CN107557692B

CN107557692B - 基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法

Info

Publication number: CN107557692B
Application number: CN201710729002.8A
Authority: CN
Inventors: 刘洋; 毛新平; 汪水泽; 徐进桥; 甘晓龙; 孙宜强; 蔡珍; 刘志勇
Original assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2017-08-23
Filing date: 2017-08-23
Publication date: 2019-01-25
Anticipated expiration: 2037-08-23
Also published as: CN107557692A

Abstract

本发明公开了一种基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢，含有的化学元素成分及其重量百分比为：碳0.16～0.20％、硅1.60～1.80％、锰1.50～1.60％、钒0.20～0.24％、磷≤0.008％、硫≤0.005％、酸溶铝0.015～0.060％、氮0.015～0.025％，余量为铁和不可避免的杂质。该钢的制造方法包括转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸、连铸坯均热、高压水除鳞、控制轧制、控制冷却、卷取。通过添加V‑N的微合金化成分设计，强化铁素体、贝氏体相的同时又不降低碳浓度，从而维持残留奥氏体的稳定性，具有良好的强塑性匹配。

Description

基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法

技术领域

本发明属于钢铁热轧板带生产技术领域，具体涉及一种基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法。

背景技术

随着人们对环境、能源、安全等要求的提高，汽车正向轻量化、高强和低成本方向发展，采用AHSS(Advanced high-strength steels，先进高强钢)是汽车与钢铁行业应对这种趋势所共同采取的主要措施。AHSS中TRIP钢(相变诱发塑性钢)具有高的强度和延伸率匹配、良好的综合性能而备受重视。TRIP钢主要用来制作汽车的挡板、汽车车门防护杆、保险杠、底盘部件、车轮轮辋和车门冲击梁等。在日本，TRIP钢板已被用来制作概念车底盘上的约80种零件，同传统钢板相比，用这种钢板制造的零件重量减轻约12％，每台车重量减轻约14kg，经济效益明显。

随着汽车工业节能减排压力的不断增大，其对薄规格TRIP钢的需求日益迫切。然而，目前这种汽车用TRIP钢主要采用冷轧+临界区退火工艺生产，工艺复杂、能耗高、成本高。而板坯连铸连轧流程由于具有较高的温度控制精度，保证了板坯在轧制过程中温度的均匀和稳定性，在薄规格汽车高强钢的生产上具有一定优势，部分产品可实现“以热代冷”。因此，采用薄板坯连铸连轧流程生产薄规格热轧TRIP钢省去了冷轧及轧后的热处理过程，既缩短了流程又节约了能源，符合社会节能减排、绿色制造的发展趋势。

TRIP钢的组织一般由50～60％(vol.)的多边形铁素体、25～40％的无碳化物贝氏体、5～15％的残余奥氏体组成，其良好塑性是由组织中残余奥氏体的应变诱发相变和多边形铁素体共同作用的结果。因而具有合适比例的多边形铁素体及残余奥氏体是TRIP钢获得良好塑性的前提条件。

申请公布号为CN105821190A的中国专利公开了基于ESP薄板坯连铸连轧流程生产中碳热轧TRIP钢的方法，该方法采用C-Si-Mn-Mo的成分设计，使用ESP薄板坯流程进行轧制，得到不同组织性能的TRIP钢，其实施例涉及最高强度仅为868MPa。

高强度级别的热轧TRIP钢(1000MPa以上)的强度可以通过将钢中碳含量增加至0.4％来实现，但过高的C含量会给焊接带来很大困难。一些研究通过往钢的最终组织中引入一定比例的马氏体来提高强度，但这种方式会带来塑性和成形性的下降。通过在800MPa级热轧TRIP钢基础成分(0.2C-1.5Si-1.5Mn)中加入一定量的微合金化元素(Ti,Nb,V)是获得1000MPa级以上级别热轧TRIP钢的可行方法。但薄板坯连铸连轧流程具有独特的物理冶金规律，如何兼顾微合金元素的析出和相比例的控制具有一定的难度。

发明内容

本发明的目的就是要提供一种基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法，其金相组织为45～55％的铁素体、30～45％的贝氏体和8～15％的残余奥氏体，且屈服强度为700～800MPa、抗拉强度为1000～1200MPa、伸长率A₈₀≥15％，具有良好的强塑性匹配。

为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢，含有的化学元素成分及其重量百分比为：碳0.16～0.20％、硅1.60～1.80％、锰1.50～1.60％、钒0.20～0.24％、磷≤0.008％、硫≤0.005％、酸溶铝0.015～0.060％、氮0.015～0.025％，余量为铁和不可避免的杂质。

本发明涉及的基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢的化学成分限定理由如下：

C(碳)：C通过间隙固溶强化机制来强化奥氏体并增强残余奥氏体的稳定性。首先，薄板坯连铸连轧CSP流程成分设计应避开亚包晶钢的C当量范围0.09～0.17％，因为当0.09％<Ceq<0.17％时，发生连铸裂纹的倾向将显著增加。应避开此包晶钢范围，避免凝固时铸坯的线收缩较大，在连铸过程中形成表面纵裂纹。其次，C含量过低不足以形成富碳残余奥氏体，C含量过高会恶化焊接性能，根据下述碳当量公式最终限定C含量范围：0.16～0.20％，优选为0.17～0.19％。

Ceq(碳当量)＝[C]+0.0146[Mn]–0.0027[Si]–0.0385[Al]²–0.0568[Al]+0.8297[S]–0.012[V]+0.0136[Mn][Si]–0.0104[Si][Al]+0.0026[Si][Al]²+0.0134[Mn][A l]+0.0031[Mn][Al]²

Si(硅)：Si的主要作用是抑制贝氏体等温转变时渗碳体形成，提高奥氏体的碳含量从而提高其稳定性。此外，Si可固溶强化铁素体，提供一定的强度；但Si含量高，容易造成除鳞困难，增加氧化铁皮缺陷发生几率，而且会导致涂镀性能较差，最终限定Si含量范围：1.60～1.80％，优选为1.62～1.76％。

Mn(锰)：Mn增加钢的淬透性，稳定奥氏体，增加残余奥氏体量，还可通过固溶强化提高铁素体基体的强度；Mn含量过高，会使残余奥氏体过稳定化，不利于TRIP效应的产生；≥2.5％的Mn含量易导致严重的带状组织；≥1.6％的Mn含量还会给薄板坯的连铸带来一定困难，高Mn会造成导热系数显著降低，导致铸坯坯壳内外温差较大，同时由于其线膨胀系数较高，在钢坯温降过程中体积收缩较大，因而在铸坯冷却过程中形成较大的内应力，严重时会造成铸坯表面裂纹。最终限定Mn含量范围：1.50～1.60％，优选为1.52～1.56％。

V(钒)：V通过析出强化及晶粒细化来强化钢基体，0.1％的V可以增加60～100MPa的强度，同时V也是铁素体稳定化元素，抑制贝氏体及珠光体转变，使残奥量增加。最终限定V含量范围：0.20～0.24％，优选为0.22～0.23％。

N(氮)：通过增N来增加VN和富N的V(CN)的析出驱动力，减小析出粒子尺寸和间距，增大强化效果，同时防止VC的析出消耗大量的C降低残余奥氏体的稳定性，最终限定N含量范围：0.015～0.020％，优选为0.019～0.022％。

附图1可看出N含量对析出驱动力的显著影响。

附图2表明增加N使铁素体中优先析出富N的V(CN)。

P(磷)：P能加速先共析铁素体形成，有效阻止贝氏体等温转变时渗碳体的析出，利于亚稳态奥氏体的保留，同时P也能是非常有效的固溶强化元素。但是对于超高强钢，P容易在晶界偏析使晶界脆化。最终限定P含量范围P≤0.008％。

Als(酸溶铝)：Al是钢中的添加的脱氧剂，0.015～0.06％的Al有利于细化晶粒。

S(硫)：S作为钢中的有害元素，影响钢的纯净度及韧性，将S含量限定为S≤0.005％。

还提供一种如上述所述基于CSP流程的800MPa级热轧TRIP钢的制造方法，包括以下步骤：

1)冶炼

按所述成分及重量百分比混合均匀形成钢水，冶炼时采用转炉炼钢-LF-RH工艺，在转炉炼钢时采用钢水深脱硫预处理，保证钢中较低的S含量，使用钙镁脱氧剂进行脱氧，降低钢液中的氧和铝，并改善夹杂物的形态、大小和分布。经过RH真空处理后，钢中化学成分满足质量百分比(wt％)在：C:0.16～0.20％，Si：1.60～1.80％，Mn：1.50～1.60％，V：0.20～0.24％，N：0.015～0.020％，P：P≤0.008％，S≤0.005％，Als：0.015～0.060％，其余为铁和不可避免的杂质；

2)连铸

连铸时控制中包钢水过热度为20～35℃、铸坯厚度为52～55mm、拉坯速度为4.2～5.0m/min，形成连铸薄板坯，通过合适的钢水过热度及铸坯拉速保证铸坯质量，避免铸坯在塑性低谷区变形；

3)连铸薄板坯均热

均热炉入炉温度860～880℃、加热段温度T₁＝1200～1220℃，均热段加热温度为T₂＝1140～1170℃，加热制度见附图3；

4)除鳞

连铸薄板坯出均热炉进轧机之前进行高压水除鳞，控制除鳞水压力为280～420bar；

5)轧制

精轧控制第一道次压下率为50～65％，第二道次和第三道次压下率均为50～50％，且控制轧制速度为6.0～10.0m/s；

在第一道次及第二道次之间进行机架间除鳞，除鳞水压力为200～280bar；

控制终轧温度在850～870℃；

6)冷却

以50～80℃/s的冷速冷却至700～720℃，空冷4～6s，然后以≥100℃/s的冷速冷却至380～400℃进行卷取。

进一步地，所述连铸薄板坯入均热炉前进行除鳞处理，除鳞水压力在350～450bar。

进一步地，所述步骤3)中，控制均热炉内气氛：O₂含量控制在3.0～5.0％、水蒸汽含量控制≤0.5％。

进一步地，所述步骤6)中，冷却方式为超快冷、层流冷却、水幕冷却、加密冷却或其组合方式。

本发明提供的一种基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢制造方法，控制各个制造步骤的理由如下所述：

(1)控制均热炉内气氛，O₂量控制在3.0～5.0％，水蒸汽含量≤0.5％；

当炉内氧气含量≤2.0％时，且H₂O蒸汽含量＞5.0％时，炉生氧化铁皮与基体间的结合力较低，易于含高Si钢的除鳞。

(2)采用先高温后低温的两段式加热方式，原因在于第二段低温生长的氧化铁皮与外层高温阶段氧化生成的氧化铁皮附着性良好，在除鳞时容易形成贯穿裂纹从基底剥落，不易残留氧化铁皮在表面，具体机理见附图4。

(3)控制精轧第一道次压下率为：50～65％，第二、三道次压下率为：50～55％，前几次机架采用高温大变形，最大限度地碎化粗大的奥氏体组织、在相变前获得均匀细小的奥氏体晶粒。

(4)控制终轧温度在850～870℃，低温终轧可以降低轧制速度，保证更长的空冷时间，也能使精轧末机架的奥氏体晶粒更加细小并加速铁素体的形核。但较低温度终轧会导致VN、V(CN)在精轧阶段大量析出，造成强度损失。因此控制终轧温度在850～870℃。

(5)轧后以50～80℃/s的冷速冷却至700～720℃中间温度，空冷时间4～6s，通过较快速度冷却至铁素体转变曲线鼻尖温度附近开始铁素体转变，在此温度通过等温生成足够比例的铁素体；同时富N的V(CN)从铁素体中相间析出。冷却路线及曲线见附图5。

(6)然后以≥100℃/s的冷速冷却至380～400℃卷取开始贝氏体等温转变，采用较快冷却速度是为了抑制珠光体形成，卷取温度过高，形成的残余奥氏体会在缓慢冷却过程中分解，降低其稳定性。

与现有技术相比，本发明具有以下优点：

(1)本发明提供的1000MPa级热轧TRIP钢采用C-Si-Mn的基础成分，通过添加V-N的微合金化成分设计，强化铁素体、贝氏体相的同时又不降低碳浓度，从而维持残留奥氏体的稳定性。产品金相组织由45～55％的铁素体、30～45％的贝氏体和8～15％的残余奥氏体组成；屈服强度700～800MPa，抗拉强度1000～1200MPa，伸长率A₈₀≥15％，具有良好的强塑性匹配。

(2)通过采用先高温后低温的两段式均热炉加热方式，改变氧化铁皮附着及剥落及机制，降低氧化铁皮残留的发生几率，提高了钢卷的表面质量。

(3)薄板坯连铸连轧CSP流程基于其较高的温度控制精度，保证了板坯在轧制过程中温度的均匀和稳定性，显著地降低带钢在宽度方向和长度方向上的性能偏差，生产的薄规格热轧TRIP钢与冷轧TRIP钢性能相当，可实现“以热代冷”。

(4)采用薄板坯连铸连轧CSP流程生产热轧TRIP钢省去了冷轧及轧后的热处理过程，缩短流程并节约了能源，符合节能减排、绿色制造的社会发展趋势。

附图说明

图1为0.12％V钢中VC,VN析出的化学驱动力随N含量的变化；

图2为在铁素体中析出时，VC_xN_y成分随固溶N含量变化；

图3为本发明所述热轧TRIP钢在均热炉内采用的加热制度；

图4为本发明所述热轧TRIP钢在均热炉加热后氧化铁皮除鳞机理图；

图5为本发明所述热轧TRIP钢制造方法中采用的冷却工艺路线图。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本发明，但它们不对本发明构成限定。

本发明热轧TRIP钢采用转炉—薄板坯连铸连轧CSP流程生产，具体步骤包括转炉冶炼、精炼、薄板坯连铸、连铸坯均热、高压水除鳞、控制轧制、控制冷却、卷取。

钢材在冶炼时采用转炉炼钢-LF-RH工艺，在转炉炼钢时采用钢水深脱硫预处理，保证钢中较低的S含量，使用钙镁脱氧剂进行脱氧，降低钢液中的氧和铝，并改善夹杂物的形态、大小和分布。经过RH真空处理后，获得具有如下表1编号A-C所示化学成分的钢水。

表1

连铸时控制中包钢水过热度在20～35℃，铸坯厚度为52～55mm，拉坯速度在4.0～5.5m/min，通过合适的钢水过热度及较高的铸坯拉速来保证铸坯质量。

铸坯入均热炉前进行除鳞处理，除鳞水压力在350～450bar；

控制均热炉内气氛，O₂含量控制在3.0～5.0％，H₂O蒸汽含量控制≤0.5％；

均热炉入炉温度860～880℃，加热段温度T₁＝1200～1220℃，均热段加热温度为T₂＝1120～1150℃，加热制度见附图3。

铸坯出均热炉进轧机之前进行高压水除鳞，控制除鳞水压力280～420bar。

精轧控制第一道次压下率为：50～65％，第二、三道次压下率为：50～55％；在第一道次及第二道次之间进行机架间除鳞，除鳞水压力为260bar。发明例的精轧及冷却主要工艺参数见表2，成品规格从1.0～2.0mm，不同厚度规格钢卷轧制速度区间从6.0m/s至9.6m/s，从而产生不同的中间空冷时间，从4.1s～5.8s。

表2

发明例的组织及力学性能见表3。最终组织：铁素体比例从46.6％到55.0％，贝氏体从31.8～44.8％，残余奥氏体比例从8.4～13.2％，屈服强度720～762MPa，抗拉强度1023～1132MPa，伸长率A₈₀为15.3～18.5％。

表3

注：F-铁素体、B-贝氏体、γ-残余奥氏体。.

需要指出的是，上述实施例只对本发明作进一步说明，其它跟据本发明做出的非本质修改或调整仍属于本发明的保护范围。如本发明所述的热轧TRIP钢及其制造方法是基于CSP短流程，由于TSCR薄板坯连铸连轧流程的不同工艺路线具有一致的工艺思路，本发明所述的热轧TRIP钢及其制造方法在其他短流程产线如ESP、FTSR的应用理应在本发明保护范围之内。

Claims

1.一种基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢的制造方法，其特征在于：包括以下步骤：

1)冶炼

按成分及重量百分比混合均匀形成钢水，冶炼时采用转炉炼钢-LF-RH工艺，在转炉炼钢时采用钢水深脱硫预处理、再采用RH真空系统精炼钢水；

2)连铸

连铸时控制中包钢水过热度为20～35℃、铸坯厚度为52～55mm、拉坯速度为4.2～5.0m/min，形成连铸薄板坯；

3)连铸薄板坯均热

均热炉入炉温度860～880℃、加热段温度T₁＝1200～1220℃，均热段加热温度为T₂＝1140～1170℃；

4)除鳞

5)轧制

控制终轧温度在850～870℃；

6)冷却

以50～80℃/s的冷速冷却至700～720℃，空冷4～6s，然后以≥100℃/s的冷速冷却至380～400℃进行卷取；

其中，基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢含有的化学元素成分及其重量百分比为：碳0.16～0.20％、硅1.60～1.80％、锰1.50～1.60％、钒0.20～0.24％、磷≤0.008％、硫≤0.005％、酸溶铝0.015～0.060％、氮0.015～0.025％，余量为铁和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢的制造方法，其特征在于：所述连铸薄板坯入均热炉前进行除鳞处理，除鳞水压力在350～450bar。

3.根据权利要求1或2所述基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢的制造方法，其特征在于：所述步骤3)中，控制均热炉内气氛：O₂含量控制在3.0～5.0％、水蒸汽含量控制≤0.5％。

4.根据权利要求1或2所述基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢的制造方法，其特征在于：所述步骤6)中，冷却方式为超快冷、层流冷却、水幕冷却、加密冷却或其组合方式。