CN111663085A - 一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢及生产方法 - Google Patents
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Abstract
一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢，其组分及wt%为：C：0.45~0.89%，Si：0.02~0.19%，Mn：16.5~29.1%，Al：5.1~13.3%，Ti：0.21~0.33%，P：≤0.020%，S：≤0.010%，N：≤0.010%；生产方法：冶炼并连铸成坯；对连铸加热；粗轧；喷水冷却；精轧；快速加热；卷取；自然冷却至室温。本发明屈服强度在1307~1398MPa，抗拉强度在1653~1721MPa，延伸率在49~56%，用于制作成型要求更复杂的结构部件，并极大的拓展了低密度钢的使用范围。
Description
技术领域
本发明涉及一种高强度热轧钢及其生产方法，确切地属于一种抗拉强度≥1650MPa的热轧奥氏体低密度钢及其生产方法。特别适宜在短流程产线生产。
背景技术
低密度钢是指通过向钢中添加轻质元素如铝、硅和镁等，使钢材的密度降低的一类钢。当钢中添加质量分数为5~15%的铝时，其密度只有常规钢密度的80%左右，具有显著的减重效果，广泛应用于汽车和机械制造等领域。奥氏体低密度钢作为低密度钢的一种，因其具有出色的成型性能，受到了越来越多的关注。
在现有技术中，奥氏体低密度钢一般会在钢中加入大量的Mn等奥体氏体稳定化元素，降低奥氏体向铁素体转变的温度，使钢带在较低的温度条件下仍能保留大量的奥氏体组织，具有大量奥氏体组织的钢材一般具有较好的塑性，然而以奥氏体组织为主的钢普遍存在的问题是该类钢的强度较低，其屈服强度一般小于500MPa，作为结构件使用时受到很大的限制，如何进一步提高奥氏体低密度钢的强度是目前先进高强钢研究领域的热点之一。
如经检索的：
中国专利申请号为2018111220515.X的外文文献，公开了《一种980MPa级高延性低密度汽车用奥氏体钢及其制备方法》。该文献的化学成分质量百分比(％)为：C 0.5％～1.0％、Si 0.2％～0.5％、Mn 12％～16％、Alt 5％～8％、Ti 0.1％～0.3％、Ce：0.02％～0.04％、P≤0.01％、S≤0.01％、N≤0.004％，余量为Fe。其生产方法包括铁水连铸-粗轧-精轧-冷却-卷取-冷轧-连续退火-平整。该方法基于常规喷气冷却退火生产方法，获得了一种屈服强度范围为645~762MPa，抗拉强度范围为954~1027MPa，延伸率为25~44%的奥氏体钢。该文献存在的不足是不仅屈服、抗拉强度和延伸率相对较低，难以适用于成型要求复杂的结构部件，且在热轧后需要进行冷轧和退火才能得到，生产流程和生产周期较长。
中国专利申请号为201410069023.8的文献，公开了《一种超高强度 C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法》。该文献元素组成及含量为：C：0.28~1.15%，Al：3.0~12.0%，Mn：6.9~27.6%，Si：0.01~2.0%；并包括以下元素中的一种或几种：Cr：0.01~0.80%，Ni：0.01~0.60%，Mo：0.01~0.30%，V：0.001~0.10%，Nb：0.001~0.06%，Ti：0.001~0.02%，且该组成的剩余部分为Fe和杂质；工艺依次为：冶炼后在900～1200℃进行均匀化处理；水冷至室温；在300～600℃进行时效处理2～50小时；再水冷至室温，最后得到超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢。其存在的问题是，不仅生产工序复杂，生产所需时间长，难以进行批量化工业生产。且抗拉强度仅为960~1350MPa。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术存在而不足，提供一种屈服强度在1307~1398MPa，抗拉强度在1653~1721MPa，延伸率在49~56%的热轧奥氏体低密度钢及生产方法
实现上述目的的措施：
一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.45~0.89%，Si：0.02~0.19%，Mn：16.5~29.1%，Al：5.1~13.3%，Ti：0.21~0.33%，P：≤0.020%，S：≤0.010%，N：≤0.010%，其余为Fe和不可避免的杂质；力学性能：屈服强度在1307~1398MPa，抗拉强度在1653~1721MPa，延伸率在49~56%；微观组织中奥氏体体积占比不低于98%。
优选地：Ti的重量百分比含量为0.27～0.33%。
生产一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢的方法，其步骤：
1）冶炼并连铸成坯，期间，控制钢水过热度在5~27℃；在浇注中控制拉坯速度在5.8~6.5m/min，铸坯的厚度控制在55~75mm；并采用专用保护渣进行浇铸保护；
2）对连铸后的铸坯直接进行加热，加热温度控制在887~1052℃，加热时间在11~32min；
3）进行粗轧，采用2~3机架粗轧，并控制钢坯在粗轧末机架的出口温度在753~916℃；粗轧累计压下率控制在81~95%；
4）进行喷水冷却，在冷却速度为78~163℃/s下冷却至531~682℃；
5）采用5~7机架进行精轧，并控制精轧终轧温度在473~552℃；精轧末机架出口速度控制在17~25m/s；带钢出口厚度在0.8~4.5mm；
6）对带钢进行快速加热，在加热速度为83~117℃/s下加热至卷取温度；
7）进行卷取，卷取温度在551~651℃；
8）自然冷却至室温。
其在于：所述专用保护渣主要理化性能指标为：半球熔点在1002±50℃，碱度在1.1±0.3，粘度在1290~1310℃温度下为1.68±0.3泊，体积密度为0.81±0.1Kg/L。
本发明中各元素及主要工艺的机理及作用
C元素是奥氏体稳定化元素，起到间隙固溶强化作用，奥氏体中含碳量升高，奥氏体稳定性升高，Ms点下降，为获得塑性良好的奥氏体组织，钢中的C含量应大于0.45%。但是，当C量大于0.89%时会使钢的成形性和焊接性能急剧恶化，因此，本发明中的C含量应控制在0.45~0.89%。
Si元素在钢中起到固溶强化的作用，同时是脱氧元素，为保证脱氧效果钢中Si含量应该控制0.02%以上，但当Si含量大于0.19%时，会促进内锈层的形成，会给轧制时除鳞带来困难，从而导致钢带表面质量恶化，另外，Si含量过高还会降低钢的焊接性能，因此，本发明中的Si含量应控制在0.02~0.19%。
Mn元素能有效扩大奥氏体相区，稳定奥氏体。它的加入使Ms点降低。此外钢中加入一定量的Mn能使钢在形变过程中容易产生密集的孪晶，显著地提高钢材的延伸率。因此，Mn含量应控制在16.5%以上，但Mn含量如高于29.1%，则易形成带状组织，且焊接性能大幅下降，不利于钢材综合性能的改善。故本发明中的Mn含量控制在16.5~29.1%。
A1元素能有效降低钢材的密度。此外，Al元素为缩小奥氏体相区元素，能使A3温度升高，Al还能增加钢的层错能，强烈抑制马氏体相变从而有利于形变孪晶的形成，从而提高其强度和塑性。此外，高Mn含量和一定的Al含量可显著提高钢的热变形抗力，延迟动态再结晶，使奥氏体晶粒在动态再结晶后得到细化。因此Al含量应大于5.1%。然而，当钢中Al含量如高于13.3%时，会导致钢水难以浇注。故本发明中的Al含量控制在5.1~13.3%。
Ti元素是强碳氮化物形成元素，钢中Ti与N在高温下形成的TiN在加热和焊接的高温条件下都不会溶解，明显提高钢的焊接性能。此外，TiN能有效钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大。另外，当钢中的Ti含量足够多时，会与钢中的C结合形成TiC起到沉淀强化的作用，Ti含量如低予本发明所限定的下限时，会导致Ti难以起到细晶强化和沉淀强化效果，Ti含量如高于所限定的上限时会导致Ti元素无法完全固溶，造成不必要的合金元素损失。故本发明中的Ti含量的控制范围为0.21~0.33%。
钛：钛在高温下形成TiN抑制钢中AlN的夹杂物形成，中温下通过TiC析出有效抑制k碳化物析出，进而提高钢的延性和屈服强度。钛价格较贵，需严格控制其含量，Ti含量较低时，无法充分发挥其析出强化作用，保证材料基本的强度，本发明要求Ti含量控制在0.1％-0.3％。
P元素会使钢的韧性降低，特别是剧烈地降低钢的低温冲击韧性，是钢中的有害元素，应尽量避免添加，结合实际生产控制水平，应将P含量控制在0.020%以下。
S元素易与钢中的Mn结合形成MnS夹杂，从而使钢的纵横向性能产生明显差异，并使钢的低温韧性恶化，应尽量避免添加，结合实际生产控制水平，本发明中的S含量应控制在 0.010%以下。
N元素可与Ti、Al等元素在高温时结合形成相应的化合物，这类化合物高温下不易溶解能有效钉扎奥氏体晶界，有助于控制奥氏体晶粒的长大。因此钢中N含量应大于0.003%。另外，当其含量过高时，易在钢中形成气泡和疏松，从而导致铸坯质量下降，因此，本发明中的N含量的控制范围为0.003~0.008%。
本发明之所以控制浇铸后的铸坯厚度在为55~75mm，连铸拉速控制在5.8~6.5m/min，连铸钢水过热度控制在5~27℃，是由于铸坯厚度过厚时，由于轧机轧制能力的限制将无法直接轧制出达到目标厚度的钢卷，当铸坯厚度过小时，由于总的轧制压下率的限制导致再结晶充分导致混晶，从而影响产品最终质量。因此，铸坯厚度应控制在55~75mm；当连铸拉速过大时，会导致钢水浇注时液面剧烈波动，造成卷渣，漏钢等生产事故。当连铸拉速过小时，由于受到轧线加热炉缓冲能力的限制，会导致加热炉炉膛空间紧张，极易发生堆钢等生产事故。因此连铸拉速控制在5.8~6.5m/min。当连铸钢水过热度过大时，容易导致铸坯坯壳厚度不均匀，同时容易形成铸坯中心疏松或缩孔等缺陷。当连铸钢水过热度过小时，容易导致连铸水口堵塞，导致连铸断浇的生产事故，因此将钢水过热度控制在5~27℃。
本发明之所以使铸坯不经冷却直接进入加热炉中加热，并将铸坯加热温度控制在887~1052℃，加热时间11~32min，是由于加热温度过低，时间过短会导致铸坯难以充分均热，导致后续的轧制过程由于变形抗力过大难以继续进行。此外，还会导致微合金元素难以充分固溶，使得微合金元素的细晶强化和析出强化效果难以发挥，从而限制了钢材强度的提高。加热温度过高，时间过长，会导致钢材表面氧化严重从而影响带钢表面质量，此外还会导致不必要的燃料消耗。
本发明之所以控制粗轧末机架的出口温度在753~916℃，是由于出口温度过低会导致后续精轧过程轧制时的变形抗力较大，难以轧制出目标厚度的产品；轧制温度过高会导致粗轧过程Ti的微合金析出物难以析出，从而难以起到阻碍奥氏体晶粒长大的作用，使得钢材的晶粒难以充分细化，从而导致强度难以提高。并在粗轧过程的累计压下率控制在81~95%，是由于累计压下量过小，会导致变形过程产生的变形储能较小，使得奥氏体难以充分发生再结晶，使得钢材的晶粒难以充分细化也还会导致Ti的细小析出物难以在轧制过程中发生形变诱导析出，从而难以起到析出强化的效果，导致钢材强度难以提高。累计压下量过大会导致轧制变形抗力较大，超出轧制设备能力，导致难以轧制。
本发明之所以对粗轧后的中间坯进行喷水冷却，且控制冷却速度在78~163℃/s。冷却后的中间坯温度控制在531~682℃。冷却速度过快，现有的设备能力难以达到。冷却速度过慢，会导致钢材的奥氏体晶粒在高温下发生回复，导致晶粒尺寸变大强度降低，此外，冷却速度过慢会使粗轧阶段析出的微合金析出物发生粗化，导致析出强化效果减弱。
本发明之所以采用5~7机架精轧机组进行轧制，并使精轧机组末机架的出口温度控制在473~552℃，是由于出口温度过低，会导致变形抗力大难以将钢材轧制至目标厚度且会使Ti微合金析出物难以充分析出，从而减弱钢材析出强化效果。如出口温度温度过高，会导致精轧过程奥氏体晶粒大量发生回复导致奥氏体晶粒粗大，强度降低。出口温度过高，Ti微合金析出物会发生粗化导致析出强化效果减弱。之所以将精轧机组末机架出口速度控制在17~25m/s，是由于出口速度过慢，会导致精轧过程降温过快，Ti微合金析出物难以充分析出。出口速度过快设备能力难以达到。
本发明之所以在精轧结束采用加热速度为83~117℃/s的速度对带钢进行快速在线加热，是因为如加热速度过慢会导致加热装置难以在带钢进入卷取机前使带钢达到目标卷取温度，加热速度过快会超过在线加热装置的加热能力。
本发明之所以采用551~651℃的温度进行卷取是因为，卷取温度过低，Ti微合金析出物难以充分析出，从而减弱钢材析出强化效果。卷取温度过高，会导致带钢奥氏体晶粒大量发生回复从而导致奥氏体晶粒粗大，强度降低。卷取温度过高，还会导致Ti微合金析出物会发生粗化导致析出强化效果减弱。现有的热轧生产线在轧制后一般采用层流冷却等方式进行在线冷却，即带钢在轧机末机架的出口温度必定高于卷取温度，一般需要配合冷轧和热处理才能改善奥氏体低密度钢的性能，而本发明创造性的提出了在热轧生产线后配置在线加热装置，对奥氏体低密度钢进行在线加热，使其获得高于轧机末机架的出口温度的卷取温度，并使带钢在合适的温度下卷取后进行自回火，结合前述生产工艺获得了优异的细晶强化和析出强化效果，使得本发明所述的热轧奥氏体低密度钢在不进行冷轧和热处理的条件下便能得到性能更优异的奥氏体低密度钢。
本发明与现有技术相比，屈服强度在1307~1398MPa，抗拉强度在1653~1721MPa，延伸率在49~56%，能用于制作成型要求更复杂的结构部件，并极大的拓展了低密度钢的使用范围。
附图说明
图1为本发明的金相组织图；
图2为本发明的析出物图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1 为本发明各实施例及对比例的成分取值列表；
表2 为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3 为本发明各实施例及对比例主要性能列表；
表4 本发明各实施例及对比例的专用保护渣参数列表。
本发明各实施例按照以下制备方法进行生产：
1）冶炼并连铸成坯，期间，控制钢水过热度在5~27℃；在浇注中控制拉坯速度在5.8~6.5m/min，铸坯的厚度控制在55~75mm；并采用专用保护渣进行浇铸保护；
2）对连铸后的铸坯直接进行加热，加热温度控制在887~1052℃，加热时间在11~32min；
3）进行粗轧，采用2~3机架粗轧，并控制钢坯在粗轧末机架的出口温度在753~916℃；粗轧累计压下率控制在81~95%；
4）进行喷水冷却，在冷却速度为78~163℃/s下冷却至531~682℃；
5）采用5~7机架进行精轧，并控制精轧终轧温度在473~552℃；精轧末机架出口速度控制在17~25m/s；带钢出口厚度在0.8~4.5mm；
6）对带钢进行快速加热，在加热速度为83~117℃/s下加热至卷取温度；
7）进行卷取，卷取温度在551~651℃；
8）自然冷却至室温。
表1 本发明各实施例及对比例的成分列表（wt%）
表2 本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
表3 本发明各实施例及对比例主要性能列表
表4 本发明各实施例及对比例的专用保护渣参数列表
从表3可以发现，本发明可生产最薄厚度为0.8mm的热轧奥氏体低密度钢，可用于替代同等厚度的冷轧产品。此外通过细晶强化和析出强化等手段使得本发明所述的热轧奥氏体低密度钢热轧带钢的屈服强度、抗拉强度、延伸率和强塑积远优于现有已报道的热轧奥氏体低密度钢的性能水平。
上述实施例仅为最佳例举，而并非是对本发明的实施方式的限定。
Claims (4)
1.一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.45~0.89%，Si：0.02~0.19%，Mn：16.5~29.1%，Al：5.1~13.3%，Ti：0.21~0.33%，P：≤0.020%，S：≤0.010%，N：≤0.010%，其余为Fe和不可避免的杂质；力学性能：屈服强度在1307~1398MPa，抗拉强度在1653~1721MPa，延伸率在49~56%；微观组织中奥氏体体积占比不低于98%。
2.如权利要求1所述的一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢，其特征在于：Ti的重量百分比含量为0.27～0.33%。
3.生产如权利要求1所述的一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢的方法，其步骤：
1）冶炼并连铸成坯，期间，控制钢水过热度在5~27℃；在浇注中控制拉坯速度在5.8~6.5m/min，铸坯的厚度控制在55~75mm；并采用专用保护渣进行浇铸保护；
2）对连铸后的铸坯直接进行加热，加热温度控制在887~1052℃，加热时间在11~32min；
3）进行粗轧，采用2~3机架粗轧，并控制钢坯在粗轧末机架的出口温度在753~916℃；粗轧累计压下率控制在81~95%；
4）进行喷水冷却，在冷却速度为78~163℃/s下冷却至531~682℃；
5）采用5~7机架进行精轧，并控制精轧终轧温度在473~552℃；精轧末机架出口速度控制在17~25m/s；带钢出口厚度在0.8~4.5mm；
6）对带钢进行快速加热，在加热速度为83~117℃/s下加热至卷取温度；
7）进行卷取，卷取温度在551~651℃；
8）自然冷却至室温。
4.如权利要求3所述的一种超高强度和塑性的热轧奥氏体低密度钢的生产方法，其特征在于：所述专用保护渣主要理化性能指标为：半球熔点在1002±50℃，碱度在1.1±0.3，粘度在1290~1310℃温度下为1.68±0.3泊，体积密度为0.81±0.1Kg/L。
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