CN109554615B - 一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法，其化学质量百分含量为：C：0.10～0.30％、Si≤0.10％、Mn：4～8％、P≤0.01％、S≤0.008％、Al：1.0～2.0％、Nb≤0.04％、V≤0.10％，其余是Fe及不可避免杂质。通过对化学成分、热轧工艺参数的控制、热处理工艺的控制，经过铁素体‑奥氏体两相区(Ac1～Ac3)退火后可以得到组织状态为铁素体+贝氏体+残余奥氏体的成品TRIP钢，通过微合金元素Nb和V的添加可以固定钢中C和N消除AlN对热塑性的不利影响，有效发挥细晶强化、析出强化作用。添加稀土元素，可起到减少合金偏析，细化铸态组织等作用。产品抗拉强度≥900MPa，断后延伸率≥25％，强塑积可达25～30GPa％，充分满足汽车产业轻量化，节能降耗的要求，具有较好的经济性和应用前景。

Description

一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法

技术领域

本发明属于热轧带钢生产工艺技术领域，具体涉及一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法。

背景技术

随着汽车轻量化、节能和安全性全面提升的发展趋势，高强钢已经成为近年来钢铁材料研究领域的重点并被广泛应用于汽车制造业。但为了满足车身组件的成型条件，高强钢的延伸率必须得到保证，因此所用高强钢的强度级别受到限制，一些对强度要求较高的复杂形状的零件只能通过成型后再焊接的工艺来生产。

中锰含量的TRIP钢，即相变诱导塑性钢在形变时诱发TRIP效应，使残余奥氏体在塑性变形后在变形较大的部位首先诱发马氏体相变，使局部强度提高，难以继续变形，导致变形向未发生马氏体相变的其它区域转移，推迟了颈缩的形成，并且变形造成的局部应力集中因马氏体的相变而松弛，推迟裂纹的产生。因此TRIP钢具有较高的塑性。钢中含有较高的锰含量保证了钢板的高强度，热轧TRIP钢充分满足汽车底盘的用钢需求，以热轧TRIP钢为原料生产更高强度的冷轧板可用于车身制造。开发具备高塑性的高强钢具备广阔的应用前景和商业价值。

发明内容

有鉴于此，本发明提供了一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法。

本发明第一方面提供了一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢，以质量百分比计，化学成分包括：C：0.10～0.30％、Si≤0.10％、Mn：4～8％、P≤0.01％、S≤0.008％、Al：1.0～2.2％、Nb≤0.05％、V≤0.15％，其余是Fe及不可避免杂质。

优选的，以质量百分比计，所述Nb≤0.04％，V≤0.10％，且Nb和V的含量之和为0.10～0.14％。

更加优选的，以质量百分比计，化学成分包括：C：0.10～0.30％、Si：0.02～0.06％、Mn：4～8％、P≤0.01％、S≤0.008％、Al：1.0～2.0％、Nb≤0.04％、V:0.06～0.10％，其余是Fe及不可避免杂质。

进一步优选的，以质量百分比计，化学成分还包括0.02～0.05％的稀土元素。

优选的，所述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体和室温下稳定存在的残余奥氏体组成，所述残余奥氏体的体积百分数为30％，基体组织中析出有Nb、V分别与C形成的微合金碳化物第二相粒子。

本发明第二方面提供了上述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法，步骤包括：

S1、获得上述成分的钢水后浇铸获得铸坯；

S2、将所得铸坯在氮气保护下进行加热处理；

S3、采用二段轧制工艺进行热轧得热轧板，开轧温度1120～1170℃，终轧温度850～930℃；

S4、将所述热轧板以20～30℃/s冷速冷却，冷却至570～630℃后入炉，保温25～35min后随炉冷却得成品；

S5、将成品在奥氏体-铁素体两相区退火热处理，退火温度为600～750℃，时间为30min～18h，冷却至室温。

优选的，步骤S2中，所述加热处理的加热温度为1230～1270℃、保温时间1小时。

更加优选的，步骤S2中，所述加热处理的加热温度为1230～1240℃。

优选的，步骤S3中，所述热轧包括7道次轧制，轧制后热轧板厚度范围控制在4～6mm。

优选的，步骤S3中，所述终轧温度为870～900℃。

优选的，步骤S4中，所述入炉的炉温为200～400℃。

优选的，步骤S4所述成品的微观金相组织由马氏体、贝氏体和残余奥氏体组成，所述残余奥氏体的体积分数为8％。

与现有技术相比，本发明具有以下优点：本发明提供的一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法，通过对化学成分的控制及热轧工艺参数的控制，使带钢微观金相组织为马氏体+贝氏体+残余奥氏体(体积分数8％)，经热处理后产品组织为铁素体+贝氏体+室温稳定存在的残余奥氏体(体积分数30％)，且基体组织中含有弥散析出的细小(Nb,V)C第二相，该带钢抗拉强度≥900MPa，延伸率≥25％，强塑积可达25GPa％以上，具有较好的应用前景。

附图说明

附图1为本发明实施例1中未经过热处理母材组织的显微组织示意图。

附图2为本发明实施例1中经过热处理后材料组织的显微组织示意图。

附图3为本发明实施例8所述弥散析出的细小(Nb,V)C第二相示意图。

具体实施方式

为了便于理解本发明，下文将结合实施例对本发明作更全面、细致地描述，但本发明的保护范围并不限于以下具体的实施例。

除非另有定义，下文中所使用的所有专业术语与本领域技术人员通常理解的含义相同。本文中所使用的专业术语只是为了描述具体实施例的目的，并不是旨在限制本发明的保护范围。

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。

本发明第一方面提供了一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢，以质量百分比计，化学成分包括：C：0.10～0.30％、Si≤0.10％、Mn：4～8％、P≤0.01％、S≤0.008％、Al：1.0～2.2％、Nb≤0.05％、V≤0.15％，其余是Fe及不可避免杂质。作为一种优选方式，控制成分体系中Nb含量不高于0.04％，V含量不高于0.10％，Nb和V的加入量之和为0.10～0.14％。作为进一步的优选方式，所述C：0.10～0.30％、Si：0.02～0.06％、Mn：4～8％、P≤0.01％、S≤0.008％、Al：1.0～2.0％、Nb≤0.04％、V:0.06～0.10％，其余是Fe及不可避免杂质。作为进一步的优选方式，其成分体系中可选择添加0.02～0.05％稀土元素提高基体强韧性与耐蚀性，增强其疲劳性能。

具体的，上述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体和室温下稳定存在的残余奥氏体组成，所述残余奥氏体的体积百分数为30％，基体组织中析出有Nb、V分别与C形成的微合金碳化物第二相粒子。

本发明的合金成分具有如下特点：

本发明的C含量为C：0.10～0.30％，碳富集于残余奥氏体中提高其稳定性，与合金元素Nb和V等形成微合金碳化物而起到析出强化的作用，较高碳含量对焊接性和成形性造成不利影响，因而碳含量控制在0.10～0.30％。

本发明的Si含量小于0.1％，取较低的硅含量，降低焊接时硅对焊缝性能的影响。

本发明的Mn含量为4～8％，Mn扩大奥氏体相区并稳定奥氏体的重要元素，同时Mn的固溶强化作用提高基体强度，抑制马氏体组织粗大，需适当提高Mn元素含量，但Mn含量过高会使钢坯铸态组织粗大，且偏析于晶界影响材料焊接性并增大回火脆性倾向，因此Mn含量控制在4～8％。

本发明的P与S对材料性能产生不利影响，应尽严格控制钢中P与S含量。

本发明中Al作为起到固溶强化作用的非碳化物形成元素，抑制碳化物析出而造成的第一类回火脆性，提高奥氏体中碳含量。加入低于2.3％的Al时可增加奥氏体稳定性并提高两相区的加热温度，相应的降低了保温时间，从而使工业化生产成为可能，适量添加Al可以相对提高相变点Ms和Md温度，使Ms点低于室温，Md点高于室温，易于在室温变形中诱发马氏体转变。因此Al含量控制在1～2％。

本发明中Nb元素可使C在奥氏体中富集提高残余奥氏体稳定性并发挥细晶强化效果。Nb含量一般控制在0.04％，当含量超过0.04％后Nb的细晶强化作用达到饱和。

本发明的V含量低于0.10％，当V含量高于0.10％会升高韧脆转变温度，V与锰的综合作用使V固溶于奥氏体中提高其稳定性，在随后的热处理工序中析出强化从而提高强度。

基于上述配方，进一步向钢中添加稀土元素时得到的产品更具有以下几点益处：

1、添加稀土元素做改性剂，来改变钢中夹杂物形状和尺寸，消除了沿钢材轧制方向分布的条带状MnS，使球形的稀土硫化物仍细小而较均匀地分布在钢材中。

2、稀土元素可抑制Mn元素偏析，可缓解因Mn元素含量较高而导致的铸态组织粗大。

3、稀土元素富集于晶界，减少杂质元素在晶界的偏聚从而强化晶界，兼具抑制推迟奥氏体再结晶，细化晶粒，从而提高材料强韧性。

4、稀土元素的加入降低了碳氮化物的固溶温度，使微合金碳氮化物充分固溶，使之在热变形轧制过程或卷取后析出，充分发挥细晶强化与析出强化的作用。

本发明第二方面提供了上述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法，步骤包括：

S1、获得上述成分的钢水后浇铸获得铸坯；

S2、将所得铸坯在氮气保护下进行加热处理，所述加热处理的加热温度为1230～1270℃、保温时间1小时；

S3、采用二段轧制工艺进行热轧得热轧板，开轧温度1120～1170℃，终轧温度850～930℃；

S4、将所述热轧板以20～30℃/s冷速冷却，冷却至570～630℃后入炉(炉温为200～400℃)保温25～35min后随炉冷却得成品，热轧板经7道次轧制后厚度范围控制在4～6mm；所述成品的微观金相组织由马氏体、贝氏体和片条状残余奥氏体组成，所述残余奥氏体的体积分数为8％；

S5、将成品在奥氏体-铁素体两相区(Ac₁～Ac₃)退火热处理，退火温度为600～750℃，时间为30min～18h，可选择空冷或随炉冷却至室温，所述室温通常是指常规的室内温度，约10～35℃。

在上述制备方法中，为使板坯中微合金析出相充分溶解，确保成分均匀化，并获得均匀的奥氏体组织，将板坯的加热温度设定在1230～1245℃左右。在奥氏体未再结晶区温度范围内低温终轧，且避免在奥氏体铁素体两相区轧制损害钢的韧性，控制轧制温度在850～900℃使奥氏体充分累积变形量形成细小亚晶以细化马氏体组织。控制层流冷却温度在570～630℃后入炉，在200～400℃条件下保温30min后随炉冷却，一方面促使C原子向残余奥氏体配分，提高残余奥氏体稳定性，另一方面使奥氏体在贝氏体转变温度区形成贝氏体组织进一步分割细化奥氏体晶粒，冷却至室温后获得较为细小的马氏体板条组织，其中夹有以片条状弥散分布于基体的残余奥氏体，在后续进行的两相区(Ac1～Ac3)退火热处理过程中，片条状残余奥氏体会作为核心最终获得稳定性良好的残余奥氏体。中锰钢锰含量在4～8％时，两相区温度范围在550～800℃，为保证获得适量稳定性良好的残余奥氏体，热轧板在铁素体-奥氏体两相区进行退火热处理，选择退火温度为600～750℃，时间为30min～18h。为防止退火工序生成的残余奥氏体在空冷过程中发生马氏体转变，本发明选择随炉冷却至室温。

下面将结合七个具体实施例对本申请的抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢及其制备方法进行详细说明。

实施例1

本实施例提供了一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法，步骤包括：

获取钢水后浇铸获得铸坯；所述钢水的化学成分为：以质量百分数计，C：0.11％、Si：0:060％、Mn：5.03％、P:0.005％、S:0.003％、Al：1.82％、Nb:0.036％、V:0.060％，其余是Fe及不可避免杂质。

将所得铸坯在氮气保护下进行加热处理，加热温度为1238℃、保温时间1小时。

采用二段轧制工艺进行热轧得热轧板，开轧温度1150℃，所述热轧板经7道次轧制后厚度规格变化范围控制在4～5mm，所述轧制终止温度控制为895℃。将所述热轧板以25℃/s冷速冷却，层流冷却至600℃后入炉(炉温为330℃)保温30min后随炉冷却；

将热轧卷在奥氏体-铁素体两相区(Ac₁～Ac₃)退火热处理，退火温度为660℃，时间为7h，随炉冷却至室温。

本实施例提供的TRIP钢的显微组织示意图如附图1、2所示，其中，未经过热处理母材组织示意图如附图1所示，从图1可见板材微观组织为：马氏体+贝氏体+残余奥氏体，经XRD检测，残余奥氏体含量为8％左右。热处理后材料组织示意图如附图2所示，从图2可见，经过热处理后，板材的微观组织为：铁素体+贝氏体+残余奥氏体，经XRD检测，残余奥氏体含量为30％左右。

实施例2-实施例6

实施例2-6都提供了一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法，制备方法与实施例1基本一致，区别在于钢水的化学组成以及部分制备工艺参数，具体的，实施例2-6采用铸坯的化学成分如表1所示，制备工艺参数控制要求如表2所示，其余未提及部分与实施例1的制备过程相同。

表1各实施例钢水化学成分质量百分数(％)

编号	C	Si	Mn	P	S	Nb	V	Al
									实施例1	0.11	0.060	5.03	0.005	0.003	0.036	0.060	1.82
实施例2	0.12	0.072	5.23	0.005	0.004	0.032	0.057	1.74
									实施例3	0.10	0.051	5.48	0.006	0.003	0.036	0.050	1.83
实施例4	0.17	0.045	5.16	0.005	0.003	0.030	0.049	1.69
									实施例5	0.10	0.053	6.34	0.005	0.003	0.025	0.043	1.67
实施例6	0.24	0.043	4.67	0.005	0.003	0.038	0.046	1.71

表2各实施例工艺参数

编号	加热温度℃	终轧温度℃	层冷温度℃	入炉温度℃
					实施例1	1238	895	600	330
实施例2	1240	905	590	300
					实施例3	1243	900	598	320
实施例4	1238	897	605	350
					实施例5	1232	905	600	350
实施例6	1239	910	596	370

实施例2-6所得产品的微观组织与实施例一基本一致。

实施例7

本实施例对退火热处理工艺参数进行了调整，将上述实施例1和3得到的2种试验钢进行铁素体-奥氏体两相区退火热处理，热处理工艺条件如表3所示，并将对应所得产品的力学性能数据记录于表3中，其中，1-1～1-9是实施例1所得试验钢采用9种退火热处理工艺参数及产品性能结果，3-1～3-9是实施例3所得试验钢采用9种退火热处理工艺参数及产品性能结果。

表3退火热处理工艺及产品性能表

实施例8

本实施例提供了一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢，与实施例1基本一致，区别在于：

获取钢水后浇铸获得铸坯；所述钢水的化学成分为：以质量百分数计，C:0.11％、Si:0:060％、Mn:5.03％、P:0.005％、S:0.003％、Al:1.82％、Nb:0.036％、V:0.060％，Ce:0.03％，其余是Fe及不可避免杂质。本实施例增加了稀土元素以提高基体强韧性与耐蚀性，增强其疲劳性能。

结合本发明实施例的化学成分、制备工艺以及力学性能可以得出：本发明所有实施例性能较好，得到的抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢抗拉强度≥900MPa，延伸率≥25％，强塑积可达25GPa％以上，带钢微观金相组织为马氏体+贝氏体+残余奥氏体(体积分数8％)，经热处理后产品组织为铁素体+贝氏体+室温稳定存在的残余奥氏体(体积分数30％)，且基体组织中含有弥散析出的细小(Nb,V)C第二相，如附图3所示，性能优良且稳定。

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 (4)

1.一种抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢，其特征在于：以质量百分比计，化学成分包括：C：0.10～0.30％、Si≤0.02～0.06％、Mn：4～8％、P≤0.01％、S≤0.008％、Al：1.0～2.0％、Nb≤0.04％、V:0.06～0.10％，其余是Fe及不可避免杂质；

以质量百分比计，化学成分还包括0.02～0.05％的稀土元素；

其中，所述Nb和V的含量之和为0.10～0.14％；

所述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的抗拉强度≥900MPa，延伸率≥25％，强塑积≥25GPa％；

其中，所述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法包括：

S1、获得所述化学成分的钢水后浇铸获得铸坯；

S2、将所得铸坯在氮气保护下进行加热处理；其中，所述加热处理的加热温度为1230～1270℃、保温时间1小时；

S3、采用二段轧制工艺进行热轧得热轧板，开轧温度1120～1170℃，终轧温度850～930℃；

S4、将所述热轧板以20～30℃/s冷速冷却，冷却至570～630℃后入炉，保温25～35min后随炉冷却得成品；

S5、将成品在奥氏体-铁素体两相区退火热处理，退火温度为600～750℃，时间为30min～18h，冷却至室温；

所述步骤S3中，所述热轧包括7道次轧制，轧制后热轧板厚度范围控制在4～6mm；

所述步骤S5中所述的热处理后，所述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的微观组织由铁素体、贝氏体和室温下稳定存在的残余奥氏体组成，所述残余奥氏体的体积百分数为30％，基体组织中析出有Nb、V分别与C形成的微合金碳化物第二相粒子。

2.权利要求1所述抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法，步骤包括：

S1、获得权利要求1所述成分的钢水后浇铸获得铸坯；

S2、将所得铸坯在氮气保护下进行加热处理；其中，所述加热处理的加热温度为1230～1270℃、保温时间1小时；

S3、采用二段轧制工艺进行热轧得热轧板，开轧温度1120～1170℃，终轧温度850～930℃；

S4、将所述热轧板以20～30℃/s冷速冷却，冷却至570～630℃后入炉，保温25～35min后随炉冷却得成品；

S5、将成品在奥氏体-铁素体两相区退火热处理，退火温度为600～750℃，时间为30min～18h，冷却至室温；

所述步骤S3中，所述热轧包括7道次轧制，轧制后热轧板厚度范围控制在4～6mm。

3.如权利要求2所述的抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法，其特征在于：步骤S4中，所述入炉的炉温为200～400℃。

4.如权利要求2所述的抗拉强度900MPa级热轧TRIP钢的制备方法，其特征在于：步骤S4所述成品的微观金相组织由马氏体、贝氏体和残余奥氏体组成，所述残余奥氏体的体积分数为8％。

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