采用温轧加工方式制备的铌微合金化轻质高强钢 |
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| 申请号 | CN202311566074.7 | 申请日 | 2023-11-22 | 公开(公告)号 | CN117737582A | 公开(公告)日 | 2024-03-22 |
| 申请人 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司; | 发明人 | 余灿生; 常智渊; 郑之旺; 陈燕冬; 李龙; 尹晶晶; | ||||
| 摘要 | 本 发明 公开了一种采用温轧加工方式制备的铌微 合金 化轻质高强 钢 ，该铌微合金化轻质高强钢为包含有下述 质量 百分比计的化学成分的低 密度 温轧钢板，质量百分比的化学成分为：C：0.20％～0.32％，Si：0.20～0.40％，Mn：5.3％～6.5％，P≤0.015％，S≤0.006％，Als：3.3％～4.2％，Nb：0.010～0.035％，B：0.0010～0.0035％，N≤0.006％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。该铌微合金化轻质高强钢的制备方法包括： 冶炼 工序、 热轧 工序、温轧工序和 热处理 工序。本发明提供一种加工性能相对好的铌微合金化轻质高强钢，其生产方法工序简单且利于塑性 变形 的同时抑制再结晶。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种采用温轧加工方式制备的铌微合金化轻质高强钢，其特征在于，所述铌微合金化轻质高强钢为包含有下述质量百分比计的化学成分的低密度温轧钢板，所述的质量百分比的化学成分为：C：0.20％～0.32％，Si：0.20～0.40％，Mn：5.3％～6.5％，P≤0.015％，S≤0.006％，Als：3.3％～4.2％，Nb：0.010～0.035％，B：0.0010～0.0035％，N≤0.006％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。 |
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| 说明书全文 | 采用温轧加工方式制备的铌微合金化轻质高强钢技术领域背景技术[0002] 汽车制造业是国民经济的支柱产业，伴随着能源短缺和环境污染问题的日益凸显，轻量化成为汽车行业碳减排关注的焦点。目前，实现汽车轻量化主要有以下三种途径：一是采用轻量化原材料，如铝合金、镁合金、碳纤维复合材料等。虽然轻量化原材料的使用能够降低汽车的总体重量，但存在成形工艺复杂、焊接性能较差、碰撞吸收能较低及格昂贵、产量较小等不足，限制了轻量化原材料的市场化应用；二是使用超高强度钢代替传统汽车用钢，降低钢板厚度以减轻汽车重量，随着钢板强度的提高，成形能力下降，出现开裂、起皱和回弹过大的问题，此外，随着钢板厚度的降低，某些机动车部件的刚度过度降低以及出现对乘客而言产生不舒适条件的声学问题，导致推广受到限制；三是开发出一种集高强度、高延伸率和低密度于一身的钢种，低密度钢具有良好的机械、物理特性和显著的减重效果，使其成为汽车及其供应商争相研究的热点。 [0003] 现有技术1(CN 108998734 A)公布了一种超高强塑性冷轧Mn‑Al系TRIP钢板及其快速退火制备方法，其按重量百分比计的化学成分为：C：0.18～0.22％、Si：0.30～0.70％、Mn：6.0～7.5％、Al：2.0～3.0％、V：0.08～0.12％、P≤0.005％、S≤0.005％、N≤0.006％、O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。熔炼温度为1550～1600℃、采用电阻式连续退火炉将冷轧钢板快速提温，加热速率为100～400℃/s、冷却至室温速度大于10℃/s。将板坯进行组织均匀化处理，加热至1170～1230℃，等温2～2.5h；开轧温度1080～1160℃，终轧温度900～950℃，每道次压下率为30％，累积压下率≥95％，热轧后待温至680～740℃进行卷取；中间退火：退火温度为720～780℃，退火时间为0.5～2h；冷轧：每道次压下量0.1～0.2mm，累积总压下率为75～90％，得到厚度为0.5～1.2mm的冷轧钢板。两相区退火：将冷轧钢板，提温加热至820～850℃，等温时间为20～40s，随后冷却至室温。现有技术1冷轧之前先进行中间退火，流程较长；冷轧每道次压下量0.1～0.2mm，累积压下率为75～90％，需要反复多道次冷轧，工序较为复杂。 [0004] 现有技术2(CN 108396244 A)公布了一种冷轧中锰高铝低密度钢及其制备方法，其按重量百分比计的化学成分为C：1.20～1.30％，Mn：10.7～11.3％，Al：9.5～10％，P≤0.005％，S≤0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质。将铸锭加热至1170～1230℃，保温2～ 4h；然后在950～1050℃锻造成形获得钢坯；将钢坯加热至1180～1250℃，保温1～5h；将保温后的钢坯，进行多道次热轧，开轧温度1120～1160℃，终轧温度在≥950℃，总累计压下率为80～90％，水冷至室温，制得热轧板；将热轧板，在990～1010℃保温1～2h，直接水淬火至室温将固溶处理后的板材，进行多道次冷轧，总累计压下率为70～80％，制得冷轧板将冷轧板在980～1020℃，保温5～15min，水淬至室温，制得冷轧中锰高铝低密度钢。现有技术2较高的C含量(1.20～1.30％)不利于获得良好的焊接性能，在冷轧之前进行“直接水淬火至室温将固溶处理后的板材”，并进行多道次冷轧，总累计压下率为70～80％，由于中锰钢淬透性较强，虽然固溶处理后有部分马氏体会逆相变为奥氏体改善冷轧性能，但在冷轧过程中奥氏体转变为马氏体导致带钢变硬、变脆，限制了每道次的压下量等，不利于生产的顺行。 [0005] 现有技术3(CN 115323275 B)公布了一种高强高韧的稀土温轧低碳低锰TRIP钢及其制备方法，其按重量百分比计的化学成分为C：0.18～0.21％，Mn：1.69～1.83％，Si：0.23～0.41％，Al：1.44～1.65％，Mo：0.02～0.04％，Cu≤0.01％，Ni≤0.01％，Ti≤0.01％，N≤0.01％，Ce：0.03～0.5％，余量为Fe元素和不可避免的杂质。将铸锭加热至1200±20℃保温 2～4h进行均匀化处理后，以1200±20℃的起始温度开始进行7道次轧制，终轧温度控制在 850±50℃，总变形量为92.5％，将所得的热轧板空冷至室温。温轧时首先在750±20℃下保温30min，然后进行8道次轧至1.5mm，每道次的压下量为10～20％，道次间将钢板在750±20℃下保温5min，将温轧钢板空冷至室温；对温轧钢板进行贝氏体等温处理，具体工艺为：首先在800±50℃下保温120s，然后快速淬火至400±20℃保温300s，最终空冷至室温。现有技术3温轧时道次间将钢板在750±20℃下保温5min后方进行轧制，反复加热工序较为繁琐，效率低下。 [0006] 基于以上，轻质高强钢的制备方法及其性能有必要进行改进。 发明内容[0007] 基于此，为了弥补现有高强钢的不足，提供一种采用温轧加工方式制备的铌微合金化轻质高强钢及其制备方法，该方法能够实现工序简单且利于塑性变形的同时抑制再结晶，为后续热处理提供了板形/厚度精度良好的原料。 [0008] 为了实现上述目的，采用以下技术方案： [0009] 本发明提供一种采用温轧加工方式制备的铌微合金化轻质高强钢，该铌微合金化轻质高强钢为包含有下述质量百分比计的化学成分的低密度温轧钢板，质量百分比的化学成分为：C：0.20％～0.32％，Si：0.20～0.40％，Mn：5.3％～6.5％，P≤0.015％，S≤0.006％，Als：3.3％～4.2％，Nb：0.010～0.035％，B：0.0010～0.0035％，N≤0.006％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。 [0010] 在一些实施例中，铌微合金化轻质高强钢的屈服强度为650～720MPa，抗拉强度为880～960MPa，伸长率A50为36.0～48.0％，屈强比为0.66‑0.83；其组织由(22％‑28％)的条带状δ铁素体+(10％‑15％)的α铁素体+(27％‑43％)的板条状马氏体+(25％‑30％)的残余奥氏体构成。 [0011] 在一些实施例中，所述的质量百分比计的化学成分为：C：0.23％～0.28％，Si：0.25～0.35％，Mn：5.5％～6.3％，P≤0.010％，S≤0.004％，Als：3.5％～4.0％，Nb：0.015～0.030％，B：0.0015～0.0030％，N≤0.003％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。 [0012] 本发明还提供一种用于如上所述的铌微合金化轻质高强钢的制备方法，该制备方法包括：冶炼工序、热轧工序、温轧工序和热处理工序； [0013] 其中，冶炼工序：根据铌微合金化轻质高强钢的化学成分进行冶炼，铸造成铸锭； [0016] 热处理工序：将经过温轧工序的温轧板以3～6℃/min的速度缓慢加热至760～820℃，保温后缓慢冷却至室温得到铌微合金化轻质高强钢。 [0017] 在一些实施例中，冶炼工序中得到的铸锭厚60～80mm。 [0018] 在一些实施例中，步骤“将板坯经过加热、热轧和空冷后获得热轧带钢”包括以下参数：热轧工艺的加热温度1240‑1260℃，终轧温度为880～940℃，热轧带钢的热轧板厚度为3.5～7.0mm。 [0019] 在一些实施例中，热轧工序中将铸锭加热到1250±20℃后保温4～5小时。 [0020] 在一些实施例中，温轧工序中将热轧带钢酸洗后，利用四辊冷/温轧机将热轧带钢温轧成厚度为1.0～2.5mm的温轧板。 [0021] 在一些实施例中，热处理工序中，将经过温轧工序的温轧板以3～6℃/min的速度缓慢加热至760～820℃，保温30～50min后随炉缓慢冷却至室温。 [0022] 本发明具有以下有益技术效果： [0023] 本发明采用温轧加工方式制备的铌微合金化轻质高强钢及其制备方法，其利用带钢夹持端进行电加热，使带钢快速加热至两相区使部分马氏体转变为奥氏体利于塑性变形，同时相对较低的加热温度抑制了再结晶，有利于进一步细化，为后续热处理提供了板形/厚度精度良好的原料，为开发高强度低密度的汽车用钢提供技术支撑。 [0024] 本发明通过添加轻质元素Al从而降低钢材的密度，在保证强塑性的前提下降低材料密度。Al是典型的铁素体形成元素、扩大铁素体相区，为了获得良好强塑性需添加奥氏体形成元素(通常为C和Mn)，会提高带钢的淬透性，通过Nb元素原子拖曳效应及含Nb第二相钉轧晶界的作用细化晶粒、沉淀析出有效改善强塑性；本发明的温轧方式，其利用带钢夹持端进行电加热，使带钢快速加热至两相区使部分马氏体转变为奥氏体利于塑性变形，同时相对较低的加热温度抑制了再结晶，有利于进一步细化，为后续热处理提供了板形/厚度精度良好的原料。本发明的铌微合金化轻质高强钢，屈服强度为650～720MPa，抗拉强度为880～960MPa，伸长率A50为36.0～48.0％，屈强比为0.66‑0.83；其组织由22％‑28％的条带状δ铁素体+10％‑15％的α铁素体+27％‑43％的板条状马氏体+25％‑30％的残余奥氏体构成。 附图说明 [0025] 为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。 [0026] 图1为本发明铌微合金化轻质高强钢涉及到的带钢金相照片； [0027] 图2为本发明铌微合金化轻质高强钢涉及到的带钢扫描电镜照片。 具体实施方式[0028] 为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，以下结合具体实施例，并参照附图，对本发明实施例进一步详细说明。显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。 [0029] 通过添加轻质元素Al从而降低钢材的密度，在保证强塑性的前提下降低材料密度。Al是典型的铁素体形成元素、扩大铁素体相区，为了获得良好强塑性需添加奥氏体形成元素(通常为C和Mn)，会提高带钢的淬透性，通过Nb元素原子拖曳效应及含Nb第二相钉轧晶界的作用细化晶粒、沉淀析出有效改善强塑性；铁素体基低密度钢(中锰钢等)在空冷条件下便生成马氏体，直接冷轧则会出现边裂甚至断带等风险，通常在冷轧前会进行中间退火(逆相变退火)。在冷轧过程中奥氏体受到塑性变形的影响会再次转变为马氏体，导致铁素体基低密度钢(中锰钢等)的道次压下率较低、工序繁复。部分现有技术会采用将带钢加热至两相区后温轧，且每道次轧制前进行一次中间退火，不利于生产的顺行。本发明提供了一种温轧方式，其利用带钢夹持端进行电加热，使带钢快速加热至两相区使部分马氏体转变为奥氏体利于塑性变形，同时相对较低的加热温度抑制了再结晶，有利于进一步细化，为后续热处理提供了板形/厚度精度良好的原料，为开发高强度低密度的汽车用钢提供技术支撑。 [0030] 如图1、如2所示，一种采用温轧加工方式制备的铌微合金化轻质高强钢，该铌微合金化轻质高强钢为包含有下述质量百分比计的化学成分的低密度温轧钢板，质量百分比的化学成分为：C：0.20％～0.32％，Si：0.20～0.40％，Mn：5.3％～6.5％，P≤0.015％，S≤0.006％，Als：3.3％～4.2％，Nb：0.010～0.035％，B：0.0010～0.0035％，N≤0.006％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。 [0031] 铌微合金化轻质高强钢的屈服强度为650～720MPa，抗拉强度为880～960MPa，伸长率A50为36.0～48.0％，屈强比为0.66‑0.83；其组织由22％‑28％的条带状δ铁素体+10％‑15％的α铁素体+27％‑43％的板条状马氏体+25％‑30％的残余奥氏体构成。 [0032] 优选地，所述的质量百分比计的化学成分为：C：0.23％～0.28％，Si：0.25～0.35％，Mn：5.5％～6.3％，P≤0.010％，S≤0.004％，Als：3.5％～4.0％，Nb：0.015～ 0.030％，B：0.0015～0.0030％，N≤0.003％，其余元素是Fe及不可避免的杂质。 [0033] 以下实施例总体上按照以下步骤制备铌微合金化轻质高强钢： [0034] 用于如上所述的铌微合金化轻质高强钢的制备方法，该制备方法包括：冶炼工序、热轧工序、温轧工序和热处理工序； [0035] 其中，冶炼工序：根据铌微合金化轻质高强钢的化学成分进行冶炼，铸造成铸锭； [0036] 热轧工序：将铸锭经过加热到1250±20℃保温后锻造成板坯，出炉后去除表面的氧化铁皮，后将板坯经过加热、热轧和空冷后获得热轧带钢； [0037] 温轧工序：将热轧带钢经过酸洗后，利用轧机将热轧带钢加热至650～680℃后进行温轧，得到相应的厚度规格的温轧板；利用夹持端将带钢加热至650～680℃后进行温轧，使部分马氏体发生奥氏体逆相变，大幅降低了变形抗力，同时降低了马氏体因受力破裂造成边裂及断带的风险，提高了表面质量；温轧的前五道次压下率≥15％，后六道次压下率为6～12％。同时，温轧温度偏向逆转变温度的下限，既保证了轧制的顺利进行，又抑制了再结晶细化了晶粒，有利于获得良好的强塑性。 [0038] 热处理工序：将经过温轧工序的温轧板以3～6℃/min的速度缓慢加热至760～820℃，保温后缓慢冷却至室温得到铌微合金化轻质高强钢。 [0039] 优选地，冶炼工序中得到的铸锭厚60～80mm。 [0040] 步骤“将板坯经过加热、热轧和空冷后获得热轧带钢”包括以下参数：热轧加热温度1240‑1260℃，终轧温度为880～940℃，热轧带钢的热轧板厚度为3.5～7.0mm，即去除氧化铁皮经14道轧制至3.5～7.0mm。 [0041] 优选地，热轧工序中将板坯加热到1250±20℃后保温4～5小时。 [0042] 优选地，温轧工序中将热轧带钢酸洗后，利用四辊冷/温轧机将热轧带钢温轧成厚度为1.0～2.5mm的温轧板。 [0043] 优选地，热处理工序中，将经过温轧工序的温轧板以3～6℃/min的速度缓慢加热至760～820℃，保温30～50min后随炉缓慢冷却至室温。 [0044] 合金元素在低密度温轧钢板的作用： [0045] 碳(C)：C是钢中重要的奥氏体元素，能够稳定奥氏体组织，也能够促进降低密度。同时，C能够和钢中微合金元素作用生成纳米级碳化物，和Mn、Al元素共同作用生成κ‑碳化物((Fe,Mn)3AlC)，二者共同作用产生析出强化，提高钢的强度。C含量过低会造成钢中奥氏体组织不稳定，钢中碳化物析出量减少，低密度钢的强度和韧性降低。但C含量过高会促进奥氏体晶界粗大κ‑碳化物的形成，破坏低密度钢的延伸率，因此，本发明的C含量为0.20％～0.32％，优选为0.23％～0.28％。 [0046] 硅(Si)：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性过低的Si含量难以在室温获得残余奥氏体。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除鳞难度；同时在退火过程中易向表面富集形成SiO2，从而导致漏镀等表面缺陷。因此，本发明Si含量为0.20～0.40％，优选为0.25～0.35％。 [0047] 锰(Mn)：Mn是奥氏体化元素，添加Mn元素可扩大奥氏体相区并提高奥氏体含量，提高钢的层错能，抑制马氏体相变，使其在形变过程中产生密集的孪晶，并有效提高钢的伸长率，但锰含量大幅增加后会使得成本上升，同时偏析严重。因此，在本发明中Mn含量为5.3％～6.5％，优选为5.5～6.3％。 [0048] 铝(Al)：Al的密度为2.7g/cm3，远低于7.85g/cm3的Fe密度，可以明显降低材料密度。一定的Al含量还可以显著提高钢的热变形抗力，提高钢的耐蚀性，延迟动态开裂，并且Al还可以显著提高钢的层错能，改变变形机理，含Al的中锰钢在发生猛烈碰撞时可以有一定的缓冲作用。但考虑到Al是强铁素体化元素，过高的Al含量易促进铁素体相的形成，降低奥氏体相含量。因此，本发明中Al含量为3.3％～4.2％，优选为3.5～4.0％。 [0049] 磷(P)：钢中P一般固溶在铁素体中，有很强的固溶强化作用，但在板坯凝固过程中，P沿柱状晶界或等轴晶界偏析从而使板坯在高温下和室温下为脆性并可在板坯中引起裂纹。另外，在加工之后，P提高钢的延展性脆性转变温度，并使钢对氢脆敏感。因此，本发明将P含量以质量百分比计定在≤0.015％范围内，优选≤0.010％。 [0050] 硫(S)：S为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性；此外，S还会形成夹杂物例如MnS，由此当钢材在热轧或冷轧时引起开裂。因此，本发明将S含量以质量百分比计定在≤0.006％范围内，优选≤0.004％。 [0051] 氮(N)：N为钢中的杂质元素，在凝固阶段、在热轧阶段过程中、和在冷轧之后退火阶段过程中，N容易和钢中Ti、Al、Nb形成TiN、AlN和NbN，存在于熔融钢中的TiN和AlN引起夹杂物缺陷的危险，并且大量的TiN和AlN可促进铸造板坯中的裂纹形成。液析TiN会对钢材塑韧性造成显著的恶化。因此，本发明将N含量以质量百分比计定在≤0.006％范围内，优选≤0.003％。 [0052] 铌(Nb)：Nb元素作为强碳化物形成元素，会与钢中C结合生成NbC第二相，并阻碍位错运动产生析出强化作用。NbC沉淀也会在晶界上起钉轧作用，从而阻止了再结晶运动，抑制奥氏体晶粒的长大，起到细化晶粒作用。但为了节约成本，减少对低密度钢比重的影响，Nb含量不宜过高。因此，本发明中Nb含量为0.010～0.035％，优选为0.015～0.030％。 [0053] 硼(B)：B具有显著提高奥氏体淬透性的作用，抑制α铁素体的产生；同时其极易与钢中的N结合形成BN，起到析出强化的作用，但B含量过高会使钢材韧性变差，且会增加钢材的制造成本。因此，本发明中B含量选择为0.0010～0.0035％，优选为0.0015～0.0030％。 [0054] 实施例：本实施例1‑3提供了三组铌微合金化轻质高强钢，其化学成分如表1所示； [0055] 表1.铌微合金化轻质高强钢的化学成分(wt.％) [0056]编号 C Si Mn P S Als Nb B 实施例1 0.24 0.34 5.85 0.008 0.004 3.8 0.022 0.0022 实施例2 0.27 0.30 5.92 0.006 0.002 3.6 0.018 0.0026 实施例3 0.26 0.33 6.08 0.007 0.003 3.9 0.024 0.0020 [0057] 上述低铌微合金化轻质高强钢板的制备方法，具体工艺如下： [0058] A、冶炼工序：经过冶炼工艺，制备如表1所示化学成分的铌微合金化轻质高强钢铸锭； [0059] B、热轧工序：将铸锭加热至1230℃保温4小时后锻造成板坯，出炉后去除表面的氧化铁皮，后将板坯经过加热、热轧和空冷后获得热轧带钢，具体热轧工艺参数如表2所示； [0060] 表2.低密度温轧钢板锻造热轧主要工艺参数 [0061] [0062] C、温轧工序：将热轧带钢酸洗后，利用四辊冷/温轧机将带钢温轧至1.0～2.5mm，温轧温度为650℃，其带钢温轧板厚度及温轧压下率见表3所示。 [0063] 表3.温轧工序相关参数 [0064] [0065] D、热处理工序：将带钢温轧板以3～6℃/min的速度缓慢加热至760～820℃，保温30～50min后随炉缓慢冷却至室温得到铌微合金化轻质高强钢，具体工艺参数如表4所示： [0066] 表4.热处理工序主要工艺参数 [0067] [0068] 经上述工艺制备的铌微合金化轻质高强钢的微观组织如图1至图2所示。按照GB/T228‑2010《金属材料室温拉伸试验方法》测试上述铌微合金化轻质高强钢性能，具体见表5所示： [0069] 表5铌微合金化轻质高强钢力学性能 [0070] [0071] 以上是本发明公开的示例性实施例，但是应当注意，在不背离权利要求限定的本发明实施例公开的范围的前提下，可以进行多种改变和修改。尽管本发明实施例公开的元素可以以个体形式描述或要求，但除非明确限制为单数，也可以理解为多个。 [0072] 所属领域的普通技术人员应当理解：以上任何实施例的讨论仅为示例性的，并非旨在暗示本发明实施例公开的范围(包括权利要求)被限于这些例子；在本发明实施例的思路下，以上实施例或者不同实施例中的技术特征之间也可以进行组合，并存在如上本发明实施例的不同方面的许多其它变化，为了简明它们没有在细节中提供。因此，凡在本发明实施例的精神和原则之内，所做的任何省略、修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明实施例的保护范围之内。 |
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