CN101927432A - 一种高强塑高锰带钢的制造方法 - Google Patents

一种高强塑高锰带钢的制造方法 Download PDF

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Abstract

高强塑高锰带钢的制造方法,其包括如下步骤:1)冶炼,高锰带钢成分重量百分比主要包括:C<0.2%,Mn 10~30%,Si 1~6%,Al 1~8%,余Fe;2)薄带连铸:辊速旋转线速率45~150m/min;浇铸时中间包过热度:25~60℃,钢液液位:150~350mm,结晶辊辊缝预设为1.8~3.0mm;3)在线热轧:轧制温度950~1150℃,压下量10~50%,应变速率在10~45s-1;带钢厚度1.0~1.6mm;4)卷取:卷取温度400~750℃;5)酸洗;6)平整;7)剪切加工成成品卷。本发明得到等轴晶率较高、甚至全等轴晶高锰钢组织,避免明显的柱状晶界面,防止缩松或夹杂物聚集现象;屈服强度、延伸率、屈强比等性能指标在较大的范围内浮动,从而满足用户特定的需求。

Description

一种高强塑高锰带钢的制造方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种高强塑高锰带钢的制造方法,尤其是强塑积在30,000Mpa%以上 的Fe-Mn-Al-Si系高锰带钢的制造方法。
背景技术
[0002] 高锰钢广泛用作冲击摩擦磨损工件已有百年历史,但板带作为工程结构用钢近10 年来才逐断走向深入和明朗化,现已引起业界的广泛关注。经适当成分设计与制造流程,高 锰板带钢表现出优异的强度、塑性、加工硬化性、以及抗冲击安全性,在高速列车、汽车、高 架建筑等领域展示出诱人的应用潜力。(方园,梁高飞,等,“高锰板带钢及其制造技术”,《钢 铁》,2009,(1) :1)。
[0003] 高锰钢的典型成分体系主要有Fe-Mn-Al-Si系、Fe-Mn-C系两类。区别在于前者 含有较高含量的Al、Si元素,而C元素含量较低;后者利用C元素作为稳定奥氏体相的主 要合金元素。Fe-Mn-Si-Al系高锰钢的典型成分为:C<0. 2%,Mn 10〜30%,Sil〜6%, All〜8%,德国对该体系高锰钢的研究处于领先水平,主要集中在高锰钢的物理机械性 能,冷轧性能与织构研究。在国内,对材料的成分-机械性能进行了初步研究,并探讨了高 锰钢变形孪晶取向与制造工艺的关系,以及Nb的影响规律。
[0004] 在变形过程中,高锰TWIP(孪晶诱导塑性)钢稳定奥氏体相中形成孪晶,屈服强 度280Mpa,抗拉强度650Mpa,延伸率超过80%,且无低温韧脆转变。冷轧过程中,TWIP钢 以{110}<112>取向为主,密度随应变增大,并可出现{111}<110>、{111}<112>、{123}<634> 取向,晶粒旋转有利于孪晶形成。Nb增加层错能,抑制、—e相变,提高TWIP钢的延伸 率。高锰TRIP(相变诱导塑性)钢亚稳奥氏体转变为马氏体而同时提高强塑性,抗拉强度 达llOOMpa,延伸率55%。
[0005] 高锰钢中的Mn(彡23%)、C(彡0.6%)含量都较高,对利用连铸工艺生产提出很 高的技术要求,风险非常大。高锰钢铸造的困难主要在于:凝固过程中Mn元素的微观偏析 导致凝固坯壳强度非常低,并且合金元素的宏观偏析比较严重。另外,由于Fe-Mn-Si-Al系 高锰钢中A1元素含量较高,在板坯连铸或模铸过程中,A1通常会在凝固时在晶界处发生偏 析,形成低熔点金属间化合物(Fe2Al5),导致铸态组织的缺陷,热连轧时易开裂,材料的热塑 性很差;另外,A1会将钢水中的Si02和Mn02还原,增大钢水的粘度,破坏铸坯的表面和内部 质量。
[0006] 针对传统连铸-热轧工艺制造高锰钢的问题,一些国外钢铁公司,例如 TyhssenKrupp公司、P0SC0、萨尔茨吉特尝试利用近终形连铸连轧工艺,如薄板坯连铸连轧、 薄带连铸连轧进行生产。利用这类工艺制造高锰钢具有流程优势。
[0007] 对Fe-Mn-Si-Al系高锰钢的开发主要集中在德国。最近,德国公开了采用薄板坯 连铸连轧技术尝试制造高锰钢的方法,连铸厚度低于120mm板坯后,通过中间加热炉使其 温度均勻,然后直接4机架热连轧。不过,目前尚未看到薄板坯连铸连轧原形带钢。(专利 W02006/094718A1)。[0008] TyhssenKrupp公司尝试采用带式薄带连铸试验轧机制造出高锰钢热带卷,钢液经 过布流系统进入钢制(或铜制)传送带,其作用类同传统连铸工艺中的结晶器,下方带有强 水冷系统。连铸带钢进入在线热轧机组,层流冷却后卷曲。钢水重量为1.3t,宽度300mm, 传送带厚度0. 8mm,铸带厚度:10〜15mm,在线热轧后可达1mm以下,铸造速率在10〜12m/ min之间。表面与边部质量良好,利用该工艺生产的高锰钢,抗拉强度800〜1300Mpa,延伸 率20〜50%之间。低温退火后,钢强度大幅提高;而高温退火使钢韧性大幅提高。因此, 可以通过后续工序灵活调整钢的各种特性。(Karl Heinz Spitzer等,“带钢直接铸造生产 新钢种的基本工艺技术研究”,《第一届中德(欧)冶金技术研讨会论文集》,212)。
[0009] 德国萨尔茨吉特公布了以生产高附加值钢铁产品为主的“萨尔茨吉特钢铁2012 年战略”,重要的一项就是利用BeST (Belt Strip Technology)技术在Peine地区建设一台 试验性的薄带连铸生产设备。萨尔茨吉特的目标是到2009年底通过这台试验生产设备实 现新型高锰钢的薄带连铸生产。
发明内容
[0010] 本发明的目的在于提供一种高强塑高锰带钢的制造方法,Fe-Mn-Al-Si系高锰带 钢,得到等轴晶率较高、甚至全等轴晶高锰钢组织,避免明显的柱状晶界面,防止缩松或夹 杂物聚集现象;成分不变的前提下,屈服强度、延伸率、屈强比等性能指标在较大的范围内 浮动,从而满足用户特定的需求。
[0011] 本发明的构思是:薄带连铸在双辊同径立式机组上进行,高锰钢液经大包、中间包 浇入由结晶辊和两侧封板组成的熔池内,两侧凝固坯壳在Kiss点接触,经结晶辊轧制后出 带(1.8〜3. 0mm)。铸带经过冷却(空冷、或者气冷、或者水冷)后,到达在线热轧机组时满 足开轧温度,一道次以一定的应变速率轧制到设定的厚度(1. 0〜1. 6mm),按照冷却制度得 到温度满足要求的带钢进行卷取。对于薄规格(厚度小于1.0mm)的带钢,固溶处理后热轧 带钢进行冷轧,然后再次固溶处理。
[0012] 本发明的高强塑高锰带钢的制造方法,其包括如下步骤:
[0013] 1)冶炼,高锰带钢成分重量百分比主要包括:C < 0. 2%,Mn 10〜30%,Si 1〜 6%, Al 1 〜8%,余 Fe ;
[0014] 2)薄带连铸:辊速旋转线速率:45〜150m/min ;浇铸时中间包过热度:25〜60°C, 钢液液位:150〜350mm,结晶辊辊缝预设置为:1. 8〜3. 0mm ;
[0015] 3)在线热轧:轧制温度950〜1150°C,压下量10〜50%,应变速率在10〜45s—1 ; 带钢厚度1. 0〜1. 6mm ;
[0016] 4)卷取:卷取温度400〜750°C ;
[0017] 5)酸洗;
[0018] 6)平整;
[0019] 7)根据产品要求剪切,加工成成品卷。
[0020] 进一步,在线热轧为单道次。
[0021] 薄规格(厚度小于1. 0mm)的带钢,本发明的制造方法,其包括如下步骤:
[0022] 1)冶炼,高锰带钢成分重量百分比主要包括:C < 0. 2%,Mn 10〜30%,Si 1〜 6%, Al 1 〜8%,余 Fe ;[0023] 2)薄带连铸:辊速旋转线速率:45〜150m/min ;浇铸时中间包过热度:25〜60°C, 钢液液位:150〜350mm,结晶辊辊缝预设置为:1. 8〜3. 0mm ;
[0024] 3)在线热轧:轧制温度范围:950〜1150°C,压下量10〜50%,应变速率10〜 45s-1 ;带钢厚度1. 0〜1. 6mm ;
[0025] 4)卷取:温度范围:400〜750°C ;
[0026] 5)固溶处理:温度1000〜1100°C,时间彡1分钟,淬火;
[0027] 6)酸洗;
[0028] 7)冷轧:压下量40〜80% ;带钢厚度小于1. 0mm ;
[0029] 8)固溶处理:温度1000〜1100°C,时间彡1分钟,淬火;
[0030] 9)酸洗;
[0031] 10)平整;
[0032] 11)根据产品要求剪切,加工成成品卷。
[0033] 进一步,在线热轧为单道次。
[0034] 又,制得的高锰带钢材料具有奥氏体+铁素体+马氏体三相结构,在变形过程中具 有TRIP效应;或者具有单一奥氏体结构,在变形过程中具有TWIP效应。
[0035] 特别地,对于Mn含量重量百分比彡18%的高锰带钢,为得到延伸率在60%以上的 热轧带钢,所述的步骤4)中卷取温度应不低于600°C。
[0036] 高锰钢中Mn元素的蒸汽压高,容易挥发,直接沉积、或者与0元素结合形成MnO后 沉积在铸辊上的纹理内部,增大钢液与铸辊的接触面积。因此,与碳钢相比较而言,高锰钢 钢液与铸辊之间的热流密度较大。并且,高锰钢凝固温度区间较大,导热率远低于碳钢(仅 为中碳钢的0. 25〜0. 5),凝固缓慢,为了保证薄带连铸过程的正常进行,铸辊旋转线速率 至少为45m/min。进一步提高速率,两侧凝固坯壳吻合点(Kiss点)下移,为了防止漏钢,主 管旋转线速率最大为150m/min。
[0037] 薄带连铸过程中,钢液经过中间包后,通过水口、布流器进入熔池内,存在一定的 热量散失;并且,若钢液温度过低,Kiss点过高,铸轧力非常大,一方面对铸辊破坏性较大, 另一方面对带钢的表面质量不利,因此选择最低过热度为20°C。当过热度高于60°C,带钢 凝固缓慢,易于发生漏钢,故过热度选择最大为60°C。
[0038] 液位是高锰钢薄带连铸的关键控制参数之一。液位低于150mm时,液位难稳定,波 动较大,对铸带的质量不利;液位过高时,钢液和铸辊的接触弧长较大,Kiss点过高,铸轧 力非常大,铸辊磨损过快,并且影响带钢的表面质量,因此选择液位在350mm之下。
[0039] 随着结晶辊辊缝减小,高锰钢薄带连铸生产效率反而上升,并且铸带减薄后,可以 减少后续加工量。不过,考虑到高锰钢铸带的凝固特点,柱状晶发达,最好经过一道次在线 热轧,提高材料的力学性能。综合考虑,将辊缝预设为1. 8〜3. 0mm。
[0040] 薄带连铸流程中,在线轧机多布置1架(也有布置2架的)。通过合适的在线热轧 工艺,不但可以消除铸带中的缩松、缩孔等缺陷;另外,高锰TWIP钢为单一奥氏体相,铸带 中存在发达的柱状晶,热轧可以使奥氏体晶粒发生动态再结晶,在室温下获得细小的等轴 晶粒,提高材料的强塑性能。在线热轧是薄带连铸高锰钢的关键技术之一。
[0041] 本发明选择一道次热轧,需重点考虑热轧温度和压下量,使材料可以发生完全的 再结晶,消除或减轻柱状晶的不利影响,细化晶粒尺寸,组织均勻化。[0042] 根据高锰钢的变形抗力以及产线布置的轧机能力,轧制温度选择在950〜1150°C 之间,此时临界动态再结晶应变在10%左右,综合考虑成品厚度要求,轧机的压下率选择为 10 〜50%。
[0043] 对于在线热轧到卷取之间的冷却过程,由于本发明涉及的高锰TWIP钢为单一奥 氏体相,不存在相的转变,故本过程不存在特殊的要求,在控制卷取温度的前提下,根据产 线布置情况,采用常规冷却方式即可,如水冷、气冷或者空冷。
[0044] 对于本发明涉及的高锰TRIP钢,组织中含有奥氏体、铁素体、马氏体等三相,马氏 体转变点(Ms)在400°C以上,临界转变温度(A3)高于950°C,可以采取灵活的冷却方式,通 过水冷、气冷或者空冷使材料在卷取时得到不同的原始组织。
[0045] 根据高锰钢的高温应力应变曲线、以及卷取机的能力选择卷取温度为400〜 750°C,从而使热轧态材料具有不同的力学性能。
[0046] 选择固溶温度在1000〜1100°C,可以使组织中的碳化物等析出物固溶,元素微观 偏析减轻,组织均勻;然后结合40〜80%的冷轧压下率,达到成品的厚度要求。
[0047] 利用本发明制造的高锰带钢尺寸与性能指标如下:
[0048] 厚度:0. 8 〜2. 5mm ;
[0049]屈服强度:250 〜650Mpa ;
[0050] 抗拉强度:600 〜850Mpa ;
[0051] 延伸率:40 〜60%;
[0052] 本发明发明与传统连铸-热轧技术相比,具有如下有益效果。
[0053] 1)铸带(薄带连铸)尺寸为2.0〜2. 5mm,出带后形成活套,解决了利用传统连铸 制造高锰钢的问题:凝固坯壳强度低、易漏钢;强度上升快、拉矫困难;元素偏析严重,组织 不均勻等;
[0054] 2)在线热轧技术,为连续冷却过程。降低了利用传统热轧制造高锰钢的问题:再 加热时奥氏体晶界氧化严重;选择氧化导致表面质量差、以及偏析形成的低熔点相导致热 轧开裂等;
[0055] 3)利用不同热轧开轧温度和压下量,以及卷取温度,并且可以利用合适的后续冷 轧以及固溶处理,使材料的厚度和机械性能在较大的范围内变化。
[0056] 4)板材的力学性能指标与传统连铸_热轧工艺生产的材料相当。
[0057] 专利W002/46480A1公开了一种利用薄带连铸制造高锰钢的方法,其中只提及在 线热轧温度、卷取温度等参数范围,未涉及到薄带连铸的具体工艺参数、热轧_卷取温控和 机械性能的关系、以及带钢的冷轧与固溶处理等工序。
[0058] 中国专利200480044461. 3公开了利用带式薄带连铸(DSC)制造具有TWIP性能的 高强度钢带或薄钢板的方法。与此不同的是,本发明利用的是双辊薄带连铸工艺。并且,前 者未涉及薄规格钢板的制造方法。
[0059] 对于Fe-Mn-Al-Si系高锰带钢的薄带连铸单道次在线热轧工艺、以及薄规格高锰 带钢的冷轧和固溶处理技术,尚未检索到相关的文献或专利。
[0060] 利用本发明可以制造Mn含量较高的TRIP/TWIP钢,材料具有优异的机械性能和热 加工性能,强塑积超过目前的TRIP钢。
[0061] 利用本发明制造的带钢在机车、建筑、能源、电力等领域具有广阔的应用前景与潜力,适合制造机车底盘、低温液体储藏容器、机车支柱、3D产品外壳、高速列车安全部件、以 及建筑受力部件等。
附图说明
[0062] 图1为立式双辊薄带连铸连轧机组配置、以及各关键位置处的温度范围。
[0063] 图2为薄带连铸高锰钢在线热轧过程中,钢带的应变速率计算值(铸带厚度为 2. 0mm)。
[0064] 图中,铸带的初始厚度为2. 0mm,分别热轧至1. 8mm、1. 6mm、1. 4mm、1. 2mm、1. 0_, 变形量对应为10%、20%、30%、40%、50%。热轧机组工作辊辊径(R)范围为470〜530mm。
[0065] 根据公式:
[0066] £ = —— ( 1 )
Lhx
[0067] 计算钢带的应变速率。
[0068] 式中:;为应变速率;5为压下量(hi-tg ;h^^分别为铸带厚度和出带厚度;L为 接触弧长。
[0069] L = qR(h「h2) (2)
[0070] 应变速率与铸带速率、压下量、轧机工作辊直径等参数关系密切,本发明中应变速 率在lOISs—1之内变化。
[0071] 图3为薄带连铸TWIP钢在线热轧过程中,轧制力计算值(铸带厚为2. 0mm)。(应 变速率30s—1)。
[0072] 轧制力预测对在线热轧参数的选择至关重要,建立在图2中应变速率、以及测定 的TWIP钢在高温下的应力应变曲线等基础上,可以计算在线热轧的轧制力。
[0073] 本发明中,带钢的变形量在10-50 %之间,变形温度在950-1150°C之间变化时,轧 制力在600-4500KN之间变化。
[0074] 其它应变速率下的轧制力,可以按照上述原理求解轧制力,并输入至薄带连铸在 线热轧控制模型中。
[0075] 图4为实施例1、2样品的力学性能指标。 具体实施方式
[0076] 图1为立式双辊薄带连铸连轧机组配置、以及各关键位置处的温度范围。
[0077] 图中,钢液流至一对结晶辊1组成的熔池中,热量主要通过结晶辊传递,对于高 锰带钢的薄带连铸过程与控制要点。出带后经过夹送辊2至在线热轧机组3,进口温度在 950〜1150°C之间,一道次轧制后带钢温度平均降50°C左右,达到900〜1100°C之间;然 后,带钢经层流系统4 (旁边有气冷装置5)进入卷取机6,控制卷取温度在400〜750°C之 间。对于冷却过程,若没有特殊要求,只需根据性能要求保证卷取温度即可。
[0078] 实施例1
[0079] 电炉冶炼,成份合格后置入18吨大包内,出钢温度1550°C,高锰钢液主要成分如 下(wt% ) :Mn 23. 0%, Si 2. 8%, A1 3. 0%, C 0. 04%, P < 0. 01%, S < 0. 005%。通过
中间包浇至通水铜材质铸辊之间,中间包开浇温度1500°C,钢液表面利用天然气燃烧,铸辊旋转线速率稳定在50m/min左右,液位由涡流监测器测定,控制在300mm左右,浮动范围 士 10mm,辊缝设定2. 1mm。铸带过夹送辊后后,在线热轧温度1100°C,单道次压下量30%,应 变速率15〜30s—1,轧制力2000KN左右,空冷至目标温度700°C卷取。
[0080] 取样,在1100°C下固溶处理(水淬),时间> 1分钟,然后酸洗,冷轧,压下量为 40% ;然后再在1100°C固溶处理(水淬),时间>2分钟,然后酸洗,平整,根据产品要求纵 切,加工成成品卷。带钢的力学性能如图4所示。
[0081] 透射电镜分析表明,带钢拉伸前组织为单一奥氏体相,拉伸后组织仍为奥氏体,形 成大量孪晶,间距在几十至几百纳米,组织中存在位错墙,三叉晶界处堆积不均勻的位错和 层错,可见退火孪晶。。随变形量增大,孪晶数量增多,间距明显降低,强烈阻碍位错运动,材 料发生加工硬化,并且形成的孪晶逐步消耗拉伸能量(TWIP效应),形变孪晶对材料的强塑 性贡献如下:(1)孪生剪切作为一种塑性变形方式,它本身可以引起一定的变形量;(2)孪 生可以改变晶体某部分的位向,使得原来不利于滑移的位向变得有利于滑移;(3)原始晶 粒可以被孪晶细化,从而使得形变更均勻,导致塑性韧性的增加;(4)孪晶形成时可缓解局 部应力集中,抑制裂纹形成,增加了材料断裂前的变形量。其结果,形变孪晶使材料的强度 和塑性同时增大。
[0082] 实施例2
[0083] 电炉冶炼,成份合格后置入18吨大包内,出钢温度1570°C,高锰钢液主要成分如 下(wt% ) :Mn 15. 0%, Si 3. 5%, A1 3. 2%, C 0. 03%, P < 0. 015%, S < 0. 007%。通过 中间包浇至通水铜材质铸辊之间,中间包开浇温度1500°C,钢液表面利用天然气燃烧,铸 辊旋转线速率稳定在60m/min左右,液位由涡流监测器测定,控制在300mm左右,浮动范围 士 10mm,辊缝设定2. 1mm。铸带过夹送辊后后,在线热轧温度1150°C,单道次压下量40%,应 变速率20〜35s—1,轧制力2200KN左右,头部水冷至目标温度600°C卷取。
[0084] 取样,在1050°C下固溶处理(水淬)后,酸洗,冷轧,压下量为50%,然后在1050°C 固溶处理(水淬),酸洗,平整,根据产品要求纵切,加工成成品卷。带钢的力学性能如图4 所示。
[0085] 图4为实施例1、2样品的力学性能指标。图中,实施例1的力学性能指标:抗拉强 度640〜660Mpa ;延伸率50〜60% ;屈服强度250〜280Mpa。经计算:强塑积32,000〜 39,600Mpa %,屈强比 0. 40 左右。
[0086] 实施例2的力学性能指标:抗拉强度850〜900Mpa ;延伸率40〜45% ;屈服强度 350〜400Mpa。经计算:强塑积34,000-40, 500Mpa%,屈强比0. 43左右。
[0087]相比较于 MP 1000 (强塑积 9,500Mpa% )、DP980(强塑积 9,800Mpa% )、TRIP980(强 塑积17,640Mpa% ),本发明在强塑综合性能上具有明显优势。
[0088] 另外,相比较于MP1000 (屈强比0. 9左右)、DP980 (屈强比0. 5左右)、TRIP980 (屈 强比0. 5左右),本发明的成型性优良。
[0089] 透射电镜分析表明,带钢拉伸前组织中存在少量板条状马氏体,且马氏体板条上 有位错聚集。亚稳态的奥氏体的附近存在板条状的马氏体。拉伸后组织中出现典型的平行 马氏体板条束,而两个相临的马氏体板条之间有生长出平行的马氏体板条束。在马氏体板 条上有大量的位错纠结。相变诱导产生的马氏体为板条状,其亚结构为位错,产生TRIP效 应,使材料塑性和强度同时提高。[0090] 综上所述,本发明Fe-Mn-Al-Si系高锰带钢,通过一道次在线热轧制造出等轴晶 率较高、甚至全等轴晶高锰钢组织,避免明显的柱状晶界面,防止缩松或夹杂物聚集现象; 同时,结合简单的卷取温度控制,使材料在成分不变的前提下,屈服强度、延伸率、屈强比等 性能指标在较大的范围内浮动,从而满足用户特定的需求。另外,考虑到用户对于薄规格 (厚度小于1.0mm)钢板的实际需求,本发明利用后续冷轧以及固溶处理,制造出性能具有 应用前景的冷轧钢板。

Claims (8)

  1. 一种高强塑高锰带钢的制造方法,其包括如下步骤:1)冶炼,高锰带钢成分重量百分比主要包括:C<0.2%,Mn 10~30%,Si 1~6%,Al 1~8%,余Fe;2)薄带连铸:辊速旋转线速率:45~150m/min  浇铸时中间包过热度:25~60℃,钢液液位:150~350mm,结晶辊辊缝预设置为:1.8~3.0mm;3)在线热轧:轧制温度950~1150℃,压下量10~50%,应变速率在10~45s‑1;带钢厚度1.0~1.6mm;4)卷取:卷取温度400~750℃;5)酸洗;6)平整;7)根据产品要求剪切,加工成成品卷。
  2. 2.如权利要求1所述的高强塑高锰带钢的制造方法,其特征是,在线热轧为单道次。
  3. 3.如权利要求1所述的高强塑高锰带钢的制造方法,其特征是,对于Mn含量重量百分 比> 18%的高锰带钢,为得到延伸率在60%以上的热轧带钢,所述的步骤4)中卷取温度 应不低于600°C。
  4. 4.如权利要求1所述的高强塑高锰带钢的制造方法,其特征是,制得的高锰带钢材料 具有奥氏体+铁素体+马氏体三相结构,在变形过程中具有TRIP效应;或者具有单一奥氏 体结构,在变形过程中具有TWIP效应。
  5. 5. 一种高强塑高锰带钢的薄带连铸连轧制造方法,其包括如下步骤:1)冶炼,高锰带钢成分重量百分比主要包括:C < 0. 2%,Mn 10〜30%,Si 1〜6%, Al 1 〜8%,余 Fe ;2)薄带连铸:辊速旋转线速率:45〜150m/min ;浇铸时中间包过热度:25〜60°C,钢液 液位:150〜350mm,结晶辊辊缝预设置为:1. 8〜3. Omm ;3)在线热轧:轧制温度范围:950〜1150°C,压下量10〜50%,应变速率10〜45s—1 ; 带钢厚度1. 0〜1. 6mm ;4)卷取:温度范围:400〜750°C ;5)固溶处理:温度1000〜iioo°c,时间彡ι分钟,淬火;6)酸洗;7)冷轧:压下量40〜80% ;带钢厚度小于1. Omm ;8)固溶处理:温度1000〜iioo°c,时间彡ι分钟,淬火;9)酸洗;10)平整;11)根据产品要求剪切,加工成成品卷。
  6. 6.如权利要求5所述的高强塑高锰带钢的制造方法,其特征是,在线热轧为单道次。
  7. 7.如权利要求5所述的高强塑高锰带钢的制造方法,其特征是,对于Mn含量重量百分 比> 18%的高锰带钢,为得到延伸率在60%以上的热轧带钢,所述的步骤4)中卷取温度应 不低于600°C。
  8. 8.如权利要求5所述的高强塑高锰带钢的制造方法,其特征是,制得的高锰带钢材料 具有奥氏体+铁素体+马氏体三相结构,在变形过程中具有TRIP效应;或者具有单一奥氏体结构,在变形过程中具有TWIP效应。
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