一种成型性能良好的热轧超高强钢板及其制备方法与流程

本发明属于热轧超高强钢板技术领域。具体涉及一种成型性能良好的热轧超高强钢板及其制备方法。

背景技术

随着安全和环保要求的不断提高，商用车的轻量化方面对材料提出了更高的减重需求。在长臂混凝土泵车臂架、大吨位汽车起重机伸缩臂和履带式起重机拉板等关键部位，900mpa级及以上的高强度钢板已广泛应用，而在车厢、大梁等领域还主要以700mpa高强钢为主。

造成这种局面的一个原因是900mpa级超高强钢的生产成本昂贵、成型性能不理想、焊接需要预热等工序。而700mpa级热轧高强钢具有合适的制造成本、成型和焊接性能优良，所以被商用车生产企业和用户接受。然而随着运输成本的不断攀升，汽车轻量化还将往更好强度级别发展，因此市场对性价比高、成型性能良好、易焊接的超高强度钢的需求就变得越来越迫切。

目前国内外900mpa级超高强钢材所公开的工艺技术有以下三种：冷轧工艺、热轧工艺和热轧+回火(或调质)工艺。

冷轧工艺公开的技术有“延伸凸缘性能优异的高强度钢板”(cn100510143c)、“耐氢脆化特性优异的最大拉伸强度为900mpa以上的高强度钢板及其制造方法”(cn102639739a)、“一种900mpa级高冷弯性能低合金高强钢板”(cn107699791a)。

热轧工艺公开的技术有“一种屈服强度900mpa的高强度高耐腐蚀性能钢板材及其生产方法”(cn103290335b)、“一种屈服强度900mpa级高强度钢板及其制造方法”(cn103014545b)、“一种屈服强度为900mpa级的沉淀强化型铁素体钢”(cn108277434a)。

热轧+回火(或调质)工艺公开的技术有“屈服强度900mpa级贝氏体型高强韧钢板及其制造方法”(cn102337482a)、“一种900mpa级屈服强度调质钢板及其制造方法”(cn101906594a)、“屈服强度900mpa级热轧板带钢及其制备方法”(cn103526111a)、“一种屈服强度960mpa汽车大梁钢及其生产方法”(cn105543666a)。

上述工艺虽存在其优点，但亦存在生产周期长、工序成本高的缺陷，且为了增加淬透性，一般会采用中碳成分，这无形中又增加了碳当量，影响了焊接性能。

900mpa级超高强钢按添加的合金可分为以下两种制备方法：

c-mn钢中添加nb-v-ti-mo中的三种或四种，如“一种900mpa级热轧纳米析出强化型高强高韧钢及其制造方法”(cn108004475a)；

c-mn钢中在添加nb-v-ti-mo中的三种或四种的基础上，又添加cu、cr、ni中一至三种，如“一种屈服强度900mpa的高强度高耐腐蚀性能钢板材及其生产方法”(cn103290335b)、“一种屈服强度900mpa级高强度钢板及其制造方法”(cn103014545b)、“一种900mpa级超高强高韧性管线钢板及其制造方法”(cn103276315b)、“一种900mpa级汽车梁钢板及其生产方法”(cn105483552a)、“用薄板坯直接轧制的900mpa级热轧薄钢带及其制造方法”(cn106636911a)、“一种900mpa级热轧非调质薄钢板及其制备方法”(cn103614629a)。

以上技术虽有其公知的优点，但添加元素种类多，合金含量高，且vn的析出强化最好时，n含量＞0.01％，这对于ti元素来说，必将生成大量大尺寸的tin夹杂，这些tin夹杂具有规则的外形，尖角处在应力应变条件下容易产生孔洞，成为裂纹源，因此v-ti复合强化的超高强钢板，对冷成型是致命损伤。

技术实现要素：

本发明旨在克服现有技术缺陷，目的在于提供一种成型性能良好的热轧超高强钢板的制备方法，该制备方法的化学成分简单、制备工艺简单和生产成本低，所制备的产品成型性能良好、碳当量低和抗拉强度≥900mpa。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：

所述热轧超高强钢板的化学成分及其质量百分含量是：c为0.06～0.10％，si为0.50～0.80％，mn为1.50～2.00％，p≤0.010％，s≤0.003％，nb为0.03～0.05％，ti为0.10～0.14％，v≤0.005％，mo为0.15～0.25％，n≤0.004％，als为0.010～0.040％，o≤0.002％，其余为fe和不可避免的杂质；

且上述化学成分同时满足如下关系：

[％c]-0.13×[％nb]-0.25×[％ti]-0.125×[％mo]-0.38×[％s]＜0.027；

[％ti]-2×[％o]-3.42×[％n]-3×[％s]≥0.08。

所述热轧超高强钢板的制备方法是：

1)冶炼、精炼

按照权利要求1所述热轧超高强钢板的化学成分进行冶炼，精炼，si-ca处理。

精炼过程中加石灰和al丸；所述si-ca处理的ca/s为1.0～3.0。

2)连铸

连铸的连铸坯厚度为160～210mm；电磁搅拌采用正反向交替搅拌模式，交替时间为40～60s，电磁搅拌电流为300～500a，电磁搅拌频率为14～18hz；铸坯芯部冷速为30～40℃/min。

3)加热

第二加热段和均热段的加热温度为1280～1340℃，第二加热段和均热段的加热时间t：

t＝(60～70)+k1×([％ti]^1/2+[％nb])(1)

式(1)中：t表示第二加热段和均热段的加热时间之和，min；

k1表示加热时间修正系数，min；k1为100。

4)粗轧和精轧

粗轧温度：1100～1040℃；

精轧的终轧温度：820～880℃。

5)层流冷却

层流冷却采用前段式冷却，层流冷却速率v冷：

v冷＝(60～70)+k2×a^1/2(2)

式(2)中：v冷表示冷却速率，℃/s；

a表示成品钢板厚度，mm；

k2表示冷却速率修正系数，℃/s·mm^1/2；k2为30。

层流冷却终冷温度t终冷：

t终冷＝(570～590)-k3×a^1/2(3)

式(3)中：t终冷表示层流冷却终冷温度，℃；

a表示成品钢板厚度，mm；

k3表示温度修正系数，℃/mm^1/2；k3为30。

6)卷取及堆放

终冷后即进行卷取，卷取温度为490～540℃；卷取后的钢卷堆放于保温坑中，保温坑的温度为550～630℃，堆放时间为8～24小时。

所述制备方法获得的热轧超高强钢板的金相组织为单一的针状铁素体组织；所述铁素体宽度＜3μm，所述铁素体中具有弥散的第二相析出，析出物呈絮状，析出物的直径≤20nm。

所述制备方法获得的热轧超高强钢板的厚度为2.0～6.0mm，力学性能：屈服强度rel≥800mpa，抗拉强度rm≥900mpa，延伸率a≥10％；弯心直径d＝a，a表示成品钢板厚度，180°冷弯合格；碳当量＜0.44。

由于采用上述技术方案，本发明制备的热轧超高强钢板的有益效果是：

c：本发明采用低碳含量，即可以满足第二相微合金析出所需要的碳，又能防止渗碳体生成，且碳当量低。

si：本发明以硅作为脱氧剂，所采用的硅的质量百分含量为0.50～0.80％，能有效阻止珠光体的生成。

mn：本发明采用的锰的质量百分含量为1.50～2.00％，起到细化铁素体晶粒的作用，对推迟珠光体转变的效果好。

p和s：磷和硫作为钢中有害夹杂对钢的冷成型性能和低温韧性、焊接性及抗疲劳裂纹扩展特性具有巨大的损害作用；本发明从降低生产成本和提高产品质量出发，将磷含量控制在≤0.010％和硫含量控制在≤0.003％，使磷和硫对成型性能的影响降到尽可能低的水平。

nb：本发明采用的铌的质量百分含量为0.03～0.05％，能发挥细晶强化和第二相析出强化，有利于提高钢板强度。

ti和mo：本发明采用钛和钼元素的复合添加，能够稳定第二相析出对强度的贡献。同时钛还能提高焊接性能，mo能提高淬透性，促进贝氏体和针状铁素体等强韧组织的生成。

v：本发明采用的铌的质量百分含量≤0.005％。钒元素要发挥作用则需要将钢中n含量提高至0.01％以上，对含ti钢不利。

n：氮元素属于钢中的有害元素，n含量控制在≤0.004％，可以降低生成tin夹杂的风险。

als和o：本发明采用的酸溶铝的质量百分含量为0.01～0.04％，采用的氧的质量百分含量为≤0.002％。可以减少钢中氧化物夹杂数量，而al的存在，可防止o含量过高。

本发明采用的制备方法具有如下有益效果：

本发明在精炼过程添加石灰和al丸，在渣/钢界面形成cas固体，使s含量控制在0.003％以内，且ca/s为1.0～3.0；本发明采用的si-ca处理：一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物，提高制品的成型和疲劳性能。

本发明的连铸过程采用薄铸坯、强冷冷却模式。可使铸坯芯部冷速增加至30～40℃/min，降低凝固后期大尺寸tin夹杂的生成。电磁搅拌采用正反向交替搅拌模式，能使连铸器中的钢液混合均匀，降低凝固末期元素的偏析含量，从而降低中心偏析以及大尺寸夹杂物的生成。

本发明的实验证明，在1200～1350℃时，随着加热温度的增加，nb、ti复合添加的超高强钢的强度增加。因此本发明中加热温度控制在1280～1340℃，并采用快烧工艺，对加热时间进行控制，防止未溶的tin颗粒长大，提高了制品的成型性能和抗疲劳性能。

本发明采用终轧温度为820～880℃的较低轧制温度，将加大材料在非再结晶奥氏体区的变形，增加变形奥氏体中的位错，促进得到细晶粒转变组织，加强了细晶强化，提高了制品的强度。

本发明采用前段式冷却，层流冷却速率为v冷＝60+30×a^1/2：层流终冷温度t终冷＝580-30×a^1/2，可得到针状铁素体组织，兼顾强韧性，并可以增加nb、ti、mo的第二相在相间析出，强化效果更好。而较快的冷速，能使奥氏体中c原子来不及扩散，而以碳化物的形式在冷却后的基体中弥散析出，提高基体强度。

本发明在终冷后即卷取，减少空冷时间和温降。mo元素的添加，使nb、ti第二相粒子的最佳析出温度下降了30～70℃，从而保证其在500℃附近仍有理想的析出强化效果。卷取后钢卷堆放于保温坑中，保温坑中存放有部分高温卷取钢卷，使保温坑中保持较高温度，保证了第二相析出所需时间，也能缓解因快速冷却导致的钢板内应力，节约能源。

因此，本发明制得的成型性能良好的超高强热轧钢板具有如下显著进步和特点：

一、本发明中添加nb、ti、mo元素，通过nb、ti的细晶强化以及nb、ti、mo的析出强化等双重作用，降低了微观组织的晶粒度，并提高了基体的强度。采用500℃左右的卷取温度，得到针状铁素体。组织强化、细晶强化和析出强化的三重作用，使本发明所得的热轧产品具有良好的力学性能。

二、本发明控制钢中的s、n、v含量，减少了mns、tin等夹杂的数量、形态和尺寸，降低了制品成型开裂的风险。低c含量设计，不但保证制品的低碳当量，也使制品获得了单一的针状铁素体组织；所述铁素体宽度＜3μm，所述铁素体中具有弥散的第二相析出，析出物呈絮状，析出物的直径≤20nm。这种单一的微观组织，利于提高变形过程中微观组织的协调能力，避免了因制品中两相组织在变形过程中不协调而在两相界面产生裂纹，从而具有良好的成型性能。

三、本发明采用的一段式冷却方式和500℃左右的卷取温度，使生产过程简单、可控，工艺命中率高。卷取后的钢卷堆放于保温坑中，保证性能稳定并具有较低的内应力，节约能源。

四、本发明制得的厚度为2.0～6.0mm的热轧超高强钢板经检测：屈服强度rel≥800mpa；抗拉强度rm≥900mpa；延伸率a≥10％；弯心直径d＝a(a表示成品钢板厚度)，180°冷弯合格；碳当量＜0.44。经用户辊压成型，100％合格。

因此，本发明所示制备方法的化学成分和制备工艺简单、生产成本低，所制备的产品成型性能良好、碳当量低和抗拉强度≥900mpa。

附图说明

图1为本发明制备的一种热轧超高强钢板的金相组织结构图；

图2为图1所示热轧超高强钢板的透射电镜照片；

图3为图1所示热轧超高强钢板的tin颗粒图片。

具体实施方式

下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步的详细说明，并非对其保护范围的限定。

实施例1～10

一种成型性能良好的热轧超高强钢板及其制备方法。各实施例所述热轧超高强钢板的化学成分及其质量百分含量如表1所示。表1所示化学成分的质量百分含量同时满足如下关系：

[％c]-0.13×[％nb]-0.25×[％ti]-0.125×[％mo]-0.38×[％s]＜0.027；

[％ti]-2×[％o]-3.42×[％n]-3×[％s]≥0.08。

所述热轧超高强钢板的制备方法的工艺是：

冶炼—精炼—连铸(电磁搅拌)—加热—粗轧—精轧—层流冷却—卷取—保温坑缓冷。

本具体实施方式的各实施例的制备方法的主要工艺技术参数见表2。

本具体实施方式的各实施例制得的制品的性能检测结果见表3。

表1各实施例所述热轧超高强钢板化学成分的质量百分含量

表2各实施例的制备方法的主要工艺技术参数

表3各实施例制得的制品的性能检测结果

从表3可知，本具体实施方式得到的热轧超高强钢板具有良好的成型性能，辊压成型100％合格，较对比例高10％以上。另外，本具体实施方式所制制品的抗拉强度较对比例高50～100mpa，具有良好的力学性能。且碳当量也明显低于对比例2，有利于焊接加工。

图1为本实施例1得的一种热轧超高强钢板的金相组织结构图；图2为图1所示热轧超高强钢板的透射电镜照片；图3为图1所示热轧超高强钢板的tin颗粒图片。从图1可知，本具体实施方式所制制品得到了针状铁素体的单一组织，铁素体宽度＜3μm；从图2可知，本实施例得到了弥散的第二相析出，析出物呈絮状，析出物的直径≤20nm；从图3可知，本实施例中的tin夹杂尺寸非常小，尺寸≤2μm。