采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢及方法

摘要

采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢，其组分及wt%：C：0.20～0.25%，Si：0.25～0.50%，Mn：1.30～2.00%，P≤0.01%，S≤0.01%，Als：0.015～0.050%，Cr：0.4～1.0%，N≤0.005%，Nb：0.016～0.035%或Ti：0.016～0.035%或V：0.06～0.20%中的一种或两种以上；工艺：常规冶炼及精炼；浇注成坯；热轧；冷却；卷取后自然冷却；开卷落料后冷成形。本发明通过添加Nb或Ti或V或复合，并控制Cr、Mo及采用TSR工艺，不仅能保证力学性能，且能减少带钢反复加热、多次除磷、多道次轧制等，还能取消冷轧和退火，使能耗降低80%以上、二氧化碳减排70%以上，带钢表面粗糙度由1.5～3μm降至1μm以内。

权利要求

1.采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢的生产方法，其步骤：所述采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.20～0.25％，Si：0.42～0.50％，Mn：1.30～2.00％，P≤0.01％，S≤0.01％，Als：

0.041～0.050％，Cr：0.86～1.0％，N≤0.005％，Nb：0.016～0.035％或Ti：0.016～0.035％或V：0.06～0.20％的其中的一种或两种以上的复合添加，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为全马氏体；

1)常规冶炼及精炼得到所述组分的钢水；

2)浇注成坯：利用双辊铸轧设备进行薄带连铸以获得铸带，期间：控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，铸带厚度在1.0～2.5mm；

3)热轧至产品厚度，并控制产品厚度在0.5～2.0mm；期间：控制单道次压下率在20～

60％，终轧温度在850～1000℃；

4)进行冷却，采用层流式或气雾式冷却，在冷却速度50～85℃/s下冷却至卷取温度；

5)进行卷取后自然冷却至室温；控制卷取温度不超过210℃；

6)开卷落料后进行冷成形。

2.如权利要求1所述的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢的生产方法，其特征在于：所述卷取后的热轧薄带钢，在成型前不酸洗。

3.如权利要求1所述的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢的生产方法，其特征在于：铸轧速度在46～117m/min。

4.如权利要求1所述的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢的生产方法，其特征在于：所述卷取温度在150～208℃。

说明书

采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢及方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种钢材及其制造方法，确切地属于采用双辊薄带铸轧(TSR)产线生产0.5～2.0mm的抗拉强度≥1500MPa级热轧薄带钢及方法。

背景技术

[0002] 汽车轻量化是实现汽车产业绿色低碳发展的重要技术途径。采用高强钢进行车身轻量化设计制造，可提高整车碰撞安全性、降低油耗或能耗。近年来，抗拉强度≥1000MPa级的超高强钢深受国内外汽车公司青睐，广泛应用于A/B柱、防撞梁、门槛等车身安全结构件制造。

[0003] 现有车身零件用超高强度钢，按其生产加工方式分为热成形(热冲压或热辊压等)薄带钢、直接冷成形(冲压或辊压等)薄带钢两类。热成形薄带钢利用了高温状态下的板料变形抗力小的特点，具有良好成型性能优点；但由于其制件需要将钢板加热至高温状态成型，能耗较高。

[0004] 目前，国内外1500MPa级汽车用薄钢板原料以马氏体钢为主，其生产工艺路线通常为：钢水冶炼→连铸→冷却→铸坯加热→热连轧→冷却→卷取→开卷→酸洗→冷轧→卷取→开卷→加热→退火处理→冷却→卷取。如中国专利公开号为CN 110684932、CN 111979470 A、CN 113462978 A的文献。在所述生产工艺中，原料在热轧、冷轧、退火处理等工序需反复经历开卷与卷取、加热与冷却处理等工艺，存在生产工艺复杂、能耗高，工序重复，进而必然导致所生产的最终薄钢板生产成本高的不足。开发低能耗、高质量、短流程低成本的直接冷成形用超高强度薄钢板是国内外汽车用户迫切需求和钢企重点研究方向。

发明内容

[0005] 本发明在于克服现有技术存在的工艺复杂、能耗高，生产效率低的不足，提供一种在保证强度级别的前提下，可降低能耗70％以上、减少二氧化碳排放60％以上，利于提升产品表面质量即带钢表面粗超度由传统热轧1.5～3μm降至1μm以内，生产流程进一步得到简化的采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢及方法。

[0006] 实现上述目的的措施：

[0007] 采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.20～0.25％，Si：0.25～0.50％，Mn：1.30～2.00％，P≤0.01％，S≤0.01％，Als：0.015～0.050％，Cr：0.4～1.0％，N≤0.005％，Nb：0.016～0.035％或Ti：0.016～0.035％或V：0.06～0.20％的其中的一种或两种以上的复合添加，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为全马氏体。

[0008] 优选地：Cr的重量百分比含量为0.46～0.95％。

[0009] 进一步地：添加B的重量百分比含量不超过0.001％。

[0010] 采用TSR产线生产的抗拉强度≥1500MPa级热轧带钢的生产方法，其步骤：

[0011] 1)常规冶炼及精炼得到所述成分的钢水；

[0012] 2)浇注成坯：利用双辊铸轧设备进行薄带连铸以获得铸带，期间：控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，铸带厚度在1.0～2.5mm；

[0013] 3)热轧至产品厚度，并控制产品厚度在0.5～2.0mm；期间：控制单道次压下率在20～

[0014] 60％，终轧温度在850～1000℃；

[0015] 4)进行冷却，采用层流式或气雾式冷却，在冷却速度不低于50℃/s下冷却至卷取温度；

[0016] 5)进行卷取后自然冷却至室温；控制卷取温度不超过210℃；

[0017] 6)开卷落料后进行冷成形。

[0018] 进一步地：所述卷取后的热轧薄带钢，在成型前不酸洗。

[0019] 优选地：所述铸轧速度在46～117m/min。

[0020] 优选地：所述卷取温度在150～206℃。

[0021] 本发明中各元素及主要工艺的作用及机理：

[0022] C：碳是钢中的基本元素，也是最经济、有效的强化元素。碳含量设计偏低，热冲压成形后强度下降；但碳含量过高则降低了钢的塑性，且对焊接性不利。因此从经济性和综合性能考虑，本发明中碳百分含量控制范围为0.20～0.25％。

[0023] Si：硅是固溶强化元素，固溶在铁素体中，有利于提高母材和热冲压成形后材料的强度。随着硅含量的增加，钢的强度显著提高，塑性明显下降，焊接性能下降。因此，硅含量控制范围为0.25～0.50％。

[0024] Mn：锰具有固溶强化作用，是提高材料强度重要元素之一；但锰含量添加过高容易对焊接性不利。因此将锰上限设定为2.0％，本发明添加锰含量为1.3～2.0％。

[0025] P：磷是钢中的有害元素，易引起铸坯中心偏析。在随后的热连轧加热过程中易偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大。同时基于成本考虑且不影响钢的性能，将其含量控制在0.01％以下。

[0026] S:硫是非常有害的元素。钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂会恶化钢的韧性，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越好。基于对制造成本的考虑，将钢中硫含量控制在0.01％以下。

[0027] Als：铝是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.015％时，不能发挥其效果；另一方面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块夹杂，因此，铝含量控制范围为0.015～0.050％。

[0028] Cr:铬是提高钢的淬透性的重要元素，固溶到奥氏体中提高奥氏体的稳定性，有助于提高钢的淬透性获得马氏体组织；同时，铬能提高钢的回火稳定性。而铬含量超过1.0％后其提高淬透性的作用富余，连铸所得铸带易在高拉速下易产生表面裂纹，从而导致断带漏钢或影响产品表面质量差。因此本发明中铬含量控制在0.4～1.0％，优选地Cr的重量百分比含量为0.46～0.95％。

[0029] N:氮能够提高钢的强度；然而，氮与铌、钛结合力强，在高温时钢中就会形成颗粒粗大的氮化铌、氮化钛，严重损害钢的塑性和韧性；另外，较高的氮含量会使稳定氮元素所需的微合金化元素含量增加，从而增加成本。因此应尽量降低氮元素的含量，本发明中氮控制在0.005％以下。

[0030] Nb、Ti：铌、钛是强C、N化物形成元素。钢中加入少量的铌就可以形成一定量的铌的碳、氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大、细化奥氏体晶粒，大大提高钢热成形淬火后的强度和韧性；钢中加入少量钛的目的是固定钢中的N元素，避免B与N结合。但是过量铌、钛会与C结合，形成粗大碳氮化物，从而降低试验钢淬火后马氏体的硬度和强度。因此，将其总含量控制在0.016～0.035％范围。

[0031] V:钒也是强C、N化物形成元素，能起到细化奥氏体晶粒的作用，钢中加入少量的钒就可以形成一定量的铌的碳、氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大，因此，其淬火后的马氏体板条尺寸较小，大大提高钢的强度。故将其含量均控制在0.06～0.020％之间。

[0032] B:硼是强烈提高淬透性元素，只须加入极微量就有明显的影响，淬透性可以成倍的提高，从而节约其它昂贵的金属元素。钢中加入微量的硼元素能显著提高钢的淬透性。但硼含量高于0.001％，连铸所得铸带易在高拉速下易产生表面裂纹，从而导致断带漏钢或影响产品表面质量差。因此，本发明中的硼含量控制在0.001％以下。

[0033] 本发明之所以控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，铸带厚度在1.0～2.5mm，是由于较薄的原始铸带厚度，可有效减少后续热轧减薄道次，降低生产能耗；但铸带厚度太薄，在铸轧高拉伸下容易断带，影响生产的连续性。控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，可以避免连铸薄带表面氧化，防止氧化物压入连铸薄带引起生产断带，同时有利于产品表面质量提升。

[0034] 本发明之所以控制单道次压下率在20～60％，终轧温度在850～1000℃，是由于较大的热轧压下率可使带钢晶粒细化，有利于提升材料强度。然而，轧制压下率过大，对控制板形不利，轧制负荷增大；考虑到本专利仅采用单道次热轧，为确保产品板形状及厚度精度可控，压下率控制在60％以内。为避免热轧阶段的混晶而影响材料性能，终轧温度不能低于高温奥氏体发生冷却再结晶温度(Ar3)850℃；同时，带钢表面氧化厚度将随终轧温度升高而增加，故本专利终轧温度控制在1000℃以内。

[0035] 本发明之所以优选地铸轧速度在46～117m/min，是由于铸轧速度与连铸薄带拉速及产钢效率相关。高拉速有利于提高生产效率，但钢水容易在双棍铸机内不能及时凝固，诱发铸带断裂漏钢；较低拉伸将影响生产效率、增加生产成本，同时将导致铸带冷硬化，增大后续轧制负荷和能耗，且对控制板形不利。

[0036] 本发明之所以控制模内淬火在淬火速度不低于50℃/s下，冷却至210℃以下，是由于本发明所开发的薄钢板在淬火处理过程中转变为100％马氏体的临界冷却速度和临界终了温度，否则不能充分淬火达到所需强度。优选地所述冷却卷取温度在150～208℃，是由于板带预热可用于板料温度进行自回火处理，利于减小或消除在淬火时产生的内应力，提升带钢塑性；同时，带钢可利用余热以减小带钢变形抗力，便于进行卷曲。

[0037] 本发明与现有技术相比，其通过复合添加Nb、Ti、V，并控制组分中的Cr、B、Mo等元素，以及采用TSR短流程工艺生产抗拉强度为1500MPa级热成形用钢，不仅能保证其力学性能，且能减少生产过程中带钢反复加热、多次除磷、多道次轧制等工序，还能取消冷轧和退火热处理工序，可降低能耗80％以上、减少二氧化碳排放70％以上，提高产品表面质量即带钢表面粗超度由传统1.5～3μm降至1μm以内。

附图说明

[0038] 图1是本发明钢板的金相组织图。

具体实施方式

[0039] 下面对本发明予以详细描述：

[0040] 表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；

[0041] 表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

[0042] 表3为本发明各实施例及对比例的性能检测结果列表。

[0043] 本发明各实施例均按照以下步骤进行生产：

[0044] 1)常规冶炼及精炼得到所述成分的钢水；

[0045] 2)浇注成坯：利用双辊铸轧设备进行薄带连铸以获得铸带，期间：控制钢水在常规惰性气体保护下进行薄带连铸，并控制铸带厚度在1.0～2.5mm；

[0046] 3)热轧至产品厚度，并控制产品厚度在0.5～2.0mm；期间：控制单道次压下率在20～

[0047] 60％，终轧温度在850～1000℃；

[0048] 4)进行冷却，采用层流式或气雾式冷却，在冷却速度不低于50℃/s下冷却至卷取温度；5)进行卷取后自然冷却至室温；控制卷取温度在150～208℃；

[0049] 6)开卷落料后进行冷成形。

[0050] 表1本发明各实施例及对比例的化学成分(wt.％)

[0051]

[0052] 表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表

[0053]

[0054] 表3本发明各实施例及对比例的性能检测结果

[0055]

[0056] 从表3可以看出，通过TSR双辊薄带铸轧工艺，实现了发明薄钢板直接冷成形的抗拉强度达到了1500MPa以上热轧薄钢板，远高于现有TSR产线产品强度；其对于推进汽车轻量化水平提升和降低钢铁生产能耗及碳排放具有重要意义。

[0057] 本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。