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CN116875890B - 一种850MPa级汽车上装用热轧钢板及其生产方法 - Google Patents

一种850MPa级汽车上装用热轧钢板及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种850MPa级汽车上装用热轧钢板及其生产方法。钢板的化学成分包括：C：0.30‑0.56％、Si：1.40‑1.65％、Mn：1.66‑2.00％、S：0.009‑0.022％、Al：0.50‑0.60％、V：0.18‑0.23％、Ti：0.020‑0.055％、B：0.0015‑0.0033％、Cu：0.25‑0.55％、Ni：0.10‑0.20％、Bi：0.010‑0.055％、Sb：0.035‑0.060％、稀土：0.030‑0.053％、Ca：0.004‑0.018％、P≤0.018％、N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明采用以上化学成分通过冶炼、加热、轧制、冷却工艺生产的热轧钢板具有优异的力学性能。

Description

一种850MPa级汽车上装用热轧钢板及其生产方法
技术领域
本发明属于金属材料技术领域，具体涉及一种850MPa级汽车上装用热轧钢板及其生产方法。
背景技术
汽车工业、钢铁工业、石化和建筑工业是国民经济四大支柱产业，汽车工业和钢铁工业规模往往是一个国家工业发展的标志，世界主要工业发达国家都将汽车工业作为国民经济的支柱产业。同时，汽车行业是钢铁产品使用大户，钢铁产品的研发和应用与汽车产业的发展趋势密切相关。当今社会，汽车行业向低成本、高强化、绿色环保、安全性高等方向发展，对于热轧高强钢的需求日益增大。
专利CN114737136A公开了布氏硬度400HBW高强度、高韧性热连轧薄钢板生产方法，利用普通C-Mn成分体系设计添加一定量的Nb、Ti、Cr、B等元素，通过碳、锰元素的固溶强化及铌、钛元素的细晶强化并配合后续离线热处理方式提高强度，该生产工序复杂，制得的钢板断后延伸率≥12％，不符合难成形汽车上装用钢要求，并且不具备易切削性和耐腐蚀性。
专利CN114672731A公开了布氏硬度360HBW高强度、高韧性热连轧薄钢板生产方法，利用普通C-Mn成分体系设计添加一定量的Nb、Ti、Cr、B等元素，通过碳、锰元素的固溶强化及铌、钛元素的细晶强化并配合后续离线热处理方式提高强度，该生产工序复杂，制得的钢板断后延伸率≥14％，不符合难成形汽车上装用钢要求，并且不具备易切削性和耐腐蚀性。
专利CN111254351A公开了一种高性能热轧耐磨钢薄板及其生产方法，利用普通C-Mn成分体系设计添加一定量的Nb、Ti、Cr等元素，通过碳、锰元素的固溶强化及铌、钛元素的细晶强化和析出强化提高强度，该钢板断后延伸率≥14％，不符合难成形汽车上装用钢要求，并且不具备易切削性和耐腐蚀性。
专利CN110964985A公开了一种无钼低合金耐磨钢板及其生产方法，利用普通C-Mn成分体系设计添加一定量的Nb、Ti、Cr等元素，通过碳、锰元素的固溶强化及铌、钛元素的细晶强化和析出强化提高强度，该钢板断后延伸率伸率≥12％，不符合难成行汽车上装用钢要求，并且不具备易切削性和耐腐蚀性。
发明内容
为了解决上述技术问题，本发明提供一种850MPa级汽车上装用热轧钢板及其生产方法，用于制造自卸车和改装车上装用钢。
为了实现上述目的，本发明的技术方案如下：
本发明一方面提供一种850MPa级汽车上装用热轧钢板，所述钢板的化学成分以质量百分比计包括：C：0.30-0.56％、Si：1.40-1.65％、Mn：1.66-2.00％、S：0.009-0.022％、Al：0.50-0.60％、V：0.18-0.23％、Ti：0.020-0.055％、B：0.0015-0.0033％、Cu：0.25-0.55％、Ni：0.10-0.20％、Bi：0.010-0.055％、Sb：0.035-0.060％、稀土：0.030-0.053％、Ca：0.004-0.018％、P≤0.018％、N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
上述技术方案中，进一步地，所述稀土为La+Ce。
上述技术方案中，进一步地，按体积百分比计，所述钢板的最终组织由10％-15％铁素体、70％-80％贝氏体和10％-15％残余奥氏体构成。
上述技术方案中，进一步地，所述钢板的屈服强度≥700MPa、抗拉强度为850-950MPa，横向伸长率为A50≥27％，布氏硬度HBW为252-280。
上述技术方案中，进一步地，所述钢板凸度控制精度为±40μm，平直度为18I以内，厚度控制精度为±40μm，成品钢板厚度为2.0-10.0mm。
上述技术方案中，进一步地，厚度为6.0-10.0mm的成品钢板的-40℃冲击功≥80J。
本发明一种850MPa级汽车上装用热轧钢板化学成分的主要作用为：
C：碳主要是形成所需数量的贝氏体和保证钢材的强度，也是钢中最主要的固溶强化元素，碳元素的提高，有利于增加钢的淬透性，本发明中碳的含量为0.30-0.56％。
Si：硅是固溶强化元素，可以通过固溶强化作用提高钢板的强度。同时还具有提高钢板的淬透性作用，也有利于促进奥氏体向铁素体转变，并促进碳向未转变的奥氏体中富集，从而提高奥氏体稳定性，本发明中硅的含量为1.40-1.65％。
Mn：锰在钢中可以形成置换固溶体，起到较强的固溶强化作用，使屈服强度和抗拉强度线性增加，该元素含量在一定的范围内增加钢强度的同时几乎不降低钢的塑性和韧性，也是奥氏体稳定化元素，同时也可以提高钢的淬透性，并起细化铁素体晶粒的作用，可显著推迟珠光体转变。但锰含量过高，可使钢的碳当量增加，并且会在冶炼及热轧过程中恶化钢板组织均匀性，易于使组织中出现严重的带状组织缺陷。因此，本发明中锰的含量为1.66-2.00％。
P：磷可以提高α相的形成温度，扩大形成α相的温度范围，推迟渗碳体生成，增加奥氏体稳定性。但磷含量过多，会使钢板的加工性恶化，为了得到较高的延伸率，因此本发明中磷的含量为≤0.018％。
S：硫在钢中可形成MnS等硫化物夹杂，这类夹杂物能中断基体金属的连续性，在切削时促使断屑形成小而短的卷曲半径，而易于排除，减少刀具磨损，降低加工表面粗糙度，提高刀具寿命，实现易切削。通常钢的被切削性随钢中硫含量的增多而增高。但钢中硫含量过高时，会导致热脆性，对钢的热加工造成困难，恶化钢的力学性能。因此，本发明中硫的含量为0.009-0.022％。
Al：Al是钢中常用的脱氧剂，在冶炼过程中起到脱氧定氮作用，并能有效提高钢板抗氧化性能，钢中加入一定量的Al，可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用，因此，本发明中Al的含量为0.50-0.60％。
V：钒具有显著的析出强化和细晶强化的作用，钒的作用主要通过与碳、氮形成析出物来实现，尤其与氮形成的VN析出能够很大程度提高钢板的强度，且可以抑制BN析出，避免因B析出导致的强度降低。除此以外，V的加入还可与H结合，提高钢板抗延迟断裂能力，本发明中V的含量为0.18-0.23％。
Ti：钛能够有效地延迟变形奥氏体的再结晶、阻止奥氏体晶粒长大、提高奥氏体再结晶温度，细化晶粒，同时改善钢的强度和韧性，而且，Ti是强碳、氮化物形成元素，能够与碳、氮结合形成稳定细小的碳、氮化物，起到显著的析出强化作用，也可以抑制BN析出，避免因B析出导致的强度降低。因此本发明中钛的含量为0.020-0.055％。
B：硼元素能显著提高钢的淬透性，有利于贝氏体组织的形成，当B含量高于0.0033％，过剩的B与钢中的N形成B的化合物，降低钢板的性能，因此本发明中硼的含量为0.0015-0.0033％。
Cu：铜元素还可以扩大奥氏体相区，提高钢的耐候性，提高钢的可焊性，也可以有效的提高钢的耐腐蚀能力，但Cu含量高时，引起热脆，恶化钢板表面性能，此外，在一定Cu含量下，有利于钢板的强度和热加工性，有效降低钢板的热轧边裂倾向，显著改善了钢板的表面质量。Cu还具有降低加工硬化的作用，提高钢板的塑性。因此本发明的铜含量的选择在0.25-0.55％。
Ni：镍元素对钢的焊接热影响区硬化性及韧性没有不良影响，同时能够提高钢的耐腐蚀性和淬透性，有利于贝氏体组织的形成，因此，在本发明钢种中将Ni含量选择在0.10-0.20％。
Bi：铋元素在钢中主要分布在晶界和晶粒内部，起到提高钢板强度，减小碳、氧等元素在晶界上扩散的速率，减少脱碳和氧化现象，提高钢板表面和力学性能。因此本发明将Bi含量限定在0.010-0.055％。
Sb：锑元素在钢中主要分布在晶界和晶粒内部，起到提高钢板强度，减小碳、氧等元素在晶界上扩散的速率，减少脱碳和氧化现象，提高钢板表面和力学性能，并且锑的加入会促使钢板基体表面形成一层均匀致密的氧化膜(富含Sb、Cu等元素)，可以有效地阻止空气水分、氧继续进入基体构成腐蚀内环境，提高基体耐腐蚀性，增强钢板的耐腐蚀能力。Sb含量过低，使钝化膜分散不均匀，达不到整体抗腐蚀效果；超过设计上限时，起到了防腐效果，但是显著降低热加工性能，因此本发明将Sb含量限定在0.035-0.060％。
稀土(La+Ce)：稀土具有强的脱氧、脱硫能力，形成的球状硫化物或硫氧化物取代了长条状硫化锰夹杂，可提高钢板的塑性和各向异性，稀土能够提高钢板的疲劳性能，改善钢板的焊接性能，同时提高钢板的冷成形性能，稀土与钢中其它杂质元素具有强的亲和力，可降低钢中的硫、氧、磷、氢等元素含量，消除其有害作用。因此本发明中稀土(La+Ce)的含量为0.030-0.053％。
Ca：钙可改变钢种硫化物(MnS)的形态，防止形成长条形的MnS夹杂物，提高钢板的塑性、韧性和疲劳性能。因此本发明中Ca含量控制在0.004-0.018％。
N：氮在本发明中属于杂质元素，其含量越小越好，对于含B钢，N的含量越低越好，但过低会导致生产困难，增加成本，因此本发明中N的含量≤0.005％。
本发明另一方面提供一种上述850MPa级汽车上装用热轧钢板的生产方法，所述方法包括以下步骤：
(1)冶炼：采用RH+LF工艺，控制H≤0.0002％，O≤0.0015％，在精炼工序进行钙处理，保证w(Ca)/w(Al)＝0.09-0.14，连铸过程中投入电磁搅拌和轻压下技术，铸坯拉速≤1.1m/min，连铸坯下线后进行堆垛缓冷；
(2)加热：将连铸坯装到加热炉内加热，加热温度1310-1350℃，保温时间166-192min；炉膛压力在动态中始终控制在微正压状态，正压力值控制在3-15Pa，以降低氧化烧损；适当的加热温度和合适的保温时间使板坯中合金元素完全固溶、板坯成分均匀，并起到控制原始奥氏体晶粒尺寸等作用；
(3)轧制：粗轧出口温度为1115-1180℃，中间坯进行精轧前采用保温罩保温，减轻中间坯在延迟辊道上的温降和头尾及板宽方向的温差，除磷后进行精轧，精轧入口温度不高于1115℃，终轧温度为780-850℃；
(4)冷却：终轧后采用层流冷却+超快冷的冷却模式，层流冷却速率为10-15℃/s，冷却至690-720℃后进行超快速冷却，冷却速率≥100℃/s，将钢板冷却至380-420℃后卷取；层流冷却至690-720℃目的是使铁素体快速的析出，在抑制晶粒长大同时，还使铁素体的含量得到了保证，从而使得铁素体晶粒细化，超快速冷却至380-420℃目的是使贝氏体大量快速的析出，在抑制晶粒长大同时，还使贝氏体的含量得到了保证，从而使得贝氏体晶粒细化，卷取后缓冷，缓冷温度为100-150℃，保温30-60min，取出钢卷，空冷至室温。
上述技术方案中，进一步地，步骤(1)中，制得的连铸坯的厚度为160-270mm，宽度为1510-1700mm。
上述技术方案中，进一步地，步骤(3)中，粗轧采用3+3模式的轧制工艺，即R1采用3道次轧制，R2采用3道次轧制；
所述中间坯厚度为45-68mm，宽度为1510-1700mm；
上述技术方案中，进一步地，步骤(4)中，钢板卷取后进入带加热的缓冷罩中进行缓冷。
本发明的有益效果为：
1、本发明钢板化学成分S在钢中可形成MnS等硫化物夹杂，这类夹杂物能中断基体金属的连续性，在切削时促使断屑形成小而短的卷曲半径，而易于排除，减少刀具磨损，降低加工表面粗糙度，提高刀具寿命，实现易切削；Cu可以提高钢的耐候性和可焊性，也可以有效的提高钢的耐腐蚀能力，在一定Cu含量下，有利于钢板的强度和热加工性，有效降低钢板的热轧边裂倾向，显著改善了钢板的表面质量，Cu还具有降低加工硬化的作用，提高钢板的塑性；Ni的加入能够提高钢的耐腐蚀性和淬透性；Bi铋元素在钢中主要分布在晶界和晶粒内部，起到提高钢板强度，减小碳、氧等元素在晶界上扩散的速率，减少脱碳和氧化现象，提高钢板表面和力学性能；Sb的加入会促使钢板基体表面形成一层均匀致密的氧化膜(富含Sb、Cu、Ti等元素)，可以有效地阻止空气水分、氧继续进入基体构成腐蚀内环境，提高基体耐腐蚀性，增强钢板的耐腐蚀能力；
2、本发明生产方法将钢板卷取温度为380-420℃，通过低温卷取，使钢板性能稳定性好，钢板通卷性能波动小；
3、本发明的热轧钢板具有优异的力学性能，屈服强度≥700MPa、抗拉强度在850-950MPa，横向伸长率A50≥27％，布氏硬度HBW在252-280，-40℃冲击功≥80J，最终组织为10％-15％铁素体、70％-80％贝氏体和10％-15％残余奥氏体。
具体实施方式
通过实施例对本发明进行更详细的描述，这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。
实施例1-6
实施例1-6提供的汽车上装用热轧钢板的化学成分如表1所示。
表1本发明实施例1-6钢板的化学成分(wt，％)
一种850MPa级汽车上装用热轧钢板的生产方法，包括以下步骤：
(1)冶炼：采用RH+LF工艺，控制H≤0.0002％，O≤0.0015％，在精炼工序进行钙处理，保证w(Ca)/w(Al)＝0.09-0.14，连铸过程中投入电磁搅拌和轻压下技术，铸坯拉速≤1.1m/min，连铸坯下线后进行堆垛缓冷；
(2)加热：将(160-270)mm厚×(1510-1700)mm宽的连铸坯装到步进式加热炉内加热，加热温度1310-1350℃，保温时间166-192min，炉膛压力在动态中始终控制在微正压状态，正压力值控制在3-15Pa，以降低氧化烧损；
(3)轧制：粗轧采用3+3模式的轧制工艺，(R1采用3道次轧制，R2采用3道次轧制)共6道次轧制，粗轧出口温度为1115-1180℃，中间坯厚度45-68mm，宽度1510-1700mm，中间坯进热轧精轧机组前采用保温罩保温，减轻中间坯在延迟辊道上的温降和头尾及板宽方向的温差，精轧为7机架连续轧制，精轧前高压水除鳞，精轧入口温度不高于1115℃，终轧温度为780-850℃；
(4)冷却：终轧后采用层流冷却+超快冷的冷却模式，层流冷却速率为10-15℃/s，冷却至690-720℃后进行超快速冷却，冷却速率≥100℃/s，将钢板冷却至380-420℃后卷取，卷取后立即进入带加热的缓冷罩中，缓冷罩温度为100-150℃，保温30-60min，取出钢卷，空冷至室温。
本发明实施例1-6的钢板轧制和冷却工艺参数如表2所示。
表2本发明实施例1-6的钢板轧制和冷却工艺参数
本发明实施例1-6的钢板的力学性能参数和组织体积百分比如表3-4所示。
表3本发明实施例1-6的钢板的力学性能参数
表4本发明实施例1-6的钢板的组织体积百分比
以上实施例仅仅是本发明的优选施例，并非对于实施方式的限定。本发明的保护范围应当以权利要求所限定的范围为准。在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。由此所引伸出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。

Claims (7)

1.一种850MPa级汽车上装用热轧钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分以质量百分比计包括：C：0.30-0.56%、Si：1.40-1.65%、Mn：1.66-2.00%、S：0.009-0.022%、Al：0.50-0.60%、V：0.18-0.23%、Ti：0.020-0.055%、B：0.0015-0.0033%、Cu：0.25-0.55%、Ni：0.10-0.20%、Bi：0.010-0.055%、Sb：0.035-0.060%、稀土：0.030-0.053%、Ca：0.004-0.018%、P≤0.018%、N≤0.005%，余量为Fe和不可避免的杂质；
按体积百分比计，所述钢板的最终组织由10%-15%铁素体、70%-80%贝氏体和10%-15%残余奥氏体构成；
所述钢板的屈服强度≥700MPa、抗拉强度为850-950MPa，横向伸长率为A50≥27%，布氏硬度HBW为252-280；
所述钢板的生产方法包括以下步骤：
（1）冶炼：采用RH+LF工艺，控制H≤0.0002%，O≤0.0015%，在精炼工序进行钙处理，保证w(Ca)/w(Al)＝0.09-0.14，连铸过程中投入电磁搅拌和轻压下技术，铸坯拉速≤1.1m/min，连铸坯下线后进行堆垛缓冷；
（2）加热：将连铸坯装到加热炉内加热，加热温度1310-1350℃，保温时间166-192min；
（3）轧制：粗轧出口温度为1115-1180℃，中间坯进行精轧前保温，除磷后进行精轧，精轧入口温度不高于1115℃，终轧温度为780-850℃；
（4）冷却：终轧后采用层流冷却+超快冷的冷却模式，层流冷却速率为10-15℃/s，冷却至690-720℃后进行超快速冷却，冷却速率≥100℃/s，将钢板冷却至380-420℃后卷取，卷取后立即进入带加热的缓冷罩中，缓冷罩温度为100-150℃，保温30-60min，取出钢卷，空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的850MPa级汽车上装用热轧钢板，其特征在于，所述稀土为La+Ce。
3.根据权利要求1所述的850MPa级汽车上装用热轧钢板，其特征在于，所述钢板凸度控制精度为±40μm，平直度为18I以内，厚度控制精度为±40μm，成品钢板厚度为2.0-10.0mm。
4.根据权利要求1所述的850MPa级汽车上装用热轧钢板，其特征在于，厚度为6.0-10.0mm的成品钢板的-40℃冲击功≥80J。
5.一种权利要求1-4任一项所述850MPa级汽车上装用热轧钢板的生产方法，其特征在于，所述方法包括以下步骤：
（1）冶炼：采用RH+LF工艺，控制H≤0.0002%，O≤0.0015%，在精炼工序进行钙处理，保证w(Ca)/w(Al)＝0.09-0.14，连铸过程中投入电磁搅拌和轻压下技术，铸坯拉速≤1.1m/min，连铸坯下线后进行堆垛缓冷；
（2）加热：将连铸坯装到加热炉内加热，加热温度1310-1350℃，保温时间166-192min；
（3）轧制：粗轧出口温度为1115-1180℃，中间坯进行精轧前保温，除磷后进行精轧，精轧入口温度不高于1115℃，终轧温度为780-850℃；
（4）冷却：终轧后采用层流冷却+超快冷的冷却模式，层流冷却速率为10-15℃/s，冷却至690-720℃后进行超快速冷却，冷却速率≥100℃/s，将钢板冷却至380-420℃后卷取，卷取后立即进入带加热的缓冷罩中，缓冷罩温度为100-150℃，保温30-60min，取出钢卷，空冷至室温。
6.根据权利要求5所述的生产方法，其特征在于，步骤（1）中，制得的连铸坯的厚度为160-270mm，宽度为1510-1700mm。
7.根据权利要求5所述的生产方法，其特征在于，步骤（3）中，粗轧采用3+3模式的轧制工艺，即R1采用3道次轧制，R2采用3道次轧制；
所述中间坯厚度为45-68mm，宽度为1510-1700mm。
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