一种强塑积大于20GPa·％的经济型高强度冷轧TRIP钢及其制备方法

摘要

本发明涉及一种抗拉强度800MPa以上，强塑积大于20GPa·％的经济型高强度冷轧TRIP钢的生产方法，制造其的主要化学成分重量百分比为：C：0.15～0.25％，Si：1.3～1.7％，Mn：1.5％～2.5％，P：≤0.030％，S：≤0.020％，Al：0.02％～0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质。制备方法包括如下步骤：(1)冶炼与凝固；(2)铸坯或铸锭的热连轧；(3)酸洗冷轧；(4)连续退火。本发明强塑积均在20GPa·％以上，最高达到26.3GPa·％。同时保证良好的板形、表面质量、冲压性能和焊接性能。

说明书

技术领域

本发明涉及冷轧汽车用钢制造领域，具体涉及一种抗拉强度800MPa以上，强塑积大于20GPa·％的经济型高强度冷轧TRIP钢的生产方法。

背景技术

汽车减重、减排、高安全性的更高要求促使汽车用钢逐步趋于轻量化和高强化。随着强度的提高必然会造成材料韧性的降低，因此，在开发高强钢的同时也要兼顾材料的成形性能。目前传统高强钢强塑积一般在15GPa·％以下，而作为第一代先进高强钢中具有高强度和高塑性优良组合的TRIP钢，其强塑积也一般不超过20GPa·％。根据第三代汽车用钢的研究热点，为了进一步提高强塑积，一种方法可以通过添加Mn通过奥氏体你转变(ART)工艺获得成形性能优良的奥氏体，如中Mn-TRIP钢中Mn含量一般在5％以上，这造成了成本的提高并且对炼钢连铸工艺设备提出了更高的要求；另外一种方法通过淬火配分(Q&P)工艺获得具有一定含量残余奥氏体的马氏体钢，对退火工艺及设备提出更高的要求，如更高的退火温度、更快的冷却速率等，不利于大规模工业应用与推广。

例如：

申请号为CN 103088255的专利文献介绍了一种汽车用高强塑积的低合金高强钢冷轧板的生产工艺，其优点在于通过对成分、热轧、冷轧工艺的优化，生产出高强塑积的低合金高强钢冷轧板，强塑积最高达到15GPa·％；缺点为由于其低合金高强的成分设计，其抗拉强度仅为500MPa，由于强度的限制，应用后轻量化效果不明显。

申请号为CN 104264039的专利文献公开了一种含稀土La，抗拉强度不小于780MPa的TRIP钢板和制备方法，但由于其添加了稀有金属(稀土La)，增加了生产制造成本，且其强塑积均在20GPa·％以下(延伸率转换为A₈₀：A₈₀＝A₅₀×1.15)。

申请号为CN 103555902的专利文献公开了一种980MPa级高强塑积汽车用钢的热处理工艺，其特点在于将经过处理的TRIP780冷轧钢板淬火后在加热到一定温度进行配分，得到强塑积26.3～26.8GPa·％、延伸率达到23.8～24.2％的980MPa级高强塑积汽车用钢；其不足之处在于退火后进行淬火到250℃以下，然后在进行快速加热到400℃左右进行配分，该工艺对退火后的冷速和加热速率要求较高，现行退火线不能满足该工艺条件，难以实现大规模工业应用。

申请号为CN 101353761的专利文献公开了一种高强度含Al热镀锌TRIP钢的生产方法，其优点为由于采用低Si的成分设计，具有良好的可镀性，强塑积可达到15～22GPa；缺点在于Al含量过高，导致连铸生产困难，难以实现批量工业生产，同时会造成夹杂等表面缺陷；另外其合金体系中添加了Nb、Ti、Cu、Ni等合金元素，增加了生产制造成本。

申请号为CN 104694816的专利文献介绍了一种强塑积大于30GPa·％的高Al中锰钢的制备方法，其优点在于高强度和高延伸率，低密度，能够满足汽车轻量化的选材要求，不足之处在于Mn、Al含量过高，导致生产成本高，连铸和轧制困难，难以大批量工业应用。

申请号为CN 102912219的专利文献介绍了一种高强塑积中Mn-TRIP钢，其特点在于Mn含量在3～8％之间，优点在于该钢种具有良好的强度和延伸率，强塑积达到30GPa·％以上，不足之处在于Mn含量高，生产成本高，连铸和冷轧困难，难以实现稳定批量应用。

发明内容

针对以上现有技术问题，本发明的目的在于提供一种抗拉强度800MPa以上，强塑积大于20GPa·％的经济型高强度冷轧TRIP钢的生产方法，通过采用以C、Si、Mn为主的经济型TRIP钢化学成分设计，制定合适的连续退火温度制度，配合热轧、冷轧工艺，能够获得抗拉强度在800MPa以上、延伸率高于24％的高强度TRIP钢。具体技术方案如下：

一种强塑积大于20GPa·％的经济型高强度冷轧TRIP钢，制造其的主要化学成分重量百分比为：C：0.15～0.25％，Si：1.3～1.7％，Mn：1.5％～2.5％，P：≤0.030％，S：≤0.020％，Al：0.02％～0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述强塑积大于20GPa·％的经济型高强度冷轧TRIP钢的制备方法，包括如下步骤：

(1)冶炼与凝固；

(2)铸坯或铸锭的热连轧；

(3)酸洗冷轧；

(4)连续退火。

进一步地，步骤(1)中适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯。

进一步地，步骤(1)中包括：

(1-1)铁水预处理：铁水脱硫后目标[S]≤0.0050％，前扒渣亮面大于70％，后扒渣亮面大于80％；

(1-2)转炉冶炼：全程吹氩，出钢进行脱氧合金化；

(1-3)合金微调站：加入小铝粒调Als，并进行强搅6min，顶吹6min操作对钢包顶渣初步还原；

(1-4)LF炉精炼：钢包在加热过程中强搅1～3min，搅拌结束后，向渣面加20～50Kg铝粒，进行加热升温操作，加入石灰或铝矾土；停止加热后强搅1～2min，调整[Als]、[C]、[Mn]含量，加入合金后强搅5min，加入铝粒，喂钙线前后弱搅时间均不小于6min，喂实心纯钙包芯线800～100m，喂线速度120～160m/min；

(1-5)连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上15～30℃，浇注过程中采用动态轻压下和电磁搅拌。

进一步地，步骤(2)中，将铸坯经1200～1260℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连轧机组进行5-7道次轧制，轧至目标厚度后在640-680℃范围内进行卷取成钢卷。

进一步地，步骤(2)中，铸坯出炉温度控制在1230±30℃；热轧终轧温度控制在880±20℃；热轧卷取温度控制在660±20℃。

进一步地，步骤(3)中，将热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷轧压下率≥40％，轧至目标厚度。

进一步地，步骤(4)中，将酸轧后的钢卷进行连续退火，退火温度760～840℃，贝氏体保温温度350～450℃。

进一步地，步骤(4)包括：

(4-1)冷轧带钢首先加热到150℃预热，加热速度为5～8℃/s；

(4-2)经过预热的带钢进一步加热到780℃～840℃，其加热速度为2～3℃/s；

(4-3)加热后的带钢在780℃～840℃保温70s～110s进行两相区退火；

(4-4)将保温后的带钢缓慢冷却至660℃～690℃，冷却速度为4℃～7℃；

(4-5)通过吹气冷却使缓慢冷却后的带钢快速冷却至350℃～450℃，保温300s～450s进行时效处理，冷却速度为15℃/s～60℃/s；

(4-6)将经过时效处理的带钢最后冷却至150℃，冷却速度为2℃/s～4℃/s。

进一步地，步骤(1-2)中同时加强出钢挡渣操作，步骤(1-4)中根据合金微调站出站[Als]向渣面加20～50Kg铝粒，根据钢水温度进行加热升温操作，加热过程底吹若搅，根据渣子状况适当加入石灰或铝矾土，根据渣的颜色加入铝粒。

与目前现有技术相比，本发明强塑积均在20GPa·％以上，最高达到26.3GPa·％。同时保证良好的板形、表面质量、冲压性能和焊接性能。此外，对于生产工艺没有过高的要求，操作具备可行性。本发明制备方法简单、成本低，应用前景广泛。具体来说：本发明所生产的钢，抗拉强度在800MPa以上、延伸率高于24％的高强度TRIP钢，其强塑积均在20GPa·％以上，最高达到26.3GPa·％。钢板在具有高强度的同时也有良好的冷成形性能及碰撞吸收能力。且本发明设计的钢中只添加了少量Si、Mn、Al等元素，无需添加贵重的金属或稀土元素。此外，对于生产工艺没有过高的要求，操作具备可行性。因此本发明设计的钢种性能优异，且成本低廉，适合市场推广，具有良好的应用前景。

附图说明

图1为产品金相组织照片(图1a：4％硝酸酒精腐蚀，图1b：金相)；

图2为产品拉伸应力应变曲线；

图3为拉伸前后XRD衍射图；

具体实施方式

下面根据附图对本发明进行详细描述，其为本发明多种实施方式中的一种优选实施例。

在一个优选实施例中，制造该冷轧钢板的主要化学成分重量百分比分别为：C：0.15～0.25％；Si：1.3～1.7％；Mn：1.5％～2.5％；P：≤0.030％；S：≤0.020％；Al：0.02％～0.06％；余量为Fe和不可避免的杂质。为实现本发明钢的制造，工艺过程和工艺内容如下：

1)炼钢：

a、铁水预处理：铁水脱硫后目标[S]≤0.0050％，前扒渣亮面大于70％，后扒渣亮面大于80％；

b、转炉冶炼：全程吹氩，出钢进行脱氧合金化，同时加强出钢挡渣操作；

c、合金微调站：加入小铝粒调Als，并进行强搅6min，顶吹6min操作对钢包顶渣初步还原；

d、LF炉精炼：钢包在加热过程中强搅1～3min，搅拌结束后，根据合金微调站出战[Als]向渣面加20～50Kg铝粒。根据钢水温度进行加热升温操作，加热过程底吹若搅，根据渣子状况适当加入石灰或铝矾土。停止加热后强搅1～2min，调整[Als]、[C]、[Mn]含量，加入合金后强搅5min，根据渣的颜色加入铝粒。喂钙线前后弱搅时间均不小于6min，喂实心纯钙包芯线800～100m，喂线速度120～160m/min(或FeCa线喂线速度：200～220m/min)；

e、连铸：中包目标温度控制在液相线温度以上15～30℃，浇注过程中采用动态轻压下和电磁搅拌以减少或者消除中心疏松和中心偏析缺陷；

2)热轧工艺：

a、铸坯出炉温度控制在1230±30℃，目的为减轻铸坯的成分偏析，使奥氏体充分均匀化，以使合金在铸坯各处均匀，防止偏析而导致在轧制冷却过程中在中心形成珠光体带状组织或贝氏体条带。同时也要避免温度过高，时间过长而“过热”，使奥氏体晶粒度过大；

b、热轧终轧温度控制在880±20℃，防止形变诱导铁素体相变以及形变过大，铁素体在形变带形核，而形成带状组织；

c、热轧卷取温度控制在660±20℃，温度过高，形成的铁素体与珠光体粗大，而使之后退火的组织粗大；温度过低，形成贝氏体组织，使冷轧轧制负荷增大。

3)冷轧：

冷轧压下率≥40％，以利于退火工艺的进行。

4)连续退火工艺：

a、冷轧带钢首先加热到150℃预热，加热速度为5～8℃/s；

b、经过预热的带钢进一步加热到780℃～840℃，其加热速度为2～3℃/s。在此过程中冷轧铁素体发生再结晶，渗碳体部分溶解，当温度超过A_c1时开始有奥氏体产生；

c、加热后的带钢在780℃～840℃保温70s～110s进行两相区退火。退火温度主要促使冷轧后的钢板组织再结晶，温度过低则再结晶不完全，过高则晶粒粗大、析出物分解而降低强度，因此要求退火温度控制在780℃～840℃。该过程中实现部分奥氏体化，铁素体中的C、Mn等奥氏体稳定元素向奥氏体中转移；

d、将保温后的带钢缓慢冷却至660℃～690℃，冷却速度为4℃～7℃。该过程中部分奥氏体转化为铁素体，C、Mn元素进一步向奥氏体中富集；

e、通过吹气冷却使缓慢冷却后的带钢快速冷却至350℃～450℃，保温300s～450s进行时效处理，冷却速度为15℃/s～60℃/s，冷却速度过慢会出现珠光体降低钢板性能，冷却速度过快会导致生产困难程度和制造成本的增加。时效过程中部分奥氏体转变为贝氏体，提高带钢的强度，相变后贝氏体中的碳向没有发生贝氏体转变的奥氏体中转移使其足够稳定保存到室温。此阶段决定着残余奥氏体的3个最重要的量：残余奥氏体的碳含量、体积分数以及大小。从很多方面来讲这一阶段是最关键的；

将经过时效处理的带钢最后冷却至150℃，冷却速度为2℃/s～4℃/s。在此过程中可能会出现不稳定的奥氏体发生马氏体相变，有利于提高带钢的强度。

在另一个优选实施例中，本发明的抗拉强度大于800MPa，强塑积大于20GPa·％的经济型冷轧TRIP钢制造方法如下：

(1)冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯；

(2)铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯经1200～1260℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连轧机组进行5-7道次轧制，轧至目标厚度后在640-680℃范围内进行卷取成钢卷；

(3)酸洗冷轧：将热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷轧压下率＞40％，轧至目标厚度；

(4)连续退火：将酸轧后的钢卷进行连续退火，退火温度760～840℃，贝氏体保温温度350～450℃，具体工艺及性能如下表所示。

表.实施案例

本发明所生产的钢，抗拉强度在800MPa以上、延伸率高于24％的高强度TRIP钢，其强塑积均在20GPa·％以上，最高达到26.3GPa·％。钢板在具有高强度的同时也有良好的冷成形性能及碰撞吸收能力。

上面结合附图对本发明进行了示例性描述，显然本发明具体实现并不受上述方式的限制，只要采用了本发明的方法构思和技术方案进行的各种改进，或未经改进直接应用于其它场合的，均在本发明的保护范围之内。