CN115612928A

CN115612928A - 一种基于csp工艺的高强钢及其制造方法

Info

Publication number: CN115612928A
Application number: CN202211183801.7A
Authority: CN
Inventors: 孙伟华; 谭文; 陈昊; 胡宽辉; 孟庆格; 陈一鸣; 祝洪川; 邱晨
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-09-27
Filing date: 2022-09-27
Publication date: 2023-01-17
Anticipated expiration: 2042-09-27
Also published as: CN115612928B

Abstract

本发明公开了一种基于CSP工艺的高强钢及制造方法，高强钢的化学成分及质量百分比为C：0.14～0.18％，Si：0.7～0.9％，Mn：2.0～2.5％，Als:0.02～0.05％，P：≤0.02％，S：≤0.008％，N：≤0.008％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。高强钢的屈服强度为450～540Mpa，抗拉强度为780～880MPa，扩孔率≥32％，伸长率≥20％。制造方法包括：冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、轧制、层流冷却、卷取、平整。高强钢的扩孔性能和延伸率优于同级别双相钢，有效减少冲压开裂。制造工艺采用CSP工艺，相比于常规热轧和冷轧，降低了生产成本。

Description

一种基于CSP工艺的高强钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁材料高强钢生产领域，具体涉及一种基于CSP工艺的高强钢及其制造方法。

背景技术

近年来，汽车行业发展要求车用材料轻量化和高强化。高强钢被广泛用于汽车结构件，其中普遍使用的是双相钢，但是随着强度的提高，双相钢的塑性和加工性变差，尤其是凸缘翻边性能和弯曲性能等由局部延伸所决定的性能受损。为解决此问题，采用相变诱导塑性效应强化的高强钢引起了广泛的关注，这类钢中的残余奥氏体在塑性变形下诱发马氏体相变，引入相变强化和塑性增长机制，实现了强度和塑性较好的统一。

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有效地缩短了工艺流程，大幅度降低了能耗。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CN107829027B公开了一种基于CSP流程的780Mpa级双相钢及其加工方法，含有的化学元素成分及其重量百分比为：C:0.05～0.08％，Si:0.60～1.00％，Mn:1.40～1.80％，P≤0.015％，S≤0.004％，Cr:0.30～0.70％，Als:0.020～0.060％，余量为铁和不可避免的杂质。组织由60～70％的铁素体和30～40％的马氏体组成。由于铁素体和马氏体的组织和力学性能差别大，相比于贝氏体基体的高强钢，冲压时开裂风险大。

发明内容

为克服现有技术中存在的不足，本发明的目的在于提供提供一种低成本、屈服强度450MPa以上、抗拉强度780Mpa以上的汽车结构件用高强钢及其制造方法，该钢板扩孔性能和延伸率优于同级别双相钢，有效减少冲压开裂。制造工艺采用CSP工艺，相比于常规热轧和冷轧，降低了生产成本。

为实现上述目的，本发明的技术方案如下：

一方面，本发明提供一种基于CSP工艺的高强钢，高强钢的化学成分及质量百分比为C：0.14～0.18％，Si：0.7～0.9％，Mn：2.0～2.5％，Als:0.02～0.05％，P：≤0.02％，S：≤0.008％，N：≤0.008％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。

优选地，高强钢的屈服强度为450～540Mpa，抗拉强度为780～880MPa，扩孔率≥32％，伸长率≥20％。

优选地，高强钢的组织包括：含量0～10％的铁素体，含量5～8％的残余奥氏体，其余为无碳化物贝氏体。

另一方面，本发明提供一种制备高强钢的方法，包括：冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、轧制、层流冷却、卷取、平整。

优选地，薄板坯连铸步骤中，中包钢水过热度为15～30℃；铸坯厚度为70～75mm，拉速为4.0～4.8m/s。

优选地，薄板坯连铸的铸坯入炉前进行除鳞处理，除鳞压力为15～30bar。

优选地，铸坯均热步骤中，铸坯入炉温度为820～1050℃，出炉温度为1190～1240℃。

优选地，轧制步骤中，轧制道次压下率分配为：第一道次50～60％，第二道次40～50％，末道次8～12％；控制轧制速度为7～12m/s；终轧温度为840～880℃；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200～380bar。

优选地，层流冷却包括两种冷却方式，方式一为：带钢出轧机后直接快冷到目标卷取温度，快冷的冷却速率≧40℃/s；方式二为：带钢出轧机后，空冷不超过3s，温度降到两相区，生成少量铁素体，然后再快冷到目标卷取温度，快冷的冷却速率≧40℃/s。

优选地，卷取温度为420～460℃；待钢卷温度降至50℃以下后进行平整，平整力控制为160～200吨；通过酸洗去除氧化铁皮；所得产品的厚度为1.0～2.0mm。

与现有技术相比，本发明具有以下优点：

本发明的成分设计采用低合金低成本设计，主要合金元素含量控制如下：

C的作用：碳是钢中最基本的强化元素，也是奥氏体稳定元素；奥氏体中较高的碳含量有利于提高残余奥氏体的量和稳定性，从而提高材料的力学性能；较高的碳含量会降低钢材的焊接性能；因此本发明将碳含量控制在0.14～0.18％。

Si的作用：硅在碳化物中的溶解度极小，能有效抑制或者延迟碳化物的生成，有利于在配分过程中形成富碳奥氏体，提高残余奥氏体的稳定性；较高的硅含量有利于获得较多的残余奥氏体，但过高的硅含量会降低材料的高温塑性，增加炼钢、连铸和热轧过程的缺陷发生率；因此本发明将硅含量控制在0.7～0.9％。

Mn的作用：锰是奥氏体稳定元素；锰能降低马氏体生成起点温度，使残余奥氏体的含量增加，提高残余奥氏体的稳定性；锰在钢中还起固溶强化作用；过高的锰含量会导致钢材的淬透性过高，不利于材料组织的控制；因此本发明将锰含量控制在2.0～2.5％。

关键工艺点控制如下：

终轧温度：终轧温度处于840℃以上，保证冷却前组织为完全奥氏体，避免处于两相区生成过量的铁素体从而大幅降低材料的强度；因此本发明中将终轧温度设置在840～880℃。

层流冷却：层流冷却工艺分两种，一种是带钢出轧机后直接快冷到卷取温度，冷却速率≧40℃/s。此时生成的组织为无碳化物贝氏体和残余奥氏体，没有铁素体；过低的冷却速率将导致珠光体的析出，降低材料的性能。另外一种是先缓冷到铁素体与奥氏体两相区再快冷到目标卷取温度，通过缓冷过程引入少量铁素体来提高材料的塑性；具体控制如下：带钢出轧机后，空冷不超过3s，温度降到两相区(铁素体与奥氏体)，生成少量铁素体，然后再快冷到目标卷取温度，冷却速率≧40℃/s；此过程需避免空冷时间过长，防止生成过量的铁素体从而大幅降低材料的强度。

卷取温度：卷取温度必须高于马氏体生成起点温度，处于贝氏体生成温度范围内；过低的卷取温度将导致生成马氏体基体和部分残余奥氏体的组织，材料的塑性将大幅降低；过高的卷取温度将降低材料的强度；因此本发明将卷取温度设置为420～460℃。

与现有技术相比，本发明的有益效果为：

(1)本发明提供了一种屈服强度450～540Mpa，抗拉强度780～880MPa，扩孔率≥32％，伸长率≥20％的汽车结构件用高强钢。相比于双相钢，由于基体为无碳化物贝氏体，贝氏体与铁素体的组织和力学性能差异小于铁素体与马氏体，扩孔率提高，能减少冲压开裂情况的发生。

(2)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。

(3)制造中可通过调节层流冷却来引入少量铁素体，从而调节材料的强度和延伸率，以满足不同的用材需求。

具体实施方式

为了使本领域的技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的优选实施方案进行描述，但是不能理解为对本专利的限制。

下述实施例中所述试验方法或测试方法，如无特殊说明，均为常规方法；所述试剂和材料，如无特殊说明，均从常规商业途径获得，或以常规方法制备。

表1为本发明实施例1～8和对比例9～12的化学成分及含量的取值。

表2为本发明实施例1～8和对比例9～12的部分工艺参数和试样性能。表2中，编号1～8为实施例，编号9～12为对比例。

本发明提出一种低成本、屈服强度450MPa以上、抗拉强度780Mpa以上的汽车结构件用高强钢的制造方法，CSP工艺流程为：冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、轧制、层流冷却、卷取、平整，具体如下：

薄板坯连铸步骤中，中包钢水过热度为15～30℃；铸坯厚度为70～75mm，拉速为4.0～4.8m/s。薄板坯连铸的铸坯入炉前进行除鳞处理，除鳞压力为15～30bar。

铸坯均热步骤中，铸坯入炉温度为820～1050℃，出炉温度为1190～1240℃。

轧制步骤中，轧制道次压下率分配为：第一道次50～60％，第二道次40～50％，末道次8～12％；控制轧制速度为7～12m/s；终轧温度为840～880℃；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200～380bar。

层流冷却包括两种冷却方式，方式一为：带钢出轧机后直接快冷到目标卷取温度，快冷的冷却速率≧40℃/s；方式二为：带钢出轧机后，空冷不超过3s，温度降到两相区，生成少量铁素体，然后再快冷到目标卷取温度，快冷的冷却速率≧40℃/s。

卷取温度为420～460℃；待钢卷温度降至50℃以下后进行平整，平整力控制为160～200吨；通过酸洗去除氧化铁皮；所得产品的厚度为1.0～2.0mm。

表1钢材的化学成分(wt.％)

成分	类别	C	Si	Mn	Als	P	S	N
									A	实施例	0.14	0.7	2.0	0.028	0.007	0.004	0.005
B	实施例	0.18	0.8	2.3	0.021	0.009	0.004	0.003
									C	实施例	0.16	0.9	2.5	0.029	0.009	0.006	0.004
D	对比例	0.10	0.9	2.0	0.032	0.007	0.005	0.006

表2实施例和对比例部分工艺参数和试样拉伸性能

从表1和表2可知，本发明实施例1～8制备的高强钢的屈服强度达到450MPa以上，抗拉强度达到780Mpa以上，扩孔率≥32％，伸长率≥20％，以满足不同的用材需求。

对比实施例1～8和对比例9，当C含量过低时，无法生成足够的残余奥氏体，材料的性能降低。对比实施例3和对比例10，当终轧温度超过880℃时，由于奥氏体晶粒粗化，最终组织不如较低的终轧温度条件下的试样组织细小，性能降低。对比实施例1～3和对比例11，当卷取温度降到420℃以下时，生成马氏体，强度大幅上升，但是塑形变差。对比实施例4和对比例12，当空冷时间为5s时，冷却过程中生成过量的铁素体，屈服强度降到450Mpa以下。

以上仅是本发明的优选实施方式，应当指出的是，上述优选实施方式不应视为对本发明的限制，本发明的保护范围应当以权利要求所限定的范围为准。对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明的精神和范围内，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims

1.一种基于CSP工艺的高强钢，其特征在于，高强钢的化学成分及质量百分比为C：0.14～0.18％，Si：0.7～0.9％，Mn：2.0～2.5％，Als:0.02～0.05％，P：≤0.02％，S：≤0.008％，N：≤0.008％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的一种基于CSP工艺的高强钢，其特征在于，高强钢的屈服强度为450～540Mpa，抗拉强度为780～880MPa，扩孔率≥32％，伸长率≥20％。

3.根据权利要求1所述的一种基于CSP工艺的高强钢，其特征在于，高强钢的组织包括：含量0～10％的铁素体，含量5～8％的残余奥氏体，其余为无碳化物贝氏体。

4.一种制备权利要求1-3任一项所述的高强钢的方法，其特征在于，包括：冶炼、精炼、薄板坯连铸、铸坯均热、轧制、层流冷却、卷取、平整。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，薄板坯连铸步骤中，中包钢水过热度为15～30℃；铸坯厚度为70～75mm，拉速为4.0～4.8m/s。

6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，薄板坯连铸的铸坯入炉前进行除鳞处理，除鳞压力为15～30bar。

7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，铸坯均热步骤中，铸坯入炉温度为820～1050℃，出炉温度为1190～1240℃。

8.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，轧制步骤中，轧制道次压下率分配为：第一道次50～60％，第二道次40～50％，末道次8～12％；控制轧制速度为7～12m/s；终轧温度为840～880℃；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200～380bar。

9.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，层流冷却包括两种冷却方式，方式一为：带钢出轧机后直接快冷到目标卷取温度，快冷的冷却速率≧40℃/s；方式二为：带钢出轧机后，空冷不超过3s，温度降到两相区，生成少量铁素体，然后再快冷到目标卷取温度，快冷的冷却速率≧40℃/s。

10.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，卷取温度为420～460℃；待钢卷温度降至50℃以下后进行平整，平整力控制为160～200吨；通过酸洗去除氧化铁皮；所得产品的厚度为1.0～2.0mm。