本發明涉及一種機械工程領域用高強熱軋鋼及其生產法，具體屬于屈服強度≥800mpa熱軋板及生產方法，確切地為用薄板坯直接軋制的屈服強度≥800mpa熱軋薄板及生產方法。本發明更適用于制造斷面復雜、對成型性能要求較高的結構件。

背景技術：

近年來，隨著機械工程領域朝著低成本、輕量化、優質化的方向發展的趨勢，薄規格、超高強度鋼的需求會日益增大。如混凝土泵車臂架、汽車起重機伸縮臂、履帶式起重機拉板等，其關鍵部件已要求采用超高強度薄鋼板進行制作，以減少自重、提高設備效率、降低能耗。在汽車領域，超高強度薄鋼板已應用于車身骨架結構件和安全件。超高強度薄鋼板的應用推動了裝備輕量化與節能降耗，提高了其安全性，產生了顯著的經濟效益和社會效益。

傳統的超高強度薄鋼板，為提高其需要的高強度，采用的生產工藝是：在熱軋后進行熱處理并冷軋，或在熱軋后進行淬火+回火熱處理即調質處理。其存在生產周期長，能耗高的不足。如，經檢索的中國專利申請號為201210209649.5的文獻，其公開了一種抗拉強度為800mpa級別高強度鋼板的生產方法，該文獻主要采用在線淬火+回火工藝(dq+t)的方法獲得高強鋼，其生產流程較長，生產過程復雜。而本發明則采用tmcp的方法生產屈服強度大于800mpa，屈服強度只有700mpa的高強鋼，且生產工藝流程短。

中國專利申請號為201110253388.2的文獻，其公開了一種抗拉強度900mpa以上的冷軋鋼板及制造方法，其采用常規熱連軋+冷軋+退火的方式獲得了抗拉強度≥900mpa的冷軋鋼板。其成分重量百分比為：c：0.06～0.095wt％，si：0.1～0.4wt％，mn：1.2～1.6wt％，b：0.001～0.004％，p≤0.015wt％，s≤0.004wt％，n：0.003～0.007wt％，nb：0.01～0.03wt％，ti：0.03～0.06％，al：0.015～0.045wt％，ca：0.002～0.007wt％，余量為fe和不可避免雜質，該文獻仍存在生產工藝繁瑣、流程長、能耗高等問題。

中國專利申請號為201610713632.1的文獻，其公開了一種用薄板坯直接軋制的抗拉強度≥1100mpa薄熱成形鋼及生產方法。該文獻采用薄板坯連鑄連軋生產的熱軋原料，進行加熱奧氏體化；再利用模具沖壓成形，然后進行淬火處理，最終得到抗拉強度≥1100mpa熱成形鋼，延伸率≤9%，其成分體系為wt%：c：0.12～0.16%，si：0.15～0.20%，mn：0.7～1.0%，p≤0.02%，s≤0.008%，als：0.015～0.060%，cr：0.15～0.20%，ti：0.005～0.02%或nb：0.005～0.02%或v：0.005～0.02%或其中兩種以上以任意比例的混合，b：0.0005～0.0020%，n≤0.005%。該方法中的c含量相對較高，其目的是提高鋼的淬透性，使其更容易得到馬氏體組織，加入少量的b是為了進一步提高淬透性，鋼中加入ti的目的是固定鋼中的n元素，防止n與b結合而消耗鋼中的b，加入nb、v的目的是細化淬火后的馬氏體組織，從而提高馬氏體的強度，該方法的強化機理主要是馬氏體的相變強化。該類鋼強度超高而成型性能相對較差，主要用于制造汽車的抗碰撞和承載部件。而本發明主要采用ti-nb-mo復合微合金化技術，利用薄板坯直接軋制屈服強度800~900mpa，抗拉強度850~950mpa，延伸率a≥19%的熱軋薄鋼板，本發明中的c含量相對較低，最終組織為鐵素體，通過加入ti、nb、mo等微合金元素，使鐵素體晶粒尺寸更加細化（即其尺寸不超過5μm），在鋼中析出細小、彌散的微合金碳、氮化物，通過細晶強化和析出強化提高鐵素體鋼的強度，在強化機理及控制方法上與所述文獻有著本質的不同。本發明所述材料強度較高且成型性能較好，能用于制造斷面更復雜、對成型性能要求更高的結構件。

技術實現要素：

本發明的目的在于克服上述文獻中存在的不足，提供一種屈服強度在800~900mpa，抗拉強度在850~950mpa，延伸率a≥19%，且無需進行熱處理工序的用薄板坯直接軋制的屈服強度≥800mpa熱軋薄板及生產方法。

實現上述目的的措施：

用薄板坯直接軋制的屈服強度≥800mpa熱軋薄板，其組分及重量百分比含量為：c：0.030~0.071%，si：0.21~0.42%，mn：0.5~1.5%，ti：0.04~0.15%，mo：0.12~0.41%，nb：0.02~0.10%，cr：0.13~0.35%，p：≤0.020%，s：≤0.010%，n：≤0.010%，其余為fe和不可避免的雜質。

進一步地：其組分及重量百分比含量為：c：0.030~0.049%，si：0.23~0.31%，mn：0.8~1.2%，ti：0.04~0.08%，mo：0.20~0.25%，nb：0.06~0.08%，cr：0.13~0.23%，p：0.010%，s：≤0.005%，n：≤0.005%；進行組織為鐵素體，其中鐵素體在金相組織中體積比不低于95%。

生產用薄板坯直接軋制的屈服強度≥800mpa熱軋薄板的方法，其步驟：

1）冶煉并連鑄成坯，控制鑄坯拉速在3.2~6.0m/min，鑄坯厚度在52~90mm；

2）對鑄坯加熱，控制鑄坯入爐溫度在739~1061℃，出爐溫度在1180~1280℃，在爐時間在25~80min；

3）采用七機架進行精軋，并控制精軋第1、2機架軋制壓下率在48~69%，終軋溫度在840~920℃；

4）層流冷卻之卷取溫度，其間控制前段冷卻速度不低于52℃/s,其余為常規冷卻；

5）進行卷取，卷取溫度為581~673℃。

進一步地：控制鑄坯拉速在4.5~5.5m/min，鑄坯入爐溫度在739~1061℃，出爐溫度在

971~1053℃，出爐溫度在1180~1210℃，在爐時間在30~60min。

進一步地：精軋第1、2機架軋制壓下率在50~60%，終軋溫度在880~910℃。

進一步地：前段冷卻速度不低于71℃/s。

進一步地：卷取溫度為610~640℃。

本發明中各元素級主要工藝的機理及作用

c：選用超低碳設計的目的是減少鋼顯微組織中滲碳體的數量，有利于抑制珠光體的形成。同時超低碳還有利于成型性能及低溫韌性。但碳含量也不宜過低，應足以與微合金元素nb、ti結合形成納米級析出物，從而起到沉淀強化的作用，因此將c含量控制在0.030~0.071%，優選地為0.030~0.049%。

si：在鋼中起到固溶強化的作用，同時是脫氧元素，根據本發明，si含量應控制在0.20%以上，其含量若低于0.20%，固溶強化效果不明顯；但其含量若高于0.42%，則會給軋制時除鱗帶來困難，且降低鋼的焊接性能，因此將其控制在0.21~0.42%，優選地為0.23~0.31%。

mn：是鋼中重要的強韌化元素，提高鋼中的錳含量，能擴大γ區，降低轉變溫度，擴大軋制范圍，促進晶粒細化，從而增加鋼的強韌性，沖擊轉變溫度也幾乎不發生變化。然而，在本發明中，當mn含量超過1.5%時，連鑄過程容易產生鑄坯裂紋，且還會降低鋼的焊接性能，因此mn含量控制在0.5~1.5%，優選地為0.8~1.2%。

ti：是強氮化物形成元素，其氮化物能有效釘扎奧氏體晶界，有助于控制奧氏體晶粒的長大。在本發明中，當ti含量在0.04%以上所限定的范圍時，在冷卻過程中會析出細小的ti(c、n)、tic的顆粒，可起到沉淀強化的作用，提高鋼的機械性能，其強化效果明顯；當ti含量高于0.15%時，強度提高效果不明顯。因此，ti含量控制在ti：0.04~0.15%，進一步優選0.04~0.08%。

mo：是強氮化物形成元素，適當的鉬含量能夠阻止奧氏體晶粒的長大，能提高合金鋼在常溫下的強度，在本發明中，其有利于進一步細化鐵素體的晶粒尺寸，同時mo可有效抑制nb、ti碳氮化物的高溫析出，并促進nb及ti碳氮化物的在較低的溫度析出，獲得更好的沉淀強化效果，并配合tmcp（控軋控冷）工藝，使鋼板屈服強度在熱軋工藝條件下就能達到800mpa級以上，從而可以取消軋后調質熱處理。當mo含量低于0.12%時，其細化晶粒及強化效果不明顯，若mo含量高于0.41%，強度進一步提升效果不明顯，且合金成本較高，因此將其含量控制在0.12~0.41%，優選地為0.20~0.25%。

nb：是強碳、氮化物形成元素，鋼中微量nb能抑制變形奧氏體的再結晶，阻止奧氏體晶粒的長大，提高奧氏體再結晶溫度，細化晶粒，提高鋼的強度和韌性。在本發明中，若nb含量低于0.02%，其細化晶粒及強化效果不明顯，若nb含量高于0.10%，強度進一步提升效果不明顯，再在冷卻過程中nb(c、n)的析出，可起到沉淀強化的作用，提高鋼的機械性能，因此nb含量控制在0.02~0.10%，優選地為0.06~0.08%。

cr：在本發明中，當cr的加入量大于0.13%時，可有效提高鋼的強度和硬度，但cr含量較高時會降低鋼的塑性和韌性，僅此將cr含量控制在0.13~0.35%，優選地為0.13~0.23%。

p：在本發明中，鋼中的p會惡化鋼的韌性，特別是劇烈地降低鋼的低溫沖擊韌性，因此將p含量控制在0.020%以下，優選地為0.010%以下。

s：在本發明中，鋼中s含量高，產生的mns夾雜會使鋼的縱橫向性能產生明顯差異，惡化低溫韌性，且會明顯降低鋼的耐候性能。因此，s含量應控制在0.010%以下，優選地為s含量控制在0.005%以下。

n：在本發明中，由于加鈦，其氮在鋼中可與鈦結合形成氮化鈦，這種在高溫下析出的第二相有利于強化基體，并提高鋼板的焊接性能。但是氮含量若高于0.010％，氮與鈦的溶度積較高，在高溫時鋼中就會形成顆粒粗大的氮化鈦，嚴重損害鋼的塑性和韌性；另外，較高的氮含量會使穩定氮元素所需的微合金化元素含量增加，從而增加成本，故將其含量控制在0.010％以下，優選地為n含量在0.005%以下。

而本發明主要采用ti-nb-mo復合微合金化技術，利用薄板坯直接軋制屈服強度800~900mpa，抗拉強度850~950mpa，延伸率a≥19%的熱軋薄鋼板，本發明中的c含量相對較低，最終組織為鐵素體，通過加入ti、nb、mo等微合金元素，使鐵素體晶粒尺寸更加細化（即其尺寸不超過5μm），在鋼中析出細小、彌散的微合金碳、氮化物，通過細晶強化和析出強化提高鐵素體鋼的強度，在強化機理及控制方法上與所述文獻有著本質的不同。本發明所述材料強度較高且成型性能較好，能用于制造斷面更復雜、對成型性能要求更高的結構件。

本發明結合薄板坯連鑄凝固速度快，組織均勻的特點，并配合tmcp（控軋控冷）工藝，在ti-nb復合微合金化基礎上并添加一定量的mo，這將有利于進一步細化鐵素體的晶粒尺寸，同時mo可有效抑制nb,ti碳氮化物的高溫析出，并促進nb及ti碳氮化物的在較低的溫度析出，這有利于獲得更好的沉淀強化效果，使鋼板屈服強度在熱軋工藝條件下就能達到800mpa級以上，從而可以取消軋后調質熱處理。另外，本發明所述方法可生產熱軋材的最薄厚度為0.8mm，可用于直接替代對應規格的冷軋產品，這對于簡化生產流程，提高生產效率，降低生產成本具有重要作用。

現有技術的調質型屈服強度在800mpa級的鋼，一個是主要依靠馬氏體相變強化作用，其沉淀強化對強度的貢獻量不超過150mpa，并需要進行調質處理才能實現。然而不同的是，本發明鋼板的主要強化機理為納米級微合金碳化物的沉淀強化及鐵素體超細晶強化兩個方面，即將鐵素體的晶粒尺寸控制在≤5μm，通過本發明的的成分及匹配的工藝，使沉淀強化貢獻量在有現在的不超過150mpa提升至231mpa以上，甚至可達283mpa。采用本發明生產的鋼板在具有高強度的同時也具有較好的塑性。對于生產的厚度在2.3mm以下的熱軋板，可直接替代冷軋板而使用。

附圖說明

圖1為本發明的金相組織圖；

圖2為本發明碳萃取復型試樣的透射電鏡照片。

具體實施方式

下面對本發明予以詳細描述：

表1為本發明各實施例及對比例的組分取值列表；

表2為本發明各實施例及對比例的主要工藝參數列表；

表3為本發明各實施例及對比例力學性能檢測情況列表；

本發明各實施例按照以下步驟生產：

1）冶煉并連鑄成坯，控制鑄坯拉速在3.2~6.0m/min，鑄坯厚度在52~90mm；

2）對鑄坯加熱，控制鑄坯入爐溫度在739~1061℃，出爐溫度在1180~1280℃，在爐時間在25~80min；

3）采用七機架進行精軋，并控制精軋第1、2機架軋制壓下率在48~69%，終軋溫度在840~920℃；

4）層流冷卻之卷取溫度，其間控制前段冷卻速度不低于52℃/s,其余為常規冷卻；

5）進行卷取，卷取溫度為581~673℃。

表1本發明各實施例及對比例化學成分取值列表（wt%）

表2本發明各實施例及對比例主要工藝參數列表

表3為本發明各實施例及對比例力學性能檢測情況列表

從表3可以看出，采用本發明所述方法可生產最薄厚度為0.8mm的，屈服強度在800~900mpa，抗拉強度850~950mpa，延伸率a≥19%的熱軋薄鋼板。對于生產的厚度在2.3mm以下的熱軋板，可直接替代冷軋板而使用。

上述實施例僅為最佳例舉，而并非是對本發明的實施方式的限定。