CN109321843A - 一种高强度高塑性冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

一种高强度高塑性冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种高强度高塑性冷轧钢板及其制造方法，冷轧钢板成分按质量百分比含C 0.1～0.4％，Mn 5.1～9.2％，Al 2.2～5.3％，Ni 2.1～5.2％，Si<0.1％，S<0.01％，P<0.01％，余量为Fe；其中C、Mn、Ni和Al的质量百分数需满足9.6[C]+1.3[Mn]+2.2[Ni]＝(5.25～6.58)[Al]；厚度0.5～1.5mm，抗拉强度1200～1300MPa，延伸率30～40％；方法为：(1)冶炼浇铸；(2)铸锭在1100～1200℃保温1～2h，8～10道次热轧；(3)酸洗后冷轧；(4)在700～750℃保温1～15min后空冷；(5)在450～550℃保温50～150min后空冷。本发明有效增加铁素体中B2相的形核率；保证奥氏体在受到外应力而变形时的机制为TRIP效应，使钢板在获得高强度的同时仍能够保证良好的塑性。

Description

一种高强度高塑性冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明属于高强钢生产技术领域，具体涉及一种高强度高塑性冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，随着我国经济和工业的快速发展，资源匮乏和环境约束等问题日趋明显；先进高强钢是近年来出现的新型钢材，其可在获得高强度的同时保证良好的塑性和成形性，广泛应用于汽车、桥梁工程、输电塔、海洋平台、油气输送管道和船舶制造等行业；提高先进高强钢的强度、塑性等力学性能不仅可以有效减少工业产品的自重，而且能够提高其安全性，从而减少燃料的消耗和废气的排放以达到节能减排的目的。
与传统的普通高强度钢相比，先进高强钢最大的优势在于在保证力学性能的同时减轻板材构件的厚度和重量，还具有良好的成形性、防撞凹性、抗疲劳性能、较高的加工硬化率等优点，在各行业中均显示出良好的应用前景；先进高强钢具有优异的综合力学性能，是由于其具有独特的多相组织，通过对组织的调控，可以获得硬质基体和奥氏体相等多相复合的组织结构，从而保证良好的强度和塑性；此外，除普通高强钢所具有的固溶、析出、细晶等强化方式外，先进高强钢还可以通过奥氏体在受外应力而变形过程中发生TRIP或TWIP效应来提高钢材的强韧性；其中，中锰(TRIP)钢作为第三代先进高强钢的典型代表，是指碳含量为0.1～0.6％，锰含量为4～12％的钢材，其微观组织主要为残余奥氏体和铁素体组织，其晶粒为全部或部分尺寸小于500nm的超细晶；中锰钢是基于“多相、亚稳、多尺度”的组织调控理论，在马氏体的基础上，利用奥氏体逆相变退火过程中碳元素和锰元素的扩散和配分行为使奥氏体稳定化，在室温条件下获得20～40％的亚稳残余奥氏体。残余奥氏体在外载荷作用下会发生TRIP效应，使得中锰钢获得高强度和高塑性。
迄今为止，在对中锰钢的研究中，在合金成分设计上采用的理念一直是通过使“韧性”残余奥氏体保持稳定并抑制(Fe,Mn)3AlC型κ-碳化物等脆性相的生成，从而得到良好塑性的钢板；这是由于一旦在钢材中形成一定量的脆性相，虽然会在一定程度上提高其强度，但是同时也会大大降低其塑性；众所周知，在钢材领域，高强度和高韧性却始终是相互排斥的，很难达在获得高强度的同时仍然保证良好的塑性；因此亟需一种具有高强度的同时又能够保证高塑性的冷轧钢板。
发明内容
针对现有技术存在的上述问题，本发明提供一种高强度高塑性冷轧钢板及其制造方法，通过加入Al和Ni元素，并配合制造过程中的冷轧、退火和时效来获得适量且弥散的NiAl 相，最终在提高钢板抗拉强度的同时保持较高的延伸率。
本发明的高强度高塑性冷轧钢板的成分按质量百分比含C 0.1～0.4％，Mn 5.1～9.2％，Al 2.2～5.3％，Ni 2.1～5.2％，Si&lt;0.1％，S&lt;0.01％，P&lt;0.01％，余量为Fe和不可避免杂质，其中 C、Mn、Ni和Al四种元素的质量百分数需满足9.6[C]+1.3[Mn]+2.2[Ni]＝(5.25～6.58)[Al]；其厚度为0.5～1.5mm，抗拉强度为1200～1300MPa，延伸率为30～40％。
上述的高强度高塑性冷轧钢板的组织为铁素体、奥氏体和NiAl相构成的三相组织。
本发明的高强度高塑性冷轧钢板的制造方法按照以下步骤进行：
(1)冶炼浇铸：在真空感应炉中按上述成分冶炼钢水，然后浇铸得到铸锭；
(2)热轧：将铸锭加热至1100～1200℃并保温1～2h，随后经过8～10道次热轧，开轧温度和终轧温度分别为1050～1170℃和800～900℃，热轧结束后空冷至室温，得到3～5.5mm厚的热轧板；
(3)冷轧：将热轧板酸洗后冷轧至厚度0.5～1.5mm，获得冷轧板；
(4)退火处理：将冷轧板加热至700～750℃并保温1～15min，随后空冷至室温，得到退火板；
(5)时效处理：将退火板加热至450～550℃并保温50～150min，随后空冷至室温，得到高强度高塑性冷轧钢板。
上述方法中，步骤(2)的热轧总压下率为92～98％。
上述方法中，步骤(3)的冷轧总压下率为70～82％。
本发明的主要原理是：通过添加镍元素和铝元素，利用镍元素的催化作用，促进Al和 Ni两种元素结合，在时效过程中，大量纳米级脆性金属间化合物B2有序相(即NiAl相)在钢中的奥氏体和铁素体中析出；B2有序相与铁素体之间具有很低的晶格错配度，能够有效增加铁素体中B2相的形核率；而5.1～9.2％的锰元素能够保证奥氏体在受到外应力而变形时的机制为TRIP效应，既能提高强度又能推迟颈缩而提高塑性，从而使得钢板在获得高强度的同时仍能够保证良好的塑性。
C、Mn、Ni和Al四种元素的质量百分比需满足9.6[C]+1.3[Mn]+2.2[Ni]＝(5.25～6.58)[Al]，是为了保证退火后奥氏体中的C、Mn和Ni三种稳定奥氏体元素总量适当；若过低，则无法保证奥氏体的稳定性，不利于TRIP效应；若过高，则会导致奥氏体的稳定性过高，而在单轴拉伸时无法发生马氏体相变，导致只有很少的奥氏体能发挥TRIP效应，不利于高强度和高塑性；此外，由于后续的时效过程中仍存在元素扩散行为，故必须严格控制好退火后奥氏体中元素含量，以免出现时效后奥氏体中稳定性元素含量过高(即稳定性过高)的情况。
C：能够起到稳定奥氏体、固溶强化提高强度等作用；但是C容易与Al、Mn形成κ-碳化物，为脆性相，不利于获得高塑性；且C含量过高会使钢材的焊接性能显著下降，冷脆性和时效敏感性增大；因此C含量为0.1～0.4％；
Al：除形成κ-碳化物脆性相外，还会与Ni形成脆性金属间化合物B2相(NiAl)；因此，需要对Al的含量进行严格控制，在形成脆性金属间化合物B2相(NiAl)的同时不会数量过多、尺寸过于粗大；此外，Al含量过高会使钢的热加工性能变差，导致热轧过程中钢板开裂；因此Al含量为2.2～5.3％；
Mn：能与Fe无限固溶，提高钢材的强度；稳定奥氏体，保证良好的塑性；保证奥氏体的变形机制为TRIP效应，从而提高强度并保证良好的塑性；因此Mn含量为5.1～9.2％；
Ni：首先，Ni为奥氏体形成元素，能够起到稳定奥氏体的作用；此外，与Al结合形成脆性金属间化合物B2相(NiAl)，提高强度；但是含量过高会导致NiAl相数量过多，尺寸过于粗大，严重恶化塑性；因此Ni含量为2.1～5.2％。
本发明制造方法中在热轧过程中的保温温度、时间和开、终轧温度的控制是为了保证铸锭组织完全均匀化，同时轧后获得尺寸细小的微观组织；冷轧过程中最终厚度的控制是为了保证足够大的变形量而充分破碎晶粒、细化组织；退火过程中温度和保温时间的控制是为了保证马氏体逆相变为奥氏体，并保证Ni、C、Mn元素充分扩散到奥氏体中以提高奥氏体的稳定性，若退火温度低于700℃则Mn和Ni元素来不及充分扩散至奥氏体，导致奥氏体稳定性严重降低，不利于TRIP效应；若退火温度高于750℃则逆相变奥氏体含量过高而平均元素含量降低，导致奥氏体稳定性严重降低，不利于获得高强度和高塑性；退火后空冷至室温是为了尽量避免奥氏体在冷却过程中发生马氏体相变，不利于高塑性；时效过程中温度和保温时间的控制是为了在铁素体和奥氏体双相基体的基础上，由于元素脱溶并富集形成适量的NiAl 相，若温度过低或过高均会导致NiAl相数量减少，不利于获得高强度；若保温时间过短，则导致NiAl相数量不足，不利于高强度；若保温时间过长，则导致NiAl相数量过多、尺寸粗大，不利于高塑性；此外，时效过程中存在Mn、C和Ni三种元素扩散行为，能够进一步提高奥氏体的稳定性，有利于提高奥氏体稳定性和TRIP效应；时效后空冷至室温是为了给NiAl 有序相足够的有序化时间。
附图说明
图1是本发明高强度高塑性冷轧钢板的制造方法流程示意图；
图2是本发明实施例1的高强度高塑性冷轧钢板微观组织的透射电镜图；
图3是本发明实施例2的高强度高塑性冷轧钢板微观组织的透射电镜图；
图4是本发明实施例3的高强度高塑性冷轧钢板微观组织的透射电镜图；
图5是本发明实施例3的高强度高塑性冷轧钢板的室温单轴拉伸力学性能曲线。
具体实施方式
本发明的工艺流程如图1所示。
本发明实施例中电镜扫描采用的设备为美国FEI公司制造的场发射透射电子显微镜，型号为Tecnai G2F20；
本发明实施例中测试室温单轴拉伸力学性能采用的设备为美国INSTRON制造的英斯特朗拉伸试验机。
本发明实施例中热轧板的厚度在3.8～5.0mm。
本发明实施例中铸锭的厚度在71～76mm。
实施例1
在真空感应炉中冶炼钢水，然后浇铸得到铸锭，其成分按质量百分比为：C0.35％，Mn 8.5％，Al 4.5％，Ni 4.6％，Si 0.04％，S 0.002％，P 0.002％，余量为Fe和不可避免杂质；
其中9.6[C]+1.3[Mn]+2.2[Ni]＝9.6×0.35+1.3×8.5+2.2×4.6＝3.36+11.05+10.12＝24.53 ＝5.45[Al]；
加热至1200℃并保温1.8h，随后经过9道次热轧，开轧温度和终轧温度分别为1170℃和875℃，热轧结束后空冷至室温，得到4.4mm厚的热轧板；热轧总压下率为94％；
将热轧板酸洗后冷轧至厚度1.3mm，获得冷轧板；冷轧总压下率为70％；
将冷轧板加热至740℃并保温13min，随后空冷至室温，获得退火板；
将退火板加热至540℃并保温144min，空冷至室温，得到高强度高塑性冷轧钢板，其抗拉强度为1287MPa，延伸率为31％，组织为铁素体、奥氏体和NiAl相构成的三相组织；显微组织如图2所示。
实施例2
方法同实施例1，不同点在于：
(1)铸锭成分按质量百分比为：C 0.13％，Mn 6％，Al 2.3％，Ni 2.5％，Si0.05％，S 0.002％， P 0.002％；
其中9.6[C]+1.3[Mn]+2.2[Ni]＝9.6×0.13+1.3×6+2.2×2.5＝1.25+7.8+5.5＝14.55＝ 6.3[Al]；
(2)加热至1180℃并保温1.5h，随后经过10道次热轧，开轧温度和终轧温度分别为1085℃和822℃，热轧结束后空冷至室温，得到3.8mm厚的热轧板；热轧总压下率为95％；
(3)冷轧至厚度0.7mm，获得冷轧板；冷轧总压下率为82％；
(4)将冷轧板加热至705℃并保温2min，空冷至室温，获得退火板；
(5)将退火板加热至460℃并保温55min，空冷至室温，高强度高塑性冷轧钢板的抗拉强度为1224MPa，延伸率为39％；显微组织如图3所示。
实施例3
方法同实施例1，不同点在于：
(1)铸锭成分按质量百分比为：C 0.22％，Mn 7.2％，Al 3.1％，Ni 2.9％，Si0.06％，S 0.002％，P 0.002％；
其中9.6[C]+1.3[Mn]+2.2[Ni]＝9.6×0.22+1.3×7.2+2.2×2.9＝2.11+9.36+6.38＝17.85＝ 5.8[Al]；
(2)加热至1167℃并保温1h，随后经过8道次热轧，开轧温度和终轧温度分别为1150℃和840℃，热轧结束后空冷至室温，得到5mm厚的热轧板；热轧总压下率为93％；
(3)冷轧至厚度1mm，获得冷轧板；冷轧总压下率为80％；
(4)将冷轧板加热至720℃并保温10min，空冷至室温，获得退火板；
(5)将退火板加热至520℃并保温60min，空冷至室温，高强度高塑性冷轧钢板的抗拉强度为1230MPa，延伸率为36％；显微组织如图4所示，力学性能曲线如图5所示。
对比例1
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含C 0.05％(即相对于实施例3降低碳含量)；
制成的钢板抗拉强度为1166MPa，延伸率为29％。
对比例2
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含C 0.52％(即相对于实施例3提高碳含量)；
制成的钢板抗拉强度为1326MPa，延伸率为22％。
对比例3
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含Ni 1.2％(即相对于实施例3降低镍含量)；
制成的钢板抗拉强度为1134MPa，延伸率为30％。
对比例4
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含Ni 5.5％(即相对于实施例3提高镍含量)；
制成的钢板抗拉强度为1343MPa，延伸率为12％。
对比例5
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含Al 1.5％(即相对于实施例3降低铝含量)；
制成的钢板抗拉强度为1221MPa，延伸率为28％。
对比例6
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含Al 5.4％(即相对于实施例3提高铝含量)；
制成的钢板抗拉强度为1078MPa，延伸率为35％。
对比例7
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
将热轧板酸洗后冷轧至1.8mm；冷轧压下率64％(即相对于实施例3减少冷轧压下率)；
制成的钢板抗拉强度为1068MPa，延伸率为39％。
对比例8
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
将热轧板酸洗后冷轧至0.4mm；冷轧压下率92％(即相对于实施例3增加冷轧压下率)；
制成的钢板抗拉强度为1354MPa，延伸率为22％。
对比例9
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
冷轧板在760℃保温10min(即相对于实施例3提高退火处理温度)；
制成的钢板抗拉强度为1257MPa，延伸率为21％。
对比例10
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
冷轧板在680℃保温10min(即相对于实施例3降低退火处理温度)；
制成的钢板抗拉强度为1121MPa，延伸率为35％。
对比例11
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
冷轧板退火处理后以78℃/s的速度冷却至室温(即相对于实施例3加快冷却速度)；
制成的钢板抗拉强度为1258MPa，延伸率为22％。
对比例12
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含Mn 11％(即相对于实施例3提高锰含量)；
制成的钢板抗拉强度为1123MPa，延伸率为38％。
对比例13
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
铸锭中按质量百分比含Mn 4.2％(即相对于实施例3降低锰含量)；
制成的钢板抗拉强度为1228MPa，延伸率为22％。
对比例14
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
退火板在430℃保温60min(即相对于实施例3降低时效处理温度)；
制成的钢板抗拉强度为1202MPa，延伸率为25％。
对比例15
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
退火板在570℃保温60min(即相对于实施例3提高时效处理温度)；
制成的钢板抗拉强度为1181MPa，延伸率为33％。
对比例16
以实施例3为对比进行对比试验，与实施例3的不同点在于：
退火板时效处理后以105℃/s的速度冷却至室温(即相对于实施例3加快冷却速度)；
制成的钢板抗拉强度为1177MPa，延伸率为35％。
从以上对比可以看出，对比例中钢板的抗拉强度或延伸率显著低于本发明的实施效果。

Claims (5)

1.一种高强度高塑性冷轧钢板，其特征在于成分按质量百分比含C 0.1～0.4％，Mn5.1～9.2％，Al 2.2～5.3％，Ni 2.1～5.2％，Si&lt;0.1％，S&lt;0.01％，P&lt;0.01％，余量为Fe和不可避免杂质，其中C、Mn、Ni和Al的质量百分数需满足9.6[C]+1.3[Mn]+2.2[Ni]＝(5.25～6.58)[Al]；其厚度为0.5～1.5mm，抗拉强度为1200～1300MPa，延伸率为30～40％。
2.根据权利要求1所述的一种高强度高塑性冷轧钢板，其特征在于高强度高塑性冷轧钢板的组织为铁素体、奥氏体和NiAl相构成的三相组织。
3.一种权利要求1所述的高强度高塑性冷轧钢板的制造方法，其特征在于按以下步骤进行：
(1)冶炼浇铸：在真空感应炉中按上述成分冶炼钢水，然后浇铸得到铸锭；
(2)热轧：将铸锭加热至1100～1200℃并保温1～2h，随后经过8～10道次热轧，开轧温度和终轧温度分别为1050～1170℃和800～900℃，热轧结束后空冷至室温，得到3～5.5mm厚的热轧板；
(3)冷轧：将热轧板酸洗后冷轧至厚度0.5～1.5mm，获得冷轧板；
(4)退火处理：将冷轧板加热至700～750℃并保温1～15min，随后空冷至室温，得到退火板；
(5)时效处理：将退火板加热至450～550℃并保温50～150min，随后空冷至室温，得到高强度高塑性冷轧钢板。
4.根据权利要求3所述的高强度高塑性冷轧钢板的制造方法，其特征在于步骤(2)中的热轧总压下率为92～98％。
5.根据权利要求3所述的高强度高塑性冷轧钢板的制造方法，其特征在于步骤(3)中的冷轧总压下率为70～82％。
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