CN106906338A - 一种提高dc01带钢延伸率合格率的方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及低碳铝镇静钢冷轧产品领域，具体为一种提高DC01带钢延伸率合格率的方法。采用再结晶退火：罩式退火温度750℃～770℃，加热时间8～16小时，保温时间5～12小时，均热再冷却到室温或50℃以下。在DC01带钢原有的工艺制度基础上，厚度范围0.5～1.2mm加热时间延长0～2小时，保温时间不变；厚度范围1.2～3.0mm加热时间延长0～2小时，保温时间增加1小时；在炉台温度未达到630℃以上时，延长保温时间，使炉台温度达到630℃；在厚度小于等于0.8mm，炉台温度未达到620℃时，延长保温时间，使炉台温度达到620℃。采用本发明生产过程中对每批次进行的力学性能(屈服强度、抗拉强度、延伸率)检验，综合达标率达到95％以上。

Description

一种提高DC01带钢延伸率合格率的方法

技术领域

本发明涉及低碳铝镇静钢冷轧产品领域，具体为一种提高DC01带钢延伸率合格率的方法。

背景技术

冷轧产品以其优良的产品质量(表面质量)在国民经济中占有重要的地位，随着我国GDP的讯速增长，冷轧产品在国民经济中的应用也越来越广泛，从日常用品到建筑、机械零件、汽车、家电等到处都可见冷轧产品的踪迹，随着市场经济的发展用户对冷轧产品的质量要求(机械性能、表面质量)也越来越高。并且因出于对成本的考虑，以低档产品代替高档产品，以普通产品代替冲压产品也成为市场中的一个趋势。

由于低碳铝镇静钢DC01带钢的原料化学成分要求范围宽、从炼钢到冷轧工序各工序的工艺都可能对其机械性能产生影响，所以造成其延伸率波动范围大、满足客户要求的延伸率合格率较低。2007年6月以来普线主要钢种DC01带钢产量占总产量的91.9％，延伸率分布范围为4～51％，延伸合格率88.5％。延伸率不合格率过大，产品机械性能不稳定，所以需要采取合理的工艺提高DC01带钢延伸率合格率,经过技术攻关，取得了一定的效果，达到了92.54％，但仍有继续提高的空间。

发明内容

本发明的目的在于提供一种提高DC01带钢延伸率合格率的方法，解决现有技术中延伸率、合格率较低等问题。

本发明的技术方案是：

一种提高DC01带钢延伸率合格率的方法，采用再结晶退火：罩式退火温度750℃～770℃，加热时间8～16小时，保温时间5～12小时，均热再冷却到室温或50℃以下。

所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，在DC01带钢原有的工艺制度基础上，厚度范围0.5～1.2mm加热时间延长0～2小时，保温时间不变；厚度范围1.2～3.0mm加热时间延长0～2小时，保温时间增加1小时；在炉台温度未达到630℃以上时，延长保温时间，使炉台温度达到630℃；在厚度小于等于0.8mm，炉台温度未达到620℃时，延长保温时间，使炉台温度达到620℃。

所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，在DC01带钢原有的工艺制度基础上，厚度范围0.5～1.2mm加热时间延长1～1.5小时，保温时间不变；厚度范围1.2～3.0mm加热时间延长1～1.5小时，保温时间增加1小时；在炉台温度未达到630℃以上时，延长保温时间，使炉台温度达到630℃；在厚度小于等于0.8mm，炉台温度未达到620℃时，延长保温时间，使炉台温度达到620℃。

所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，每炉装炉量需达到100吨以上。

所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，随着温度升高组织和性能的变化分三个阶段：回复、再结晶、晶粒长大；回复阶段从室温到400℃，再结晶阶段从400℃加热到723℃，晶粒长大阶段为723℃以上；冷却过程中，600℃冷却到320℃为有效冷却时间，采用风冷；320℃以下随炉缓慢冷却。

本发明的优点及有益效果是：

采用本发明生产过程中对每批次进行的力学性能(屈服强度、抗拉强度、延伸率)检验，综合达标率达到95％以上。效果验证试验显示，优化修改后退火工艺可以应用于生产。

附图说明

图1为DC01退火后金相组织图。

具体实施方式

在具体实施过程中，本发明提高DC01带钢延伸率合格率的方法，具体如下：

1、冷轧带钢热处理

冷轧带钢多为低碳钢，带钢的最终热处理通常为再结晶退火，借以消除冷轧引起的加工硬化，使其在进一步加工过程中具有良好的塑性。对于低碳钢的再结晶退火，不同钢种其热处理工艺差别很大，本发明采用罩式退火温度750℃～770℃，加热时间8～16小时，保温时间5～12小时，均热再冷却到室温或50℃以下，以便平整及精整。热处理的目的就是利于深加工、冲压等。冷轧带钢退火时，材料内部进行着各种不同的反应，从而产生了有一定力学性能特征的特定组织，其中对组织性能产生重要作用的过程就是冷轧铁素体组织的再结晶，如果退火温度在再结晶温度以下，则同时伴随能使组织软化的回复过程。

(1)冷轧带钢的再结晶退火经冷塑性变形的金属，加热到再结晶温度以上，经保温后冷却的热处理工艺叫再结晶退火。冷轧后金属内部组织产生晶粒拉长破碎和晶体缺陷大量存在的现象，有向稳定组织自发转化的趋势，然而在高温下，金属的原子动能小，扩散能力差，扩散速度慢。这种自发倾向无法实现，必须施加推动力，这种推动力就是将带钢加热到一定的温度，使原子能量发生变化。

随着温度升高组织和性能的变化分三个阶段：回复、再结晶、晶粒长大。

1.回复。当加热温度升高时，冷变形金属中微观内应力显著降低，但强度硬度变化不大，塑性和韧性稍有上升，显微组织无显著变化，新的晶粒没有出现，这种变化叫回复。例：从室温到400℃，带钢内部的组织无显著变化，轧制过程被拉长的晶粒刚刚获得恢复，尚未形成再结晶。

2.再结晶。冷变形金属加热到较高温度时，将形成一些与变形晶粒不同的和内部缺陷较少的等轴小晶粒，这些小晶粒不断向周围的变形金属扩大，直到金属的冷变形组织完全消失为止，这一过程称为再结晶。带钢从400℃加热到723℃以下区间就是再结晶形成阶段，因而这个温度区间加热速度必须加以控制。

3.晶粒长大。再结晶完成后，温度继续升高或延长保温时间，晶粒会继续长大。晶粒长大也是一个自发的过程，它使晶界减少，能量降低，组织变得稳定。

4.碳的析出。碳钢加热以后冷却时，碳在铁素体内的溶解度随温度的下降而下降。因而不断有饱和碳析出，但析出的速度较慢，如果在300℃左右快速冷却到室温，就有过饱和的碳留在铁素体内，在室温下继续从铁素体中析出，使硬度上升，产生时效硬化。故在320℃左右必须缓冷，使用碳充分从铁素体内析出。从600℃冷却到320℃所需得时间叫有效冷却时间(如：风冷)。为了从高温到常温的时间最短，而使碳尽可能析出，采用先快冷到过时效温度以下，使碳在铁素体内达到过饱和，而在过时效温度内保温，让碳析出，然后再次快速冷却到常温。再结晶是金属材料最重要的物理冶金过程之一，也是金属材料最重要的物理冶金过程之一。

再结晶退火是工业上控制和改变金属材料组织、结构和性能的重要手段。由于再结晶后的晶粒尺寸对材料性能有着直接的影响，因此作为实现金属材料特殊而复杂性能状态的重要手段，现代工业要求再结晶退火不仅能软化冷变形金属，保证晶粒度，而且还要实现对金属材料晶粒的形状，晶粒取向分布以及特殊各向异性性能的调整和控制。而从其微观目的来看，就是提高位错运动能力，使它们相互抵消，以此消除加工硬化。

(2)铝镇静低碳钢的热处理

作为细晶钢种的铝镇静钢，通过在冷轧厂冷轧以及热处理后，可以具有特殊的组织，即所谓的饼状组织，从而大大改善其深冲性能。其原因就在于氮化铝的析出机理。在热轧过程中，从加热到随后的轧制中，氮化铝始终处于固溶状态，只有在热轧以后的冷却过程，温度600℃～800℃范围内，氮化铝才有重新析出的可能。因此卷取方式，即快速冷却卷取、低温卷取以及高温卷取，对氮化铝的析出具有决定性的作用。采用快速冷却卷取，可以使氮化铝在轧制后仍然保持其固溶状态；采用低温卷取，冷却过程中析出的氮化铝被过冷；而采用高温卷取，则氮化铝在卷取过程中就已析出，或者最迟在带卷缓慢冷却过程中析出，通过这种方式可以束缚住钢中对时效有决定作用的固溶氮，使钢具有耐时效性。在随后的热处理中，只有把钢重新加热到900℃～1000℃以上时才能使氮化铝重新溶解，而对于铝镇静低碳钢的罩式退火温度600℃～800℃来讲，这一过程不可能发生，因此热轧后的卷取方式是铝镇静钢退火的一种控制条件。

低碳钢中氮化铝的析出温度与再结晶温度近似，氮化铝的析出对再结晶的影响以及与此相关的晶粒延伸及晶粒形状等问题都是影响铝镇静低碳钢热处理工艺及产品性能的重要因素。而退火温度的高低取决于再结晶和对带钢性能的要求，因此只有加热速度才是影响氮化铝的析出和再结晶的工艺因素，随着加热速度的提高，冷轧后并且氮化铝完全处于固溶状态的铝镇静低碳钢，退火时要经历以下几个阶段：1)球形晶粒；2)晶粒微扁；3)晶粒极扁，开始形成粗晶；4)形成大量粗晶；5)晶粒停止变粗、变扁；6)重新成为球形的细晶。上述过程根据加热时间以及铝和氮的含量的不同，分别在不同的时候出现。

氮化铝主要沿着强烈冷变形后的晶界析出，从而再结晶过程中的晶粒就难以进一步长大。当再结晶过程与氮化铝的析出过程同时进行时，就会形成粗晶粒，这样析出的氮化铝太细，不能钉扎晶界。相反，晶界把这些极细的杂质向前推，并每隔一定时间周期性地将它们推出去，这样一来晶粒便可不受阻碍地进一步长大并形成析出环。因此，加热速度对带钢退火后形成的组织及其机械性能均有相当大的影。

(3)退火过程对铝镇静低碳钢组织和力学性能的影响

冷轧带钢退火时，材料内部进行着各种不同的反应，通过这些反应，产生了有一定力学性能的特定组织。其中冷轧铁素体组织的再结晶是对组织产生极其重要作用的过程。如果退火温度在开始再结晶温度以下，则同时开始伴随使组织软化的回复。在用于生产薄板的钢中，碳大多数情况下先以渗碳体的形式存在，渗碳体在退火过程中溶解，其析出行为强烈依赖于冷却过程。此外在加热和退火过程中，合金元素的氮化物和碳化物也能析出，并在一定情况下改变其分布。铝镇静钢罩式退火时，带钢加热过程中的AlN析出对退火带钢的组织形成起着决定性的作用。

在冷轧带钢退火时发生变化的组织参数中，铁素体的晶粒度和晶粒形状是最为重要的两个参数。铝镇静钢薄板的组织特征是拉长的铁素体晶粒，这是在再结晶过程发生以前就已经在拉长的铁素体晶界上形成的氮化铝晶格中再结晶的结果。铁素体的晶体学取向是另一个受退火过程强烈影响的组织参数。铁素体的织构直接决定着度量薄板深冲能力的薄板厚度方向各向异性值r。当无织构薄板中r值计为1.0时，根据处于{111}择优织构和{100}不利织构之间的晶体取向，r值可在2.9～0.1之间波动。必须确定钢的化学成份和有利取向晶体的形成和长大条件以使退火后的薄板具有有利的织构。

位错元密度这一组织参数是直接与冷变形和再结晶相关联的，对于具有良好冷成形性能的软钢薄板来说，希望再结晶有尽可能大的位错元密度。高的位错元密度或者可以通过冷轧生产时获得，或者可以通过伴随有贝氏体或马氏体转变从退火温度开始时的急冷获得。

第二相的弥散和分布，作为重要的组织参数也从多方面影响着退火薄板的力学性能。例如在铁素体组织中不同的第二相粒子，根据析出条件，渗碳体可以以粗大或细小的弥散粒子存在。除了晶界析出外，还有在热轧带钢中就已产生的顺序排列的粒子。在铝镇静钢薄板中，通常会形成对罩式退火钢织构发展有着极为重要作用的六方晶系的氮化铝。而象铌或钛等微合金元素则以立方型MX粒子析出，其弥散度由形成温度决定。间隙固溶原子碳和氮的浓度也间接取决于碳化物和氮化物的形成，并对退火后冷轧带钢的力学性能产生影响。

在由薄板组织决定的、对成品加工和使用有着重要作用的力学性能中，主要考虑的就是屈服强度、抗拉强度和断裂延伸率。从高的冷成型性能角度来说，屈服强度应尽可能低，这样才能得到高的加工硬化指数n和大的均匀延伸率。由于微分加工硬化系数dk_r/dφ表示的真实应力－延伸曲线的斜率在很宽的变形范围内对不同的钢种都是相似的，因而n值并不适用于用来表示加工硬化行为。相反，数值上与均匀延伸率相对应的n值表现出与抗拉强度有很密切的关系。随着抗拉强度的增加，n值降低，同时成型性能，特别是拉伸应力条件下的成型性能下降，但对于一定的组织和组织状态，这一特征也会出现偏差。

(4)罩式退火时的组织形成特性

罩式退火时首先起作用的是缓慢加热的过程。对于铝镇静钢而言，细小的氮化铝粒子析出物可与冷轧组织的再结晶过程产生相互作用。高温卷取钢和低温卷取钢的再结晶变化过程也是因为这种相互作用的不同而存在较大的差异。

低温卷取的热轧带钢中，氮化铝析出物被过冷，冷轧后在罩式炉中退火，在缓慢加热过程时，钢中固溶的铝和加热过程出现的AlN析出物将对再结晶过程产生强烈的迟滞作用。这是由于在冷变形组织中，过冷的氮化物存在于被强烈拉长的晶界上，铁素体的再结晶过程就像是在AlN粒子的晶格中由相对粗大的铁素体晶粒产生了伸长的“饼状”组织，并且表现出明显的{111}择优取向。若带钢在罩式炉高温条件下停留时间较长，具有择优取向的晶粒优先长大，从而产生织构强化。在其后的缓慢冷却过程中，随着温度降低，过饱和固溶体中的碳析出，因而退火带钢中还会具有含量相对比较低的碳原子和氮原子。因此以低温卷取热轧带钢为原料的冷轧带钢罩式炉退火后，其典型组织具有以下特征：1)粗大、伸长的铁素体组织；2)具有有利的织构；3)位错元密度较小；4)氮稳定结合成氮化铝；5)相对粗大的渗碳体析出物。由此得到的带钢力学性能是：较低的屈服强度和抗拉强度，因而具有良好的冷成形性和平整前显著的，通过平整后消失的屈服平台。相反，如果热轧带钢高温卷取，则在带钢中形成粗大的渗碳体组织。因而，虽然择优取向及其对带钢厚向异性的有利作用明显下降，但退火带钢仍然会得到更低的屈服强度。

2、影响冷轧带钢退火后延伸率的因素

再结晶退火后带钢延伸率的大小受到退火过程采取的退火工艺的影响以及退火原料的影响，带钢的化学成分及冷轧过程中不同的压下率都会对带钢的晶粒形状和大小产生影响，而原始的晶粒大小和形状会直接影响退火后带钢的晶粒度。再结晶退火工艺对最终带钢的延伸率产生重大影响，影响再结晶的因素如下：

(1)超过某一变形量时才能发生再结晶。低于此临界形变量只能发生回复过程。退火温度愈高，此临界形变量愈小。

(2)形变量增加，N、G和N/G增大(N为形核速率、G为长大速率)，但三者的变化速率不同。形变量增加，再结晶温度降低，因为再结晶温度与NG3成反比关系。再结晶晶粒尺寸与N成反比，与G成正比关系。形变量增加，N/G增高，所以再结晶晶粒变细。

(3)退火时间延长，再结晶温度降低。

(4)退火温度升高，N和G增加，而对N/G的影响很小，即对再结晶完成时的晶粒尺寸影响不大。

(5)再结晶温度和时间相同时，原始晶粒尺寸愈大，受晶界影响所发生的复杂滑移区域愈少，储能降低，所以形变量应当增大。原始晶粒小，形变后储能高，退火时N和G都增大，N的增大比G更明显，其他条件相同时，原始晶粒愈细，再结晶后晶粒也愈细。再者，原始晶粒大，形变更不均匀，这是因为大晶粒内塑性应变的各项异性本质所引起的，退火后表面粗糙，常出现桔皮现象。

表1

综合以上实验结果，DC01退火主要工艺制度设定为：在原有的工艺制度基础上，厚度范围0.5～1.2mm允许加热时间适当延长0～2小时，保温时间不变；厚度范围1.2～3.0mm可允许加热时间适当延长0～2小时，保温时间增加1小时，炉台温度未达到630℃(厚度小于等于0.8mm未达到620℃)以上时适当延长保温时间，使炉台温度达到630℃(厚度小于等于0.8mm达到620℃)。

2)工艺参数设定后，选择两炉DC01带钢实际退火，对结果进行验证，产品退火后的表面清洁性良好，并且做金相实验进行对比，工艺优化后的，晶粒度为,8.0/DC01，见图1。对DC01进行各15个批次金相组织、晶粒度和夹杂物的分析，晶粒度按GB6394评级，夹杂物按GB10591中ASTM的A法评级。经罩式炉退火后，各检验批次均显示为较为均匀的再结晶退火组织，金相组织为铁素体(部分批次出现极微量游离渗碳体)，为典型的金相组织照片。

2)生产过程中对每批次进行的力学性能检验，包括屈服强度、抗拉强度、延伸率。检验标准：拉伸试验为GB/T228、GB/T2975；DC01机能综合达标率达到95.5％。如表2所示，DC01屈服强度、抗拉强度、延伸率均符合标准，性能良好。

表2

实施例结果表明，本发明退火工艺参数中钢卷重量、规格、加热时间、保温时间、炉台温度与退火后同一炉带钢性能组成一向量数据，数据分析时必须一并分析，不能进行分割，数据分析显示钢卷重量及加热时间、保温时间对带钢延伸率的影响较大。

Claims (5)

1.一种提高DC01带钢延伸率合格率的方法，其特征在于，采用再结晶退火：罩式退火温度750℃～770℃，加热时间8～16小时，保温时间5～12小时，均热再冷却到室温或50℃以下。

2.按照权利要求1所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，其特征在于，在DC01带钢原有的工艺制度基础上，厚度范围0.5～1.2mm加热时间延长0～2小时，保温时间不变；厚度范围1.2～3.0mm加热时间延长0～2小时，保温时间增加1小时；在炉台温度未达到630℃以上时，延长保温时间，使炉台温度达到630℃；在厚度小于等于0.8mm，炉台温度未达到620℃时，延长保温时间，使炉台温度达到620℃。

3.按照权利要求1所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，其特征在于，在DC01带钢原有的工艺制度基础上，厚度范围0.5～1.2mm加热时间延长1～1.5小时，保温时间不变；厚度范围1.2～3.0mm加热时间延长1～1.5小时，保温时间增加1小时；在炉台温度未达到630℃以上时，延长保温时间，使炉台温度达到630℃；在厚度小于等于0.8mm，炉台温度未达到620℃时，延长保温时间，使炉台温度达到620℃。

4.按照权利要求1所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，其特征在于，每炉装炉量需达到100吨以上。

5.按照权利要求1所述的提高DC01带钢延伸率合格率的方法，其特征在于，随着温度升高组织和性能的变化分三个阶段：回复、再结晶、晶粒长大；回复阶段从室温到400℃，再结晶阶段从400℃加热到723℃，晶粒长大阶段为723℃以上；冷却过程中，600℃冷却到320℃为有效冷却时间，采用风冷；320℃以下随炉缓慢冷却。