一种1100MPa级热轧高强钢板及其制造方法与流程

本发明涉及高强钢生产工艺
技术领域：
，特别涉及到一种1100mpa级热轧高强钢板及其制造方法。
背景技术：
：高强钢作为轻量化最直接、最有效的手段之一，一直被广泛应用于工程机械、汽车等领域。随着工程机械大型化、高效化以及汽车轻量化的迅速发展，高强钢需求量日趋增加同时，对高强钢的综合性能要求越来越高，不仅要求其具有较高的强度，抗拉强度需不低于1100mpa；而且要求具有良好成形性能，180°折弯不开裂。按照产品交货状态，高强钢可分为热轧高强钢和冷轧高强钢，其中，热轧高强钢主要用于工程机械、商用车等领域，目前热轧高强钢的抗拉强度主要集中在700～1100mpa。关于1100mpa级热轧高强钢申报的专利，如专利cn104532157a公开的“一种屈服强度900～1000mpa级调质高强钢及其生产方法”、专利cn106498296a公开的“一种屈服强度1100mpa级高强钢的制造方法”、cn108315671a公开的“屈服强度1000mpa级低屈强比超高强钢及其制备方法”，其生产工艺为热轧+淬火+回火；公开号cn102618800a的专利公开的“一种屈服强度1150mpa级钢板及其制造方法”，其生产工艺为热轧+回火。一方面，其化学成分设计思路为低c、低si、高mn、高cr、高mo、高ni，并添加适量微合金元素nb、v、ti、b，化学成分设计较为复杂，贵重合金元素含量较高，合金成本较高；另一方面，其产品生产工艺流程热轧+淬火+回火或者热轧+回火，需要热处理工艺，不仅工艺流程长、能耗高，而且组织为马氏体或马氏体+残余奥氏体，屈强比较高，屈强比>0.80，残余内应力大，冷弯成形性能受限。以上专利均是通过热轧+热处理工艺实现1100mpa级热轧高强钢的生产，因此，开发出无需热处理工艺1100mpa级热轧高强钢，对于降低钢铁企业自身生产成本，以及促进下游工程机械、汽车轻量化和节能减排等具有重要意义。技术实现要素：为解决上述问题，本发明提供一种1100mpa级热轧高强钢板及其制造方法，且无需调质热处理或回火工艺，通过合理合金化成分设计、冶炼、连铸、加热、热轧、冷却及卷取工艺的优化，可以使热轧高强钢的抗拉强度达到1100mpa的同时，具有良好的成形性能，这种热轧高强钢主要用于工程机械、汽车等结构减薄件的制造。本发明的技术方案如下：一种1100mpa级热轧高强钢板，所述热轧高强钢板的化学成分重量百分比含量为：c：0.10～0.20％；si：0.80～1.50％；mn：1.20～2.0％；p：≤0.015％；s：≤0.008％；cr：0.20～0.60％；nb：0.010～0.040％，ti：0.010～0.040％；als：0.020～0.060％；其余为fe及不可避免的夹杂。进一步地，所述的1100mpa级热轧高强钢板的显微组织为铁素体+马氏体，其中铁素体的体积分数为25～35％，马氏体体积分数为65～75％，产品的屈服强度≥650mpa，抗拉强度≥1100mpa，屈强比≤0.65，延伸率a50≥16％，冷弯性能180°，d＝4a。一种1100mpa级热轧高强钢板的制造方法，包括以下步骤：1)冶炼、精炼和连铸；2)加热，铸坯进入加热炉中进行加热；3)轧制，采用两阶段控制轧制工艺；4)冷却：采用三段控制冷却工艺。进一步地，所述的步骤2)中，加热温度为1150～1200℃，保温时间为1.5-2h。进一步地，所述的步骤3)中，粗轧累积压下率为≥70％，精轧累积压下率为≥80％；粗轧开轧温度为1100～1150℃，精轧终轧温度为800～850℃。进一步地，所述的步骤4)中，轧后钢板以≥50℃/s的冷却速度冷却至650～700℃进行空冷，空冷6～10s冷却至600-650℃，再将钢板以≥100℃/s的冷却速度冷却至≤250℃进行卷取，卷取后空冷至室温。本发明化学成分添加较高含量si、mn，结合适量cr、nb、ti合金元素，并严格控制p、s等杂质元素的含量。c：0.10～0.20％，c作为钢中的基本元素，对提高钢的强度起着非常重要的作用，为了获得较高的强度，必须保证c的含量在0.10％以上，但c含量也不能高于0.20％，否则在热轧后冷却过程中难以获得所一定比例的软相组织铁素体，导致钢的塑形、成形性能较差。si：0.80～1.50％，添加适量的si，不仅可以起到脱氧、固溶强化的效果，增加钢的强度，而且可扩大铁素体形成的工艺窗口，促进铁素体形成。相关研究表明，si的这种作用在其含量达到0.80％以上时才表现出来，但si的含量也不能太高，si含量过高容易在钢表面生成大量红色氧化铁皮，增加氧化铁皮去除难度，影响产品的表面质量。mn：1.20～2.0％，mn作为钢的强化元素，可以提高钢的强度并提高其淬透性，为了保证钢的强度，mn含量应控制在1.20％以上，但mn含量不能过高，mn含量过高铸坯偏析的可能性显著增加，而且轧后不易形成所需数量的铁素体，对钢的成形性能产生不利影响。cr：0.20～0.60％，cr作为中强碳化物形成元素，可显著提高钢的淬透性，增大奥氏体的过冷能力，推迟珠光体和铁素体相变，并推迟贝氏体相变，有利于获得铁素体转变区和贝氏体转变区之间的亚稳奥氏体区，扩大冷却工艺窗口。p、s作为杂质元素，会对钢的塑性、成形、韧性等性能产生不利影响，应该严格控制，其含量越低越好，考虑生产成本因素，实际生产中控制p：≤0.015％，s：≤0.008％。nb：是强烈的碳、氮化合物形成元素，主要通过细化晶粒来提高钢的强度；一方面，固溶nb对奥氏体晶粒长大起到溶质拖曳作用，起到阻止奥氏体晶粒长大的作用；另一方面，未溶解的nb，与c、n元素形成的nb(c、n)可以显著钉扎奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒，并对最终产品组织起到细化作用，有利于产品强度和冷弯成形性能的提高。ti：0.010～0.040％，ti在钢中的作用主要起三个作用，一是细化奥氏体晶粒，提高钢的强度，与nb配合，并对最终转变的铁素体和马氏体组织起到最佳细化作用；二是与n元素结合形成tin，起到固氮作用；三是提高材料焊接性能，ti与n结合形成tin对焊接过程中奥氏体晶粒粗化有明显抑制作用。als：0.020～0.060％，als在钢中主要起脱氧作用，但als不能过高，als过高会与钢中的n发生反应析出粗大的aln颗粒，不利于晶粒细化作用。本发明在热轧工艺设计上，加热温度控制在1150～1200℃，其主要目的是防止加热温度过高，si在高温条件下与feo发生反应生成铁橄榄石fe2sio4，铁橄榄石会钉轧氧化铁皮，增加其与基体的粘附性，导致氧化铁皮难以去除，带钢表面产生的红锈增多，影响带钢的表面质量；终轧温度控制在800～850℃，较低的终轧温度有利于细化原始奥氏体晶粒尺寸和终轧后迅速地进入铁素体转变区获得铁素体组织。轧后采用三段式控制冷却工艺：第一段冷却速度控制在50℃/s以上，终冷温度控制至650-700℃，其目的是使材料迅速进入铁素体相变区域，并细化铁素体晶粒；第二段空冷时间控制在6-10s，终冷温度控制至600-650℃，其目的是为了获得一定比例的铁素体组织；第三段冷却速度控制在100℃/s以上，卷取温度控制在250℃以下，其目的是使未转变的奥氏体组织快速转变为马氏体组织，从而使钢材最终获得铁素体+马氏体的组织。采用本发明生产的热轧钢板，其显微组织为铁素体+马氏体，其中铁素体的体积分数为25～35％，马氏体体积分数为65～75％，产品的屈服强度≥650mpa，抗拉强度≥1100mpa，屈强比≤0.65，延伸率a50≥16％，冷弯性能180°，d＝4a合格，具有较高的强度、较低的屈强比和良好的成形性能。附图说明图1为本发明生产的1100mpa级热轧高强钢板的金相组织图。具体实施方式下面通过具体实施例对本发明的技术方案予以说明。按照本发明提供的化学成分及重量百分比含量为c：0.10～0.20％；si：0.80～1.50％；mn：1.20～2.0％；p：≤0.015％；s：≤0.008％；cr：0.20～0.60％；nb：0.010～0.040％，ti：0.010～0.040％；als：0.020～0.060％；其余为fe及不可避免的夹杂。一种1100mpa级热轧高强钢板的制造方法包括转炉冶炼、精炼、连铸、加热、轧制、冷却以及卷取工艺。如图1所示，为本发明生产的1100mpa级热轧高强钢板的金相组织图，金相组织为铁素体+马氏体，其中铁素体体积分数为25～35％，马氏体体积分数为65～75％。各实施例的化学成分如表1所示，轧制工艺参数如表2所示，力学性能如表3所示。表1实施例的实测化学成分(质量百分数，wt％)编号csimnpscrnbtials实施例10.161.451.580.0130.0060.350.0150.0250.025实施例20.190.901.750.0120.0050.280.0200.0150.036实施例30.151.251.820.0090.0040.450.0300.0260.055实施例40.131.352.400.0080.0060.500.0350.0300.045表2实施例的主要轧制工艺参数表3实施例的力学性能结合上述实施例可以看出，结合本发明的一种1100mpa级热轧高强钢板的给出的化学成分重量百分比进行原料选取，再按照本发明给出的制造方法生产，就可以得到具有较高的强度、较低的屈强比和良好的成形性能的热轧钢板，这种热轧高强钢主要用于工程机械、汽车等结构减薄件的制造。当前第1页1 2 3