技术领域
[0001] 本
发明属于高强钢生产技术领域，具体指一种800MPa级高强度高塑性低碳中锰钢及其制造方法。
背景技术
[0002]
汽车的发展方向是轻量化、降低燃油消耗、减少排放和提高安全性，未来汽车用钢
铁材料应该是具有强度和塑性良好结合的新一代钢铁材料，通过高强化来达到汽车的轻量化，同时，需要较高的塑性来提高钢的成形性能和碰撞安全性能。汽车用薄板钢的高强塑积(
抗拉强度与伸长率的乘积)需求带动了超高强度、高塑性钢的研制与应用的发展。第一代汽车用高强钢包括高强度IF钢、DP钢、CP钢、TRIP钢、QP钢和热成形
马氏体钢，其组织结构是以铁素体为基体，含有少量或部分马氏体、
贝氏体硬化相，基本不含或含有少量残余奥氏体。这些钢种的共有特征为具备优异的强度指标或塑性指标，但不能两项兼得，其强塑积在10～20GPa％之间的
水平。第二代汽车用钢是以全奥氏体组织的
TWIP钢和奥氏体
不锈钢为代表的，其强塑积达到50～70GPa％的水平，具有非常高的碰撞吸收能
力与良好的成型能力。但其添加了大量的Cr、Ni、Mn等
合金元素，总合金含量高达25％以上，特别是高Mn含量，导致了
冶炼工艺性能较差，
冶金工业生产难度较大。目前，批量应用的汽车用高强钢只能具备高强度与高塑性中的一项特性，而兼具高塑性、高强度特性的TWIP钢难以适应低成本的要求。
[0003] 本发明之前，
申请号为200910063337.6，名称为“700MPa级高强
冷轧碳
铝锰钢板及其制造方法”的发明
专利，公开了一种700MPa级高强冷轧碳铝锰钢板及其制造方法，该钢板各组分的重量百分比为：C：0.18～0.23％；Al：1.20～1.50％；Mn：1.50～1.80％，Si≤0.50％，P≤0.040％，S≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质。该技术方案属于含铝、低锰TRIP钢制造技术，利用C、Mn元素增强奥氏体
稳定性、Al元素控制贝氏体转变的机理，采用双相区
热处理工艺以获得铁素体+贝氏体+亚稳奥氏体多相组织，其钢板强度级别、塑性指标均属于典型的TRIP钢性能范畴，强塑积在10～20GPa％之间的水平。
[0004] 申请号为200910091129.7，名称为“一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法”的发明专利，公开了一种基于合理化学成分设计控制马氏体
相变、C/Mn等溶质再次配分和3
奥氏体逆相变以获得多相、亚稳及多尺度的M型组织结构，其化学成分的重量百分比为：C：
0.01～0.50％；Mn：3.50～9.0％，P≤0.020％，S≤0.02％，余量为Fe及不可避免的杂质的
基础上另加一种或多种元素，其中Al：0.015～0.06％，Si：0.3～2.3％。其试验结果均为实验室数据，且热处理工艺流程繁杂、不适宜工业批量生产应用。
发明内容
[0005] 本发明800MPa级高强度高塑性低碳中锰钢，其化学成分按
质量百分比计为：C：0.05～0.25％，Si：0.02～0.40％，Mn：3.0～7.0％，P≤0.015％，S≤0.015％，Al：
1.50～3.5％，Cr：0.02～0.60％，Cu≤0.50％，Mo≤0.40％，Nb≤0.10％，N≤0.010％，余量为Fe及不可避免的杂质。
[0006] 所述的800MPa级高强度高塑性低碳中锰钢的制造方法，包括：冶炼、
连铸、热连轧、罩式
退火、
酸洗冷轧
轧制、罩式退火或连续退火、精整
包装的步骤，其特殊之处在于：
[0007] 所述冶炼工艺流程为：铁水预
脱硫、转炉冶炼、氩站、LF钢包炉/RH
真空炉、连铸浇铸，所述转炉出钢
温度为1670～1730℃；
铸坯进保温坑缓冷冷却；优选地，冶炼时，锰合金化在转炉冶炼与炉外精炼的分配比例为4︰1；
[0008] 所述热连轧时，铸坯经1200～1300℃加热，由粗
轧机进行5～12道次轧制，随后进精轧机组进行5～7道次轧制，终轧温度为830～910℃，卷曲温度400～600℃，
热轧卷卷曲后利用
风机进行风冷冷却；
[0009] 所述罩式炉退火温度为680～720℃、退火均热时间为10～12h；
[0010] 所述酸洗冷轧轧制中控制酸洗液浓度总HCl在75～150g/l范围内；冷轧轧制总压下率控制在50～65％区间内。
[0011] 优选地，所述连续
退火炉退火温度为720～750℃、均热时间3～5min、平整延伸率大于1.0～1.2％。随后，热处理钢卷进行精整处理。
[0012] 本发明钢的组分及其制造方法工艺参数设计原理分析如下：
[0013] 本发明钢组分设计时，考虑了其中C、Mn元素为奥氏体形成元素，其含量增高有利于亚稳奥氏体的获得，综合考虑试验钢
焊接性能、钢质均匀性、合金成本等因素，设计其质量百分含量分别为C：0.05～0.25％、Mn：3.0～7.0％；Si为铁素体形成元素，具有固溶强化作用，高表面质量要求限制Si含量上限值，设计Si质量百分含量分为0.02～0.40％；Al为非碳化物形成元素，具有抑制碳化物析出的作用，并且扩大热处理工艺窗口的作用，是保证试验钢性能工艺稳定性的关键
合金元素，设计质量百分含量为1.0～3.5％；Nb为微合金化元素，可显著提高奥氏体再结晶温度、细化晶粒，设计其质量百分含量为≤0.10％；P、S、N为钢中杂质元素，应控制其含量。
[0014] 本发明钢的工业制造方法采用大型钢铁联合企业普遍装备的转炉设备，冶炼已属
合金钢范畴的中锰钢，在转炉出钢过程中合理利用预热锰合金进行合金化，成功解决高合金化温降制约转炉出钢温度的技术难点。同时，在炉外精炼过程中采用逐步合金化方式进行锰、
铝合金化。根据理论分析和生产实际经验，优选冶炼时锰合金化在转炉冶炼与炉外精炼的分配比例为4︰1，因为本发明钢合金含量属于中合金钢范畴，由于合金添加必然产生大量的温降，单纯利用转炉冶炼进行合金化，无法保证合金化过程完成，故创新性采用转炉冶炼与炉外精炼分步合金化的技术策略，考虑工艺可行性与钢质洁净性，最佳分配比例为4︰1。此时，若比例大于4︰1，合金化后转炉温降过大，导致出钢困难；若比例小于4︰
1，即炉外精炼过程中添加过量的合金，必然增加炉外精炼时间、
钢水洁净度降低。转炉出钢温度≥1670℃，氩站采用低吹工艺处理，连铸采用氩封保护浇铸、结晶器采用专用保护渣，拉速设置为中低速以保证铸坯表面质量。
[0015] 针对高合金含量成分设计特点，本发明采用铸坯进保温坑缓冷冷却的制造方法，此为关键工艺是800MPa级高强度、高塑性钢工业制造可行性的必要保证。热连轧时，铸坯经1200～1300℃加热，由粗轧机进行5～12道次轧制，随后进7
机架精轧机组进行5～7道次轧制，终轧温度为830～910℃，卷曲温度400～600℃，热轧卷卷曲后利用风机进行风冷冷却；热轧卷罩式炉退火温度为680～720℃、退火均热时间为10～12h。
[0016] 同时，本发明创新性实现罩退卷酸洗表面质量生产控制技术，经检测分析，罩退后钢卷表面与热轧钢卷表面相比，存在较薄的Fe3O4、Fe2O3(赤铁矿)，故酸洗生产控制关键要点为，酸洗冷轧轧制中控制酸洗液浓度总HCl在75～150g/l范围内，根据工业生产实际，冷轧轧制总压下率控制在50～65％区间内。冷硬卷热处理工艺设计为两相区(α+γ)退火，罩式炉退火温度为680～720℃、退火均热时间为10～12h，连续退火炉退火温度为720～750℃、均热时间3～5min、平整延伸率1.0～1.2％。随后，热处理钢卷进行精整处理。
[0017] 本发明技术方案基于低成本工业化制造
角度成功开发了高强度、高塑性低碳中锰钢，创新性采用逐步合金化与预热
合金化技术路线实现中锰钢的转炉冶炼，采用控轧控冷的热轧工艺以得到超细晶组织，利用奥氏体形成元素C、Mn的富集提高奥氏体稳定性以在两相区退火工艺下得到30％以上体积分数的亚稳奥氏体，成品抗拉强度大于800MPa、延伸率大于35％、加工硬化指数n大于0.20、屈强比小于0.75，具有良好的冷
冲压成型性能。
[0018] 本技术具有工业批量试制可行性，是通过生产实践经验提炼而来，所制造的800MPa级高强度、高塑性低碳含铝中锰钢具备高强度、良好冷冲压成形性能和碰撞吸能性能。
附图说明
[0019] 图1为本发明产品钢卷表面铁皮相
X射线衍射结果示意图。
[0020] 图2为本发明钢产品典型试样
应力应变曲线图。
[0021] 图3a为本发明钢产品铁素体组织部分微观组织结构示意图。
[0022] 图3b为本发明钢产品马氏体+亚稳奥氏体+铁素体部分结构示意图微观组织结构示意图。
具体实施方式
[0023] 以下结合附图和具体
实施例，对本发明800MPa级高强度高塑性低碳中锰钢及其制造方法做进一步详细说明。
[0024] 实施例
[0025] 分别制造四种800MPa级高强度高塑性低碳中锰实施例钢，其化学成分按质量百分比分别如表1所示。
[0026] 表1 中包钢水化学成分(余量为Fe及不可避免的杂质)/wt％
[0027]实施例 C Si Mn P S Al Cr Cu Mo Nb N
1 0.10 0.28 5.30.02 0.01 1.60.08 0.20.10.1 0.01
2 0.06 0.20 6.60.03 0.02 2.00.1 0.40.20.08 0.009
3 0.18 0.18 4.50.02 0.03 2.40.4 0.50.30.09 0.008
4 0.24 0.10 3.70.04 0.02 3.30.3 0.10.40.1 0.007
[0028] 上述实施例1～4钢的制造方法，包括：冶炼、连铸、热连轧、罩式退火、酸洗冷轧轧制、罩式退火或连续退火、精整包装的步骤，其中：
[0029] 冶炼工艺流程为：铁水预脱硫、转炉冶炼、氩站、LF钢包炉/RH真空炉(实施例1和2钢采用LF钢包炉，实施例3和4采用RH真空炉)、连铸浇铸，锰合金化在转炉冶炼与炉外精炼的分配比例为4：1，铸坯进保温坑缓冷冷却；转炉出钢温度1670～1730℃，炉外精炼实施例1和2钢选择LF炉、实施例3和4选择RH真空炉进行处理，并进行Al合金化，随后采用专用保护渣进行中低拉速连铸，铸坯进保温坑缓冷冷却以保证铸坯表面质量。铸坯经1200～1300℃加热，由粗轧机进行5～12道次轧制，随后进7机架精轧，终轧温度为830～910℃，卷取温度400～600℃，热轧卷卷取后利用风机进行风冷冷却。
[0030] 各实施例钢的具体制造工艺参数具体见表2所示。
[0031] 表2：
[0032]实施例 加热温度/℃ 粗轧道次 终轧温度/℃ 卷取温度/℃
1 1250 11 861 431
2 1260 9 876 550
3 1280 7 900 532
4 1280 9 892 580
[0033] 实施例1～4钢的热轧卷进行罩式炉退火处理，罩式炉退火温度分别对应为720、680、710、695℃、退火均热时间分别为10、12、11、11h。随后，进行酸洗轧制，酸洗冷轧轧制中控制酸洗液浓度总HCl在75～150g/l范围内，冷轧轧制总压下率控制在50～65％区间内。
[0034] 冷硬卷分别进行罩式炉退火和连续退火，实施例1和2的钢进行罩式炉退火温度分别为680、720℃、退火均热时间分别为10、11h，实施例3和4的钢采用连续退火炉退火温度分别为730、740℃、均热时间分别为3、5min、平整延伸率均为1.1％。随后，热处理钢卷进行精整处理。
[0035] 钢卷室温拉伸性能如表3所示，成品抗拉强度大于800MPa、延伸率大于35％、加工硬化指数n大于0.20、屈强比小于0.75，典型应力应变曲线如图2所示。
[0036] 表3 典型试样室温拉伸力学性能
[0037]试样编号 Rp0.2/MPa Rm/MPa A 50mm/％ A 80mm/％ n5-10
1 607 839 35.5 31.7 0.21
2 589 834 36.5 32.5 0.22
3 600 840 33.5 29.5 0.21
4 593 841 34.0 29.5 0.21
[0038] 本发明钢产品钢卷表面铁皮相X射线衍射结果如图1所示，罩退后钢卷表面与热轧钢卷表面相比，存在较薄的Fe3O4、Fe2O3(赤铁矿)，显示出本发明钢有较薄的
氧化铁皮，在酸洗过程中易于清洗的优点。
[0039] 图2与表3结果显示，本发明钢的成品抗拉强度大于800MPa、延伸率大于35％、加工硬化指数n大于0.20、屈强比小于0.75，兼具高强度、高塑性性能，具有良好的冷冲压成型性能。
[0040] 图3a、图3b显示本发明钢具有微米级的超细晶组织，组织为F+M+亚稳奥氏体，铁素体成等轴晶形貌、晶粒大小为0.2～2μm，马氏体与亚稳奥氏体成板条状形貌、板条宽度为0.2～0.5μm。
