra控制在0.8～2.0μm；层流冷却采用后段冷却，出精轧机组钢板弛豫冷却10～30S后以速度为10～40℃/S进行冷却；卷取温度控制在420～550℃，卷取后对钢卷进行保温处理，保温时间为6～10h，出保温罩的温度控制在380～450℃，再冷却至室温。该发明采用的层流冷却后段冷却工艺只适用于700MPa以下低强度大梁钢，不适用于700L、750L等高强大梁钢，是由于后段冷却会导致组织粗大、析出相粗大，影响材料的成形性能。

ZL201810003351.6公开了一种防止热轧免酸洗汽车大梁钢氧化铁皮粉状剥落方法，该发明主要针对610L，通过控制硅元素含量在0.28wt％～0.30wt％之间来调节Fe₃O₄和FeO的组成配比，并加入0.200wt％～0.225wt％的铬元素来防止产生红色氧化铁皮。同时通过优化温度工艺参数，在卷取冷却过程中增加了一组风机，风量为40000m3/h，风压为255Pa，来提高卷取过程中的冷却速率，从而提高卷取过程中FeO至Fe₃O₄的转化效率。本方法使免酸洗钢中生成的Fe₃O₄含量在80％左右，FeO含量在4％左右，极大的改善了其表面质量，有效防止了热轧免酸洗汽车大梁钢氧化铁皮粉状剥落现象，同时提高了氧化铁皮的塑性。该发明提供了610L免酸洗大梁钢的成分设计(Si和Cr)、热轧工艺(提高冷速)控制思路，但未考虑到700L、750L等更高级别大梁钢氧化铁皮和组织性能调控的矛盾性，该技术思路不适用于700L、750L等免酸洗大梁钢。

由上可知，现有专利主要针对510L、610L等低强度级别免酸洗大梁钢进行成分工艺设计，700L、750L免酸洗大梁钢未见报道，其强度级别更高，相比于510L、610L成形开裂风险更高。再加上传统免酸洗大梁钢的核心工艺是采用低温卷取、稀疏冷却，这与700L、750L组织析出调控的思路相悖。因此，如何设计成分路线、热轧关键工艺，综合实现700L、750L组织析出调控和氧化铁皮控制，是本发明主要的目的。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是如何设计成分路线、热轧关键工艺，综合实现700L、750L组织析出调控和氧化铁皮控制的问题。

免抛丸热轧高强钢，其化学成分按质量百分比为：C 0.03～0.10％，Mn 1.50～2.00％，Ti0.070～0.120％，Cr 0.30～0.50％，Zr 0.020～0.050％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％，其余为Fe及不可避免的杂质。

进一步的是，上述免抛丸热轧高强钢，其化学成分按质量百分比为：C 0.03～0.06％，Mn1.60～1.80％，Ti 0.080～0.110％，Cr 0.30～0.40％，Zr 0.025～0.040％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.0040％，其余为Fe及不可避免的杂质。

进一步的是，上述免抛丸热轧高强钢，其显微组织为铁素体，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，延伸率≥18％，-40℃冲击功≥80J，氧化层厚度在10μm以内。

上述免抛丸热轧高强钢的制备方法，按免抛丸热轧高强钢的化学成分配料，经常规转炉或电炉冶炼、精炼、铸造后获得钢坯；将钢坯加热后进行再结晶区和非再结晶区轧制，轧制后进行层流冷却、卷取得到成品钢。

进一步的是，控制钢坯加热温度为1220～1280℃；进行5～7道次再结晶区轧制，控制每道次变形量≥18％，轧后原始奥氏体带宽度≤50μm；进行6～7道次非再结晶区轧制，控制累积压缩比≥5，开轧温度≤1020℃，终轧温度为830～890℃，轧制速度≥5m/s。

更进一步的是，钢坯加热温度为1240～1260℃；再结晶区轧制每道次变形量≥20％，轧后原始奥氏体带宽度≤40μm；非再结晶区轧制终轧温度为840～880℃，轧制速度≥6m/s。

进一步的是，层流冷却采用前段冷却，控制冷却速率≥15℃/s，层流冷却水中Cl-含量≤100mg/L；控制卷取温度为560～620℃。

更进一步的是，层流冷却速率≥20℃/s，Cl^-含量≤80mg/L；卷取温度为570～610℃。

进一步的是，上述免抛丸热轧高强钢的制备方法中，分别在钢坯加热出炉后、进行再结晶区轧制前和进行非再结晶区轧制前，采用高压水除鳞，控制除鳞水压力≥20MPa。

进一步的是，上述免抛丸热轧高强钢的制备方法中，在非再结晶区轧制过程中开启中压水、轧辊防剥落水、轧辊冷却水、机架间冷却水，且轧辊采用润滑轧制。

本发明的有益效果是：(1)本发明提供的钢屈强比低、成形回弹小，可用于加工横梁、纵梁等复杂成形零件。(2)本发明提供的钢相比于常规的热轧高强钢，氧化铁皮厚度薄、与基体结合紧密，可免除抛丸工艺，减少工艺成本。(3)本发明提供的钢力学性能、低温韧性优良，表面质量良好，满足汽车行业用钢的高质量要求。

附图说明

图1为本发明实施例A钢的显微组织；

图2为本发明实施例A钢的氧化层。

具体实施方式

本发明的技术方案，具体可以按照以下方式实施。

本发明提供一种Cr-Ti-Zr微合金化免抛丸热轧高强钢及其制备方法。

该钢种显微组织为铁素体，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，延伸率≥18％，-40℃冲击功≥80J，氧化层厚度在10μm以内，氧化层不易脱落，可达到免抛丸的效果。

上述免抛丸热轧高强钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.03～0.10％，Mn：1.50～2.00％，Ti：0.070～0.120％，Cr：0.30～0.50％，Zr：0.020～0.050％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

优选地，上述免抛丸热轧高强钢的化学成分按重量百分比包括：C：0.03～0.06％，Mn：1.60～1.80％，Ti：0.080～0.110％，Cr：0.30～0.40％，Zr：0.025～0.040％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.0040％，其余为Fe及不可避免的杂质元素。

下面对本发明所述钢中主要的合金元素限制原因进行说明。

C是钢中重要的强化元素，C与Ti、Zr等强碳化物形成元素形成纳米析出相，从而提高材料的强度，但是C含量不宜过高，否则易形成晶界渗碳体、珠光体等组织，降低材料的成形性能。因此，本发明将C含量控制为0.03～0.10％。

Mn在奥氏体中可完全固溶，能起到固溶强化、提高韧性的作用，但是Mn含量过高时，易引起铸坯偏析，影响组织均匀性，因此，将Mn含量控制为1.50～2.00％。

Cr能够提高钢的淬透性，促进相变过程中组织细化，Cr还能降低钢的屈服强度和屈强比，减少高强钢成形过程的回弹，另外，Cr还具有一定的抗氧化性能，在钢的表面形成铁铬复合氧化物，抑制氧化层进一步生长，因此，本发明中要求添加0.30～0.50％的Cr，以控制钢材的氧化层厚度，达到免抛丸的效果。

Ti、Zr等元素能够与C元素形成纳米级的碳化物析出，提高材料的抗拉强度。其中Ti作为合金成本较低的元素，在高强钢中应用的较为普遍，但是含Ti钢中易形成液析TiN夹杂物，其形貌主要为立方体或正四面体，棱角处易形成应力集中，会极大的降低材料抑制裂纹扩展能力，降低材料的韧塑性。通过加入Zr元素可解决上述问题，Zr的化学性质比Ti活泼，在钢液中会优先形成氧化锆、碳氮化锆等，一方面降低了钢液中的N含量，从而降低液析TiN的数量密度，一方面后形成的液析TiN会附着在氧化锆表面形核，形成的复合夹杂物棱角钝化，能够改善材料的韧塑性。因此，本发明要求添加Ti：0.070～0.120％、Zr：0.020～0.050％。

P、S、N是钢中常见的杂质元素，P含量偏高时易在晶界偏聚，降低材料的韧塑性；S含量偏高易形成长条状夹杂物，影响钢材的横向冲击韧性；N含量偏高易与Ti结合形成液析TiN，降低材料的成形性能。因此，本发明限定P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％。

上述免抛丸热轧高强钢的制备方法：按免抛丸热轧高强钢的化学成分配料，经常规转炉或电炉冶炼、精炼、铸造后获得钢坯；将钢坯加热后进行再结晶区和非再结晶区轧制，轧制后进行层流冷却、卷取得到成品钢。

进一步，上述钢坯加热温度1220～1280℃，优选为1240～1260℃。

进一步，上述钢坯进行5～7道次再结晶区轧制，每道次变形量≥18％，优选为≥20％，轧后原始奥氏体带宽度≤50μm，优选为≤40μm。

进一步，上述钢坯进行6～7道次非再结晶区轧制，累积压缩比≥5，开轧温度≤1020℃，终轧温度830～890℃，优选为840～880℃。轧制速度≥5m/s，优选为≥6m/s。

进一步，上述钢层流冷却采用前段冷却，冷却速率≥15℃/s，优选为≥20℃/s，卷取温度560～620℃，优选为570～610℃。

进一步，上述钢在板坯出炉后、粗轧全道次前、精轧前进行高压水除鳞，除鳞水压力≥20MPa。

进一步，上述钢板在精轧过程中开启中压水、轧辊防剥落水、轧辊冷却水、机架间冷却水，且轧辊采用润滑轧制。

进一步，上述层流冷却水中Cl^-含量≤100mg/L，优选为≤80mg/L。

下面对本发明所述Cr-Ti-Zr微合金化免抛丸热轧高强钢的生产工艺限制原因进行说明。

为促进钢中Mn、Cr、Ti、Zr等微合金元素充分固溶，采用较高的板坯加热温度，但加热温度过高时，反而会造成奥氏体晶粒粗大。同时，由于Cr在板坯加热时可能会形成铁铬氧化物(FeCr₂O₄)，其熔点较低(～1175℃)，在钢坯出炉冷却后易与铁基体和氧化铁皮之间粘连，在板坯除磷时难以去除干净，因此，将板坯再加热温度控制为1220-1280℃，优选为1240～1260℃，以保证板坯出炉后除鳞时FeCr₂O₄仍为液态，方便高压水除鳞去除。

再结晶区轧制主要目的是使奥氏体晶粒再结晶细化，道次变形量偏低时，钢坯心部未收到充分的压下变形，无法启动动态再结晶，反而易引起奥氏体长大，从而导致晶粒粗化。因此本发明将每道次变形量≥18％，轧后原始奥氏体带宽度限定为≤50μm。

非再结晶区轧制的主要目的是使奥氏体充分扁平化，为后续铁素体相变提供充分的形核点，从而细化晶粒。因此，本发明要求累积压缩比控制在较高水平，具体限定为≥5。

层流冷却的主要目的是通过控制相变来调控最终组织和析出相。为获得细小均匀的铁素体和纳米级析出相，以保证钢材的强韧性，必须采用较快的层流冷却速率，本发明限定在≥15℃/s。同时，由于Ti的纳米析出鼻子点温度在600℃附近，氧化铁的共析反应(FeO→Fe₃O₄+Fe)温度在570℃附近，为了综合考虑析出强化，以及氧化铁皮控制为致密较薄的Fe₃O₄，本发明将卷取温度限定在560～620℃。

另外，氧化铁皮类型主要分为四大类：1)一次氧化铁皮，主要为板坯加热炉中生产的氧化铁皮，2)二次氧化铁皮，粗轧阶段形成的氧化铁皮；3)三次氧化铁皮，精轧阶段形成的氧化铁皮，4)四次氧化铁皮，层流冷却阶段和卷取阶段形成的氧化铁皮。其中一次氧化铁皮、二次氧化铁皮通过板坯出炉后、再结晶区轧制、非再结晶区轧制前的高压水除鳞去除。由于精轧后无高压除鳞水，因此三次氧化铁皮、四次氧化铁皮只能通过轧制工艺进行控制。针对三次氧化铁皮，本发明提出了开启中压水、轧辊防剥落水、轧辊冷却水、机架间冷却水，且轧辊采用润滑轧制的工艺控制要求；针对四次氧化铁皮，本发明提出了轧速≥5m/s，以及层流冷却水中Cl^-含量≤100mg/L的控制要求，通过减少钢板表面在空气中接触时间，减缓层流冷却水质对钢板表面腐蚀，来达到控制氧化铁皮厚度的要求。

下面通过实际的例子对本发明的技术方案和效果做进一步的说明。

实施例

表1为本发明实施例及对比例的成分，其中，Als和Si元素为制备热轧钢的连铸工序中，进行脱氧时必然带入的元素，为本申请的杂质元素，并非实施例中刻意添加。表2为本发明实施例及对比例的生产工艺参数。

表1化学成分/wt，％

表2热轧工艺参数

表3为本发明实施例及对比例钢的力学性能。本发明实施例A-实施例E所述钢化学成分满足本发明所述的要求，经热连轧轧制、层流冷却、卷取后，并严格控制高压水除鳞、辊道状态、层流冷却水质等参数，获得的成品钢板，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，延伸率≥18％，-40℃冲击功≥80J，氧化层厚度在10μm以内。图1为本发明实施例A所述钢的显微组织和氧化层。

对比例F钢化学成分满足本发明所述的要求，但再结晶区轧制单道次变形量较低，仅为14％，低于本发明要求值18％，导致原始奥氏体带宽度较大，为65μm，高于本发明要求值50μm，因晶粒细化不足，成品钢屈服强度偏低，为681MPa，低于要求值700MPa。

对比例G钢化学成分满足本发明所述的要求，但卷取温度偏高，为640℃，高于本发明要求值560～620℃，导致第二相析出减少，进而导致成品钢屈服强度偏低，为699MPa，低于要求值700MPa。

对比例H钢化学成分中未添加Zr元素，且N含量偏高为0.0058％，高于本发明要求值≤0.0050％，导致钢中液析TiN数量增多，尺寸增加，进而导致成品钢-40℃冲击功偏低，为48J，低于本发明要求值≥80J。

对比例I钢化学成分中未添加Cr，添加了Nb、Ti，因此钢的抗氧化性能降低，再加上精轧速度偏低，为4m/s，低于本发明要求值≥5m/s，导致成品钢氧化铁皮厚度较高，为14.5μm，高于本发明要求值≤10μm。

对比例J钢化学成分中未添加Cr，添加了Nb、Ti、Mo，因此钢的抗氧化性能降低，导致成品钢氧化铁皮厚度较厚，为15.0μm，高于本发明要求值≤10μm。

表3力学性能

Claims (10)

1.免抛丸热轧高强钢，其特征在于，其化学成分按质量百分比为：C 0.03～0.10％，Mn1.50～2.00％，Ti 0.070～0.120％，Cr 0.30～0.50％，Zr 0.020～0.050％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.0050％，其余为Fe及不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的免抛丸热轧高强钢，其特征在于：C 0.03～0.06％，Mn 1.60～1.80％，Ti 0.080～0.110％，Cr 0.30～0.40％，Zr 0.025～0.040％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.0040％，其余为Fe及不可避免的杂质。

3.根据权利要求1或2所述的免抛丸热轧高强钢，其特征在于：其显微组织为铁素体，屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，延伸率≥18％，-40℃冲击功≥80J，氧化层厚度在10μm以内。

4.根据权利要求1-3任一项所述的免抛丸热轧高强钢的制备方法，其特征在于：按免抛丸热轧高强钢的化学成分配料，经常规转炉或电炉冶炼、精炼、铸造后获得钢坯；将钢坯加热后进行再结晶区和非再结晶区轧制，轧制后进行层流冷却、卷取得到成品钢。

5.根据权利要求4所述的免抛丸热轧高强钢的制备方法，其特征在于：控制钢坯加热温度为1220～1280℃；进行5～7道次再结晶区轧制，控制每道次变形量≥18％，轧后原始奥氏体带宽度≤50μm；进行6～7道次非再结晶区轧制，控制累积压缩比≥5，开轧温度≤1020℃，终轧温度为830～890℃，轧制速度≥5m/s。

6.根据权利要求5所述的免抛丸热轧高强钢的制备方法，其特征在于：钢坯加热温度为1240～1260℃；再结晶区轧制每道次变形量≥20％，轧后原始奥氏体带宽度≤40μm；非再结晶区轧制终轧温度为840～880℃，轧制速度≥6m/s。

7.根据权利要求4所述的免抛丸热轧高强钢的制备方法，其特征在于：层流冷却采用前段冷却，控制冷却速率≥15℃/s，层流冷却水中Cl^-含量≤100mg/L；控制卷取温度为560～620℃。

8.根据权利要求7所述的免抛丸热轧高强钢的制备方法，其特征在于：层流冷却速率≥20℃/s，Cl^-含量≤80mg/L；卷取温度为570～610℃。

9.根据权利要求4所述的免抛丸热轧高强钢的制备方法，其特征在于：分别在钢坯加热出炉后、进行再结晶区轧制前和进行非再结晶区轧制前，采用高压水除鳞，控制除鳞水压力≥20MPa。

10.根据权利要求4所述的免抛丸热轧高强钢的制备方法，其特征在于：在非再结晶区轧制过程中开启中压水、轧辊防剥落水、轧辊冷却水、机架间冷却水，且轧辊采用润滑轧制。