CN111996459B - 一种基于CSP工艺的1000Mpa级以上专用汽车高强钢板及其制造方法 - Google Patents

一种基于CSP工艺的1000Mpa级以上专用汽车高强钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种基于CSP工艺的专用汽车高强钢板，其化学成分及所占质量百分比为：C 0.20～0.25％，Si 0.25～0.3％，Mn 1.0～1.3％，Cr 0.2～0.35％，B 0.003～0.005％，Ti 0.025～0.030％，Als 0.02～0.05％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.005％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。本发明结合钢材成分设计和CSP工艺，并进一步优化层流冷却工艺，得到屈服强度700～970Mpa，抗拉强度1050～1300MPa，延伸率≥6％的高强钢；并通过在双相高强钢体系中进一步引入贝氏体调节钢材的组织和性能，有效改善高强钢板的加工性能。

Description

一种基于CSP工艺的1000Mpa级以上专用汽车高强钢板及其制 造方法
技术领域
本发明属于高强钢制备技术领域，具体涉及一种基于CSP工艺的1000Mpa级以上专用汽车高强钢板及其制造方法。
背景技术
随着汽车工业发展，节能、环保和安全成为汽车设计和制造中需要考虑的重要因素。不仅乘用车，专用车行业发展也要求车用材料越来越轻量化和高强化。其中采用高强钢是一种经济且实用的途径，可在不降低安全性的同时大幅降低重量。目前专用车领域主要使用常规热轧或者冷轧工艺制备高强钢。
近十几年来，薄板坯连铸连轧技术取得了巨大进步，并且得到广泛的推广和应用。薄板坯连铸连轧工艺可以直接轧制生产0.8～2.0mm的薄钢板，一些原来只能使用常规热轧和冷轧工艺生产的高强钢开始被连铸连轧工艺直接轧制薄钢板所代替。相比于冷轧和常规热轧，薄板坯连铸连轧工艺可有效地缩短工艺流程，大幅度降低能耗。目前，已投入工业化生产的薄板坯连铸连轧技术包括CSP技术、TFSR技术、ISP技术等。
中国专利CN107557692B公开了一种基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢，含有的化学元素成分及其重量百分比为：C 0.16～0.20％，Si 1.60～1.80％，Mn 1.50～1.60％，V0.20～0.24％，P≤0.008％，S≤0.005％，Als 0.015～0.060％，N 0.015～0.025％，余量为铁和不可避免的杂质；其成分设计采用高Si设计，抑制碳化物的析出从而得到部分残余奥氏体，主要适用于对塑性要求较高的汽车结构件。中国专利CN107641700B公开了一种基于CSP流程生产薄规格热轧DP1180钢的方法，含有的化学元素成分及其重量百分比为：C 0.17～0.20％，Si 0.50～0.70％，Mn 1.30～1.50％，Cr 0.40～0.70％，Als 0.02～0.07％，P≤0.030％，S≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质，组织为马氏体和铁素体，马氏体和铁素体强度和塑性差别大，在对钢板进行加工(如大变形折弯，等)时有开裂风险。
发明内容
本发明的主要目的在于针对现有技术存在的不足，提供一种低成本、屈服强度700MPa以上、抗拉强度1000Mpa以上的高强钢板，通过引入强度和塑性介于铁素体和马氏体之间的贝氏体来调节钢板的组织和性能，提高钢板的加工性能；且采用的CSP工艺相比于常规热轧和冷轧，可有效降低生产成本。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案为：
一种基于CSP工艺的1000Mpa以上专用汽车高强钢板，其化学成分及所占质量百分比为：C 0.20～0.25％，Si 0.25～0.3％，Mn 1.0～1.3％，Cr 0.2～0.35％，B 0.003～0.005％，Ti 0.025～0.030％，Als 0.02～0.05％，P≤0.010％，S≤0.005％，N≤0.005％，余量为Fe和其它不可避免的杂质；采用CSP工艺制备而成。
上述方案中，所述专用汽车高强钢板的金相组织包括铁素体、贝氏体和马氏体；其中各组织及其所占体积百分比包括：铁素体5～20％，贝氏体5～20％，马氏体60～80％。
上述方案中，所述马氏体板条细小，尺寸大小为8～12μm。
上述方案中，所述专用汽车高强钢板的屈服强度为700～970Mpa，抗拉强度1050～1300MPa，延伸率≥6％。
上述一种基于CSP工艺的1000Mpa以上专用汽车高强钢板的制备方法，主要包括冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、轧制、层流冷却、卷取和平整步骤；
其中铸坯入炉温度为850～950℃，出炉温度为1190～1210℃；
轧制道次压下分配为：第一道次50～60％，第二道次50～60％，末道次10～16％；控制轧制速度为8～12m/s；终轧温度为850～890℃。
上述方案中，所述冶炼步骤为电炉或转炉冶炼。
上述方案中，所述薄板坯连铸步骤中，中包钢水过热度为15～30℃。
上述方案中，薄板坯连铸的铸坯厚度为52～55mm，拉速为3.7～4.5m/s。
上述方案中，薄板坯连铸的铸坯入炉前进行除鳞处理，除鳞压力为300～400bar。
上述方案中，均热炉采用弱氧化气氛，炉内残氧量0.5～3.0％。
上述方案中，轧制过程的除鳞工艺为进轧机之前采用高压水除鳞，除鳞水压力(高压)为280～420bar；F1和F2轧机之间中压水除鳞，除鳞水压力(中压)为200～280bar。
上述方案中，所述层流冷却过程中，先以80～120℃/s的降温速率快冷至700～550℃；空冷3～8s；再以100～150℃/s的冷却速率快冷到230～280℃。
上述方案中，卷取温度为230～280℃；待钢卷温度降至50℃以下后进行平整。
上述方案中，所得带钢成品的厚度为0.8～2.0mm。
本发明的原理为：
1)成分设计原理，本发明采用低合金低成本设计，主要合金元素含量控制如下：
C：碳为钢中最基本的强化元素；含碳量越高，钢的屈服强度和抗拉强度越高，但是塑性和韧性降低，且较高的碳含量会降低钢材的焊接性能；本发明将碳含量控制在0.20～0.25％范围。
Si：硅为炼钢中常用的脱氧剂；硅在钢中不生成碳化物，以固溶体的形态存在于铁素体或奥氏体中，提高固溶体的强度；硅能提高钢的淬透性，并可发挥减少奥氏体向马氏体转变时体积变化的作用，有效控制淬火裂纹的产生；低温回火时，硅能降低碳的扩散速率，增加钢的回火稳定性及强度；但过高的硅含量将显著降低钢材的塑性、韧性和焊接性能；本发明将硅含量控制在0.25～0.30％范围。
Mn：锰为炼钢中优良的脱氧剂和脱硫剂；锰与硫形成高熔点的MnS，防止因FeS导致的热脆现象；锰不仅能提高钢的强度，还能显著提高钢的淬透性，保证在适当的冷却速度下得到马氏体；但过高的锰增加了晶粒粗化倾向和回火脆性敏感性；本发明将锰含量控制在1.0～1.3％范围。
Cr：铬能提高钢的淬透性，可固溶强化基体，并提高钢的回火稳定性；本发明将铬含量控制在0.20～0.35％范围。
B：硼是强烈提高淬透性元素；微量的硼能在晶界上阻碍铁素体形核，延长奥氏体的孕育期，提高钢的淬透性；本发明将硼含量控制在0.003～0.005％范围。
Ti：钛是强C、N化物形成元素，钛能固定钢中的N元素；固溶钛的固溶强化作用极强，固溶于奥氏体中的钛能显著提高钢的淬透性；但是过量的Ti形成的化合物会促进奥氏体的分解，降低钢的淬透性；本发明将钛含量控制在在0.025～0.030％范围。
2)工艺改进原理，
层流冷却过程对钢板的组织和性能至关重要；与常规的铁素体和马氏体形成的双相钢不同，本发明基于上述成分设计要求并进一步通过引入强度和塑性介于铁素体和马氏体之间的贝氏体来调节钢材性能，具体控制步骤如下：
第一阶段水冷：钢板由终轧温度850～890℃快速冷却到700～550℃，铁素体或者贝氏体生成区，冷却速率80～120℃/s。
空冷：空冷3～8s，生成部分铁素体，或者部分贝氏体，或者部分铁素体和贝氏体；其中铁素体的生成有助于提高材料的塑性，贝氏体的强度高于铁素体；通过调节第一阶段水冷终点温度和空冷时间来调节铁素体、贝氏体、未转化的奥氏体的量，从而控制最终多相组织中软相(铁素体)和硬相(马氏体和贝氏体)的相对含量，从而调节材料性能；较高的第一阶段水冷终点温度有助于提高铁素体的含量，较低的第一阶段水冷终点温度会提高贝氏体的含量。
第二阶段水冷：快速冷却到马氏体生成点以下，未转化的奥氏体生成马氏体；冷却终点230～280℃，冷速100～150℃/s；最终组织为铁素体(5～20％)+贝氏体(5～20％)+细小板条状的马氏体(60～80％)。
与现有技术相比，本发明的有益效果为：
1)本发明结合钢材成分设计和CSP工艺，并进一步优化层流冷却工艺，制备得到屈服强度700～970Mpa，抗拉强度1050～1300MPa，延伸率≥6％的高强钢；同时基于上述改进手段，通过在铁素体/马氏体双相钢体系中进一步引入贝氏体来调节钢材的组织和性能，有效改善高强钢板的加工性能。
2)本发明所得高强钢可用于专用车的地板、门芯板和方管等零件，有助于专用车的轻量化；制造工艺采用CSP工艺，工艺方案可行，与常规热轧和冷轧相比，CSP产品制造流程短，降低了生产成本。
附图说明
图1为实施例1所得钢材试样的金相显微组织，由铁素体、贝氏体和马氏体组成。
具体实施方式
下面申请人将结合具体的实施例对本发明作进一步的详细说明，以使本领域的技术人员更加清楚地理解本发明。但以下内容不应理解为是对本发明的权利要求书请求保护范围的限制。
实施例1～10
实施例1～10所述基于CSP工艺的专用汽车高强钢板的制备方法包括如下步骤：
1)按表1所述成分要求进行冶炼，其中铁水脱硫步骤中S≤0.002％，扒渣后铁水裸露面≥96％；采用电炉或转炉冶炼；
2)精炼；
3)连铸；控制中包钢水过热度为15～30℃，铸坯厚度为52～55mm，拉速为3.7～4.5m/min；铸坯入均热炉前进行除鳞处理，除鳞水压力为300～400bar；
4)铸坯均热；控制均热炉内呈弱氧化气氛，炉内残氧量为0.5～3.0％；
5)铸坯入炉温度为850～950℃，出炉温度为1190～1210℃；
6)轧制；进轧机之前高压水除鳞，除鳞水压力为280～420bar；F1和F2之间中压水除鳞，除鳞水压力为200～280bar；控制轧制道次压下分配为：第一道次：50～60％，第二道次：50～60％，末道次：10～16％；控制轧制速度为8～12m/s；轧制过程采用支撑辊润滑，终轧温度为850～890℃；
7)层流冷却；先以80～120℃/s的降温速率快冷至700～550℃；空冷3～8s；再以100～150℃/s的冷却速率快冷到230～280℃；
8)卷取温度为230～280℃；待钢卷温度降至50℃以下后进行平整。
对比例1～2
对比例1～2所述钢材的制备方法与上述实施例大致相同，不同之处在于采用的钢材配合比和工艺参数分别见表1和表2。
表1实施例1～10和对比例1～2所述钢材的化学成分(wt.％)
编号 C Si Mn Cr Ti B Als P S N
实施例1～4 0.22 0.25 1.30 0.30 0.025 0.003 0.024 0.008 0.002 0.003
实施例5～6 0.20 0.25 1.00 0.20 0.025 0.005 0.021 0.008 0.003 0.002
实施例7～8 0.25 0.25 1.00 0.34 0.027 0.005 0.046 0.006 0.002 0.004
实施例9～10 0.25 0.30 1.30 0.31 0.030 0.003 0.030 0.007 0.002 0.002
对比例1～2 0.22 0.25 1.30 0.30 0.025 0.003 0.024 0.008 0.002 0.003
表2实施例1～10和对比例1～2所述钢材的部分工艺参数
编号 终轧温度/℃ 第一段冷却终点/℃ 空冷时间/s 第二段冷却终点/℃
实施例1 890 700 7 280
实施例2 890 650 6 280
实施例3 890 550 4 280
实施例4 890 550 4 230
实施例5 890 700 7 280
实施例6 890 650 6 280
实施例7 860 700 7 280
实施例8 860 650 6 280
实施例9 860 700 7 230
实施例10 860 550 4 230
对比例1 890 750 4 280
对比例2 890 750 4 230
实施例1～10和对比例1～2所得钢材的力学测试结果和组织含量见表3。
表3实施例1～10和对比例1～2所述钢材的试样拉伸性能和组织含量
编号 屈服强度/MPa 抗拉强度/Mpa 伸长率/％ 铁素体/％ 贝氏体/％ 马氏体/％
实施例1 751 1150 9.7 13 17 70
实施例2 772 1140 9.1 12 19 69
实施例3 816 1190 8.9 6 21 73
实施例4 933 1260 6.8 5 20 75
实施例5 717 1030 10.4 20 8 72
实施例6 794 1100 9.7 15 16 69
实施例7 798 1210 7.4 14 15 71
实施例8 854 1180 8.3 11 19 70
实施例9 835 1180 8.8 19 16 65
实施例10 967 1290 6.1 6 20 74
对比例1 621 1110 10.3 31 0 69
对比例2 652 1160 9.6 26 0 74
图1为实施例1所得钢材试样的金相显微组织，所得金相组织由铁素体、贝氏体和马氏体组成，马氏体板条细小，尺寸大小为8～12μm；此外，经测试，本发明实施例1～10所得钢材的组织均为铁素体(5～20％)、贝氏体(5～20％)和马氏体(60～80％)；而对比例1～2所得钢材的组织为铁素体和马氏体，屈服强度低于700Mpa。
将实施例1～10和对比例1～2所得钢材分别采用180°，1T折弯试验，本发明实施例所得钢材样件经3次测试均无开裂，而对比例所得钢材样件经3次测试有开裂情况。
上述实施例仅是为了清楚地说明所做的实例，而并非对实施方式的限制。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其他不同形式的变化或者变动，这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举，因此所引申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内。

Claims (8)

1.一种基于CSP工艺的1000Mpa以上专用汽车高强钢板，其特征在于，其化学成分及所占质量百分比为：C 0.20～0.25%，Si 0.25～0.3%，Mn 1.0～1.3%，Cr 0.2～0.35%，B 0.003～0.005%，Ti 0.025～0.030%，Als 0.02～0.05% ，P≤0.010%，S≤0.005%，N≤0.005%，余量为Fe和其它不可避免的杂质；采用CSP工艺制备而成；
其金相组织包括铁素体、贝氏体和马氏体；其中各组织及其所占体积百分比包括：铁素体5～20%，贝氏体5～20%，马氏体60～80%；
制备方法主要包括冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、轧制、层流冷却、卷取和平整步骤；
其中铸坯入炉温度为850～950℃，出炉温度为1190~1210℃；
轧制道次压下分配为：第一道次50～60%，第二道次50～60%，末道次10～16%；控制轧制速度为8～12 m/s；终轧温度为850～890℃；
所述层流冷却过程中，先以80～120oC/s的降温速率快冷至700~550oC；空冷3～8s；再以100～150oC/s的冷却速率快冷到230～280oC。
2.根据权利要求1所述的基于CSP工艺的1000MPa以上专用汽车高强钢板，其特征在于，所述马氏体的尺寸大小为8~12μm。
3.根据权利要求1所述的基于CSP工艺的1000MPa以上专用汽车高强钢板，其特征在于，所述专用汽车高强钢板的屈服强度为700～970MPa，抗拉强度1050～1300 MPa，延伸率≥6%。
4.权利要求1~3任一项所述基于CSP工艺的1000MPa以上专用汽车高强钢板的制备方法，其特征在于，主要包括冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、轧制、层流冷却、卷取和平整步骤；
其中铸坯入炉温度为850～950℃，出炉温度为1190~1210℃；
轧制道次压下分配为：第一道次50～60%，第二道次50～60%，末道次10～16%；控制轧制速度为8～12 m/s；终轧温度为850～890℃。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述薄板坯连铸步骤中，中包钢水过热度为15～30℃。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，轧制过程的除鳞工艺为进轧机之前采用高压水除鳞，除鳞水压力为280～420 bar；F1和F2轧机之间中压水除鳞，除鳞水压力为200～280 bar。
7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述卷取温度为230～280oC；待钢卷温度降至50℃以下后进行平整。
8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所得带钢成品的厚度为0.8～2.0mm。
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