CN111534739A - 一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法 - Google Patents

一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法，钢中化学成分按质量百分比含量为：C：0.15～0.30％，Si：0.50‑2.00％，Mn：1.50～2.60％，Nb：0.02‑0.08％，Ti：0.02‑0.08％，P≤0.05％，S≤0.01％，Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。钢板的生产工艺为：铁水预处理、转炉冶炼、炉外精炼、连铸、加热、控轧控冷、卷取、酸洗、冷轧、连续退火、平整、机能检验、包装出厂。

Description

一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢材生产制造领域，尤其涉及一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法。
背景技术
近年来，随着能源危机、石油价格不断上升以及地球温室效应加重，世界各国对能源和二氧化碳排放引起的环境问题更加重视，纷纷提出和制定各种严格的措施进行控制。在汽车工业领域，应对环境问题和提高冲撞安全性成为常见的关键词，最有效的方法之一是降低车身的自重。使用高强钢可以降低钢板厚度规格，达到减轻车重和提高安全性。有学者研究表明，当钢板的厚度分别减小0.05mm、0.01mm和0.15mm时，车身减重分别为6％、12％和18％。然而，随着采用越来越多的高强钢替代低级别钢种，容易引发成形性降低、加工难度大等问题。
目前980MPa级别汽车用冷轧高强钢主要以双相钢(DP)、淬火配分钢 (Q&P)、马氏体钢(M)等，这些高强钢均是引入大量的马氏体硬相组织，使得钢的强度大大提高。然而，马氏体钢、双相钢在此强度级别的塑性较低，需要辊压成形或者加工简单的冲压成形件，受制于成形性要求，只能少量替代部分对成形要求不高的钢种；淬火配分钢是马氏体+残余奥氏体或马氏体+ 残余奥氏体+铁素体组织构成，通过引入部分残余奥氏体来改善塑性、提高成形性，较马氏体钢或双相钢的成形性更优异，但由于马氏体比例较高，其屈服强度较高，对加工的模具有较高要求。
发明内容
为了解决上述问题，本发明提供了一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢。
本发明提供的技术方案是：
本发明提供了一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法，按重量百分比含量，控制钢板的的化学成分为：C：0.15～0.30％，Si： 0.50-2.00％，Mn：1.50～2.60％，Nb：0.02-0.08％，Ti：0.02-0.08％，P≤0.05％， S≤0.01％，Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。
一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢的制备方法包括以下步骤：铁水预处理、转炉冶炼、炉外精炼、连铸、加热、控轧控冷、卷取、酸洗、冷轧、连续退火、平整、机能检验、包装出厂。
改制备工艺的具体步骤如下：
采用转炉冶炼的方法进行冶炼，得到钢液的化学成分以质量百分比计为：C：0.15～0.30％，Si：0.50-2.00％，Mn：1.50～2.60％，Nb：0.02-0.08％， Ti：0.02-0.08％，P≤0.05％，S≤0.01％，Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。
(1)首先，将铁水兑入炼钢炉之前脱除杂质元素或回收有价值元素，采用转炉冶炼的方法进行冶炼，得到钢液的化学成分以质量百分比计为： C：0.15～0.30％，Si：0.50-2.00％，Mn：1.50～2.60％，Nb：0.02-0.08％，Ti： 0.02-0.08％，P≤0.05％，S≤0.01％，Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物；
(2)炉外精炼，通过用常规的连铸机进行连铸，得到连铸坯；随后进入热轧工序，热轧板坯加热温度为1240～1290℃，开轧温度为 1120～1170℃，终轧温度为910～970℃，轧后采用层流冷却方式，卷取温度为530～590℃；
(3)进入酸洗工序，通过常规酸洗方法，除去热轧钢板表面的氧化物，冷却速率为20～35℃/s；
(4)进入冷轧工序，冷轧采用≥50％的压下率；
(5)进入连续退火工序，连续退火工艺的加热段温度为840-860℃，均热段温度为840-860℃，缓冷段温度为740-760℃，快冷段温度为390-410℃，过时效段温度为360-400℃，终冷段温度为140-160℃，炉内钢材通过速度为120-140m/min；
(6)最后通过连续退火工序后的钢材再通过平整机平整处理，改善板型，使钢材表面更加平坦，再通过机能检验、包装出厂。
采用C-Si-Mn系合计设计，加入少量为微合金元素Nb、Ti改善显微组织和不同相的尺寸，通过铁素体、贝氏体和残余奥氏体的体积分数来实现相变诱导塑性钢(TRIP)的力学性能。该生产方法在连退生产线即可实现，达到高强度和高塑性，同时降低屈服强度、提高成形性，解决了软硬相强度差较大、快速冷却温度较低、热处理工艺复杂等问题，并且具有比 Q&P钢低的屈服强度，比DP钢塑性好，比M钢成形性容易，是先进高强钢的代表产品。
与现有技术相比，通过上述工序得到的塑性钢材的优点在于，生产控制相对简单，充分发挥连退机组快速冷却能力强和过时效段较长的特点，加热和冷却工艺参数易于实现。此外，本发明不需要加入贵重合金Cr、 Mo等元素，原料和生产成本较低，具有极高的附加值，产品兼具高强度、高塑性、高成形性的力学性能，能够更好地满足加工更加复杂的零部件，未来市场前景广阔。
具体实施方式
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
实施例一：以制作TRIP980钢种为例，说明本发明的生产方法。
一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢，按重量百分比含量，控制钢板的的化学成分为C：0.23％、Si：1.25％、Mn：1.92％、Nb：0.038％、 Ti：0.027％、P≤0.05％、S≤0.01％、Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。
上述一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)首先，将铁水兑入炼钢炉之前脱除杂质元素或回收有价值元素，采用转炉冶炼的方法进行冶炼，得到钢液的化学成分以质量百分比计为： C：0.15～0.30％，Si：0.50-2.00％，Mn：1.50～2.60％，Nb：0.02-0.08％，Ti： 0.02-0.08％，P≤0.05％，S≤0.01％，Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物；
(2)炉外精炼，通过用常规的连铸机进行连铸，得到连铸坯；随后进入热轧工序，热轧板坯加热温度为1240～1290℃，开轧温度为 1120～1170℃，终轧温度为910～970℃，轧后采用层流冷却方式，卷取温度为530～590℃；
(3)进入酸洗工序，通过常规酸洗方法，除去热轧钢板表面的氧化物，冷却速率为20～35℃/s；
(4)进入冷轧工序，冷轧采用≥53％的压下率；
(5)进入连续退火工序，连续退火工艺的加热段温度为840-860℃，均热段温度为840-860℃，缓冷段温度为740-760℃，快冷段温度为 390-410℃，过时效段温度为360-400℃，终冷段温度为140-160℃，炉内钢材通过速度为130m/min；
(6)最后通过连续退火工序后的钢材再通过平整机平整处理，改善板型，使钢材表面更加平坦，再通过机能检验、包装出厂。
最终产品的力学性能情况如下：
屈服强度为486MPa，拉伸强度为997MPa，延伸率为19A80(％)，n 值为0.16。
实施例二：以制作TRIP980钢种为例，说明本发明的生产方法。
一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢，按重量百分比含量，控制钢板的的化学成分为C：0.24％、Si：1.27％、Mn：1.87％、Nb：0.035％、 Ti：0.034％、P≤0.05％、S≤0.01％、Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。
上述一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)首先，将铁水兑入炼钢炉之前脱除杂质元素或回收有价值元素，采用转炉冶炼的方法进行冶炼，得到钢液的化学成分以质量百分比计为： C：0.24％、Si：1.27％、Mn：1.87％、Nb：0.035％、Ti：0.034％、P≤0.05％、 S≤0.01％、Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物；
(2)炉外精炼，通过用常规的连铸机进行连铸，得到连铸坯；随后进入热轧工序，热轧板坯加热温度为1240～1290℃，开轧温度为 1120～1170℃，终轧温度为910～970℃，轧后采用层流冷却方式，卷取温度为530～590℃；
(3)进入酸洗工序，通过常规酸洗方法，除去热轧钢板表面的氧化物，冷却速率为20～35℃/s；
(4)进入冷轧工序，冷轧采用≥53％的压下率；
(5)进入连续退火工序，连续退火工艺的加热段温度为840-860℃，均热段温度为840-860℃，缓冷段温度为740-760℃，快冷段温度为 390-410℃，过时效段温度为360-400℃，终冷段温度为140-160℃，炉内钢材通过速度为140m/min；
(6)最后通过连续退火工序后的钢材再通过平整机平整处理，改善板型，使钢材表面更加平坦，再通过机能检验、包装出厂。
最终产品的力学性能情况如下：
屈服强度为513MPa，拉伸强度为1006MPa，延伸率为18.5A80(％)， n值为0.16。
实施例三：以制作TRIP980钢种为例，说明本发明的生产方法。
一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢，按重量百分比含量，控制钢板的的化学成分为C：0.23％、Si：1.32％、Mn：1.89％、Nb：0.029％、Ti：0.032％、P≤0.05％、S≤0.01％、Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。
上述一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)首先，将铁水兑入炼钢炉之前脱除杂质元素或回收有价值元素，采用转炉冶炼的方法进行冶炼，得到钢液的化学成分以质量百分比计为： C：0.23％、Si：1.32％、Mn：1.89％、Nb：0.029％、Ti：0.032％、P≤0.05％、 S≤0.01％、Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。
(2)炉外精炼，通过用常规的连铸机进行连铸，得到连铸坯；随后进入热轧工序，热轧板坯加热温度为1240～1290℃，开轧温度为 1120～1170℃，终轧温度为910～970℃，轧后采用层流冷却方式，卷取温度为530～590℃；
(3)进入酸洗工序，通过常规酸洗方法，除去热轧钢板表面的氧化物，冷却速率为20～35℃/s；
(4)进入冷轧工序，冷轧采用≥53％的压下率；
(5)进入连续退火工序，连续退火工艺的加热段温度为840-860℃，均热段温度为840-860℃，缓冷段温度为740-760℃，快冷段温度为 390-410℃，过时效段温度为360-400℃，终冷段温度为140-160℃，炉内钢材通过速度为130m/min；
(6)最后通过连续退火工序后的钢材再通过平整机平整处理，改善板型，使钢材表面更加平坦，再通过机能检验、包装出厂。
最终产品的力学性能情况如下：
屈服强度为525MPa，拉伸强度为1017MPa，延伸率为18A80(％)，n 值为0.16。
对比例一：以制作Q&P980钢种为例。
最终产品的力学性能情况如下：
屈服强度为632MPa，拉伸强度为1071MPa，延伸率为16.5A80(％)， n值为0.16。
对比例二：以制作DP980钢种为例。
最终产品的力学性能情况如下：
屈服强度为658MPa，拉伸强度为1019MPa，延伸率为10.5A80(％)。
对比例三：以制作MS980钢种为例。
最终产品的力学性能情况如下：
屈服强度为778MPa，拉伸强度为1049MPa，延伸率为6A80(％)。
由上述对比例可知，本发明的TRIP980钢与其它三种980MPa级先进高强钢相比，具有近似的抗拉强度、较低的屈服强度、较高的延伸率、更高的加工硬化指数n值，综合力学性能优异，兼具高强度和高塑性，成形性能最好，具有更加广泛的市场应用潜力。
本领域技术人员在考虑说明书及实践这里公开的发明后，将容易想到本发明的其它实施方案。本申请旨在涵盖本发明的任何变型、用途或者适应性变化，这些变型、用途或者适应性变化遵循本发明的一般性原理并包括本发明未公开的本技术领域中的公知常识或惯用技术手段。说明书和实施例仅被视为示例性的，本发明的真正范围和精神由权利要求指出。

Claims (2)

1.一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢，其特征在于，按重量百分比含量，控制钢板的的化学成分为：C：0.15～0.30％，Si：0.50-2.00％，Mn：1.50～2.60％，Nb：0.02-0.08％，Ti：0.02-0.08％，P≤0.05％，S≤0.01％，Al≤0.10％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。
2.根据权利要求1所述的一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢的制备方法，钢板的生产工艺为：铁水预处理、转炉冶炼、炉外精炼、连铸、加热、控轧控冷、卷取、酸洗、冷轧、连续退火、平整、机能检验、包装出厂，其特征在于，
热轧板坯加热温度为1240～1290℃，开轧温度为1120～1170℃，终轧温度为910～970℃，轧后采用层流冷却方式，卷取温度为530～590℃；
冷却速率为20～35℃/s；
冷轧采用≥50％的压下率；
连续退火工艺的加热段温度为840-860℃，均热段温度为840-860℃，缓冷段温度为740-760℃，快冷段温度为390-410℃，过时效段温度为360-400℃，终冷段温度为140-160℃，炉内钢材通过速度为120-140m/min。
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