用薄板坯直接轧制的屈服强度≥800MPa热轧薄板及生产方法

摘要

用薄板坯直接轧制的屈服强度≥800MPa热轧薄板，其组分及wt%为：C：0.030~0.071%，Si：0.21~0.42%，Mn：0.5~1.5%，Ti：0.04~0.15%，Mo：0.12~0.41%，Nb：0.02~0.10%，Cr：0.13~0.35%，P：≤0.020%，S：≤0.010%，N：≤0.010%。生产方法：冶炼并连铸成坯；对铸坯加热；七机架精轧；层流冷却；卷取。本发明结合薄板坯连铸凝固速度快，组织均匀的特点，并配合TMCP，在Ti‑Nb复合微合金化基础上加Mo，使钢板屈服强度在热轧条件下就能达800MPa级，以取消调质热处理。另还可生产出厚度为0.8mm的热轧材；能直接替代对应规格的冷轧品。其生产流程简单，生产效率高，生产成本低。

说明书

技术领域

本发明涉及一种机械工程领域用高强热轧钢及其生产法，具体属于屈服强度≥800MPa热轧板及生产方法，确切地为用薄板坯直接轧制的屈服强度≥800MPa热轧薄板及生产方法。本发明更适用于制造断面复杂、对成型性能要求较高的结构件。

背景技术

近年来，随着机械工程领域朝着低成本、轻量化、优质化的方向发展的趋势，薄规格、超高强度钢的需求会日益增大。如混凝土泵车臂架、汽车起重机伸缩臂、履带式起重机拉板等，其关键部件已要求采用超高强度薄钢板进行制作，以减少自重、提高设备效率、降低能耗。在汽车领域，超高强度薄钢板已应用于车身骨架结构件和安全件。超高强度薄钢板的应用推动了装备轻量化与节能降耗，提高了其安全性，产生了显著的经济效益和社会效益。

传统的超高强度薄钢板，为提高其需要的高强度，采用的生产工艺是：在热轧后进行热处理并冷轧，或在热轧后进行淬火+回火热处理即调质处理。其存在生产周期长，能耗高的不足。如，经检索的中国专利申请号为201210209649.5的文献，其公开了一种抗拉强度为800MPa 级别高强度钢板的生产方法，该文献主要采用在线淬火+回火工艺(DQ+T)的方法获得高强钢，其生产流程较长，生产过程复杂。而本发明则采用TMCP的方法生产屈服强度大于800MPa，屈服强度只有700MPa的高强钢，且生产工艺流程短。

中国专利申请号为201110253388.2的文献，其公开了一种抗拉强度900MPa以上的冷轧钢板及制造方法，其采用常规热连轧+冷轧+退火的方式获得了抗拉强度≥900MPa的冷轧钢板。其成分重量百分比为：C：0.06～0.095wt％，Si：0.1～0.4wt％，Mn：1.2～1.6wt％，B：0.001～0.004％，P ≤0.015wt％，S ≤0.004wt％，N：0.003～0.007wt％，Nb：0.01～0.03wt％，Ti：0.03～0.06 ％，Al：0.015～0.045wt％，Ca：0.002～0.007wt％，余量为Fe 和不可避免杂质，该文献仍存在生产工艺繁琐、流程长、能耗高等问题。

中国专利申请号为201610713632.1的文献，其公开了一种用薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1100MPa薄热成形钢及生产方法。该文献采用薄板坯连铸连轧生产的热轧原料，进行加热奥氏体化；再利用模具冲压成形，然后进行淬火处理，最终得到抗拉强度≥1100MPa热成形钢，延伸率≤9%，其成分体系为wt%：C：0.12～0.16%，Si：0.15～0.20%，Mn：0.7～1.0%，P≤0.02%，S≤0.008%，Als：0.015～0.060%，Cr：0.15～0.20%，Ti：0.005～0.02%或Nb：0.005～0.02%或V：0.005～0.02%或其中两种以上以任意比例的混合，B：0.0005～0.0020%，N≤0.005%。该方法中的C含量相对较高，其目的是提高钢的淬透性，使其更容易得到马氏体组织，加入少量的B是为了进一步提高淬透性，钢中加入Ti的目的是固定钢中的N元素，防止N与B结合而消耗钢中的B，加入Nb、V的目的是细化淬火后的马氏体组织，从而提高马氏体的强度，该方法的强化机理主要是马氏体的相变强化。该类钢强度超高而成型性能相对较差，主要用于制造汽车的抗碰撞和承载部件。而本发明主要采用Ti-Nb-Mo复合微合金化技术，利用薄板坯直接轧制屈服强度800~900MPa，抗拉强度850~950MPa，延伸率A≥19%的热轧薄钢板，本发明中的C含量相对较低，最终组织为铁素体，通过加入Ti、Nb、Mo等微合金元素，使铁素体晶粒尺寸更加细化（即其尺寸不超过5μm），在钢中析出细小、弥散的微合金碳、氮化物，通过细晶强化和析出强化提高铁素体钢的强度，在强化机理及控制方法上与所述文献有着本质的不同。本发明所述材料强度较高且成型性能较好，能用于制造断面更复杂、对成型性能要求更高的结构件。

发明内容

本发明的目的在于克服上述文献中存在的不足，提供一种屈服强度在800~900MPa，抗拉强度在850~950MPa，延伸率A≥19%，且无需进行热处理工序的用薄板坯直接轧制的屈服强度≥800MPa热轧薄板及生产方法。

实现上述目的的措施：

用薄板坯直接轧制的屈服强度≥800MPa热轧薄板，其组分及重量百分比含量为：C：0.030~0.071%，Si：0.21~0.42%，Mn：0.5~1.5%，Ti：0.04~0.15%，Mo：0.12~0.41%，Nb：0.02~0.10%，Cr：0.13~0.35%，P：≤0.020%，S：≤0.010%，N：≤0.010%，其余为Fe和不可避免的杂质。

进一步地：其组分及重量百分比含量为：C：0.030~0.049%，Si：0.23~0.31%，Mn：0.8~1.2%，Ti：0.04~0.08%，Mo：0.20~0.25%，Nb：0.06~0.08%，Cr：0.13~0.23%，P：0.010%，S：≤0.005%，N：≤0.005%；进行组织为铁素体，其中铁素体在金相组织中体积比不低于95%。

生产用薄板坯直接轧制的屈服强度≥800MPa热轧薄板的方法，其步骤：

1）冶炼并连铸成坯，控制铸坯拉速在3.2~6.0m/min，铸坯厚度在52~90mm；

2）对铸坯加热，控制铸坯入炉温度在739~1061℃，出炉温度在1180~1280℃，在炉时间在25~80min；

3）采用七机架进行精轧，并控制精轧第1、2机架轧制压下率在48~69%，终轧温度在840~920℃；

4）层流冷却之卷取温度，其间控制前段冷却速度不低于52℃/s,其余为常规冷却；

5）进行卷取，卷取温度为581~673℃。

进一步地：控制铸坯拉速在4.5~5.5m/min，铸坯入炉温度在739~1061℃，出炉温度在

971~1053℃，出炉温度在1180~1210℃，在炉时间在30~60min。

进一步地：精轧第1、2机架轧制压下率在50~60%，终轧温度在880~910℃。

进一步地：前段冷却速度不低于71℃/s。

进一步地：卷取温度为610~640℃。

本发明中各元素级主要工艺的机理及作用

C：选用超低碳设计的目的是减少钢显微组织中渗碳体的数量，有利于抑制珠光体的形成。同时超低碳还有利于成型性能及低温韧性。但碳含量也不宜过低，应足以与微合金元素Nb、Ti结合形成纳米级析出物，从而起到沉淀强化的作用，因此将C含量控制在0.030~0.071%，优选地为0.030~0.049%。

Si：在钢中起到固溶强化的作用，同时是脱氧元素， 根据本发明，Si含量应控制在0.20%以上，其含量若低于0.20%，固溶强化效果不明显；但其含量若高于0.42%，则会给轧制时除鳞带来困难，且降低钢的焊接性能，因此将其控制在0.21~0.42%，优选地为0.23~0.31%。

Mn：是钢中重要的强韧化元素，提高钢中的锰含量，能扩大γ区，降低转变温度，扩大轧制范围，促进晶粒细化，从而增加钢的强韧性，冲击转变温度也几乎不发生变化。然而，在本发明中，当Mn含量超过1.5%时，连铸过程容易产生铸坯裂纹，且还会降低钢的焊接性能，因此Mn含量控制在0.5~1.5%，优选地为0.8~1.2%。

Ti：是强氮化物形成元素，其氮化物能有效钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大。在本发明中，当Ti含量在0.04%以上所限定的范围时，在冷却过程中会析出细小的Ti(C、N)、TiC的颗粒，可起到沉淀强化的作用，提高钢的机械性能，其强化效果明显；当Ti含量高于0.15%时，强度提高效果不明显。因此，Ti含量控制在Ti：0.04~0.15%，进一步优选0.04~0.08%。

Mo：是强氮化物形成元素，适当的钼含量能够阻止奥氏体晶粒的长大，能提高合金钢在常温下的强度，在本发明中，其有利于进一步细化铁素体的晶粒尺寸，同时Mo可有效抑制Nb、Ti碳氮化物的高温析出，并促进Nb及Ti碳氮化物的在较低的温度析出，获得更好的沉淀强化效果，并配合TMCP（控轧控冷）工艺，使钢板屈服强度在热轧工艺条件下就能达到800MPa级以上，从而可以取消轧后调质热处理。当Mo含量低于0.12%时，其细化晶粒及强化效果不明显，若Mo含量高于0.41%，强度进一步提升效果不明显，且合金成本较高，因此将其含量控制在0.12~0.41%，优选地为0.20~0.25%。

Nb：是强碳、氮化物形成元素，钢中微量Nb能抑制变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒的长大，提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，提高钢的强度和韧性。在本发明中，若Nb含量低于0.02%，其细化晶粒及强化效果不明显，若Nb含量高于0.10%，强度进一步提升效果不明显，再在冷却过程中Nb(C、N)的析出，可起到沉淀强化的作用，提高钢的机械性能，因此Nb含量控制在0.02~0.10%，优选地为0.06~0.08%。

Cr：在本发明中，当Cr的加入量大于0.13%时，可有效提高钢的强度和硬度，但Cr含量较高时会降低钢的塑性和韧性，仅此将Cr含量控制在0.13~0.35%，优选地为0.13~0.23%。

P：在本发明中，钢中的P会恶化钢的韧性，特别是剧烈地降低钢的低温冲击韧性，因此将P含量控制在0.020%以下，优选地为0.010%以下。

S：在本发明中，钢中S含量高，产生的MnS夹杂会使钢的纵横向性能产生明显差异，恶化低温韧性，且会明显降低钢的耐候性能。因此，S含量应控制在0.010%以下，优选地为S含量控制在0.005%以下。

N：在本发明中，由于加钛，其氮在钢中可与钛结合形成氮化钛，这种在高温下析出的第二相有利于强化基体，并提高钢板的焊接性能。但是氮含量若高于0.010％，氮与钛的溶度积较高，在高温时钢中就会形成颗粒粗大的氮化钛，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，故将其含量控制在0.010％以下，优选地为N含量在0.005%以下。

而本发明主要采用Ti-Nb-Mo复合微合金化技术，利用薄板坯直接轧制屈服强度800~900MPa，抗拉强度850~950MPa，延伸率A≥19%的热轧薄钢板，本发明中的C含量相对较低，最终组织为铁素体，通过加入Ti、Nb、Mo等微合金元素，使铁素体晶粒尺寸更加细化（即其尺寸不超过5μm），在钢中析出细小、弥散的微合金碳、氮化物，通过细晶强化和析出强化提高铁素体钢的强度，在强化机理及控制方法上与所述文献有着本质的不同。本发明所述材料强度较高且成型性能较好，能用于制造断面更复杂、对成型性能要求更高的结构件。

本发明结合薄板坯连铸凝固速度快，组织均匀的特点，并配合TMCP（控轧控冷）工艺，在Ti-Nb复合微合金化基础上并添加一定量的Mo，这将有利于进一步细化铁素体的晶粒尺寸，同时Mo可有效抑制Nb,Ti碳氮化物的高温析出，并促进Nb及Ti碳氮化物的在较低的温度析出，这有利于获得更好的沉淀强化效果，使钢板屈服强度在热轧工艺条件下就能达到800MPa级以上，从而可以取消轧后调质热处理。另外，本发明所述方法可生产热轧材的最薄厚度为0.8mm，可用于直接替代对应规格的冷轧产品，这对于简化生产流程，提高生产效率，降低生产成本具有重要作用。

现有技术的调质型屈服强度在800MPa级的钢，一个是主要依靠马氏体相变强化作用，其沉淀强化对强度的贡献量不超过150MPa，并需要进行调质处理才能实现。然而不同的是，本发明钢板的主要强化机理为纳米级微合金碳化物的沉淀强化及铁素体超细晶强化两个方面，即将铁素体的晶粒尺寸控制在≤5μm，通过本发明的的成分及匹配的工艺，使沉淀强化贡献量在有现在的不超过150MPa提升至231MPa以上，甚至可达283MPa。采用本发明生产的钢板在具有高强度的同时也具有较好的塑性。对于生产的厚度在2.3mm以下的热轧板，可直接替代冷轧板而使用。

附图说明

图1为本发明的金相组织图；

图2为本发明碳萃取复型试样的透射电镜照片。

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组分取值列表；

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力学性能检测情况列表；

本发明各实施例按照以下步骤生产：

1）冶炼并连铸成坯，控制铸坯拉速在3.2~6.0m/min，铸坯厚度在52~90mm；

2）对铸坯加热，控制铸坯入炉温度在739~1061℃，出炉温度在1180~1280℃，在炉时间在25~80min；

3）采用七机架进行精轧，并控制精轧第1、2机架轧制压下率在48~69%，终轧温度在840~920℃；

4）层流冷却之卷取温度，其间控制前段冷却速度不低于52℃/s,其余为常规冷却；

5）进行卷取，卷取温度为581~673℃。

表1 本发明各实施例及对比例化学成分取值列表（wt%）

表2 本发明各实施例及对比例主要工艺参数列表

表3 为本发明各实施例及对比例力学性能检测情况列表

从表3可以看出，采用本发明所述方法可生产最薄厚度为0.8mm的，屈服强度在800~900MPa，抗拉强度850~950MPa，延伸率A≥19%的热轧薄钢板。对于生产的厚度在2.3mm以下的热轧板，可直接替代冷轧板而使用。

上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。