CN110093552A - 一种焊接性能优异的高强塑积q&p钢板及其制备方法 - Google Patents

一种焊接性能优异的高强塑积q&p钢板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110093552A
CN110093552A CN201910462624.8A CN201910462624A CN110093552A CN 110093552 A CN110093552 A CN 110093552A CN 201910462624 A CN201910462624 A CN 201910462624A CN 110093552 A CN110093552 A CN 110093552A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
rolling
steel plate
ductility
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201910462624.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110093552B (zh
Inventor
潘红波
沈晓辉
闫军
刘永刚
王会廷
詹华
肖洋洋
章静
曹杰
刘伟明
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Anhui University of Technology AHUT
Original Assignee
Anhui University of Technology AHUT
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Anhui University of Technology AHUT filed Critical Anhui University of Technology AHUT
Priority to CN201910462624.8A priority Critical patent/CN110093552B/zh
Publication of CN110093552A publication Critical patent/CN110093552A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110093552B publication Critical patent/CN110093552B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/573—Continuous furnaces for strip or wire with cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G3/00—Apparatus for cleaning or pickling metallic material
    • C23G3/02—Apparatus for cleaning or pickling metallic material for cleaning wires, strips, filaments continuously
    • C23G3/021—Apparatus for cleaning or pickling metallic material for cleaning wires, strips, filaments continuously by dipping
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Abstract

本发明公开一种焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板及其制备方法，属于冷轧汽车用钢生产技术领域。该钢板的化学成分按质量百分数为：C：0.17～0.21％，Si：1.80～2.20％，Mn：2.10～2.40％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.008～0.020％，Als：0.025～0.045％，P≤0.020％，S≤0.0030％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。制备方法包括炼钢、连铸、热轧、酸洗、冷轧、连续退火；本发明Q&P钢力学性能优异，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥20％，强塑积≥22GPa％。本发明采用较低的配分温度获得高强塑积Q&P钢，对工艺装备要求较低，适合于现有连续退火生产线生产。

Description

一种焊接性能优异的高强塑积Q＆P钢板及其制备方法
技术领域：
本发明属于冷轧汽车用钢生产技术领域，具体涉及一种焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板及其制备方法。
背景技术：
近二十年来，随着汽车工业的高速发展，汽车尾气所造成的污染比重也日益增加，给当前能源和环境带来了巨大的压力。汽车节能减排成为迫在眉睫的重大课题，日益受到人们的广泛关注。目前世界多个国家和地区都制定了节能减排目标，我国也明确到2020年乘用车新车平均燃料消耗达到5L/100km，2025年在2020年的基础上进一步减少25％，节能减排的压力较大。在当前诸多节能减排路径中，汽车轻量化是最容易实现、潜力相对较大的方式。汽车轻量化是指在保证汽车安全等各项重要指标都满足国家和行业标准要求的情况下，为了增加能源利用效率，使其更加节能、安全，通过采用各种先进技术或特殊材料尽可能地减轻汽车整备质量。汽车减重可以通过提高汽车用材料的强度或降低材料的密度来实现。提高安全性主要通过车身合理设计及选择具有高撞击能量吸收能力的材料，即高塑性材料。因此未来汽车用钢的发展将朝着高强度、高塑性、低成本和易加工化等方向发展。
在汽车工业与汽车轻量化发展的驱动下，汽车用高强钢也获得了快速发展，相继出现了第一代汽车用先进高强钢、第二代汽车用先进高强钢与第三代汽车用先进高强钢。由于第一代汽车用先进高强钢的强塑积一般小于15GPa％，轻量化和安全性指标均很低；第二代汽车用先进高强钢的强塑积虽达到了50GPa％，但由于合金含量高、工艺复杂，难于加工与应用，生产成本居高不下；因此均不能满足汽车轻量化发展对材料的要求。然而第三代汽车用先进高强钢拥有第一代汽车用先进高强钢的低成本和易加工特性，与第二代汽车用先进高强钢的高强度、高塑性等特点，是未来汽车用钢重点发展方向。
Q&P钢作为第三代汽车用先进高强钢的代表钢种，近年来吸引了冶金行业与汽车行业的广泛关注。但仍然未获得批量应用，主要存在以下几个问题：(1)传统CSiMn成分体系Q&P钢，为了获得较好的力学性能，往往需要较低的淬火温度与较高的配分温度，两个温度差值100-150℃，由于传统连续退火过时效段无快速感应加热功能，加热速率较慢，这在传统连续退火生产线很难实现，该工艺仅适用于专业化高强钢连续退火生产线。(2)目前对于Q&P钢的研究，仍然集中在如何提高其强塑积与更高强度Q&P钢的研发方面，其工业化生产的Q&P钢强塑积普遍低于20GPa％，同时在设计过程中缺乏焊接性等应用性能的考虑。由于目前汽车零部件的连接方式主要是焊接，因此开发适用于目前传统连续退火生产线的焊接性优异的高强塑积Q&P钢对促进汽车轻量化进程与提高汽车安全性具有十分重要的意义。目前涉及高强塑积Q&P钢的相关文献公开如下：
中国专利CN103215491A、CN107287401A、CN107326160A根据C、Mn溶解配分温度，需将钢分别加热至不同温度进行保温配分，获得稳定性较高的残余奥氏体，改善钢的强塑积，但是该工艺需将钢在2-3个加热温度区间进行保温处理，对工艺装备要求较高，现有连续退火生产线无法实现。中国专利CN109136779A、CN105734213A采用2次配分处理来稳定并获得更大体积分数奥氏体，该处理方法在2次配分处理过程中需进行水淬处理，一次配分水淬后需再次加热至适当温度进行配分，工艺过程复杂，现有连续退火生产线无法实现。中国专利CN103361547A公开了一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板，该专利采用连续退火获得马氏体组织，然后在罩式退火保温配分处理来获得高强度高塑性的Q&P钢，该方法在工艺上是可行的，但是工艺流程长，制造成本高。中国专利CN108193138A、CN103820613A、CN101487096A以Al来代替部分Si来加速C扩散与抑制碳化物形成，这种含Al钢对钢中氧含量控制要求很高，否则连铸过程中很容易形成氧化铝堵塞水口，同时Al的添加也增加了合金成本，另外CN103820613A与CN101487096A需要较高的奥氏体化温度、较低的淬火温度与相对较高的配分温度，这些工艺参数对现有传统连续退火生产线的实现有较高的难度。中国专利CN108660369A、CN109694992A、CN102212657A、CN103555894A、CN103555902A、CN106521334A采用两相区退火、较低的淬火温度与较高的配分温度处理，获得了相对较高强塑积的Q&P钢，其中淬火温度与配分温度相差100℃以上，这很难适合传统连续退火生产线的装备能力要求。中国专利CN102766818A在淬火温度进行配分，虽然工艺操作性相对较强，但是添加了相对较高的贵金属元素Cr、Mo等，其合金成本较高。中国专利CN105018843A公开了一种钒和钛复合添加的Q&P钢及其制造方法，该制造方法热轧卷取温度200℃，获得铁素体、贝氏体与马氏体组织，冷轧时变形抗力大，对冷轧装备要求较高，同时其配分温度170～210℃，配分温度过低不利于C元素的充分扩散。中国专利CN104988391A公开了一种1200MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法，其中添加了一定Nb来细化晶粒与以Nb(CN)的形式析出，主要作用是作为氢陷阱捕获氢原子，改善氢致开裂作用，同时制造方法中快冷段采用辊冷或水冷，这对冷却要求也较高。中国专利CN109536851A公开了一种冷轧淬火配分钢板及其制备方法，在成分设计上采用Nb、Ti复合，其中Ti含量≥0.02％，说明Ti在其中主要起析出强化作用，同时较高的Ti会与C结合形成TiC粒子，从而使钢中固溶C减少，不利于奥氏体的稳定性与强塑积的发挥，强塑积相对较低。
发明内容：
本发明针对现有Q&P钢及其制备过程中存在的上述不足，提供一种适合现有传统连续退火工艺装备的焊接性能优异的高强塑积冷轧1000MPa级Q&P钢板及其制备方法。本发明通过工艺与合金元素的有效结合，对组织进行全流程调控处理，使其在相对较低的配分温度下获得较高的强塑积，解决现有传统连续退火生产线无快速感应加热配分问题；同时通过低碳、Nb+Ti微合金设计，解决Q&P钢的焊接问题。本发明所制备的Q&P钢组织为铁素体、板条马氏体与奥氏体复合组织，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥20％，强塑积≥22GPa％。
本发明所提供的焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板的化学成分按质量百分数为：C：0.17～0.21％，Si：1.80～2.20％，Mn：2.10～2.40％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.008～0.020％，Als：0.025～0.045％，P≤0.020％，S≤0.0030％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
本发明所提供的焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板的制备方法，该方法具体步骤如下：
(1)冶炼，冶炼在电弧炉或转炉中进行；
(2)精炼，精炼采用LF与RH双联处理；
(3)连铸，连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，连铸后的板坯切割好后直接热装装入加热炉；
(4)热轧，热轧加热温度为1200～1250℃，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用6～10道次，奥氏体再结晶区总压下率大于70％，中间坯厚度为30～50mm，精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次，奥氏体未再结晶区总压下率大于80％，终轧温度控制在870～900℃，轧至目标厚度后在540～580℃范围内进行卷取；
(5)酸洗冷轧，将热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷轧圧下率为50～70％，轧至目标厚度；
(6)连续退火，将酸洗冷轧步骤处理好的钢板，先缓慢加热至170℃后，快速升温至860～880℃，保温90～180s后以4～7℃/s的速率冷至680～720℃，然后以30～60℃/s的冷却速率快速冷却至淬火温度260～280℃，随后在300～360℃过时效处理360～700s后冷至室温。
本发明制备方法步骤(6)中所述的快速冷却过程中，采用30％H2+N2混合气体对所述钢板进行冷却；所述过时效处理采用2段进行，第一段过时效温度为300～320℃，保温时间为180～350s，第二段过时效温度为320～360℃，保温时间为180～350s。
本发明的设计思想如下：本发明在传统的CSiMn化学成分基础上，适当降低C含量，增加Si、Mn含量，并添加微量的Nb、Ti元素，无需添加其余贵金属元素，对冶炼生产容易进行，合金成本低、经济；通过降C、加微量Nb与Ti来改善其焊接性能。本发明采用多元增塑机制来提高钢的强塑积，即通过合金元素与生产工艺的有效结合，使晶粒细化，一方面细化晶粒可以提高钢的强塑性，另一方面细小组织有利于退火与配分过程中C的充分扩散，使其在相对较低的温度配分均可获得稳定性较好的奥氏体与更大体积分数的残余奥氏体含量，以提高其塑性；另外在两相区退火与缓冷过程中生成一定量的铁素体，提高钢的塑性。
本发明为了保证1000MPa级的强度、22GPa％的强塑积与优异的焊接性能与加工性能，在钢的成分设计上，采用CSiMn+微量Nb、Ti复合设计，充分利用细晶强化、相变强化、析出强化来增加钢的强度与细晶增塑、铁素体增塑、奥氏体增塑的组织调控技术。其中各合金元素含量设计的基本原理如下：
C：C是钢中最经济有效的强化元素，也是提高淬透性、形成马氏体与稳定奥氏体不可或缺的合金元素。对于Q&P钢来说，需要利用C在两相区与配分过程中的扩散来稳定奥氏体，使其保留至室温，在变形过程中发生TRIP效应，提高其塑性；同时C还可以增加马氏体的强度，使其强度满足要求，因此其含量不能过低。但是含量过高会引起钢的焊接性与成形性降低，所以本发明将C含量控制在0.17～0.21％范围之内。
Si：Si可以扩大α+γ范围，使临界区退火温度范围加宽。Si为非碳化物形成元素，通过固溶强化来提高钢板的强度与冷加工硬化率。本发明中利用其在碳化物中溶解度极低的特性，阻碍奥氏体分解，减少碳化物析出，促使亚稳奥氏体富碳。Si含量不足，亚稳奥氏体室温稳定性下降，钢的塑性与加工硬化率降低；Si含量过高，会使板坯加热时的氧化皮粘度较大，出炉后除鳞困难，同时轧后钢板表面红色氧化铁皮严重，表面质量差。综合其作用，本发明将Si含量控制在1.80～2.20％范围之内。
Mn：Mn是有效的固溶强化元素之一，能够显著提高钢的淬透性，可显著推迟珠光体和贝氏体转变，降低马氏体形成的临界冷速；同时Mn也是典型的奥氏体稳定化元素，可以降低碳化物析出温度。Mn含量过低，对临界冷速与生产工艺装备要求较高，马氏体形成量不足，强度下降，同时无法保证亚稳奥氏体的体积分数和稳定性；Mn含量过高，则会造成严重的成分偏析，形成带状组织，影响钢板的力学性能与成形性。因此本发明将Mn含量控制在2.10～2.40％范围之内。
Nb：Nb是抑制再结晶与细化晶粒最有效的元素，溶入奥氏体中的Nb可显著提高钢板的淬透性。Nb还与钢中C、N结合形成细小析出物，提高钢的强度。Nb含量过低，对细化晶粒效果不显著，不能有效降低C原子扩散自由程，在较低温度下C原子不能充分扩散配分；另外Nb含量过低，降低了钢的淬透性，焊接时熔融区与热影响区易软化，从而零部件在焊接部位容易发生疲劳断裂现象。Nb含量过高，在连铸时析出，显著降低钢的高温塑性，铸坯表面易产生大量裂纹；另外过高的Nb与C结合，从而降低了亚稳奥氏体的稳定性。因此本发明将Nb含量控制在0.03～0.05％范围之内。
Ti：Ti在钢中与N结合，形成TiN析出物，有效阻碍高温区奥氏体晶粒长大，尤其在焊接时能有效阻止热影响区与熔融区晶粒长大，细化组织，改善焊接性能。Ti含量过低，不能有效细化热影响区与熔融区组织，恶化焊缝区力学性能；Ti含量过高，多余的Ti将与C结合形成TiC粒子，降低亚稳奥氏体的稳定性。一般钢中N含量在50ppm以内，为了Ti能有效地与N结合，钢中Ti含量为3.42N。因此本发明将Nb含量控制在0.008～0.020％范围之内。
Als：Al主要用来脱氧与细化晶粒。Al含量过低，脱氧效果不显著，连铸过程中易形成氧化物夹杂，恶化力学性能。Al含量过高，一方面增加成本，另一方面给冶炼与连铸等方面带来困难。因此本发明将Al含量控制在0.025～0.045％范围之内。
S和P：S和P在钢中属于杂质元素，恶化钢的塑性与韧性，一般来说含量越低越好，但是过低也会降低成材率与增加冶炼成本。因此从经济性与力学性能综合考虑，本发明将S和P分别控制在S≤0.0030％，P≤0.020％范围内。
制造工艺过程对本发明产品的影响：
转炉或电弧炉冶炼和精炼处理：目的是确保钢液的基本成分要求，去除钢中的氧、氮、氢等有害气体与P、S等有害杂质，并加入碳、硅、锰、铌、钛等必要的合金元素，进行合金元素的调整。
连铸：保证铸坯内部成分均匀和表面质量良好，连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，不仅避免Mn在浇注过程中发生偏析现象，碎化枝晶；将连铸好的板坯直接进行热装，以降低热裂现象发生。
热轧：为了使合金元素充分固溶均匀化，并且组织不发生粗化现象，将加热温度控制在1200～1250℃，保温2～3小时。粗轧在奥氏体再结晶区轧制，总压下率大于70％，以使奥氏体组织充分细化，中间坯厚度为30～50mm；精轧在奥氏体未再结晶区轧制，终轧温度控制在870～900℃，防止温度过高晶粒粗大，以及温度过低产生带状组织，奥氏体未再结晶区总压下率大于80％，以提高相变形核点，细化组织。轧后在540～580℃范围内进行卷取，防止高温卷取时Mn在卷取保温过程中偏析形成带状组织，以及晶粒粗化；温度过低又会形成贝氏体与马氏体组织，增加冷轧变形抗力。
酸洗冷轧：将热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷轧圧下率为50～70％，轧至目标厚度。
退火：退火采用连续式退火炉，退火温度为860～880℃，一方面控制铁素体与奥氏体含量，另一方面使C、Mn等元素向奥氏体中扩散稳定奥氏体。缓冷温度为680～720℃，一方面析出一定量的铁素体，增加塑性，同时进一步稳定奥氏体；另一方面降低快冷压力，防止快冷过程中抖动与瓢曲。采用30％H2+N2混合气体以30～60℃/s的冷却速率快速冷却至淬火温度260～280℃，使钢中奥氏体大部分转化为马氏体，同时采用高氢防止Si含量高在带钢表面形成氧化物。然后分别在300～320℃的过时效1段与320～360℃的过时效2段配分180～350s，以使马氏体中的C充分向奥氏体中扩散稳定奥氏体；采用2段处理主要是缓解目前传统连续退火生产线无快速感应加热功能，通过2段过时效段逐渐将带钢温度提高至适当配分温度。
本发明具有以下技术特点：
本发明所述的成分与工艺设计易于实施和控制，工艺操作性强，解决了现有Q&P工艺对高冷速、低淬火温度与较高配分温度等苛刻问题，在现有传统连续退火生产线无需任何改造即可生产高强塑积Q&P钢。本发明基于多元强塑机制思想，通过全流程细化晶粒来减小C、Mn扩散配分自由程，使其在相对较低的温度配分也可获得稳定性与体积分数高的残余奥氏体，并采用2段过时效配分处理，解决了传统连续退火生产线无快速感应加热功能。
通过在传统CSiMn成分基础上，适量降低C含量，增加Si、Mn含量与添加微量Nb、Ti，通过Mn的适量添加降低冷速要求，解决目前传统连续退火生产线无水淬与辊冷等装备能力问题；通过Si与微量Nb，来促进C原子扩散，解决传统连续退火无快速感应加热与无法实现较高温度配分问题；通过微量Ti、Nb与Mn，解决Q&P钢的焊接性问题。
与循环热处理、多个不同温度加热保温、2次配分、连续退火获得马氏体+罩式退火配分工艺相比，采用该工艺生产，生产流程短，操作可行性强，在现有生产装备无需任何改造情况下即可生产高强塑积Q&P钢。与水淬、辊冷等冷却工艺相比，该工艺对冷速要求不高，并且采用高氢生产，表面质量获得了较大改善。与现有一步法工艺相比(也即淬火温度与配分温度一致)，该方法可以对组织含量与稳定性进行调控处理，其强塑积较一步法有较大改善。与传统较低淬火温度与较高配分温度工艺相比，该方法在现有传统连续退火生产线即可实施，无需专业化高强钢连续退火生产线或对现有传统连续退火过时效段进行改造，操作性强，节省投资。
具体实施方式:
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细说明。
按表1的化学成分配比在转炉与精炼炉中进行冶炼，并连铸成铸坯，然后进行热轧、酸洗、冷轧与连续退火，其工艺如表2所示。
按照GB/T228-2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》测定本发明实施例1-4钢板的各项力学性能，结果见表3。
本发明所提供的焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板的化学成分按质量百分数为：C：0.17～0.21％，Si：1.80～2.20％，Mn：2.10～2.40％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.008～0.020％，Als：0.025～0.045％，P≤0.020％，S≤0.0030％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。热轧加热温度为1200～1250℃，终轧温度为870～900℃，轧至所需厚度后在540～580℃范围内卷取，然后施加50～70％的圧下率将带钢冷轧至目标厚度。退火采用连续式退火炉，将酸洗冷轧步骤处理好的钢板，先缓慢加热至170℃后，快速升温至860～880℃，保温90～180s后以4～7℃/s的速率冷至680～720℃，然后以30～60℃/s的冷却速率快速淬火至260～280℃，随后在过时效温度为300～320℃的过时效段1与过时效温度为320～360℃的过时效段2分别保温180～350s进行配分处理，最后以2～3℃/s的速率冷至室温。
表1本发明实施例1-4的化学成分(质量百分比％)
实施例 C Si Mn Nb Ti P S Als
1 0.20 1.84 2.35 0.032 0.015 0.011 0.0020 0.043
2 0.18 1.92 2.29 0.036 0.018 0.009 0.0010 0.036
3 0.19 2.13 2.15 0.038 0.012 0.010 0.0019 0.028
4 0.20 2.02 2.20 0.047 0.016 0.012 0.0025 0.032
表2本发明实施例1-4的工艺参数
表3本发明实施例1-4的力学性能
实施例 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率A<sub>50</sub>/％ n 强塑积/GPa·％
1 751.2 1077.0 23.29 0.16 25.1
2 679.6 1072.3 24.2 0.17 25.9
3 614.1 1024.5 23.5 0.16 24.1
4 686.2 1029.7 22.5 0.16 23.2

Claims (3)

1.一种焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板，其特征在于所述钢板的化学成分按质量百分数为：C：0.17～0.21％，Si：1.80～2.20％，Mn：2.10～2.40％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.008～0.020％，Als：0.025～0.045％，P≤0.020％，S≤0.0030％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
2.如权利要求1所述的焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板的制备方法，其特征在于该方法具体步骤如下：
(1)冶炼，冶炼在电弧炉或转炉中进行；
(2)精炼，精炼采用LF与RH双联处理；
(3)连铸，连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，连铸后的板坯切割好后直接热装装入加热炉；
(4)热轧，热轧加热温度为1200～1250℃，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用6～10道次，奥氏体再结晶区总压下率大于70％，中间坯厚度为30～50mm，精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次，奥氏体未再结晶区总压下率大于80％，终轧温度控制在870～900℃，轧至目标厚度后在540～580℃范围内进行卷取；
(5)酸洗冷轧，将热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷轧圧下率为50～70％，轧至目标厚度；
(6)连续退火，将酸洗冷轧步骤处理好的钢板，先缓慢加热至170℃后，快速升温至860～880℃，保温90～180s后，以4～7℃/s的速率冷至680～720℃，然后以30～60℃/s的冷却速率快速冷却至淬火温度260～280℃，随后在300～360℃过时效处理360～700s后冷至室温。
3.根据权利要求2所述的焊接性能优异的高强塑积Q&P钢板的制备方法，其特征在于步骤(6)中所述快速冷却中采用30％H2+N2混合气体对所述钢板进行冷却；所述过时效处理采用两段进行，第一段过时效温度为300～320℃，保温时间为180～350s，第二段过时效温度为320～360℃，保温时间为180～350s。
CN201910462624.8A 2019-05-30 2019-05-30 一种焊接性能优异的高强塑积q＆p钢板及其制备方法 Active CN110093552B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910462624.8A CN110093552B (zh) 2019-05-30 2019-05-30 一种焊接性能优异的高强塑积q＆p钢板及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910462624.8A CN110093552B (zh) 2019-05-30 2019-05-30 一种焊接性能优异的高强塑积q＆p钢板及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110093552A true CN110093552A (zh) 2019-08-06
CN110093552B CN110093552B (zh) 2020-10-23

Family

ID=67449754

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201910462624.8A Active CN110093552B (zh) 2019-05-30 2019-05-30 一种焊接性能优异的高强塑积q＆p钢板及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110093552B (zh)

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110499461A (zh) * 2019-08-22 2019-11-26 唐山钢铁集团有限责任公司 一种汽车座椅焊管用超高强钢板及其生产方法
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
CN111118397A (zh) * 2020-01-19 2020-05-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 980MPa级淬火配分钢及其制备方法
CN111349771A (zh) * 2020-04-22 2020-06-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有优异塑性的980MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法
CN111394658A (zh) * 2020-04-22 2020-07-10 马鞍山钢铁股份有限公司 一种适用于常规连续退火生产线的980MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法
CN111411299A (zh) * 2020-04-17 2020-07-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 1000MPa级冷轧高延伸Q&P钢板及其制备方法
CN112658602A (zh) * 2020-12-04 2021-04-16 安阳钢铁股份有限公司 一种锅炉交换器用冷轧耐候钢q355gnh的生产方法
WO2021078111A1 (zh) * 2019-10-21 2021-04-29 宝山钢铁股份有限公司 一种延展性优异的高强度钢及其制造方法
CN113186461A (zh) * 2021-04-15 2021-07-30 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积深冷轧制钢板及制备方法
CN114381655A (zh) * 2020-10-21 2022-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法
CN114574685A (zh) * 2020-11-30 2022-06-03 宝山钢铁股份有限公司 一种短流程连铸连轧普碳钢热轧带钢表面及力学性能调控方法
CN114622074A (zh) * 2022-05-12 2022-06-14 中北大学 一种奥氏体不锈钢及其热处理工艺和热处理工艺的用途
CN116377334A (zh) * 2023-04-28 2023-07-04 鞍钢股份有限公司 超高塑各向同性的980MPa级冷轧高强钢板及其制备方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN108660369A (zh) * 2017-03-29 2018-10-16 鞍钢股份有限公司 抗拉强度大于1180MPa的淬火配分冷轧钢板及生产方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN108660369A (zh) * 2017-03-29 2018-10-16 鞍钢股份有限公司 抗拉强度大于1180MPa的淬火配分冷轧钢板及生产方法

Cited By (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110499461A (zh) * 2019-08-22 2019-11-26 唐山钢铁集团有限责任公司 一种汽车座椅焊管用超高强钢板及其生产方法
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
WO2021078111A1 (zh) * 2019-10-21 2021-04-29 宝山钢铁股份有限公司 一种延展性优异的高强度钢及其制造方法
CN112760554A (zh) * 2019-10-21 2021-05-07 宝山钢铁股份有限公司 一种延展性优异的高强度钢及其制造方法
CN111118397A (zh) * 2020-01-19 2020-05-08 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 980MPa级淬火配分钢及其制备方法
CN111411299A (zh) * 2020-04-17 2020-07-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 1000MPa级冷轧高延伸Q&P钢板及其制备方法
CN111394658A (zh) * 2020-04-22 2020-07-10 马鞍山钢铁股份有限公司 一种适用于常规连续退火生产线的980MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法
CN111349771A (zh) * 2020-04-22 2020-06-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有优异塑性的980MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法
CN114381655A (zh) * 2020-10-21 2022-04-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法
CN114574685A (zh) * 2020-11-30 2022-06-03 宝山钢铁股份有限公司 一种短流程连铸连轧普碳钢热轧带钢表面及力学性能调控方法
CN114574685B (zh) * 2020-11-30 2024-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种短流程连铸连轧普碳钢热轧带钢表面及力学性能调控方法
CN112658602A (zh) * 2020-12-04 2021-04-16 安阳钢铁股份有限公司 一种锅炉交换器用冷轧耐候钢q355gnh的生产方法
CN113186461A (zh) * 2021-04-15 2021-07-30 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积深冷轧制钢板及制备方法
CN114622074A (zh) * 2022-05-12 2022-06-14 中北大学 一种奥氏体不锈钢及其热处理工艺和热处理工艺的用途
CN116377334A (zh) * 2023-04-28 2023-07-04 鞍钢股份有限公司 超高塑各向同性的980MPa级冷轧高强钢板及其制备方法
CN116377334B (zh) * 2023-04-28 2024-04-16 鞍钢股份有限公司 超高塑各向同性的980MPa级冷轧高强钢板及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110093552B (zh) 2020-10-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110093552A (zh) 一种焊接性能优异的高强塑积q&amp;p钢板及其制备方法
CN104928568B (zh) 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
CN104532126B (zh) 一种低屈强比超高强度热轧q&amp;p钢及其制造方法
CN101487096B (zh) 一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法
CN106636961B (zh) 一种含Cu纳米相强化易焊接钢及制备方法
CN105274432B (zh) 600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板及其制造方法
CN105385951B (zh) 兼具高硬度高韧性的nm500耐磨钢板的生产方法
CN107385353B (zh) 一种海洋平台用250mm 特厚EH36钢板及其制备方法
CN105296731B (zh) 提升厚规格高强钢板冲击韧性的生产方法
CN103320701B (zh) 一种铁素体贝氏体先进高强度钢板及其制造方法
CN106498278A (zh) 一种高强度高延伸率低密度的中厚板及其制备方法
CN108914006A (zh) 一种厚度方向性能优良的超高强度调质钢板及其制造方法
CN106399820B (zh) 一种980MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法
CN111455278A (zh) 低温韧性优异的800MPa级冷成型用厚规格热轧高强钢板卷及其制造方法
CN109295283A (zh) 一种快速退火制备1000MPa级高延性钢的方法
CN110129673A (zh) 一种800MPa级高强塑积Q&amp;P钢板及其制备方法
CN104513927A (zh) 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN103255341A (zh) 一种高强度高韧性热轧耐磨钢及其制造方法
CN109722601A (zh) 一种低碳当量的特厚钢板q420e的生产方法
CN101935810A (zh) 屈服强度960MPa以上低成本工艺操作窗口宽的超高强度钢板制造方法
CN110117755A (zh) 一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法
CN105543666B (zh) 一种屈服强度960MPa汽车大梁钢及其生产方法
CN108531832A (zh) 一种800MPa级高屈强比冷轧钢板及其制造方法
JP3879440B2 (ja) 高強度冷延鋼板の製造方法
CN108914005A (zh) 一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant