CN110117755A - 一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法，属于金属材料热处理技术领域。本发明以传统中锰钢为原料，无需添加任何其余合金元素，成本低。制备方法包括炼钢、连铸、热轧、酸洗冷连轧、连续退火；连续退火时将冷轧板加热到Ac3‑30℃～Ac3+20℃；随后缓慢冷却至640～670℃；最后以15～30℃/s的冷却速率冷至Ms+20～50℃进行过时效配分处理。本发明提供的980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法，获得细小等轴铁素体、下贝氏体体与奥氏体或下贝氏体与奥氏体复合组织，制备得到的冷轧中锰钢具有高强度、高延伸率、低屈强比及成形性能好等特点，本发明工艺简单可行，对工艺装备要求不高，在现有连续退火生产线上即可生产。
Description
技术领域：
本发明属于金属材料热处理技术领域，具体涉及一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法。
背景技术：
近年来，随着汽车保有量及产量的不断增长，以及由不可再生的燃油消耗及环境污染带来的压力逐渐加剧，与节能减排的需求及国家环保政策逐渐加严，汽车轻量化越来越受到关注。汽车轻量化是在保证强度和安全性的前提下，尽可能降低汽车整备质量，以提高汽车的动力性，实现节能减排。据统计，汽车每减重10％，可减少油耗8％～10％，排放减少10％，减排效果明显。汽车轻量化的实现需要材料技术、轻量化结构优化设计技术、轻量化绿色制造技术三方面共同发展，是材料、设计、加工成形技术等多方面的集成，其中材料的创新是基础与核心。车身轻量化材料技术路径主要包括超高强度钢、铝镁合金、复合材料玻纤碳纤等，但是从全生命周期排放、绿色循环利用、汽车模具与人员适应性等方面考虑，超高强度钢相比其他材料具有明显的优势，是未来汽车轻量化中最有发展前景的材料。
目前对于汽车轻量化用高强度钢来说，已相继出现了第一代、第二代与第三代汽车用先进高强钢。由于第一代汽车用先进高强钢在强度增加的同时，其塑性随之降低，强塑积较低，普遍低于15GPa％，很难适应汽车行业对高成形性与高安全性的要求；第二代汽车用先进高强度钢在具有较高强度的同时拥有较高的塑性与强塑积，但是其合金元素很高，生产成本高，工艺性与焊接性差。然而第三代汽车用先进高强钢具有第一代汽车用先进高强钢的合金元素、工艺适用性与成本，而塑性与强塑积又与第二代汽车用先进高强钢接近等特点，是未来最具潜力的汽车轻量化用材。中锰钢作为第三代汽车用先进高强度钢的典型代表钢种之一，近年来受到了冶金与汽车行业的广泛关注。
然而，采用罩式退火的冷轧中锰钢在拉伸过程中会出现很长的屈服平台，冲压过程中会产生吕德斯带，造成零部件表面出现明显起皱现象，限制了冷轧中锰钢的应用推广，因此亟需解决冷轧中锰钢的吕德斯带问题。目前对于冷轧中锰钢吕德斯带改善主要通过2种途径：第一：冷轧后采用2步临界区退火处理，如中国专利CN107858586A；第二：冷轧在连续退火生产线上采用Q&P工艺，一方面提高生产效率，另一方面改善其性能，如中国专利CN106191390A、CN109517947A、CN109536686A、CN105648317A、CN108950150A、CN105648317A。这种采用2步临界退火处理增加了生产工艺流程，增加了制造成本，并且采用较高温度临界退火处理时带钢表面易发生粘结而降低表面质量；采用Q&P连续退火工艺虽然能获得相对优异的力学性能，但是生产过程中淬火温度要求很低，而配分温度普遍在350～400℃，淬火温度与配分温度差100～200℃，这在目前过时效段没有快速感应加热功能的传统连续退火生产线上无法实现。
发明内容：
本发明针对现有技术存在的上述不足，提供一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法。通过连续退火工艺的优化设计，对冷轧中锰钢的组织进行调控，使其吕德斯带现象获得大幅度改进或消除，解决材料成形性与生产流程长、成本高、表面质量差等问题；同时突破传统的Q&P思维，采用全新的组织设计思想，解决传统连续退火工艺可行性问题。本发明方法最终得到细小等轴铁素体、下贝氏体与奥氏体复合组织或下贝氏体与奥氏体的复合组织，所制备的中锰钢产品的屈服强度≥400MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥21％，屈强比≤0.50。
本发明提供的一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法的具体步骤如下：
(1)钢水冶炼，钢水采用常规转炉或电弧炉进行冶炼，然后采用LF与RH精炼，精炼主要去除钢中S、O、H等气体元素，其成分按质量百分比为：C：0.09～0.12％，Si：0:10～0.30％，Mn：4.80～7.20％，Al：0.02～0.05％，P≤0.020％，S≤0.0030％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
(2)连铸，连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，连铸坯厚度为230mm，连铸后的板坯直接热装。
(3)热轧，热轧采用粗轧+精轧进行轧制，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用8～10道次轧制，中间坯厚度为30～50mm，精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次轧制，终轧温度850～890℃，轧后钢卷在680～720℃进行卷取。
(4)酸洗冷连轧，热轧带钢经盐酸紊流酸洗切边后，经4～5机架冷连轧机将热轧带钢轧至目标厚度。
(5)退火，采用连续退火炉，首先将带钢以2～4℃/s的加热速率加热至170℃进行预热，然后以0.8～1.5℃/s的加热速率将带钢进一步加热至Ac3-30℃～Ac3+20℃进行均温，保温时间为260～320s，然后以1.5～3℃/s的冷却速率冷至缓冷温度640～670℃，随后以15～30℃/s的冷却速率冷至Ms+20～50℃时效处理300～800s，最后以1～2℃/s的速率冷至室温。
本发明的设计思想如下：
本发明采用传统的中锰钢化学成分，无需添加其余合金元素，合金成本低、经济。热轧过程中高温卷取，以降低冷轧变形抗力。退火过程中通过工艺优化设计对合金元素扩散与组织进行调控，使其获得细小等轴铁素体、下贝氏体与奥氏体或下贝氏体与奥氏体的复合组织。
制备工艺过程对本发明产品的影响：
冶炼和精炼处理：目的是确保钢液的基本成分要求，去除钢中的氧、氢等有害气体与P、S等有害杂质，减少钢中夹杂物，防止冷脆与氢致裂纹敏感性，并加入碳、锰、硅等必要的合金元素，进行合金元素的调整。
连铸：连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，以降低钢中夹杂物与防止Mn偏析，提高铸坯质量；将连铸好的板坯直接进行热装，以防止冷却与加热过程中产生裂纹。
热轧：热轧，热轧采用粗轧+精轧进行轧制，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用8～10道次轧制，以细化原奥氏体晶粒；中间坯厚度为30～50mm，精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次轧制，终轧温度850～890℃，提高相变形核率与细化组织，并防止出现带状组织；轧后钢卷在680～720℃进行卷取，以降低冷轧变形抗力。
酸洗冷连轧：热轧带钢经盐酸紊流酸洗切边后，经4～5机架冷连轧机将热轧带钢轧至目标厚度，冷轧圧下率45～65％；
退火：采用连续退火炉，首先将带钢以2～4℃/s的加热速率加热至170℃进行预热，然后以0.8～1.5℃/s的加热速率将带钢进一步加热至Ac3-30℃～Ac3+20℃进行均温，保温时间为260～320s，一方面使其充分再结晶并使晶粒细化，另一方面有利于Mn元素的扩散；然后以1.5～3℃/s的冷却速率冷至缓冷温度640～670℃，使其形成一定量的细小等轴铁素体；随后以15～30℃/s的冷却速率冷至Ms+20～50℃时效处理400～900s，使其发生贝氏体相变并配分处理，使板条贝氏体中的C、Mn合金元素向未转变的奥氏体中扩散，稳定奥氏体；最后以1～2℃/s的速率冷至室温。
本发明具有以下技术特点：
1、本发明采用全新的组织设计思想，在连续退火生产线上对冷轧中锰钢进行组织调控，在改善成形性的同时，其工艺可操作性强。与现有2步退火消除屈服平台方法相比，采用该方法缩短了工艺流程，降低了能耗，提高了表面质量与生产效率，降低生产成本。与现有连续退火Q&P工艺相比，传统Q&P工艺淬火后需快速升温至较高的配分温度，在现有连续退火生产线上很难实现；而本发明通过将钢板冷至Ms点以上温度进行保温配分，在传统连续退火生产线上即可批量生产，工艺操作性强。
2、本发明通过优化退火工艺对组织进行调控，获得细小铁素体、下贝氏体与奥氏体复合组织或下贝氏体与奥氏体复合组织，在保证退火后的钢板具有高强度、高塑性的同时，具有较低的屈强比、连续屈服等特点，有效消除了冷轧中锰钢长长屈服平台现象，从而显著改善产品的成形性。
3、本发明采用传统的低碳、低硅、锰合金化设计，钢中未添加其余合金元素，降低了冶炼生产难度与合金成本，节约了资源。
具体实施方式：
本发明中所述的一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法：(1)冶炼；(2)连铸；(3)热轧；(4)酸洗冷连轧；(5)退火。本发明的钢水从中间包浇入连铸设备，然后将连铸好的板坯直接热装进行热轧，最后经酸洗冷连轧将带钢轧至目标厚度后，采用连续退火处理获得所需的产品。
本发明实施例中，力学性能检测采用GB/T228-2010《金属材料拉伸试验第1部分:室温试验方法》，拉伸试样标距为50mm。
为了进一步更好地解释上述发明，通过如下具体实施例对本发明做进一步的描述：
实施例1：钢的化学成分包括：C：0.10％，Si：0.27％，Mn：5.15％，Al：0.023％，P：0.007％，S：0.0021％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
其工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→酸洗冷连轧→连续退火→成品。
工艺参数：热轧终轧温度为867℃，热轧厚度：3.5mm，冷轧厚度：1.5mm，连续退火温度740℃，保温时间300s，缓冷温度670℃，快冷速率23℃/s，过时效温度350℃，过时效保温时间400s，得到的冷轧中锰钢屈服强度为408.6MPa，抗拉强度为993.1MPa，延伸率为23.5％，屈强比0.41，强塑积为23.34GPa·％，组织为细小等轴铁素体+下贝氏体+残余奥氏体。
实施例2：钢的化学成分包括：C：0.11％，Si：0.24％，Mn：7.05％，Al：0.028％，P：0.009％，S：0.0018％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
其工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→酸洗冷连轧→连续退火→成品。
工艺参数：热轧终轧温度为884℃，热轧厚度：3.2mm，冷轧厚度：1.4mm，连续退火温度740℃，保温时间300s，缓冷温度650℃，快冷速率18℃/s，过时效温度350℃，过时效保温时间650s，得到的冷轧中锰钢屈服强度为466.6MPa，抗拉强度为1092.3MPa，延伸率为21.8％，屈强比0.43，强塑积为23.81GPa·％，组织为细小等轴铁素体+下贝氏体+残余奥氏体。
实施例3：钢的化学成分包括：C：0.11％，Si：0.15％，Mn：6.23％，Al：0.019％，P：0.015％，S：0.0014％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
其工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→酸洗冷连轧→连续退火→成品。
工艺参数：热轧终轧温度为873℃，热轧厚度：3.0mm，冷轧厚度：1.2mm，连续退火温度760℃，保温时间280s，缓冷温度660℃，快冷速率25℃/s，过时效温度335℃，过时效保温时间900s，得到的冷轧中锰钢屈服强度为546.5MPa，抗拉强度为1153.0MPa，延伸率为23.8％，屈强比0.47，强塑积为27.4GPa·％，组织为下贝氏体+残余奥氏体。
实施例4：钢的化学成分包括：C：0.10％，Si：0.27％，Mn：5.15％，Al：0.023％，P：0.007％，S：0.0021％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
其工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→酸洗冷连轧→连续退火→成品。
工艺参数：热轧终轧温度为867℃，热轧厚度：3.2mm，冷轧厚度：1.2mm，连续退火温度780℃，保温时间300s，缓冷温度670℃，快冷速率20℃/s，过时效温度350℃，过时效保温时间450s，得到的冷轧中锰钢屈服强度为517.6MPa，抗拉强度为1102.1MPa，延伸率为23.0％，屈强比0.47，强塑积为25.35GPa·％，组织为下贝氏体+残余奥氏体。
实施例5：钢的化学成分包括：C：0.10％，Si：0.27％，Mn：5.15％，Al：0.023％，P：0.007％，S：0.0021％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素。
其工艺流程为：冶炼→连铸→热轧→酸洗冷连轧→连续退火→成品。
工艺参数：热轧终轧温度为867℃，热轧厚度：3.2mm，冷轧厚度：1.2mm，连续退火温度780℃，保温时间300s，缓冷温度670℃，快冷速率18℃/s，过时效温度350℃，过时效保温时间600s，得到的冷轧中锰钢屈服强度为538.1MPa，抗拉强度为1087.9MPa，延伸率为22.9％，屈强比0.49，强塑积为24.91GPa·％，组织为下贝氏体+残余奥氏体。
实施例结果表明，本发明方法在传统中锰钢基础上未添加任何合金元素，采用连续退火工艺，通过连续退火工艺参数优化对组织进行调控，改善带钢表面质量与成形性，缩短生产流程，提高生产效率，降低成本；通过对组织全新设计，解决现有连续退火过时效段无法实现淬火配分工艺问题，本发明工艺简单，可操作性强。
Claims (1)
1.一种980MPa级低屈强比冷轧中锰钢的制备方法，其特征在于该制备方法的具体步骤如下：
(1)钢水冶炼，钢水采用常规转炉或电弧炉进行冶炼，然后采用LF与RH精炼，其成分按质量百分比为：C：0.09～0.12％，Si：0:10～0.30％，Mn：4.80～7.20％，Al：0.02～0.05％，P≤0.020％，S≤0.0030％，余量为Fe和不可避免的残存杂质元素；
(2)连铸，连铸采用全保护浇注与电磁搅拌，连铸坯厚度为230mm，连铸后的板坯直接热装；
(3)热轧，热轧采用粗轧+精轧进行轧制，粗轧在奥氏体再结晶区轧制，粗轧阶段采用8～10道次轧制，中间坯厚度为30～50mm，精轧在奥氏体未再结晶区轧制，精轧阶段采用6～7道次轧制，终轧温度850～890℃，轧后钢卷在680～720℃进行卷取；
(4)酸洗冷连轧，热轧带钢经盐酸紊流酸洗切边后，经4～5机架冷连轧机将热轧带钢轧至目标厚度；
(5)退火，采用连续退火炉，首先将带钢以2～4℃/s的加热速率加热至170℃进行预热，然后以0.8～1.5℃/s的加热速率将带钢进一步加热至Ac3-30℃～Ac3+20℃进行均温，保温时间为260～320s，然后以1.5～3℃/s的冷却速率冷至缓冷温度640～670℃，随后以15～30℃/s的冷却速率冷至Ms+20～50℃时效处理300～800s，最后以1～2℃/s的速率冷至室温。
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