CN110983181B - 一种700MPa级热轧钢及其制备方法、应用 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种700MPa级热轧钢及其制备方法、应用，所述热轧钢化学成分及其质量分数为：C:0.08～0.30％；Si:0.10～0.25％；Mn：1.0～2.5％；P:≤0.02％；S:≤0.010％；Al:0.02～0.35％；Nb:0.010～0.10％；Ti:0.05～0.20％；V:0.01～0.10％；其余为Fe及不可避免的杂质。采用本发明提供的制备方法所制备的热轧钢，内部应力低，开平和使用过程板型好，精度高。

Description

一种700MPa级热轧钢及其制备方法、应用

技术领域

本发明属于冶金技术领域，特别涉及一种700MPa级热轧钢及其制备方法、应用。

背景技术

随着工业化进程的加快，对钢材高强化需求越来越明显。但是钢材强度越高，内应力会越大，导致轧后开平过程和使用过程容易出现板型问题，例如翘曲、浪型、镰刀弯等。尤其是对各个零件的尺寸精度和装配精度要求高的机械行业，对钢板切割下料后的板形要求非常严格，等离子或者激光切割后要求钢板平坦度≤2mm/m，等离子切纵切成(500-600mm)×10m钢板后，镰刀弯≤2mm/10m，无边浪或者中浪，钢板折弯后不能出现扭曲、镰刀弯、鼓肚、错边等缺陷。

目前，厚度为4.0～14.0mm的700MPa高强钢主要采用TMCP或者TMCP+回火工艺生产。由于TMCP工艺流程短，交货周期短，是国内热轧卷板钢厂最常用的生产方式，但TMCP生产的700MPa级别的热轧卷板经过控轧控冷方式生产，容易造成残余应力分布不均匀，表现出的显性板型问题为浪形、弓背或者C翘，经过矫直和平整后，可以改善显性板型，但隐性板型问题，例如切割后镰刀弯、翘曲等，仍无法定量评价，板型质量问题不稳定，影响正常使用。TMCP+回火工艺的生产方式，是TMCP生产的热轧卷板经过开平横切成钢板后，在热处理炉中进行回火处理，这种生产工艺的交货方式比较单一，而且如果要求规格比较多比较杂，钢厂组织生产比较困难，而且钢厂采用钢卷交货，下游生产的灵活性比较高，也缩短了钢厂的交货周期。

综合以上可知，现有的生产工艺制备的热轧钢存在着内部应力高，导致轧后开平过程和使用过程容易出现板型问题。

申请号为CN201010162933.2的专利申请公开了一种热轧高强钢残余应力消除方法，其针对的是热轧钢板产品，材料强度为600MPa，材料强度低于本申请专利。另外，对于8.0mm钢卷下线后进行缓冷处理，增加了工序，增加了生产成本和交货周期。

申请号为CN201510396674.2的专利申请公开了一种制备钢板厚度在8.0～20.0mm的低应力热轧高强钢的方法，其专利主要针对热轧钢板产品。

申请号为CN201410593263.8的专利申请公开了一种工程机械用钢板及其制造方法，申请号为CN201810293804.3的专利申请了一种屈服强度900MPa级铁素体基回火钢板及生产方法。以上两个申请都是针对热轧横切钢板的产品。

发明内容

针对上述现有技术的不足，本发明提供了一种700MPa级热轧钢及其制备方法、应用，以解决现有技术中热轧钢内部存在较高的内应力，导致轧后开平过程和使用过程容易出现板型问题。

本发明通过以下技术方案来实现上述目的：

一方面，本发明提供了一种700MPa级热轧钢，所述热轧钢的化学成分及其质量分数为：C:0.08～0.30％；Si:0.10～0.25％；Mn：1.0～2.5％；P:≤0.020％；S:≤0.010％；Al:0.02～0.35％；Nb:0.010～0.10％；Ti:0.05～0.20％；V:0.01～0.10％；其余为Fe及不可避免的杂质。

进一步地，所述热轧钢的厚度为4.0～14.0mm。

另一方面，本发明实施例还提供了上述的一种700MPa级热轧钢的制备方法，所述方法包括，

将铁水依次进行铁水预处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼、LF精炼和连铸，获得板坯；所述板坯化学成分及其质量分数为：C:0.08～0.30％；Si:0.10～0.25％；Mn：1.0～2.5％；P:≤0.020％；S:≤0.010％；Al:0.02～0.35％；Nb:0.010～0.10％；Ti:0.05～0.20％；V:0.01～0.10％；其余为Fe及不可避免的杂质；

将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷；

将所述热轧卷依次经过罩式退火、冷却，获得热轧钢。

进一步地，所述加热中，加热温度为1250～1300℃，出炉温度为1250～1300℃，加热时间为3～5小时，均热时间为30～40min。

进一步地，所述粗轧为6道次轧制，所述粗轧的变形量为76～86％。

进一步地，所述精轧入口温度为950～1060℃，所述精轧终止温度为820～880℃，所述精轧变形量为70～80％，所述精轧为7道次轧制，所述精轧末道次压下率10～15％。

进一步地，所述超快冷的冷却速率为40～60℃/s。

进一步地，所述卷取温度为500～550℃。

进一步地，所述罩式退火包括，

将所述热轧卷依次进行一次升温、一次保温；

将一次保温后的热轧卷依次进行二次升温、二次保温；所述二次升温时间为8.5～11.5h，所述二次保温时间为2～4h，所述二次保温温度为570～630℃；

将二次保温后的热轧卷依次进行缓冷、出炉。

再一方面，本发明实施例还提供了一种700MPa级热轧钢作为起重机吊臂、改装车大梁、汽车大梁、ATM机和保险柜的应用。

本发明的有益效果至少包括：

本发明提供了一种700MPa级热轧钢及其制备方法、应用，所述热轧钢化学成分及其质量分数为：C:0.08～0.30％；Si:0.10～0.25％；Mn：1.0～2.5％；P:≤0.020％；S:≤0.010％；Al:0.02～0.35％；Nb:0.010～0.10％；Ti:0.05～0.20％；V:0.01～0.10％；其余为Fe及不可避免的杂质。采用C-Mn-Nb-Ti-V成分体系，配合热轧+超快冷+退火的轧制工艺，发挥了C、Mn的固溶强化和Nb的细晶强化以及TiC析出强化，保证材料获得晶粒均匀细小的铁素体组织，并抑制Nb、Ti、V等微合金元素在冷却及卷取过程中析出，热轧卷采用罩式退火工艺，在消除钢卷残余应力基础上，发挥Nb、Ti、V等元素的析出强化效果，获得了高强度、低残余应力的热轧钢，消除了板形缺陷。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本发明实施例的一种700MPa级热轧钢的制备方法工艺步骤图；

图2为本发明实施例的一种700MPa级热轧钢的金相组织图；

图3为本发明实施例的一种700MPa级热轧钢的罩式退火工艺图；

图4为本发明实施例的一种700MPa级热轧钢的析出相图。

具体实施方式

下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。

在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。

除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

本发明实施例中的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：

一方面，本发明实施例提供一种700MPa级热轧钢，所述热轧钢的化学成分及其质量分数为：C:0.08～0.30％；Si:0.10～0.25％；Mn：1.0～2.5％；P:≤0.020％；S:≤0.010％；Al:0.02～0.35％；Nb:0.010～0.10％；Ti:0.05～0.20％；V:0.01～0.10％；其余为Fe及不可避免的杂质。

本发明中各元素所起的作用如下所述：

C：固溶强化元素，但过高的C含量在板坯冶炼和轧制过程中容易形成带状组织，严重的带状组织对钢板的冷成形性能、疲劳性能造成不利的影响，另外，C含量较高，对材料的焊接性能不利。

Si：Si为传统的固溶强化元素，但添加过高的Si对材料的塑性、韧性以及表面质量产生负面影响，同时也可降低奥氏体中碳的扩散速度，不利于铁素体组织的形成。

Mn：Mn具有固溶强化作用，同时可以提高材料的淬透性，但Mn含量过高，由于Mn元素的偏析作用，板坯在冶炼和轧制过程中容易出现带状组织。

S和P：S和P元素过高会对材料的塑性、韧性及疲劳性能产生不利影响。本发明限定了S含量控制在0.005％以内，P含量控制在0.015％以内。

Ti：Ti为强碳氮化物形成元素，钢中添加一定量的Ti元素，在高温奥氏体区Ti与N结合形成TiN或者Ti(C,N)阻碍奥氏体晶粒的长大。在冷却过程中采用低温卷取，控制TiC在卷取过程中析出。采用570-630℃退火，此退火温度区间为TiC析出强化效果最佳，依靠退火过程中TiC析出强化效果避免强度下降，本发明控制Ti含量为：0.01～0.05％。

Nb：Nb为强碳氮化物形成元素，在奥氏体区析出，可以细化晶粒，提高材料的强度和韧性，另外Nb还可以保证焊缝组织的细化，提高焊后强度。

Al：Al是有效的脱氧元素之一，而且可以形成氮化物来细化晶粒。Al含量过高将损害钢的韧性，而且焊接热影响区的韧性也变差。

V：V元素为强碳化物析出元素，在退火过程中和Ti、Nb等元素结合，形成复合析出相，保证材料的强度。另外，焊接过程中，热影响区在冷却过程中V与C结合，形成VC析出相，提高了热影响区的强度，避免热影响区软化，但V含量较高时明显恶化钢的低温韧性，尤其是焊接热影响区的韧性，本发明控制V含量为：0.01～0.10％。

进一步地，所述热轧钢的厚度为4.0～14.0mm。

另一方面，本发明实施例提供了上述的一种700MPa级热轧钢的制备方法，图1为本发明实施例的一种700MPa级热轧钢的制备方法工艺步骤图，结合图1，所述方法包括，

S1，将铁水依次进行铁水预处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼、LF精炼和连铸，获得板坯；所述板坯化学成分及其质量分数为：C:0.08～0.30％；Si:0.10～0.25％；Mn：1.0～2.5％；P:≤0.020％；S:≤0.010％；Al:0.02～0.35％；Nb:0.010～0.10％；Ti:0.05～0.20％；V:0.01～0.10％；其余为Fe及不可避免的杂质。

铁水经过KR脱硫铁水预处理和全三脱转炉冶炼工艺可以控制钢水的S和P有害元素，采用RH和LF双精炼处理可获得所需成分的钢液。

S2，将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷。

进一步地，所述加热中，加热温度为1250～1300℃，出炉温度为1250～1300℃，加热时间为3～5小时，均热时间为30～40min。较高的加热温度和较长加热时间目的在于保证合金元素的碳氮化物充分溶解及奥氏体均匀化，为实现细晶强化和析出强化提供了条件。

进一步地，所述粗轧为6道次轧制，所述粗轧的变形量为76～86％。经过粗轧，将所述板坯轧制成符合精轧要求的中间坯。

进一步地，所述精轧入口温度为950～1060℃，所述精轧终止温度为820～880℃，所述精轧变形量为70～80％，所述精轧为7道次轧制，所述精轧末道次压下率10～15％。通过对精轧工序的温度的控制，使精轧在奥氏体区域进行，并配合超快冷工艺和卷取工艺，可以抑制钢中形成大量的(Nb、Ti、V)C复合析出相，为退火后析出强化提出保证。

进一步地，所述超快冷的冷却速率为40～60℃/s。较高的冷却速率可以有效的抑制Ti、Nb、V等元素的碳化物在相变以及冷却过程中析出，为退火后析出强化提供了保障。另外，快速冷却得到更加细小均匀的铁素体组织(见图2)，晶粒的细化既能提高材料的强度，提高材料的韧性，同时保证材料低温韧性。

进一步地，所述卷取温度为500～550℃。在此温度区间卷取，可以有效抑制Ti、Nb、V等元素的碳化物在卷取过程中析出，保证了退火过程中析出强化效果。

S3，将所述热轧卷依次经过罩式退火、冷却，获得热轧钢。

进一步地，图3是本发明实施例的一种700MPa级热轧钢罩式退火工艺图，结合图3，所述罩式退火包括，

将所述热轧卷依次进行一次升温(0～t1)、一次保温(t1～t2)；

将一次保温后的热轧卷依次进行二次升温(t2～t3)、二次保温(t3～t4)；所述二次升温时间为8.5～11.5h，所述二次保温时间为2～4h，所述二次保温温度为570～630℃；

将二次保温后的热轧卷依次进行缓冷(t4～t5)、出炉。

热轧卷退火前组织为铁素体组织，在570～630℃温度区间二次保温，组织类型不发生变化，基体组织发生回复、长大，晶粒内部部分位错出现回复、合并和消失等现象，热轧钢基体组织内部应力更加均匀，可以有效的消除热轧卷内部残余应力。另一方面，此温度区间Nb、Ti、V等微合金元素析出强化效果最佳，大量析出的(Ti，Nb，V)C，颗粒尺寸在10nm左右，且具有较强的热稳定性，在2～4小时的保温时间内不容易长大，保证了析出强化效果(见图4)，有效的弥补了因组织软化造成的强度损失。

再一方面，本发明实施例还提供了上述的一种700MPa级热轧钢作为起重机吊臂、改装车大梁、汽车大梁、ATM机和保险柜的应用。

本发明采用TMCP+退火工艺制备一种700MPa热轧钢，采用C-Mn-Nb-Ti-V成分体系设计，发挥了C、Mn的固溶强化和Nb的细晶强化以及TiC的析出强化，轧制过程中(TMCP)，采用超快冷+低温卷取工艺，保证材料获得晶粒均匀细小的铁素体组织，并抑制Nb、Ti、V等微合金元素在冷却及卷取过程中析出，随后钢卷采用罩式退火工艺，二次保温温度为570-630℃，在消除钢卷残余应力基础上，发挥Nb、Ti、V等元素的析出强化效果，保证了材料的强度。

下面将结合具体的实施例对本发明的技术方案做进一步的说明。

本发明实施例1至实施例5提供了一种700MPa级热轧钢及其制备方法、应用，所述方法包括，

S1，将铁水依次进行铁水预处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼、LF精炼和连铸，获得板坯。

S2，将所述板坯依次进行加热、6道次粗轧、7道次精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷。

S3，将所述热轧卷依次经过罩式退火、冷却，获得热轧钢。

采用上述方法冶炼的热轧钢化学成分如表1所示，冶炼过程工艺参数控制如表2和表3所示，对步骤S2中的所述热轧卷进行力学性能检测，对步骤S3中的所述热轧钢，即对所述热轧卷退火后，进行力学性能检测，结果如表4所示。

实施例1至实施例5采用上述方法制备的一种700MPa级热轧钢分别作为起重机吊臂、改装车大梁、汽车大梁、ATM机和保险柜的应用。

表1

表2

表3

表4

表5板型测量

项目	平坦度，mm/m	镰刀弯，mm/10m
			实施例1	0	0
实施例2	0	0
			实施例3	0	0
实施例4	0	0
			实施例5	0	0
对比例1	15.0	25

对实施例1到实施例5的制备方法S2步骤获得的热轧卷和S3步骤获得的热轧钢，进行力学性能检测，检测结果如表4所示；对S3步骤获得的热轧钢开平得到开平板，对开平板进行平坦度、C翘和镰刀弯进行测量，检测结果如表5所示。

对比例1提供了一种热轧钢的制备方法，所述热轧钢的制备方法是：将铁水依次进行铁水预处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼、LF精炼和连铸，获得板坯。将所述板坯依次进行加热、6道次粗轧、7道次精轧、超快冷和卷取，获得热轧钢。对对比例1制备的热轧钢开平后进行力学性能、平坦度和镰刀弯进行测量，如表4和表5所示。

观察表4中实施例1到实施例5退火前、后的检测结果可知，实施例1到实施例5中退火后的屈服强度和抗拉强度均高于退火前。由此可知，采用本发明的退火工艺，不仅不会降低热轧卷的强度，还会在退火的过程中大量析出(Ti，Nb，Mo，V)C，提高析出强化效果，提高热轧钢的强度。

观察表4中实施例1到实施例5退火后与对比例1的数据，实施例1到实施例5退火后的屈服强度、抗拉强度和-20℃冲击功与对比例1水平相当，或者比对比例1的强度更高。实施例1到实施例5所制备的热轧钢开平后检测其平坦度为0，镰刀弯全都为0；对比例1所制备的热轧钢进行开平后检测其平坦度为15mm/m，镰刀弯为25mm/10m。与对比例1相比，实施例1到实施例5所制备的热轧钢开平后平坦度和镰刀弯都有了极大的提高，而平坦度和镰刀弯指标的改善正是由于所述热轧钢内应力降低。

上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所做的改变、修饰、替代、组合、简化均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围内。

最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (2)

1.一种700MPa级热轧钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括，将铁水依次进行铁水预处理、全三脱转炉冶炼、RH精炼、LF精炼和连铸，获得板坯；所述板坯化学成分及其质量分数为：C:0.08～0.30％；Si:0.10～0.25％；Mn：1.0～2.5％；P:≤0.020％；S:≤0.010％；Al:0.02～0.35％；Nb:0.010～0.10％；Ti:0.05～0.20％；V:0.01～0.10％；其余为Fe及不可避免的杂质；将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧、超快冷和卷取，获得热轧卷；将所述热轧卷依次经过罩式退火、冷却，获得热轧钢；所述热轧钢的厚度为4.0～14.0mm；

所述加热中，加热温度为1250～1300℃，出炉温度为1250～1300℃，加热时间为3～5小时，均热时间为30～40min；

所述粗轧为6道次轧制，所述粗轧的变形量为76～86％；

所述精轧入口温度为950～1060℃，所述精轧终止温度为820～880℃，所述精轧变形量为70～80％，所述精轧为7道次轧制，所述精轧末道次压下率10～15％；

所述罩式退火包括，将所述热轧卷依次进行一次升温、一次保温；将一次保温后的热轧卷依次进行二次升温、二次保温；所述二次升温时间为8.5～11.5h，所述二次保温时间为2～4h，所述二次保温温度为570～630℃；将二次保温后的热轧卷依次进行缓冷、出炉；

所述超快冷的冷却速率为40～60℃/s；

所述卷取温度为500～550℃。

2.根据权利要求1所述的一种700MPa级热轧钢的制备方法制得的700MPa级热轧钢作为起重机吊臂、改装车大梁、汽车大梁、ATM机和保险柜的应用。

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