超高強帶鋼及其生產方法
2023-10-18 07:55:29
專利名稱：超高強帶鋼及其生產方法
技術領域：
本發明涉及一種超高強帶鋼及其生產方法，特別涉及1180Mpa級超高強帶鋼及其生產方法。
背景技術：
近年來，為了保護地球環境及節約能源，必須降低汽車油耗，這要求汽車輕量化，因此對鋼廠提出了高強度高成形性冷軋鋼板的開發需求，同時，對保險槓、門加強件、橫梁等多種汽車用加強部件使用1180Mpa以上的超高強度鋼的需求也越來越強烈。
到目前為止，大部分強度等級超過1180Mpa的超高強帶鋼商業化生產的主要工藝為煉鋼→連鑄坯熱軋→酸洗及冷軋→連續退火→再酸洗→回火→平整→精整→超高強帶鋼其中連續退火工序都採用與水有關的水冷法(WQ)或氣霧冷卻(ACC)快冷方法，其連續退火工藝過程為將冷軋帶鋼加熱到800℃左右，保溫一定時間，緩冷至某一溫度後在水淬設備中以很快的冷速冷卻到室溫。水冷法是一種較廉價的生產高強鋼的方法，添加較少量的合金元素也可生產較高強度等級的雙相、多相及馬氏體高強鋼，但是該方法在水冷時，帶鋼表面會形成一層氧化鐵皮，需要一次附加酸洗，而且採用水淬(WQ)快速冷卻時，在時效溫度下終止冷卻比較困難，因此帶鋼不得不冷卻到100℃以下，故需重新加熱到回火溫度進行補充回火，以保證鋼帶的抗時效穩定性。水淬方法的主要缺點首先是需要另外增加酸洗及再加熱設備，生產工藝複雜，能源消耗大，成本增高且對環境保護不利；其次是帶水淬的連續退火機組生產高強鋼之後爐況較差，不適合生產高表面質量要求的汽車外板、家電外板等產品，超高強鋼和高表面質量板都是高附加值產品，而一條連續退火機組往往產能較大，而真正的超高強鋼實際產量並不大，遠低於高表面質量板，為了少量的超高強鋼而影響大量的高表面質量的產品的生產是很不經濟的；最後是採用水淬(WQ)冷卻後的帶鋼，由於冷卻速度太快，冷卻不均勻而導致的帶鋼板形極差，給後續穩定通板帶來很大困難。而對於採用加速氣霧冷卻(ACC)而言，雖然冷卻終點溫度可以控制，但與水接觸後帶鋼表面氧化使後續時效段爐況差同樣不能較好地適應高表面質量要求的薄板生產，而且最終成品都必須經過酸洗和閃鍍鎳處理，增加了生產成本。正是由於和水有關的冷卻方法存在上述問題，因此人們都希望尋找出更好的、綜合效益更佳的超高強鋼生產方法，冷卻速度稍低一些的所謂乾式(不用水作為冷卻介質)快冷方法已引起鋼鐵界的重視。
日本專利申請號特開平2-101117提供了一種成形性良好的強度等級在980Mpa級左右的高強鋼的製造方法，化學成份(重量百分比)為C0.12～0.4％，Si0.3～1.5％，Mn1.5～3.0％，Al0.005～0.1％，B0.0003～0.0050％，餘量Fe的鋼經熱軋、酸洗及35％～80％變形量的冷軋後，加熱到700～850℃保溫後以1～30℃/s的速度冷卻到300～450℃，保溫15秒～10分鐘後在30秒內冷卻到室溫，得到具有鐵素體、貝氏體及殘餘奧氏體混合組織的成形性良好的高強鋼。為確保強度，在二相區形成的奧氏體經過快冷段的冷卻速度控制不會發生珠光體轉化而直接進入貝氏體相變區，其冷卻段較長，沒有緩冷段，對板形及在線穩定通板不利，此外，該專利的鋼在快冷段冷卻速度太慢(1-30℃/S)且成分中不含Cr、Nb、Ti等對強化有利元素，不可能得到主要含鐵素體和馬氏體的雙相鋼，由於冷卻速度太低，該技術很可能得到的是含鐵素體和貝氏體的雙相組織，或含鐵素體、貝氏體及殘餘奧氏體的復相組織，由於沒有馬氏體相變強化和碳氮化物的彌散強化因此強度等級很難超過1180Mpa，最後該發明退火後無平整工序，對帶鋼的板形及後續加工都是不利的。
發明內容
本發明的目的在於提供一種新的不採用水作冷卻介質，而同樣能生產優質先進(以相變強化為主)超高強帶鋼的方法，通過相變強化、彌散強化和固溶強化的多種強化機制來提高鋼的強度並在連續退火線上採用噴氣冷卻和輥冷或高速噴氣的快速冷卻工藝，獲得鐵素體和馬氏體雙相組織、純貝氏體組織或鐵素體、馬氏體與殘餘奧氏體並附加彌散強化粒子等組織特徵的拉伸強度在1180MPa以上且El為10～20％的超高強鋼，而不需增加再加熱或酸洗等任何其它設備。
為達到上述目的，本發明採用下述技術方案超高強帶鋼，其化學成分按重量百分比計為C0.10～0.20％，Si＜0.60％，Mn≤2.6％，Al0.020～0.080％，Cr0.35～0.90％，Nb0.015～0.050％，Ti0.015～0.050％，B0.0005～0.0030％，餘量為Fe和不可避免雜質。
進一步，還含有N≤0.005％、P≤0.020％和S＜0.015％中的一種或一種以上，按重量百分比計。
超高強帶鋼的生產方法，其包括如下步驟a.按上述成分冶煉、鑄造；b.熱軋、酸洗以及冷軋；c.連續退火，退火冷卻採用輥冷和噴氣冷卻方法(RC+GJC)或高速氣體噴射冷卻(H-GJC)；d.平整、精整。
進一步，步驟b中熱軋卷取溫度580～660℃，冷軋變形量38％～60％。
步驟c中連續退火中均熱溫度770～810℃，快冷起始溫度560～680℃，帶鋼在快冷段的平均冷卻速度20～60℃/s，快冷終止溫度270～420℃，時效溫度≤420℃。
又，步驟d中平整延伸率0.1～0.4％。
本發明的設計原理如下考慮到不採用水淬快冷技術的情況下，單獨的某種強化機制很難使鋼達到1180Mpa以上的抗拉強度，本發明的超高強鋼通過以相變強化、彌散強化和固溶強化的多種強化機制來提高強度；在連續退火線上不採用水作為冷卻介質，而採用輥冷和噴氣冷卻(RC+GJC)或高速噴氣冷卻(H-GJC)的「乾式」快速冷卻工藝，避免了酸洗和再加熱工序；通過添加除C、Mn之外的其他微量元素，特別是Cr和B元素使鋼的C曲線右移，提高鋼的淬透性，適當降低對冷卻速度的要求；與此同時我們在鋼中加入了足夠量的Nb和Ti元素使鋼中形成Nb和Ti的碳化物和氮化物，從而產生明顯的彌散強化效果，另外Nb和Ti的加入也能起到明顯的細化晶粒的作用，提高材料的強度和韌性；通過化學成份與生產工藝(煉鋼、連鑄、熱軋、冷軋、退火及平整)的優化和調整，使得材料的各項力學性能指標滿足用戶的要求。
根據上述設計原理，我們向鋼中添加Nb、Ti來形成NbC、NbN、TiN、Ti(C，N)、TiC及TiS等彌散強化粒子，添加Cr、B等使鋼的C曲線右移以提高鋼的淬透性，大量添加Mn、適量添加Si以提高鋼中鐵素體的強度，通過控制C、P、S的含量以提高鋼的焊接性能及塑性，嚴格控制O、H的含量以減少氧化物夾雜及氫致裂紋，通過控制連鑄坯的冷卻、採用熱裝和板坯保溫等防止板坯開裂的措施、提高熱軋工藝參數特別是熱軋卷取溫度控制精度以減小熱軋板的力學性能波動，採取減薄熱軋板厚度、降低冷軋變形量的方法確保冷軋生產順行，通過減少連退入口活套量、降低工藝段速度、增加帶鋼張力等手段確保帶鋼連續退火過程的穩定通板，最後通過連退均熱溫度、快冷起始溫度、冷卻速度、快冷終止溫度、時效溫度及平整延伸率等關鍵參數的控制實現對超高強鋼組織性能的控制。
下面詳細說明本發明超高強鋼的各化學元素的作用和工藝技術參數的設計思路。
首先，C是奧氏體穩定元素，又是強化元素，C含量低強度難以保證，為保證鋼的強度在1180Mpa以上，C的含量必須在0.10％以上，但為了得到良好的焊接性能和衝擊韌性，在保證強度的前提下儘可能降低C的含量，本發明的高強鋼，將C含量定在0.10～0.20％。
Si是鐵素體的固溶強化元素，可以提高淬透性，然而Si含量過高會出現低熔點氧化物及使鋼的焊接性能惡化，所以一般不超過0.8％。本發明中Si＜0.6％。
Mn是鐵素體的固溶強化元素，可以提高鐵素體基體的強度並提高奧氏體的淬透性，同時可以降低鐵素體中的固溶C，從而提高雙相鋼的延展性。Mn接近或超過3％時，加工性下降，本發明中Mn≤2.6％。
Cr在提高淬透性的同時可以在帶鋼表面形成緻密氧化膜，提高鋼的耐蝕性，最少添加量0.1％，但過多的加入會影響其韌性，還會引起點蝕，並增加成本，故本發明中Cr0.35～0.90％。
Nb在提高鋼的淬透性、增強彌散強化效果的同時可以細化晶粒，清除鐵素體間隙原子，使間隙原子形成NbC、NbN等彌散強化粒子，大大增強材料強度並提高鐵素體延性，本發明中Nb0.015～0.050％。
微量的B就可使鋼的C曲線明顯右移，顯著提高鋼的淬透性，為達到效果，最低含量為0.0003％，接近或超過0.0050％時，鋼的熱加工性能惡化，因此，本發明中，B0.0005～0.0030％。
Ti可以形成TiN、Ti(C，N)、TiC及TiS等彌散強化粒子，同時還可細化晶粒，因此有明顯的強化效果，同時還能提高鋼的焊接性能，本發明中Ti0.015～0.050％。
Al是脫氧元素，同時能形成AlN質點細化晶粒。Al小於0.005％時作用不明顯，超過0.1％時會增加夾雜物量，影響塑性，本發明中Al0.020～0.080％。
生產工藝技術參數的設計思路熱軋卷取溫度過高則氧化鐵皮會增厚，導致後續酸洗困難，影響生產效率和產品表面質量，卷取溫度過低時熱軋基板的珠光體組織將細化，如果冷卻速度也高時還可能發生貝氏體甚至馬氏體相變，使熱軋基板強度大幅度提高，影響後續冷連軋變形，故本發明卷取溫度定為580～660℃。
超高強鋼熱軋基板厚度精度和表面質量差，冷軋變形的主要目的是提高材料的厚度精度和表面質量，變形量太小時難以達到上述目的。但是冷軋變形量＞60％時，冷軋工序生產成本(如輥耗、電力消耗等)明顯增加，板形也惡化。故本發明中冷軋變形量定為38～60％。
連續退火的主要工藝技術參數決定了材料的內部組織結構和材料力學性能。高強鋼應用場合不同所需的組織結構和材質性能也不一樣。本發明通過化學成分及生產工藝特別是連續退火工藝技術參數的有機配合能夠獲得適合於製造不同零件的高強鋼組織結構和力學性能。下面簡要說明一下連退均熱溫度的高低決定了材料在高溫下是處於奧氏體單相區還是處於奧氏體與鐵素體兩相區以及這兩個相的比例。例如，要想提高材料的擴孔性能就應把均熱溫度提高，以便獲得儘可能多的貝氏體。而要想降低材料的屈強比，提高材料的成型性能則要求在材料兩相區溫度範圍內儘可能降低均熱溫度，使得最終的組織是以鐵素體為主，馬氏體含量不能高。
快冷起始溫度的高低主要影響高強鋼的板形，但它也不是獨立的影響因素，而是與冷卻速度及冷卻終點溫度有關。一般而言快冷起始溫度高，冷卻速度快，且冷卻終點溫度低，則板形較差，但是材料中馬氏體的量會增加，相應的材料強度將提高，塑性會有所降低，反之亦然。特別是當冷卻速度低於材料的臨界冷卻速度時將不能得到馬氏體甚至貝氏體，另外即使冷卻速度高於臨界冷卻速度但當冷卻終點溫度高於Ms點時將同樣不能獲得馬氏體，冷卻終點溫度高於Bs點時則連貝氏體也不能獲得。
時效溫度的高低將影響彌散相的析出和馬氏體的分解，一般而言時效溫度提高會使材料強度和硬度下降而塑性提高，反之亦然。
平整延伸率的大小主要影響材料的屈服強度和塑性，也會影響材料板形。一般而言，提高平整延伸率將使材料屈服強度提高，塑性下降，板形將有所改善，但是平整延伸率太大時由於平整輥的嚴重彎曲將會出現邊浪。
本發明與已有技術相比較，具有顯而易見的突出特點和優點本發明的超高強帶鋼在連退生產時無需採用水淬快冷技術，因而也省去了後續酸洗、再加熱和閃鍍鎳工序，因而降低了生產成本而且不會影響非高強鋼產品的表面質量。本發明的超高強鋼其化學成份中含有彌散強化粒子形成元素Ti和Nb以及可使鋼的C曲線顯著右移的元素Cr、B等，而且還含有較高的Mn、Si等固溶強化元素，通過相變強化、彌散強化和固溶強化的多種強化機制複合強化，使得可以採用較低的冷卻速度來生產1180Mpa以上超高強鋼；本發明採用輥冷和噴氣複合冷卻或高速噴氣冷卻生產超高強鋼，在表面不形成氧化鐵皮，不要求附加酸洗過程，也不需要重新加熱到過時效溫度，簡化工藝、節約成本。本發明採用的是以相變強化為主以彌散強化和固溶強化為輔的強化方式，冷卻介質不含水，採用輥冷和噴氣複合冷卻或高速噴氣冷卻的連續退火生產工藝，採用本生產工藝可以在不改變大多數連退機組已有生產設備的條件下生產出力學性能和板形優良的拉伸強度為1180MPa以上的超高強雙相鋼、多相鋼、貝氏體和馬氏體鋼。
具體實施例方式
下面根據發明的超高強帶鋼的化學成分、熱軋、冷軋、連續退火及平整工藝參數的不同，通過實施例1～8來對本發明做進一步說明。
鋼水的化學成份見表1，餘量為Fe和不可避免的雜質元素。
表1 實施例與對比專利的化學成分
連鑄板坯在熱軋後卷取，室溫冷卻之後經CDCM機組(酸洗和冷軋)以及CAL機組(連續退火和平整)生產出超高強帶鋼。其主要工藝技術參數及最終產品力學性能見表2。
表2 實施例與對比專利的主要工藝技術參數與產品力學性能
由表2可見，與對比例相比，本專利的超高強鋼在連退生產時採用輥冷和噴氣複合冷卻或高速噴氣冷卻生產，冷速較快且便於控制，通過控制連續退火均熱溫度、快冷開始溫度、快冷終止溫度、快冷速度及時效溫度，可生產出力學性能和板形優良的拉伸強度為1180MPa以上的超高強鋼，如實施例2，通過連續退火工藝參數的控制(均熱溫度770℃、快冷起始溫度564℃、快冷終點溫度350℃、時效溫度300℃)，使生產的超高強鋼達到了抗拉強度1190Mpa、延伸率16％，而從化學成分看，其C、Mn含量並不高，Cr、Nb、Ti、B等元素添加也不多。因此前工序的生產難度並不大，而在連續退火工序，快冷速度達到36℃/s就夠了，應該說很多連退機組都具備該冷卻條件。
本發明的超高強鋼通過相變強化、彌散強化和固溶強化的多種強化機制複合強化，使得可以採用較低的冷卻速度來生產1180Mpa以上超高強鋼；本發明採用輥冷和噴氣複合冷卻或高速噴氣冷卻生產超高強鋼，在表面不形成氧化鐵皮，不要求附加酸洗過程，也不需要重新加熱到過時效溫度，簡化工藝、節約成本，採用本生產工藝可以在不改變大多數連退機組已有生產設備的條件下生產出力學性能和板形優良的拉伸強度為1180MPa以上的超高強雙相鋼、多相鋼、貝氏體和馬氏體鋼。
權利要求
1.一種超高強帶鋼，其化學成分按重量百分比計為C0.10～0.20％，Si ＜0.60％，Mn ≤2.60％，Al 0.020～0.080％，Cr 0.35～0.90％，Nb 0.015～0.050％，Ti 0.015～0.050％，B0.0005～0.0030％，餘量為Fe和不可避免雜質。
2.如權利要求1所述的超高強帶鋼，其特徵在於，還含有N≤0.005％、P≤0.020％和S＜0.015％中的一種或一種以上，按重量百分比計。
3.一種如權利要求1或2所述的超高強帶鋼的生產方法，其包括如下步驟a.按上述成分冶煉、鑄造；b.熱軋、酸洗以及冷軋；c.連續退火，退火冷卻採用輥冷(RC)和噴氣GJC)複合冷卻方法(RC+GJC)或高速氣體噴射冷卻(H-GJC)；d.平整、精整。
4.如權利要求3所述的超高強帶鋼的生產方法，其特徵在於，步驟b中熱軋卷取溫度580～660℃，冷軋變形量38％～60％。
5.如權利要求3所述的超高強帶鋼的生產方法，其特徵在於，步驟c中連續退火中均熱溫度770～810℃，快冷起始溫度560～680℃，帶鋼在快冷段的平均冷卻速度20～60℃/s，快冷終止溫度270～420℃，時效溫度≤420℃。
6.如權利要求3所述的超高強帶鋼的生產方法，其特徵在於，步驟d中平整延伸率0.1～0.35％。
全文摘要
超高強帶鋼，其化學成分按重量百分比計為C0.10～0.20％，Si＜0.6％，Mn≤2.6％，Al0.020～0.080％，Cr0.35～0.90％，Nb0.015～0.050％，Ti0.015～0.050％，B0.0005～0.0030％，餘量為Fe和不可避免雜質。其生產方法，其包括如下步驟a.按上述成分冶煉、鑄造；b.熱軋、酸洗以及冷軋；c.連續退火，退火冷卻採用輥冷(RC)和噴氣(GJC)複合冷卻方法(RC+GJC)或高速氣體噴射冷卻(H－GJC)；d.平整、精整。本發明的超高強帶鋼(1180MPa級)在連續退火時無需採用水淬(WQ)或氣霧(ACC)快冷技術，因而也省去了後續酸洗、再加熱或閃鍍鎳工序，因而降低了生產成本而且不會影響其它非高強鋼產品的表面質量。
文檔編號C21D9/52GK1888117SQ200510027399
公開日2007年1月3日 申請日期2005年6月30日 優先權日2005年6月30日
發明者李俊, 陳守群, 梁軒 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司