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CN114000068B - 一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带及其生产方法 - Google Patents

一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种厚度4‑10mm的低氮超高强热轧钢带及其生产方法，钢带中C0.10‑0.20％，Mn：1.80‑2.00％，Si：0.25‑0.35％，P≤0.020％，S≤0.008％，Als：0.020‑0.050％，N≤0.0030％，Ti：0.15‑0.20％，还包括V、Nb、Mo、Cr和Ni中至少两种，其余为Fe和不可避免的杂质；且V+Ti+Nb≤0.30％，Cr+Mo+Ni≤0.50％。方法包括铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼、钙处理、连铸、热轧和层流冷却。采用钛微合金化，降低氮含量控制液析氮化钛，通过析出强化和细晶强化获得高强热轧钢，无需进行热处理，生产成本低。

Description

一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带及其生产方法
技术领域
本发明涉及一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带及其生产方法，属于钢带轧制技术领域。
背景技术
国内汽车保有量早已跃居全球第一，这也为节能减排带来了巨大的挑战。为了减少能源消耗，降低碳排放，高强轻量化是乘用车和商用车行业发展必经之路。调研发现，目前市场上主流热轧汽车结构用钢正在从600MPa级别向700MPa级别切换，然而市场的需求是无止境的，部分用户反映有更高的轻量化需求。目前市场上900-1000MPa级别的超高强度热轧钢多为热处理钢，合金成本和工序成本居高不下，工艺适应性差。亟待开发一种复合微合金化、无需热处理、普通热连轧即可生产的1000MPa级别热轧汽车钢。
本国专利，公布号为CN 104928579 B公开了一种抗拉强度1500MPa级马氏体热轧宽带钢及其生产方法。其组分按重量百分比计：C：0.13-0.17％，Mn：1.30-1.60％，Si：0.40-0.60％，Als：0.010-0.060％，P≤0.025％，S≤0.020％，N≤0.005％，Nb：0.020-0.050％，Ti：0.02-0.05％，B：0.0010～0.0030％，其余为余Fe和不可避免的杂质。上述成分的钢经过加热、粗轧、精轧、层冷、卷取，加热温度1265-1293℃，粗轧出口温度1080-1140℃，精轧入口、出口温度分别为1050-1110℃，880-920℃，层流冷却速度60-80℃/s，卷取温度100-200℃，获得屈服强度＞1000MPa，抗拉强度＞1500MPa，延伸率≥10％的成品钢。其化学成分中添加B，易导致晶界偏聚影响成形性，且成品显微组织为马氏体，未经过回火处理，材料成形性较差，不能广泛应用于汽车结构件。
本国专利，公布号为CN 108359897 B公开了一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢及其生产方法，其组分按重量百分比计：C：0.112-0.158％，Mn：0.71-1.08％，Si：0.07-0.21％，P≤0.008％，S≤0.003％，Cr：0.13-0.28％，V：0.21-0.34％，N≤0.005％，Ti：0.152-0.186％，Mo：0.413-0.527％，其余为余Fe和不可避免的杂质。按上述成分经过冶炼、浇铸、两段式热轧、层流冷却、卷取、酸洗、温轧、退火，获得屈服强度1001-1047MPa，抗拉强度1053-1096MPa，延伸率≥19.5％，铁素体平均晶粒尺寸1.3-1.8微米，沉淀强化贡献量337-379MPa的钢。其主要工艺为：板坯加热温度1308-1329℃，加热时间119-137min，粗轧结束温度1093-1107℃，累积压下率77-81％，精轧终轧温度804-821℃，累积压下率83～86％，层流冷却速率64-77℃/s，卷取温度613-629℃，温轧温度195-287℃，累积压下率79-84％，在全氢气氛保护下进行退火，退火温度588-633℃，保温36-45min，冷速不低于93℃/s下冷却至室温。该发明所述钢种生产流程长，需进行氢气气氛退火，生产成本高。
本国专利，公布号为CN 110669984 B公开了一种1000MPa级中温超高压锅炉钢板及其生产方法，其组分按重量百分比计：C：0.15-0.23％，Mn：1.20-1.60％，Si：0.15-0.40％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.04-0.10％，Mo：0.40-0.80％，Cr：0.30-0.55％，Cu：0.20-0.50％，V：0.05-0.15％，N：0.03-0.10％，B：0.002-0.005％，Als：0.02-0.05％，其余为余Fe和不可避免的杂质。铸坯加热到1150-1250℃，再结晶区1050-1150℃开轧，950-1100℃终轧，未再结晶区800-870℃开轧，750-800℃终轧，开冷温度740-780℃，冷却速率20-30℃/s，淬火温度890-930℃，回火温度555-585℃，成品钢厚度20-40mm。该发明所述钢中贵金属合金元素添加多，合金成本高，且需进行热处理，工艺成本高。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是现有的900-1000MPa级别的超高强度热轧钢多为热处理钢，合金成本和工序成本居高不下，工艺适应性差。
本发明解决其技术问题所采用的技术方案是：一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带，由以下重量百分比含量的成分组成C：0.10-0.20％，Mn：1.80-2.00％，Si：0.25-0.35％，P≤0.020％，S≤0.008％，Als：0.020-0.050％，N≤0.0030％，Ti：0.15-0.20％，还包括V、Nb、Mo、Cr和Ni中至少两种化学元素，且V：0.05-0.15％，Nb：0.03-0.10％，Mo：0.15-0.25％，Cr：0.20-0.30％，Ni：0.20-0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质；且V+Ti+Nb的重量百分比含量≤0.30％，Cr+Mo+Ni的重量百分比含量≤0.50％。
其中，上述方法中铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼、钙处理、连铸、热轧和层流冷却，其中RH精炼采用海绵钛进行合金化，且合金含量≥98％。
其中，上述方法中转炉冶炼时采用低氮金属锰进行合金化，合金含量≥98％。
其中，上述方法中浇铸过程采用的保护渣为SiO2、Al2O3、BaO、CaO、Na2O的混合物。
其中，上述方法中采用低温恒速浇铸，投用轻压下≥5mm。
其中，上述方法中连铸后堆垛缓冷，铸坯上下用热坯覆盖，且垛位四周均用热坯包围。
其中，上述方法中热轧前将钢坯在加热炉中的入炉温度≤400℃，出炉温度为1250-1280℃。
其中，上述方法中钢坯通过两阶段轧制，粗轧累积压缩比4-5，粗轧出口温度≥1040℃，粗轧后中间坯厚度45-60mm。
进一步，上述方法中精轧入口温度≤1020℃，精轧终轧温度850-950℃，精轧累积压缩比≥5.5，精轧后钢板厚度4-8mm。
其中，上述方法中热轧后的钢板进行层流冷却，采用30-60℃/s的冷却速率集中冷却，终冷温度560-620℃。
本发明的有益效果是：
1、本方法采用钛微合金化方式，通过降低氮含量控制液析氮化钛，通过析出强化和细晶强化获得1000MPa级别高强热轧钢，无需进行热处理，具有生产成本低，普通热连轧线即可生产的特点。
2、本方法生产的钢显微组织为铁素体，强韧性匹配良好，适用于对成型性能有要求的汽车结构件。
3、本方法通过控轧控冷技术，控制显微组织均匀性，调节第二相析出相的尺寸和分布，使其弥散细小分布，达到1000MPa级别超高强热轧钢的强韧化目标。
4、促进了热轧新产品的开发推广，促进了热轧高强钢的发展，满足了国家汽车制造业发展的需要。同时该发明预计吨钢创效1000元，按每年产量1500吨计算，预计创效150万元。
附图说明
图1为本发明实施例1的显微组织示意图；
图2为本发明实施例2的显微组织示意图；
图3为本发明实施例3的显微组织示意图；
图4为本发明实施例3的析出相显微镜下示意图；
图5为本发明对比例1的显微组织示意图；
图6为本发明对比例2的显微组织示意图；
图7为本发明对比例3的显微组织示意图。
具体实施方式
下面结合实施例及附图对本发明进一步说明。
如图1至图7所示，本发明的一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带，由以下重量百分比含量的成分组成C：0.10-0.20％，Mn：1.80-2.00％，Si：0.25-0.35％，P≤0.020％，S≤0.008％，Als：0.020-0.050％，N≤0.0030％，Ti：0.15-0.20％，还包括V、Nb、Mo、Cr和Ni中至少两种化学元素，且V：0.05-0.15％，Nb：0.03-0.10％，Mo：0.15-0.25％，Cr：0.20-0.30％，Ni：0.20-0.30％，其余为Fe和不可避免的杂质；且V+Ti+Nb的重量百分比含量≤0.30％，Cr+Mo+Ni的重量百分比含量≤0.50％。本领域技术人员能够理解的是，C是主要的强化元素之一，其与Ti结合析出的TiC纳米相析出能起到明显的沉淀强化作用，因此必须保持一定的C含量，但C含量过高的话易形成珠光体或晶界渗碳体，减少碳化物析出相，降低钢的强度，因此，优选将C含量控制在0.10-0.20％。
Si也是固溶强化元素之一，并且Si还能抑制渗碳体的形成，但Si含量过高易影响材料的成型性能，因此将Si含量控制在0.25-0.35％。
Mn在钢中能和Fe无限固溶，有利于提高材料的屈服强度，增加材料的韧性，但在微合金元素含量较高时，Mn含量不宜过高，否则易造成成分偏析，使成品钢心部出现珠光体偏析甚至马氏体组织。因此将Mn含量控制在1.80％～2.00％。
Ti在钢中是明显的析出强化元素，但Ti易与钢中的N元素形成微米级的液析TiN，其呈立方形貌，不能通过板坯再加热回溶，在材料成型过程中易成为裂纹源，因此通过降低N含量抑制液析TiN的形成，以期更多的Ti形成TiC纳米析出，提高钢材强度，本发明将N含量控制在≤0.0030％，Ti含量控制在0.15-0.20％。
Nb能起到细化晶粒的作用，V能起到析出强化及细化奥氏体晶粒的作用，添加Nb、V等元素有利于细化成品钢显微组织，提高组织均匀性。本发明将V含量控制在0.05-0.15％，Nb含量控制在0.03-0.10％。
Cr、Mo能显著提高钢的淬透性，抑制珠光体转变，促进层流冷却中形成细小的铁素体组织，达到细晶强化的效果。将Mo的含量控制在0.15-0.25％，Cr的含量控制在0.20-0.30％。
优选的，上述方法中铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼、钙处理、连铸、热轧和层流冷却，其中RH精炼采用海绵钛进行合金化，且合金含量≥98％。本领域技术人员能够理解的是，本方法优选在RH精炼采用海绵钛进行合金化，且合金含量≥98％。钛合金化钢中最难控制的是液析TiN，其尺寸一般在几微米到十几微米，呈立方形貌，不仅在板坯再加热过程中无法回溶，在轧制过程中也无法变形，极易导致钢材的韧性变差。因此，在钢的冶炼过程中注意控制N含量以减少液析TiN。本方法的合金化采用纯度较高的海绵钛，以减少辅料中引入N元素。连铸获得上述化学成分的厚度200-250mm厚度的钢坯。
优选的，上述方法中转炉冶炼时采用低氮金属锰进行合金化，合金含量≥98％。本领域技术人员能够理解的是，钛合金化钢中最难控制的是液析TiN，其尺寸一般在几微米到十几微米，呈立方形貌，不仅在板坯再加热过程中无法回溶，在轧制过程中也无法变形，极易导致钢材的韧性变差。因此，在钢的冶炼过程中注意控制N含量以减少液析TiN。方法合金化采用低氮金属锰，以减少辅料中引入N元素。
优选的，上述方法中浇铸过程采用的保护渣为SiO2、Al2O3、BaO、CaO、Na2O的混合物。本领域技术人员能够理解的是，本方法优选浇铸过程采用的保护渣为SiO2、Al2O3、BaO、CaO、Na2O的混合物，使得在浇铸过程中使用专用保护渣，减少中间包增氮，同时提高Ti的收得率。
优选的，上述方法中采用低温恒速浇铸，投用轻压下≥5mm。本领域技术人员能够理解的是，本方法优选采用低温恒速浇铸，投用轻压下≥5mm，减小钢坯中杂质的混入，提高钢坯质量。
优选的，上述方法中连铸后堆垛缓冷，铸坯上下用热坯覆盖，且垛位四周均用热坯包围。本领域技术人员能够理解的是，钢坯采用堆垛缓冷，是为了避免铸坯冷速过快，形成裂纹或孔洞，同时铸坯在冷却过程中会通过相变细化原始奥氏体晶粒，相比于热送热装的铸坯，原始奥氏体明显细化。
优选的，上述方法中热轧前将钢坯在加热炉中的入炉温度≤400℃，出炉温度为1250-1280℃。本领域技术人员能够理解的是，在板坯再加热时必须适当提高加热温度，使合金元素充分固溶，提高后续第二相析出收得率，从而提高材料的强度，因此本方法将板坯出炉温度设定在1250-1280℃。
优选的，上述方法中钢坯通过两阶段轧制，粗轧累积压缩比4-5，粗轧出口温度≥1040℃，粗轧后中间坯厚度45-60mm。本领域技术人员能够理解的是，本方法采用两阶段轧制，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，因此限定粗轧温度≥1040℃，同时限定粗轧压缩比为4-5，粗轧中间坯45-60mm，以保证原始奥氏体通过再结晶充分细化。
优选的，上述方法中精轧入口温度≤1020℃，精轧终轧温度850-950℃，精轧累积压缩比≥5.5，精轧后钢板厚度4-8mm。本领域技术人员能够理解的是，精轧在奥氏体未再结晶区轧制，因此限定精轧入口温度≤1020℃，避免进入两相区轧制形成混晶组织，同时精轧压缩比限定在≥5.5，以促进原始奥氏体充分扁平化，以促进相变过程中细晶铁素体的形核。另外，为充分利用Ti的形变诱导析出，精轧终轧温度设定在较高的850-950℃范围。
优选的，上述方法中热轧后的钢板进行层流冷却，采用30-60℃/s的冷却速率集中冷却，终冷温度560-620℃。本领域技术人员能够理解的是，层流冷却是材料发生相变的主要阶段，为避免形成粗大的先共析铁素体、珠光体等异常组织，采用前段集中冷却模式，冷却速度限定在较快的30-60℃/s范围，同时考虑到组织调控为细晶铁素体，以及考虑到第二相碳化物析出MC的鼻子点温度为600℃附近，本方法优选将终冷温度设定为560-620℃。
实施例1
化学成分按重量百分比计为(％)：C 0.12，Si 0.29，Mn 1.90，P 0.009，S 0.002，Als 0.023，N 0.0028，Cr 0.22，Ti 0.17，V 0.09，Mo 0.17，通过冶炼及低温恒速浇铸，投入5mm轻压下后获得230mm厚钢坯，板坯加热温度1273℃，粗轧累积压缩比为4.3，粗轧出口温度为1045℃，粗轧后中间坯厚度54mmm，精轧累积压缩比9，精轧入口温度1003℃，精轧终轧温度861℃，精轧后钢板厚度6mm，层流冷却速率41℃/s，终冷温度573℃。
成品钢屈服强度897MPa，抗拉强度973MPa，延伸率18.5％，180°冷弯d＝2a合格，显微组织为全铁素体，平均晶粒尺寸2.5微米。
实施例2
化学成分按重量百分比计为(％)：C 0.14，Si 0.25，Mn 1.85，P 0.011，S 0.003，Als 0.035，N 0.0024，Nb 0.039，Ti 0.17，V 0.08，Mo 0.16，通过冶炼及低温恒速浇铸，投入5mm轻压下后获得200mm厚钢坯，板坯加热温度1259℃，粗轧累积压缩比为4.3，粗轧出口温度为1100℃，粗轧后中间坯厚度47mm，精轧累积压缩比5.9，精轧入口温度1020℃，精轧终轧温度900℃，精轧后钢板厚度8mm，层流冷却速率36℃/s，终冷温度619℃。
成品钢屈服强度945MPa，抗拉强度1006MPa，延伸率19％，180°冷弯d＝2a合格，显微组织为全铁素体，平均晶粒尺寸2.0微米。
实施例3
化学成分按重量百分比计为(％)：C 0.16，Si 0.27，Mn 1.95，P 0.010，S 0.004，Als 0.041，N 0.0018，V 0.10，Ti 0.17，Ni 0.22，Mo 0.15，通过冶炼及低温恒速浇铸，投入5mm轻压下后获得250mm厚钢坯，板坯加热温度1268℃，粗轧累积压缩比5，粗轧出口温度1091℃，粗轧后中间坯厚度50mm，精轧累计压缩比6.3，精轧入口温度1011℃，精轧终轧温度930℃，精轧后钢板厚度8mm，层流冷却速率50℃/s，终冷温度603℃。
成品钢屈服强度961MPa，抗拉强度1032MPa，延伸率17％，180°冷弯d＝2a合格，显微组织为全铁素体，平均晶粒尺寸2.0微米，其析出相尺寸为2nm。
对比例1
化学成分按重量百分比计为(％)：C 0.08，Si 0.19，Mn 1.90，P 0.010，S 0.002，Als 0.028，N 0.0027，Ti 0.14，Mo 0.16，通过冶炼和低温恒速浇铸，投入5mm轻压下后获得230mm厚钢坯，板坯加热温度1251℃，粗轧累积压缩比4.8，粗轧出口温度1053℃，粗轧后中间坯厚度48mm，精轧累计压缩比8，精轧入口温度1005℃，精轧终轧温度890℃，精轧后钢板厚度6mm，层流冷却速率40℃/s，终冷温度615℃。
成品钢屈服强度846MPa，抗拉强度906MPa，延伸率21.5％，180°冷弯d＝2a合格，显微组织为全铁素体，平均晶粒尺寸3.5微米，本对比例由于C、Ti等微合金元素含量较低，析出强化增量不足，以致成品钢强度偏低。
对比例2
化学成分按重量百分比计为(％)：C 0.14，Si 0.19，Mn 1.90，P 0.010，S 0.002，Als 0.028，N 0.0055，Nb 0.046，Ni 0.21，Ti 0.17，Mo 0.16，通过冶炼及低温恒速浇铸，投入5mm轻压下后获得250mm厚钢坯，板坯加热温度1245℃，粗轧累积压缩比4.3，粗轧出口温度1064℃，粗轧后中间坯厚度58mm，精轧累计压缩比7.3，精轧入口温度1020℃，精轧终轧温度915℃，精轧后钢板厚度8mm，层流冷却速率35℃/s，终冷温度671℃。
成品钢屈服强度785MPa，抗拉强度859MPa，延伸率22.5％，180°冷弯d＝2a不合格，显微组织为铁素体+晶界渗碳体，平均晶粒尺寸4.5微米，见附图6，本对比例由于N含量较高，在显微组织中发现较多液析TiN，导致180°冷弯不合格，且其层流冷却速率偏低、终冷温度偏高，导致显微组织中出现较多的晶界渗碳体，占用了C元素，减少了碳化物第二相析出，导致成品钢强度偏低。
对比例3
化学成分按重量百分比计为(％)：C 0.11，Si 0.28，Mn 1.90，P 0.010，S 0.004，Als 0.029，N 0.0025，Nb 0.036，V 0.11，Ti 0.15，Mo 0.17，通过冶炼及低温恒速浇铸，未投入轻压下，获得200mm厚钢坯，板坯加热温度1227℃，粗轧累积压缩比5.9，粗轧出口温度1064℃，粗轧后中间坯厚度34mm，精轧累计压缩比4.3，精轧入口温度990℃，精轧终轧温度815℃，精轧后钢板厚度8mm，层流冷却速率20℃/s，终冷温度645℃。
成品钢屈服强度805MPa，抗拉强度870MPa，延伸率18.5％，180°冷弯d＝2a合格，显微组织为铁素体+珠光体，且存在混晶组织，平均晶粒尺寸4.0微米，见附图7。本对比例是由于钢坯连铸时未投用轻压下，板坯加热温度偏低，中间坯厚度偏低，导致铸坯成分偏析未能消除，且由于终轧温度偏低，导致精轧后几机架可能在两相区轧制，形成混晶组织，导致钢材的细晶强化效果不足，强度偏低。

Claims (6)

1.一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带的生产方法，其特征在于包括以下步骤：铁水预脱硫、转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼、钙处理、连铸、热轧和层流冷却，其中RH精炼采用海绵钛进行合金化，且合金含量≥98%；转炉冶炼时采用低氮金属锰进行合金化，合金含量≥98%；钢坯通过两阶段轧制，粗轧累积压缩比4-5，粗轧出口温度≥1040℃，粗轧后中间坯厚度45-60mm，精轧入口温度≤1020℃，精轧终轧温度850-950℃，精轧累积压缩比≥5.5，精轧后钢板厚度4-8mm；且钢带中重量百分比含量的成分组成C：0.10-0.20%，Mn：1.80-2.00%，Si：0.25-0.35%，P≤0.020%，S≤0.008%，Als：0.020-0.050%，N≤0.0030%，Ti：0.17-0.20%，还包括V、Nb、Mo、Cr和Ni中至少两种化学元素，且V：0.05-0.15%，Nb：0.03-0.10%，Mo：0.15-0.25%，Cr：0.20-0.30%，Ni：0.20-0.30%，其余为Fe和不可避免的杂质；且V+Ti+Nb的重量百分比含量≤0.30%，Cr+Mo+Ni的重量百分比含量≤0.50%；且钢带显微组织为铁素体。
2.根据权利要求1所述的一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带的生产方法，其特征在于：浇铸过程采用的保护渣为SiO2、Al2O3、BaO、CaO、Na2O的混合物。
3.根据权利要求1所述的一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带的生产方法，其特征在于：采用低温恒速浇铸，投用轻压下≥5mm。
4.根据权利要求1所述的一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带的生产方法，其特征在于：连铸后堆垛缓冷，铸坯上下用热坯覆盖，且垛位四周均用热坯包围。
5.根据权利要求1所述的一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带的生产方法，其特征在于：热轧前将钢坯在加热炉中的入炉温度≤400℃，出炉温度为1250-1280℃。
6.根据权利要求1所述的一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带的生产方法，其特征在于：热轧后的钢板进行层流冷却，采用30-60℃/s的冷却速率集中冷却，终冷温度560-620℃。
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