一种板形优异的屈服强度≥1000MPa级超高强大梁钢及生产方法与流程

本发明涉及一种汽车用钢及生产方法，具体属于板形优异的屈服强度≥1000mpa级超高强大梁钢及生产方法。

背景技术：

1、汽车大梁钢主要应用于重卡汽车底盘上的纵梁、衬梁、横梁以及前后车桥等结构件，其强度对整车的承重能力以及行驶安全至关重要。同时，为降低汽车工业对能源的消耗及对环境的污染，采用超高强度薄钢板代替低强度厚钢板是现代汽车板研究的趋势。随着强度的提升，大梁钢一般采用焊接成型，因而对钢板不平度有着较高的要求，但同时获得超高强度与优异的板形质量，是超高强大梁钢开发的难点。

2、在本发明申请之前，已有中国专利号为cn201811126140.8的文献，公开了“一种900mpa级热轧汽车大梁钢及其生产方法”，其原料化学成分质量百分比为：c：0.06～0.08％，si≤0.10％，mn：1.5～1.7％，s≤0.005％，p≤0.015％，nb：0.040～0.050％，ti：0.07～0.09％，n≤40ppm，als：0.025～0.060％，h≤0.002％，其余为fe。其所述方法生产的热轧钢板存在屈服强度仅为650mpa级，且由于超快冷后罩退温度不高，仅为300～350℃，不利于内应力消除，因而不平度仅能达到6mm/m的不足。

3、中国专利申请号为cn201811124935.5的文献，公开了“一种(抗拉强度)1000mpa级热轧汽车大梁钢及其制造方法”，其原料化学成分质量百分比为：c 0.10～0.20％，si≤0.10％，mn 1.5～1.7％，s≤0.005％，p≤0.015％，nb 0.045～0.055％，ti 0.08～0.10％，n≤40ppm，als 0.025～0.060％，h≤0.002％，其余为fe。但该文献所述方法生产的热轧钢板的屈服强度仅为750mpa级，且为采用超快冷工艺直接轧制而成，未经后续热处理消除应力工序，易出现不平度及内应力过高问题。

4、中国专利申请号为cn201511020842.4的文献，公开了“一种屈服强度960mpa汽车大梁钢及其生产方法”,其化学成分按重量百分比为：c：0.12％～0.14％；si：0.15％-0.35％；mn：1.2％～1.5％；nb：0.02％～0.04％；mo：0.3％～0.5％；v：0.08％～0.15％；ti：0.01％～0.04％；al：0.01％～0.06％；cr：0.4％-0.6％；b：0.0015％-0.0025％；p：≤0.02％；s：≤0.01％；n：≤0.008％，其余为fe及不可避免的杂质。但该文献所述方法生产的热处理钢板的屈服强度为960mpa级，仍不能满足屈服强度1000mpa级超高强大梁钢的需求，且含有0.3％～0.5％的mo元素，合金成本高昂，再采用较低的加热与终轧温度，不利于高精度板形控制，另采用回火工艺且回火保温时间仅为20min，时间较短，不利于消除钢板内应力。

技术实现思路

1、本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种不仅板形质量优异，且屈服强度≥1000mpa，抗拉强度≥1100mpa，伸长率≥12％，不平度≤1mm/m的超高强大梁钢及生产方法。

2、实现上述目的的措施：

3、一种板形优异的屈服强度≥1000mpa级超高强大梁钢，其组分及重量百分比含量为：c：0.03～0.12％，si：0.15～0.25％，mn：1.00～1.40％，v：0.01～0.02％，cr：0.1～0.2％，p：≤0.015％，s：≤0.002％，b：0.0015～0.0020％，als：0.02～0.10％，其余为fe及不可避免的夹杂。

4、一种板形优异的屈服强度≥1000mpa级超高强大梁钢的生产方法，其步骤：

5、1)经转炉冶炼及lf+rh精炼后连铸成坯；

6、2)对铸坯进行加热，铸坯加热温度在1230～1280℃；

7、3)经除鳞后进行热轧，采用传统两段式轧制，精轧终轧温度在850～900℃；

8、4)进行层流，在冷却速度为20～30℃/s下冷却至卷取温度；

9、5)进行卷取，控制卷取温度在650～700℃；

10、6)进行淬火，控制淬火温度在880～900℃；

11、7)进行退火，控制退火温度在600～650℃，并在此温度下保温3～6h；

12、8)炉内冷却至≤100℃出炉。

13、优选地：铸坯加热温度在1238～1265℃。

14、优选地：卷取温度在664～683℃。

15、优选地：退火温度在617～638℃。

16、本发明中各组分及主要工艺的作用及机理

17、本发明的硅(si)：si在钢中具有良好的脱氧作用，其在铁素体中的固溶强化系数比mn高，是一种有效且廉价的强化元素，且可有效提高淬透性，但添加过多对钢的塑性和表面质量不利，因此本发明选取si含量为0.15～0.25％。

18、本发明的锰(mn)：mn可提高淬透性，同时使调质组织均匀细化，提高钢的屈服强度和抗拉强度，但mn添加过高易产生偏析，对韧性与焊接性能不利，因而本发明将mn含量控制为1.0％～1.4％。

19、本发明的铬(cr)：cr减缓奥氏体的分解速度，显著提高钢的淬透性，提高钢板强度，且价格低廉，因此，本发明将cr含量控制为0.1％～0.2％。

20、本发明中的钒(v)：当v低于0.03％时，v大部分以固溶态存在，在热处理钢中可显著增加淬透性，具有较好的强化效果，因而本发明将v含量控制在0.01～0.02％。

21、本发明中硼(b)：b的主要作用是提高钢的淬透性，硼作为表面活性元素，吸附在奥氏体晶界上，延缓奥氏体向铁素体的转变，其在奥氏体晶界的偏聚阻碍铁素体的形核而有利于马氏体的形成，从而提高组织强化效果。但b含量高于所限定值，则淬透性下降，且会形成低熔点共晶体，集中于晶粒的边界，从而引起热脆性。因此，本发明的硼含量限定在0.0015％～0.0020％。

22、本发明的磷(p)含量≤0.015％、硫(s)含量≤0.002％，磷在钢中具有容易造成偏析，硫易与锰结合生成mns夹杂，均对强度不利。因此，本发明应尽量减少磷、硫元素对钢磁性能和强度的不利影响，尤其是本发明钢中mn含量较高，对s的控制应更加严格，将钢的p、s含量控制为p：≤0.015％，s：≤0.002％。

23、本发明之所以控制铸坯加热温度在1230～1280℃，优选地：坯加热温度在1238～1265℃，是由于为了保证合金元素完全固溶及充分奥氏体化，同时提高板坯温度的均匀性，降低变形抗力和轧制负荷，为控制轧制板形奠定基础。

24、本发明之所以控制终轧温度在850～900℃，以有利于获得较低的原始内应力及优异的轧制板形。

25、本发明之所以控制卷取温度在650～700℃，优选地卷取温度在664～683℃，是为通过较高的卷取温度，使钢卷冷却均匀，避免钢板在冷却至室温过程中温度不均带来较大的内应力与板形缺陷。

26、本发明的淬火加热温度为880～900℃，主要为获得较细的原始奥氏体晶粒，从而获得细化的淬火马氏体组织，提高钢的强度。

27、本发明之所以控制退火加热温度为600～650℃，优选地退火温度在617～638℃，保温时间为3-6h。是由于通过退火工艺使淬火马氏体中的过饱和碳原子脱溶形成细小的碳化物颗粒，进一步提高钢板强度同时改善钢的塑性，同时相比于回火而言，采用时间较长的退火可更好的消除钢板内应力，以获得最终优异板形。

28、本发明与现有技术相比，本发明不仅板形质量优异，且屈服强度≥1000mpa，抗拉强度≥1100mpa，伸长率≥12％，不平度≤1mm/m，化学组分也相对简单。