CN102312157B - 一种1000MPa级以上冷轧TRIP钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种1000MPa级以上冷轧TRIP钢及其制备方法，属于高强高塑性冷轧钢技术领域。该冷轧TRIP钢的化学成分重量百分比分别为：C0.18%～0.23%，Si1.3%～1.6%，Mn2.1%～2.3%，Nb0.03%～0.05%，V0.03%～0.09%，P≤0.01%，S≤0.01%，Alt0.8%～1.2%，N≤0.005%，余量为Fe及杂质。该冷轧TRIP钢的生产方法，包括冶炼，热轧，冷轧，以及，连续退火。该冷轧TRIP钢强度高、塑性强，在将其应用于汽车时，有利于减轻汽车自重。
Description
技术领域
本发明涉及高强高塑性冷轧钢技术领域，特别涉及一种1000MPa级以上冷轧TRIP钢及其制备方法。
背景技术
冷轧TRIP钢需要通过连续退火方式将钢带加热到铁素体奥氏体两相区，在后续的时效段（贝氏体处理）中一部分奥氏体转变为贝氏体并使碳富集于剩余的奥氏体中而制备的。早期的TRIP钢因含有较多的昂贵的Ni、Cr等合金元素, 使用受到限制。C、Mn元素是稳定奥氏体并提高TRIP钢强度的重要元素，所以添加高含量的C、Mn也可以制备高强TRIP钢。不过这必然带来不良影响，碳当量过高而影响焊接性能和延伸率。但是降低C含量又会导致两相区处理后奥氏体的稳定性不足。为解决这些问题，新日铁、宝钢，浦项等企业专门建设了水淬快冷的连续退火生产线来实现1000MPa级以上高强钢的生产。但是对于目前普遍使用的高速吹气冷却连续退火生产线，这种方法并不现实。
发明内容
为了解决上述问题，本发明提供了一种1000MPa级以上的强度高、塑性好的冷轧TRIP钢，同时，本发明还提供了基于该冷轧TRIP钢的生产方法。
本发明提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢的技术方案如下：
本发明提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢的化学成分重量百分比分别为：C0.18%～0.23%，Si1.3%～1.6%，Mn2.1%～2.3%，Nb0.03%～0.05%，V0.03%～0.09%，P≤0.01%，S≤0.01%，Alt0.8%～1.2%，N≤0.005%，余量为Fe及杂质。
基于本发明提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢的生产方法的技术方案如下：
基于本发明提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢的生产方法包括冶炼，热轧，冷轧，以及，连续退火，其中，
所述冶炼过程中，终点目标化学成分的重量百分比分别为：C0.18-0.23%，S≤0.010%，P≤0.01%；
所述冶炼过程中，第一炉的终点目标温度为1670～1690℃；
所述冶炼过程中，连浇的终点目标温度为1660～1680℃；
所述冶炼过程中，采用Al-Fe 脱氧；
所述冶炼过程在出钢过程中，加入渣料，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4分钟。
作为优选，所述冶炼过程中，采用Al-Fe 脱氧时，所述Al-Fe的加入量为4kg/t。
作为优选，所述冶炼过程在出钢过程中，加入渣料时，出钢前期就开始随钢流加入渣料，出钢量达到1/5前加入所有渣料，每炉800 kg 小粒白灰和200kg 萤石。
作为优选，所述冶炼在出钢过程中，采用Si-Mn调Si，采用Al-Fe调Al，采用微碳Mn-Fe调Mn。
作为优选，所述热轧过程中，连铸坯加热温度为1220～1280℃；终轧温度为860～920℃；卷取温度为630～680℃。
作为优选，所述冷轧过程中冷轧的压下率为40%-60%。
作为优选，所述连续退火包括：
A.冷硬态带钢首先加热至250℃实现预热，其加热速度12℃/s~15℃/s；
B.经过预热的带钢进一步加热到800℃~830℃，其加热速度为1.5℃/s~3℃/s；
C.经过进一步加热后的带钢在810℃～830℃保温85s~120s；
D.将保温后所得的带钢冷却至650℃~700℃，冷却速度约为3℃/s~7℃/s；
E.将经过冷却至650℃~700℃的带钢经吹气冷却至370℃～420℃，保温300s～400s进行过时效处理；
F.将经过过时效处理的带钢最后冷却至160℃，冷却速度约为2℃/s~4℃/s。
本发明提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢及其制备方法的有益效果在于：
本发明提供的冷轧TRIP钢中，Si的质量百分数范围高达1.3%～1.6%，Alt的质量百分数范围高达0.8%～1.2%，采用本发明提供的方法生产本发明提供的冷轧TRIP钢时，在退火过程中，高Si高Al驱动C、Mn向奥氏体中扩散稳定残余奥氏体，使得TRIP效应充分发挥。并且，本发明提供的冷轧带钢中，Nb的质量百分数范围为0.03%～0.05%，V的质量百分数为0.03%～0.09%，采用本发明提供的方法生产本发明提供的冷轧TRIP钢时，微合金元素Nb，V的析出强化和晶粒细化作用有利于获得稳定的奥氏体，提高带钢的强度和延伸率，从而提高了成品冷轧TRIP钢的强度和塑性。在将其应用于汽车时，有利于减轻汽车自重。
附图说明
图1为本发明实施例提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢的显微组织照片（采用苦味酸偏重亚硫酸钠溶液浸蚀），其中，灰黑色为铁素体基体；亮白色为马氏体岛。
具体实施方式
为了深入了解本发明，下面结合附图及具体实施例对本发明进行详细说明。
本发明提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢的化学成分重量百分比分别为：C0.18%～0.23%，Si1.3%～1.6%，Mn2.1%～2.3%，Nb0.03%～0.05%，V0.03%～0.09%，P≤0.01%，S≤0.01%，Alt0.8%～1.2%，N≤0.005%，余量为Fe及杂质。
基于上述冷轧TRIP钢的生产方法，包括冶炼，热轧，冷轧，以及，连续退火。
其中，冶炼终点目标化学成分的重量百分比分别为：C0.18-0.23%，S≤0.01%，P≤0.01%；冶炼过程中第一炉的终点目标温度为1670～1690℃；冶炼过程中连浇的终点目标温度为1660～1680℃；冶炼过程中采用Al-Fe 脱氧，Al-Fe的加入量为4kg/t；冶炼过程在出钢过程中，加入渣料，出钢前期就开始随钢流加入渣料，出钢量达到1/5前加入所有渣料，每炉800 kg 小粒白灰和200kg 萤石；之后，采用Si-Mn调Si，采用Al-Fe调Al，采用微碳Mn-Fe调Mn；冶炼过程在出钢过程中，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4分钟。
该冷轧TRIP钢中，Si的质量百分数范围高达1.3%～1.6%，Alt的质量百分数范围高达0.8%～1.2%，采用本发明提供的方法生产本发明提供的冷轧TRIP钢时，在退火过程中，高Si高Al驱动C、Mn向奥氏体中扩散稳定残余奥氏体，使得TRIP效应充分发挥。
其中，热轧过程中，连铸坯加热温度为1220～1280℃；终轧温度为860～920℃；卷取温度为630～680℃。该过程中，卷取温度的高低对TRIP钢热轧中间组织和力学性能具有较大影响。考虑到强度级别，采用高温终轧与高温卷取，使得热轧板的组织为尺寸粗大的多边形铁素体晶粒与发育充分的珠光体，该显微组织具有相对低的屈服强度。这使得在冷轧变形时轧制力减小，有利于进行冷轧工序。
其中，冷轧过程中，冷轧的压下率为40%-60%，以利于冷轧工艺的进行。
其中，连续退火包括：
A.冷硬态带钢首先加热至250℃实现预热，其加热速度12℃/s~15℃/s，以缩短加热时间。该过程中，冷变形的铁素体发生回复。
B.经过预热的带钢进一步加热到800℃~830℃，其加热速度为1.5℃/s~3℃/s该过程实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。
C.经过进一步加热后的带钢在810℃～830℃保温85s~120s。该过程实现部分奥氏体化，铁素体中的C、Mn元素向奥氏体中转移并在奥氏体中均化。
D.将保温后所得的带钢冷却至650℃~700℃，冷却速度约为3℃/s~7℃/s。该过程使得奥氏体部分转移为铁素体，C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集。
E.将经过冷却至650℃~700℃的带钢经吹气冷却至370℃～420℃，保温300s～400s进行过时效处理。该过程中，部分奥氏体转变为贝氏体，进一步使碳富集在残留奥氏体中，并使得提高奥氏体稳定性。
F. 将经过过时效处理的带钢最后冷却至160℃，冷却速度约为2℃/s~4℃/s。该过程中，一部分不稳定的奥氏体有可能会转变为马氏体，有利于提高带钢强度，但会导致带钢延伸率减小，引起成品TRIP钢的塑性降低。在上述条件下进行冷却，能够较好地保证奥氏体的稳定性，从而，带钢的强度和延伸率处于较好，使得成品TRIP钢的强度和塑性较好。
本发明提供的1000MPa级以上冷轧TRIP钢，根据C、Mn元素是稳定奥氏体的有效元素，Si元素是在铁素体中的溶解度远远高于C、Mn在铁素体中的溶解度，Si在铁素体中的溶解在很大程度上提高了C、Mn在铁素体中的化学势。两相区退火时，在化学势的驱动下，C、Mn原子充分向奥氏体中扩散并聚集于奥氏体中。Al通过在贝氏体相变等温期间抑制碳化物的形成而稳定奥氏体。微合金元素 Nb，V 通过晶粒细化和相变行为也对奥氏体中碳的富集有一定的作用，有效地获得足够稳定的残留奥氏体是提高TRIP钢的强度和塑性。
实施例
利用本发明提供的生产方法进行冶炼，冶炼终点目标化学成分的重量百分比分别为：C：0.2%，S：0.005%，P：0.008%；冶炼过程中第一炉的终点目标温度为1670～1690℃；冶炼过程中连浇的终点目标温度为1660～1680℃；冶炼过程中采用Al-Fe 脱氧，Al-Fe的加入量为4kg/t；冶炼过程在出钢过程中，加入渣料，出钢前期就开始随钢流加入渣料，出钢量达到1/5前加入所有渣料，每炉800 kg 小粒白灰和200kg 萤石；之后，采用Si-Mn调Si，使得Si的质量百分比为1.55%采用Al-Fe调Al，使得Al的质量百分比为1%，采用微碳Mn-Fe调Mn，使得Mn的质量百分比为2.2%；冶炼过程在出钢过程中，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4分钟。冶炼完成时，得到化学成分重量百分比分别为：C：0.2%，Si：1.55%，Mn：2.2%，P：0.008%，S：0.005%，Alt：1%，N：0.005%，Nb：0.045%，V：0.08%，余量为Fe和杂质的连铸坯。
热轧过程中，连铸坯加热温度为1250℃；热轧终轧温度为890℃；热轧卷取温度为690℃。热轧结束时，获得的热轧板厚度为5.0mm。
冷轧过程中，冷轧的压下率为40%-60%。冷轧结束时，获得厚度为1.8mm的冷硬态带钢。
之后，对上述冷硬态带钢进行连续退火，具体为：
A.冷硬态带钢首先加热至250℃实现预热，其加热速度12℃/s~15℃/s，以缩短加热时间。该过程中，冷变形的铁素体发生回复。
B.经过预热的带钢进一步加热到820℃，其加热速度为1.5℃/s~3℃/s该过程实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。
C.经过进一步加热后的带钢在820℃保温85s~120s。该过程实现部分奥氏体化，铁素体中的C、Mn元素向奥氏体中转移并在奥氏体中均化。
D.将保温后所得的带钢冷却至650℃，冷却速度约为3℃/s~7℃/s。该过程使得奥氏体部分转移为铁素体，C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集。
E.将经过冷却至650℃的带钢经吹气冷却至380℃，保温300s～400s进行过时效处理。该过程中，部分奥氏体转变为贝氏体，进一步使碳富集在残留奥氏体中，并使得提高奥氏体稳定性。
F. 将经过过时效处理的带钢最后冷却至160℃，冷却速度约为2℃/s~4℃/s。在上述条件下进行冷却，能够较好地保证奥氏体的稳定性，从而，带钢的强度和延伸率处于较好，使得成品TRIP钢的强度和塑性较好。
经过以上步骤，获得的1000MPa级以上冷轧TRIP钢的化学成分质量百分比分别为：C：0.2%，Si：1.55%，Mn：2.2%，P：0.008%，S：0.005%，Alt：1%，N：0.005%，Nb：0.045%，V：0.08%，余量为Fe和杂质。其力学性能与宝钢标准的对比如表1所示
表1本发明提供的冷轧TRIP钢力学性能与宝钢标准的对比表
| Rp0.2, N/mm2 | Rm, N/mm2 | A80, % | n10-Ag | |
| 宝钢标准 | 450-700 | ≥980 | ≥14 | 0.14 |
| 本发明 | 500-650 | ≥1000 | ≥18 | 0.16 |
从表1可以看出，本发明提供的冷轧TRIP钢的屈服强度Rp0.2的范围是500-650达到宝钢标准，即450-700；抗拉强度Rm达到1000MPa以上，延伸率A80≥18%，n10-Ag为0.16，高于宝钢标准标准，即A80≥14，n10-Ag为0.14的要求。
本发明实施例提供的冷轧TRIP钢中，Si的质量百分数范围高达1.55%，Alt的质量百分数范围高达1%，采用本发明提供的方法生产本发明提供的冷轧TRIP钢时，在退火过程中，高Si高Al驱动C、Mn向奥氏体中扩散稳定残余奥氏体，使得TRIP效应充分发挥。并且，本发明提供的冷轧带钢中，Nb的质量百分数范围为0.045%，V的质量百分数为0.08%，采用本发明提供的方法生产本发明提供的冷轧TRIP钢时，微合金元素Nb，V的析出强化和晶粒细化作用有利于获得稳定的奥氏体，提高带钢的强度和延伸率，从而提高了成品冷轧TRIP钢的强度和塑性。在将其应用于汽车时，有利于减轻汽车自重。
以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。
Claims (6)
1.一种1000MPa级以上冷轧TRIP钢的生产方法，所述冷轧TRIP钢的化学成分重量百分比分别为：C0.18%～0.23%，Si1.3%～1.6%，Mn2.2%～2.3%，Nb0.03%～0.05%，V0.03%～0.09%，P≤0.01%，S≤0.01%，Alt0.8%～1.2%，N≤0.005%，余量为Fe及杂质，所述生产方法包括冶炼，热轧，冷轧，以及，连续退火，其特征在于，
所述冶炼过程中，终点目标化学成分的重量百分比分别为：C0.18-0.23%，S≤0.010%，P≤0.01%；
所述冶炼过程中，第一炉的终点目标温度为1670～1690℃；
所述冶炼过程中，连浇的终点目标温度为1660～1680℃；
所述冶炼过程中，采用Al-Fe脱氧；
所述冶炼过程在出钢过程中，加入渣料，出钢下渣量≤80mm，出钢时间≥4分钟；
所述连续退火包括：
A.冷硬态带钢首先加热至250℃实现预热，其加热速度12℃/s~15℃/s；
B.经过预热的带钢进一步加热到800℃~830℃，其加热速度为1.5℃/s~3℃/s；
C.经过进一步加热后的带钢在810℃～830℃保温85s~120s；
D.将保温后所得的带钢冷却至650℃~700℃，冷却速度为3℃/s~7℃/s；
E.将经过冷却至650℃~700℃的带钢经吹气冷却至370℃～420℃，保温300s～400s进行过时效处理；
F.将经过过时效处理的带钢最后冷却至160℃，冷却速度为2℃/s~4℃/s。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，采用Al-Fe脱氧时，所述Al-Fe的加入量为4kg/t。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述冶炼在出钢过程中，加入渣料时，出钢前期就开始随钢流加入渣料，出钢量达到1/5前加入所有渣料，每炉800kg小粒白灰和200kg萤石。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述冶炼在出钢过程中，采用Si-Mn调Si，采用Al-Fe调Al，采用微碳Mn-Fe调Mn。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述热轧过程中，连铸坯加热温度为1220～1280℃；终轧温度为860～920℃；卷取温度为630～680℃。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述冷轧过程中，冷轧的压下率为40%-60%。
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