超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法

摘要

本发明提供一种超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法，属于汽车用钢技术领域。该方法通过钢的冶炼与凝固、铸坯或铸锭开坯后的热连轧以及热连轧卷退火、酸洗、室温冷轧等步骤后，对冷轧钢板进行脉冲式超快速加热，依据钢板尺寸可采用磁感应通道或者电阻加热，以100‑500℃/s速率快速加热至700‑750℃，最后不经历保温或极短的保温时间立即冷却，制得高强塑积中锰冷轧钢板。该超快速加热方法可更大程度地保持形变存储能与形变组织，加速了奥氏体逆相变的发生，在极短时间内就可以获得大量具有良好稳定性的残余奥氏体，从而获得优良的强塑积，同时将工艺效率提升至极致。

权利要求

1.一种超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法，其特征在于：包括如下步骤：(1)钢的冶炼与凝固：通过转炉、电炉或感应炉炼钢，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

(2)铸坯或铸锭开坯后的热连轧：将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-

20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，再由热连机组进行5-7道次轧制到4-15mm后，在550-

700℃卷取；

(3)将步骤(2)中得到的热连轧卷在650-700℃退火，退火时间超过1小时，然后经过酸洗处理，直接进行室温冷轧至0.5-3.0mm；

(4)对步骤(3)中得到的冷轧钢板进行超快速加热工艺处理，以100-500℃/s的加热速率对冷轧钢板进行加热至两相区，控制终温为700-750℃，在保温时间≤0.5s的条件下进行冷却，得到高强塑积中锰冷轧钢板；

所述步骤(1)中所得铸坯或铸锭的化学成分为0.2-0.4wt％C，6.0-9.0wt％Mn，2.00-

3.00wt％Al，V：0.02-0.12wt％，P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余量为Fe；

所述步骤(4)中所制备的钢板，其组织特征为马氏体、铁素体和残余奥氏体组织，并残留变形组织和渗碳体；

所述步骤(4)中所制备的冷轧钢板，屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1200MPa，延伸率为

20-45％，强塑积为30-55GPa％。

2.根据权利要求1所述的超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法，其特征在于：所述步骤(4)中超快速加热采用电阻或者磁感应通道加热的办法。

3.根据权利要求1所述的超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法，其特征在于：在步骤(1)所制得的铸坯或铸锭中另加以下一种或多种元素，进一步提高性能：Ni:

0.1-3.0wt％、Cr:0.2-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Si:0.3-2.3wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：

0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、N:0.002-0.25wt％、Ti：0.05-0.25wt％、RE稀土:

0.002-0.005wt％、Ca:0.005-0.03wt％。

说明书

超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法

技术领域

[0001] 本发明涉及汽车用钢技术领域，特别是指一种超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法。

背景技术

[0002] 高强度高塑性材料一直为材料工作者所追求，当前汽车钢行业领域面临着产品性能提升的需求来保证安全，同时要求车身轻量化及新型工艺的开发以降低能耗标准并减少污染物排放，进而满足相应的节能环保的社会规范。近年来，中锰诱发塑性钢的开发很好的满足了汽车车身用钢的性能需求，基于TRIP效应和M3型组织结构，其高强塑的性能优于第一代汽车用钢的10-20GPa％的水平，具有良好的构件成型性，优秀的安全件吸收能和防撞变形能力；此外加工成本与冶炼难度也远低于以TWIP钢和亚稳奥氏体钢为主的第二代汽车钢，由此得到了国内外的广泛关注，成为第三代汽车钢的重要代表。

[0003] 当前，中锰钢的退火工艺主要包括连续退火和罩式退火两类，其核心为铁素体逆相变至奥氏体。罩式退火工艺的退火时间在数个小时到数十个小时之间，而连续退火的退火时间在3-10分钟之间。之前关于中锰钢的研究多认为，要获得良好的强塑积水平退火时间一般都较长，在半小时以上，因为奥氏体的长大与稳定性的提高需要锰元素由铁素体扩散配分至奥氏体中。如前述发明的第三代高强高塑汽车用钢(CN 101638749 A)和一种高强塑积的冷轧中锰钢及其制备方法(CN 106086640)，在最终退火时均要求退火时间足够长。连退工艺中由于生产线的限制其退火时间通常在10min以内，但由于加热速率(10-40℃/s)要显著高于罩式退火，导致再结晶被推迟至更高温度发生，部分冷轧钢板的形变组织在转变至奥氏体前还没有发生完全再结晶，变形组织会加快奥氏体逆相变的进行，利用再结晶和奥氏体逆相变的相互作用，也可以在1-10min内获得良好的强塑积性能。前述发明的连续退火生产高强塑积汽车用钢板的方法(CN 102925790 A)，基于合理的化学成分设计和合金元素配分，在最终退火前对冷轧组织进行预处理，使其析出细小弥散的碳化物颗粒，并在最终两相温度区短时间连续退火时实现固溶，该碳化物颗粒可以提供奥氏体形核核心并缩短奥氏体长大元素配分时间，得到的优良稳定性的奥氏体进而诱发室温下的TRIP或者TWIP机制，提高钢的塑性和强度。

[0004] 近十几年来，得益于横向磁通感应加热技术的发展，可以实现超快速的脉冲式加热。而本发明的退火工艺，不同于以往的罩式退火或者连续退火，就是利用超快速加热，将冷轧钢板在极短时间内加热到至两相区，不保温或者保温时间极短(<0.5s)立刻冷却的工艺。此工艺可以将退火时间缩短到数秒内，并且也可以获得良好的强度和塑性，从而将退火工艺的效率和节能性提升到最高水平。

发明内容

[0005] 本发明要解决的技术问题是提供一种超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法，减少退火时间，以极大地提升生产效率、降低能耗，同时得到进一步提升的钢板力学性能。本发明通过采用冷轧板形变存储能获得非平衡态的组织，采用>100℃/s加热速率加热冷轧板至两相区，保温时间很短(<0.5s)乃至不保温后将样品冷却至室温(空冷即可)。此工艺可以将工艺时间缩短到数秒内，并且可以获得良好的强塑积性能，将热处理工艺的效率和节能性提升到最高水平。目前，通过应用横向磁通感应加热技术的设备可以满足100-300℃/s范围内的加热速率，因而存在工业化生产的可行性。另外，超快速加热可以推迟冷轧变形组织的再结晶，并使得奥氏体逆相变与BCC相再结晶并行重叠发生；还可以更大程度地保持形变存储能与形变组织，加速了奥氏体逆相变的发生，在极短时间内就可以获得大量具有良好稳定性的残余奥氏体，进而在变形过程中通过相变诱发塑性提高钢的塑性和强度。

[0006] 该方法包括如下步骤：

[0007] (1)钢的冶炼与凝固：通过转炉、电炉或感应炉炼钢，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

[0008] (2)铸坯或铸锭开坯后的热连轧：将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，再由热连机组进行5-7道次轧制到4-15mm后，在550-700℃卷取；

[0009] (3)将步骤(2)中得到的热连轧卷在650-700℃退火，退火时间超过1小时，然后经过酸洗处理，直接进行室温冷轧至0.5-3.0mm；

[0010] (4)对步骤(3)中得到的冷轧钢板进行超快速加热工艺处理，以100-500℃/s的加热速率对冷轧钢板进行加热至两相区，控制终温为700-750℃，在保温时间≤0.5s的条件下进行冷却，得到高强塑积中锰冷轧钢板。

[0011] 其中，步骤(1)中所得铸坯或铸锭的化学成分为0.2-0.4wt％C，6.0-9.0wt％Mn，2.00-3.00wt％Al，P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余量为Fe及不可避免的不纯物。

[0012] 步骤(4)中超快速加热采用电阻或者磁感应通道加热的办法。

[0013] 步骤(4)中所制备的钢板，其组织特征为马氏体、铁素体和残余奥氏体组织，并在高加热速率条件下残留一定量的变形组织和析出的渗碳体。

[0014] 步骤(4)中所制备的冷轧钢板，屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1200MPa，延伸率为20-45％，强塑积为30-55GPa％。

[0015] 步骤(1)所制得的铸坯或铸锭中另加以下一种或多种元素，进一步提高性能：Ni:0.1-3.0wt％、Cr:0.2-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Si:0.3-2.3wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：
0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、N:0.002-0.25wt％、Ti：0.05-0.25wt％、V：0.02-
0.35wt％、RE稀土:0.002-0.005wt％、Ca:0.005-0.03wt％。其中添加Ni、Mo、Cr、B等可进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性；添加Nb、V、Ti等细化原奥氏体晶粒导致最终组织细化；
添加Cu、V等通过析出强化提高钢的强度；添加Si等提高强度和抑制碳化物析出等；添加N调节奥氏体的稳定性。

[0016] 本发明的上述技术方案的有益效果如下：

[0017] 上述方案中，有别于采用较低加热速率和较长保温时间的中锰钢传统退火工艺，本工艺通过冷轧组织的起始条件，通过提高加热速率至100-500℃/s，可以推迟冷轧变形组织的再结晶，并使得奥氏体逆相变与BCC相再结晶并行重叠发生。超快速加热可更大程度地保持形变存储能与形变组织，加速了奥氏体逆相变的发生，在极短时间内就可以获得大量具有良好稳定性的残余奥氏体，从而获得优良的强塑积，同时将工艺效率提升至极致。

附图说明

[0018] 图1为本发明实施例中A钢冷轧后经100℃/s加热至700℃保温0.5s后冷却的扫描电子显微镜照片；

[0019] 图2为本发明实施例中A钢冷轧后经100℃/s加热至700℃保温0.5s后冷却的EBSD(电子背散射衍射)相分布照片；

[0020] 图3为本发明实施例中A钢冷轧后经300℃/s加热至700℃保温0.5s后冷却的透射电镜照片；

[0021] 图4为本发明实施例中A钢冷轧后经300℃/s加热至700℃保温0.5s后冷却，由扫描透射电镜(STEM)和能谱仪(EDS)检测得到的奥氏体相与铁素体两相间的元素配分情况；

[0022] 图5为本发明实施例中A钢冷轧后经500℃/s加热至700℃保温0.5s后冷却，拉伸实验获得的工程应力-应变曲线。

具体实施方式

[0023] 为使本发明要解决的技术问题、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图及具体实施例进行详细描述。

[0024] 本发明提供一种超快速加热工艺生产高强塑积中锰冷轧钢板的方法，包括如下步骤：

[0025] (1)钢的冶炼与凝固：通过转炉、电炉或感应炉炼钢，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

[0026] (2)铸坯或铸锭开坯后的热连轧：将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行5-20道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，再由热连机组进行5-7道次轧制到4-15mm后，在550-700℃卷取；

[0027] (3)将步骤(2)中得到的热连轧卷在650-700℃退火，退火时间超过1小时，然后经过酸洗处理，直接进行室温冷轧至0.5-3.0mm；

[0028] (4)对步骤(3)中得到的冷轧钢板进行超快速加热工艺处理，以100-500℃/s的加热速率对冷轧钢板进行加热至两相区，控制终温为700-750℃，在保温时间≤0.5s的条件下进行冷却，得到高强塑积中锰冷轧钢板。

[0029] 实施例1

[0030] 表1发明钢的化学成分(wt％)

[0031]成分 C Mn Al V Nb P S
A 0.25 6.9 2.7 -- -- <0.005 <0.005
B 0.35 8.9 2.4 0.11 -- <0.005 0.0058
C 0.35 8.7 2.5 0.12 0.01 <0.005 0.0050

[0032] 本实施例试验采用表1所示的A、B、C三种化学成分，由感应炉冶炼，浇注成锭后热锻成50mm厚的板坯，然后经中试用单机架轧机热轧到4mm厚获得热轧产品，控制终轧温度在800℃左右，随后空冷至室温。随后对热轧板进行行软化退火处理以便进行冷轧，A钢轧前在
700℃保温2小时，B、C钢热轧板在650℃保温5小时，随后冷却至室温，然后冷轧减薄至2mm。
将A、B、C钢的冷轧板在热模拟试验机上通过电阻加热以100-500℃/s内不同加热速率加热至700-750℃，保温0.5s随后断电空冷。通过对微观组织的精细表征发现，相比于传统的加热速(<10℃/s)，超快速加热可以抑制再结晶，更大程度保留冷轧形变组织，促进了奥氏体逆相变并提高了分数，同时还抑制了加热过程中析出大量碳化物，避免了传统工艺长时间退火下组织粗大的不利影响。由图1扫描电子显微镜照片可以看出以100℃/s加热后的微观组织除了残余奥氏体和铁素体外，还有少量渗碳体粒子；由图2电子背散射衍射(EBSD)观察可知该组织主要为FCC+BCC相(黑色为奥氏体相)，其中残余奥氏体分数约为30％。此外，虽然高加热速率下可供奥氏体逆相变的时间很短，但如图3和图4所示，经透射电镜及能谱分析发现奥氏体和铁素体之间仍然可以发生明显的元素配分行为，可在后续拉伸测试中发生明显的TRIP效应，以保证钢板的强度和塑性综合性能。上述各钢板均按照表2所示各工艺退火后，加工成标准拉伸样品进行拉伸试验检测力学性能。特别地，A钢冷轧后经500℃/s加热至700℃保温0.5s后冷却，拉伸实验获得的工程应力-应变曲线如图5所示，相应各个加工工艺对应的机械性能见表2。其中超快速加热条件下样品的强塑积都超过了30GPa％，均超过了目前第三代汽车钢的标准。

[0033] 表2冷轧板进行不同加热速率下超快速加热工艺的钢板力学性能

[0034]

[0035]

[0036] 由表2可以看出，采用超快速加热(≥100℃/s)处理的冷轧钢板屈服强度基本超过900MPa，抗拉强度均在1200MPa以上，强塑积在30GPa％以上，甚至最佳的强塑积性能达到了
55GPa％，本次工艺获得的性能不仅很好达到了现有的第三代汽车用钢性能指标，而且显著提高了生产效率和降低了能耗，具有极大的工艺优势，有望投入到实际生产当中。

[0037] 以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。