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CN112159931B - 一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法 - Google Patents

一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法 Download PDF

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CN112159931B CN202011041211.1A CN202011041211A CN112159931B CN 112159931 B CN112159931 B CN 112159931B CN 202011041211 A CN202011041211 A CN 202011041211A CN 112159931 B CN112159931 B CN 112159931B
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Abstract

本发明公开了一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，化学成分质量分数为：C：0.18％～0.30％，Si：0.5％～1.5％，Mn：2.8％～3.5％，Al：0～1.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明还公开了制备方法：采用所述的化学成分冶炼，经连铸或模铸获得板坯；将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧和卷取获得热轧板；将所述热轧板进行冷轧获得冷轧带钢，冷轧总压下率为40％～60％；将所述冷轧带钢经连续退火或连续热镀锌即得。本发明在保证1000MPa以上抗拉强度上，断后延伸率超过37％，力学性能非常优异；单轴拉伸曲线无屈服平台，且减小了工艺上的难度。

Description

一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢材制备技术领域，特别涉及一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法。
背景技术
汽车行业的快速发展，给能源和环境带来了巨大压力。为了实现节能减排、保护环境的目标，汽车车身轻量化及车身用钢高强化已刻不容缓。目前，汽车用钢已经发展到第三代，其中，中锰钢以优异的综合力学性能及低成本优势倍受青睐。中锰TRIP钢与传统TRIP钢最大的不同在于，传统TRIP钢利用C、Si和Al提高奥氏体稳定性，Mn含量约为1.5％。这种元素组合获得的奥氏体含量较少，约为5％-15％，其余组织为铁素体(55％-65％)，贝氏体(25％-35％)，因而TRIP效应相对较弱。为了充分增强钢板的TRIP效应，中锰TRIP钢通过添加5％-12％的Mn，使室温下奥氏体的含量大于30％，甚至超过半数成为基体组织，从而在变形过程中获得持续显著的TRIP效应。这里中Mn的定义是区别于TWIP钢高Mn含量设计(WMn≥15％)。
然而时至今日，中锰钢仍然处于“研究热、应用冷”的状态，工业化生产和应用的关键技术并未取得突破。其中一个重要原因，是中锰钢较高的合金元素含量，造成制备工艺上的难度：给传统制造流程下的冶炼、连铸、轧制和热处理带来了很大挑战。比如：高合金含量增加了钢的淬透性，致使热轧板为全马氏体或主要为马氏体组织，并且C、Mn高度饱和，硬度极大，无法实现大压缩比冷轧，往往需要在冷轧前进行中间退火，不仅增加了成本，还降低了生产效率。这也成为中锰钢推广应用的重大障碍。
Mn是中锰钢中的重要合金元素，含量最高，主要用于在连续退火均热段向逆转变奥氏体富集进而提高奥氏体稳定性；为了获得较高的残余奥氏体含量及较高的强度，目前中锰钢中的Mn含量通常达到5％-12％，这就造成了当前高Mn含量中锰钢普遍存在的连铸偏析、组织不均、冷轧困难以及长时间配分与短时退火不匹配等问题；若降低Mn含量又会存在奥氏体稳定性不够、强度不够和/或存在较长的屈服延伸的问题。普通冷轧中锰钢拉伸变形时存在较长的屈服延伸，严重影响板材冲压质量。公开号为“CN110408861A”，名称为“一种具较低Mn含量的冷轧高强塑积中锰钢及其制备方法”的专利文献，适当降低了Mn含量，使得普遍存在的连铸偏析、组织不均、冷轧困难以及长时间配分与短时退火不匹配等问题得到解决，但冷轧成品仍然存在较长的屈服延伸，同时造成工艺上的难度：冷轧前也要对热轧板进行软化退火。
如何开发一种强度高、无屈服平台、同时不会造成制备工艺上的难度的中锰TRIP钢，成为亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明目的是提供一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法，在保证1000MPa以上抗拉强度的基础上，断后延伸率超过37％，力学性能非常优异；更为重要的是，单轴拉伸曲线无屈服平台，避免了冷轧中锰钢冲压过程常见的吕德斯带，提高了应用可行性，且减小了工艺上的难度。
为了实现上述目的，本发明提供一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分质量分数为：C：0.18％～0.30％，Si：0.5％～1.5％，Mn：2.8％～3.5％，Al：0～1.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分质量分数为：C：0.18％～0.30％，Si：0.5％～1.5％，Mn：2.8％～3.5％，Al：0～1.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cu≤0.01％，Ni≤0.01％，Cr≤0.003％，Mo≤0.003％，Nb≤0.002％，V≤0.002％，Ti≤0.002％，B≤0.0004％，N≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的内部微观组织按体积百分数计包括：60％～80％铁素体，20％～32％残余奥氏体，0～8％马氏体；且所述残余奥氏体体积分数(fγR)、所述C元素质量分数(C)，以及经测定并计算得到的所述残余奥氏体内部平均碳原子浓度(CγR)满足：fγR×CγR>0.85×C。
本发明还提供了所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分进行冶炼获得钢液，所述钢液经连铸或模铸，获得板坯；
将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，冷轧总压下率为40％～60％，获得冷轧带钢；
将所述冷轧带钢经连续退火或连续热镀锌，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢。
进一步地，将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板，包括：
将板坯加热至1230℃～1280℃，均热60min～100min，后进行粗轧、精轧和卷取，所述精轧入口温度为1050℃～1080℃，所述精轧的终轧温度为850℃～930℃，所述卷取温度为620℃～680℃，后空冷至室温获得热轧板。
进一步地，所述连续退火包括：将所述冷轧带钢依次经预热段、加热段、均热段、缓冷段、快冷段进行退火，后冷却至室温，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢；其中，
所述预热段为由室温加热至210℃～230℃，所述加热段为由210℃～230℃以1℃/s～2℃/s的速率加热至690℃～730℃，所述均热段保持690℃～730℃并保温100s～180s，所述缓冷段为由690℃～730℃以2℃/s～5℃/s的速率冷却至610℃～650℃，所述快冷段为由610℃～650℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至240℃～280℃等温保持80s～240s。
进一步地，所述连续热镀锌包括：将所述冷轧带钢依次经预热段、加热段、均热段、缓冷段、快冷段进行退火，后进行镀锌，冷却至室温，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢；其中，
所述预热段为由室温加热至210℃～230℃，所述加热段为由210℃～230℃以2℃/s～4℃/s的速率加热至720℃～760℃，所述均热段保持720℃～760℃并保温60s～120s，所述缓冷段为由720℃～760℃以2℃/s～3℃/s的速率冷却至640℃～680℃，所述快冷段为由640℃～680℃以8℃/s～20℃/s的速率冷却至450℃～470℃。
进一步地，所述获得热轧板包括：获得厚度为2.5mm～3.5mm的热轧板。
进一步地，所述获得冷轧带钢包括：获得厚度为1.0mm～2.0mm的冷轧带钢。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
本发明提供的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，突破中锰钢传统的合金成分设计思路，将Mn含量降至3.5％及以下，且不添加任何其他贵重合金元素，通过化学成分减量化设计，大幅降低了材料成本，避免了连铸偏析的产生，同时适当提高了C元素含量，从而减小了C、Mn过饱和马氏体冷轧的难度，且获得的所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，在保证1000MPa以上抗拉强度的基础上，断后延伸率超过37％，力学性能非常优异；更为重要的是，单轴拉伸曲线无屈服平台，避免了冷轧中锰钢冲压过程常见的吕德斯带，提高了应用可行性。
本发明提供的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的制备方法，由于采用的上述质量分数的化学组分，将Mn含量降至3.5％及以下，且不添加任何其他贵重合金元素，大幅降低了材料成本，避免了连铸偏析的产生；因适当提高了配分速率更高的C含量，故无需采用两次临界区退火工艺来强化Mn配分，且减小了C、Mn过饱和马氏体冷轧的难度。将冷轧总压下率控制在40％～60％是为了保证较好的力学性能以及减小冷轧难度；省去了目前高Mn含量中锰钢必须采用的中间罩式退火工序，热轧板卷开卷后可直接进行冷轧；通过工艺流程的减量化，大幅降低了制造成本，提高了生产效率。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图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它的附图。
图1是本发明实施例提供的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的内部显微组织图；
图2为本发明实施例提供的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的单轴拉伸应力-应变曲线图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买获得或者可通过现有方法获得。
本发明实施例提供的技术方案为了提供一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，总体思路如下：
为了实现上述目的，本发明实施例提供一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分质量分数为：C：0.18％～0.30％，Si：0.5％～1.5％，Mn：2.8％～3.5％，Al：0～1.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明通过优化组成元素进而形成以上化学成分的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，是基于以下原理：
在本发明化学成分设计中控制原理如下：
C：0.18％～0.30％，C是一种强奥氏体稳定化元素，可在连续退火及后续的时效或镀锌过程中向奥氏体富集，提高室温下残余奥氏体含量；同时，C还是一种固溶强化元素，可以提高基体组织的硬度和强度。中锰钢连续退火过程中，带钢在均热段停留时间较短，故需要适当提高具较高扩散速率的C含量，以快速扩散至逆转变奥氏体并提高其稳定性，有助于解决传统中锰钢长时间奥氏体稳定化与短时连续退火难以匹配的问题，因此C含量需要达到0.18％。然而，C含量超过0.30％时，将导致热轧组织强度过高，难以直接冷轧，且带钢焊接性能也会受损。优选C含量为0.20％～0.28％。
Si：0.5％～1.5％，Si是固溶强化元素，可提高中锰钢基体组织的强度。同时，Si不溶于渗碳体，可有效抑制中锰钢时效或镀锌阶段残余奥氏体的分解，对室温下奥氏体的保留至关重要。然而，Si含量过高会导致镀锌带钢表面质量严重恶化。因此，限定Si范围为0.5％～1.5％，优选0.6％～1.4％。
Mn：2.8％～3.5％，Mn是中锰钢中的重要合金元素，含量最高，主要用于在连续退火均热段向逆转变奥氏体富集进而提高奥氏体稳定性；同时，Mn也是一种固溶强化元素，有助于保证中锰钢基体组织的强度。为了得到上述效果，Mn含量需控制在2.8％及以上。然而，为了获得较高的残余奥氏体含量及较高的强度，目前中锰钢中的Mn含量通常达到5％以上，这就造成了当前高Mn含量中锰钢普遍存在的连铸偏析、组织不均、冷轧困难以及长时间配分与短时退火不匹配等问题，故本发明将上限Mn含量控制在3.5％，而通过提高C含量来强化配分效果。优选Mn含量为2.9％～3.4％。
Al：0～1.5％，与Si相似，Al可以有效抑制残余奥氏体分解及碳化物析出；对于连续热镀锌带钢，采用Al代替部分Si，可以有效提高镀锌带钢的表面质量。因此，对于本发明的连续热镀锌中锰TRIP钢，适当添加一定Al可获得良好的技术效果。但是，Al含量过高无法保证钢板的强度，并且容易造成连铸过程水口堵塞，因此Al含量上限设在1.5％。
P≤0.01％，P可适当提高钢板强度，但也易在晶界偏聚而恶化塑性，故P含量不能超过0.01％，优选P含量为0.005％～0.01％。
S≤0.005％，S易与Mn结合形成粗大的MnS夹杂，恶化钢板的冲孔加工等成形性能，故S含量需控制在0.005％以下，同时为了避免过度脱S导致的成本升高，优选S含量为0.0003％～0.005％。
由此可知，本发明实施例提供一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，突破中锰钢传统的合金成分设计思路，将Mn含量降至3.5％及以下，且不添加任何其他贵重合金元素，通过化学成分减量化设计，大幅降低了材料成本，避免了连铸偏析的产生，同时适当提高了C元素含量，从而减小了C、Mn过饱和马氏体冷轧的难度。且获得的所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，在保证1000MPa以上抗拉强度的基础上，断后延伸率超过37％，力学性能非常优异；更为重要的是，单轴拉伸曲线无屈服平台，避免了冷轧中锰钢冲压过程常见的吕德斯带，提高了应用可行性。
进一步地，为了控制材料成本，本发明不刻意添加以下元素，若其不可避免地以杂质状态存在，则限定其含量在以下范围：Cu≤0.01％，Ni≤0.01％，Cr≤0.003％，Mo≤0.003％，Nb≤0.002％，V≤0.002％，Ti≤0.002％，B≤0.0004％，N≤0.008％。Cu、Ni、Cr、Mo和B均可提高淬透性，促进热轧中锰钢中马氏体生成，提高钢板强度，极大的增加冷轧难度。另外，它们均属于较昂贵的合金元素，从合金成分减量化原则出发，必须加以限制。因此，对可能存在的这些元素含量限定在Cu≤0.01％，Ni≤0.01％，Cr≤0.003％，Mo≤0.003％，B≤0.0004％。
Nb、V和Ti易形成碳氮化物，消耗中锰钢中的C，导致C在奥氏体中的富集程度下降，对残余奥氏体的保留不利，进而会影响中锰钢的强塑性。此外，这些微合金元素价格昂贵，无疑会增加材料成本。因此，本发明中不刻意添加这些元素，若其以杂质元素形式存在，限定其含量为Nb≤0.002％，V≤0.002％，Ti≤0.002％。
N在中锰钢中属于有害的杂质元素，为了降低N对性能的不利影响，优选地，将其含量限定在0.008％以下，更为优选地N≤0.005％。
优选地，对本发明具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的内部显微组织进行限定，下面介绍限定的范围并对限定范围的理由进行说明。
本发明的具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的内部微观组织按体积百分数计包括：60％～80％铁素体，20％～32％残余奥氏体，0～8％马氏体；
本发明将铁素体的体积分数控制在60％～80％的原因为：
铁素体属于中锰钢中的软相组织，是两相区退火过程中马氏体内部C、Mn等合金元素扩散至逆转变奥氏体后形成的。中锰钢中的铁素体在变形过程中承担大部分应变，是除残余奥氏体外，保证中锰钢塑性的重要组成相。此外，拉伸变形过程中残余奥氏体相变为硬质马氏体时，铁素体还可以起到协同变形的作用。中锰钢连续退火时，在两相区仅存在铁素体和逆转变奥氏体，故通过调节中锰钢中铁素体比例，可以在一定程度上调节两相区逆转变奥氏体的含量及稳定性。因此，为了使本发明中锰TRIP钢获得合适的残余奥氏体含量及稳定性，钢中铁素体体积分数需控制在60％～80％之间。
本发明将残余奥氏体的体积分数控制在20％～32％的原因为：
残余奥氏体是中锰钢中调节塑性的重要组成相，将中锰钢中残余奥氏体的含量及稳定性调控在最佳范围，使其TRIP效应最大化，是获得最优强塑性的前提。本发明中，为了保证变形过程有足够的残余奥氏体发生TRIP效应，其含量至少要在20％以上。但是，残余奥氏体的含量超过32％时，其内部平均C、Mn富集量显著降低，导致稳定性不足，易在随后的冷却过程以及拉伸变形的早期阶段转变为马氏体，反而无法提供持续的TRIP效应。因此，残余奥氏体含量限定在20％～32％。
本发明将马氏体的体积分数控制在0～8％的原因为：
马氏体不属于中锰钢中的必要组成相，其一般形成于连续退火过程的快冷阶段或是镀锌后冷却阶段。中锰钢中出现马氏体，意味着两相区逆转变奥氏体稳定性不足，在冷却过程中发生了相变，这将不利于中锰钢的塑性。对于本发明中锰TRIP钢，当马氏体的含量超过8％时，表明室温残余奥氏体的稳定性已严重不足，将会在变形的早期阶段转变完全，进而无法提供持续的TRIP效应。因此，本发明中马氏体的含量不能超过8％。
且所述残余奥氏体体积分数(fγR)、所述C元素质量分数(C)，以及经测定并计算得到的所述残余奥氏体内部平均碳原子浓度(CγR)满足：fγR×CγR>0.85×C。所述残余奥氏体内部平均碳原子浓度(CγR)主要是由钢中的碳含量和热处理工艺决定的。所述残余奥氏体内部平均碳原子浓度(CγR)的测试方法是用X射线衍射仪(XRD)通过计算得到。
中锰钢奥氏体稳定化主要依靠C、Mn元素在其内部充分且均匀的富集。然而，在工业连续退火线或连续热镀锌线生产中锰钢时，带钢在均热段(两相区)停留时间较短，致使扩散速率较慢的Mn元素无法实现在奥氏体内的充分配分与均匀化。因此，必须通过强化C配分，来提高逆相变奥氏体的稳定性，使足够量的奥氏体能够稳定至室温。这就要求，成品带钢内部85％以上的C均已扩散至残余奥氏体内，即满足fγR×CγR>0.85×C。
本发明还提供了所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分进行冶炼获得钢液，所述钢液经连铸或模铸，获得板坯；
将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，冷轧总压下率为40％～60％，获得冷轧带钢；
将所述冷轧带钢经连续退火或连续热镀锌，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢。
本发明提供的所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的制备方法是基于以下原理：
由于采用的上述质量分数的化学组分，将Mn含量降至3.5％及以下，且不添加任何其他贵重合金元素，通过化学成分减量化设计，大幅降低了材料成本，避免了连铸偏析的产生；因适当提高了配分速率更高的C含量，故无需采用两次临界区退火工艺来强化Mn配分，且减小了C、Mn过饱和马氏体冷轧的难度。制备方法中省去了目前高Mn含量中锰钢必须采用的中间罩式退火工序，热轧板卷开卷后可直接进行冷轧；通过工艺流程的减量化，大幅降低了制造成本，提高了生产效率。
将冷轧总压下率控制在40％～60％是为了保证较好的力学性能以及减小冷轧难度：若冷轧压下率小于40％会造成退火过程再结晶不充分，出现较多未再结晶组织，导致成品带钢组织和力学性能均匀性差。若冷轧压下率大于60％时，冷轧难度增大，并且容易造成边裂缺陷。
优选地，将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板，包括：
将所述板坯加热至1230℃～1280℃，均热60min～100min，后进行粗轧、精轧和卷取，后空冷至室温获得热轧板；所述精轧入口温度为1050℃～1080℃，所述精轧的终轧温度为850℃～930℃，所述卷取温度为620℃～680℃。
所述终轧温度控制在850℃～930℃是为了达到较好的表面质量，若终轧温度大于930℃，必须保证较高的板坯出炉温度，不仅增加能耗，而且导致热轧组织晶粒粗大；若终轧温度低于850℃，热轧板变形抗力提高，将增大热轧机的轧制负荷。
所述卷取温度控制在620℃～680℃是为了达到较好的表面质量，若卷取温度大于680℃容易出现塌卷及表面质量问题；若卷取温度低于620℃，会增大卷取机的负荷。
所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢包括具有连续屈服的1000MPa级连续退火中锰TRIP钢和具有连续屈服的1000MPa级连续热镀锌中锰TRIP钢。
所述连续退火后得到的是具有连续屈服的1000MPa级连续退火中锰TRIP钢。
所述连续退火包括：将所述冷轧带钢依次经预热段、加热段、均热段、缓冷段、快冷段进行退火，后冷却至室温，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，即为冷轧连续退火中锰TRIP钢；其中，
所述预热段为由室温加热至210℃～230℃，所述加热段为由210℃～230℃以1℃/s～2℃/s的速率加热至690℃～730℃，所述均热段保持690℃～730℃并保温100s～180s，所述缓冷段为由690℃～730℃以2℃/s～5℃/s的速率冷却至610℃～650℃，所述快冷段为由610℃～650℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至240℃～280℃等温保持80s～240s。
所述均热温度控制在690℃～730℃的原因为：
若均热温度低于690℃，冷轧组织的再结晶不充分，且两相区逆转变奥氏体比例较低，导致最终成品的残余奥氏体含量不足，影响力学性能；若均热温度大于730℃，两相区逆转变奥氏体比例过高，内部平均C、Mn富集程度较低，加之晶粒尺寸会明显增大，将导致逆转变奥氏体稳定性不足，不仅会在冷却过程发生马氏体相变，而且会影响成品带钢中残余奥氏体稳定性。
所述均热时间控制在100s～180s的原因为：
若均热时间过短，冷轧组织再结晶不充分，并且Mn元素由铁素体向逆转变奥氏体的扩散也不充分，造成奥氏体稳定性不足；若均热时间过长，逆转变奥氏体晶粒过分长大，也会导致其稳定性降低。
所述240℃～280℃等温保持80s～240s的原因为：
所述240℃～280℃为时效阶段，时效阶段用于消除内应力并继续强化C、Mn元素配分。时效温度过高，容易造成奥氏体分解及抗拉强度下降；时效温度过低则C、Mn元素向奥氏体扩散变慢，对于奥氏体的稳定性有影响。
所述连续热镀锌得到的是具有连续屈服的1000MPa级连续热镀锌中锰TRIP钢。
优选地，所述连续热镀锌包括：将所述冷轧带钢依次经预热段、加热段、均热段、缓冷段、快冷段进行退火，后进行镀锌，冷却至室温，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，即为连续热镀锌中锰TRIP钢；其中，
所述预热段为由室温加热至210℃～230℃，所述加热段为由210℃～230℃以2℃/s～4℃/s的速率加热至720℃～760℃，所述均热段保持720℃～760℃并保温60s～120s，所述缓冷段为由720℃～760℃以2℃/s～3℃/s的速率冷却至640℃～680℃，所述快冷段为由640℃～680℃以8℃/s～20℃/s的速率冷却至450℃～470℃。
所述连续热镀锌工艺中关于均热温度、均热时间等参数的限定理由与所述连续退火工艺类似，不过因镀锌带钢合金成分的调整，本申请人根据实际情况对相关参数的限定范围进行了微调，以提高奥氏体的稳定性。
优选地，所述连续退火或连续热镀锌后使用光整机，控制光整延伸率为0.4％～0.8％。对光整延伸率执行范围进行限定，主要是为了调整带钢屈服特性并获得良好的表面粗糙度和板形质量。
优选地，所述获得热轧板包括：获得厚度为2.5mm～3.5mm的热轧板。热轧板厚度过小，会接近极限规格轧制，增大热轧机负荷；热轧板厚度过大，会增加冷轧阶段带钢减薄的难度。
优选地，所述获得冷轧带钢包括：获得厚度为1.0mm～2.0mm的冷轧带钢。冷轧带钢厚度小于1.0mm，将接近冷轧机轧制超高强钢的能力极限；带钢厚度超过2.0mm，将难以保证连续退火和热镀锌阶段的冷却速率。
通过上述内容可以看出，本发明提供的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法，
(1)在成分上，突破中锰钢传统的合金成分设计思路，将Mn含量降至3.5％及以下，同时适当提高了C元素含量，同时将其他成分合理设计；
(2)在方法上，将冷轧总压下率控制在40％～60％是为了保证较好的力学性能以及减小冷轧难度；省去了目前高Mn含量中锰钢必须采用的中间罩式退火工序，热轧板卷开卷后可直接进行冷轧。
经过上述成分上和方法上的改进，使得制备得到的具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，在保证1000MPa以上抗拉强度的基础上，断后延伸率超过37％，力学性能非常优异；更为重要的是，单轴拉伸曲线无屈服平台，避免了冷轧中锰钢冲压过程常见的吕德斯带，提高了应用可行性，且减小了工艺上的难度。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法进行详细说明。
(1)制备实施例1-7以及对比例1-5的钢液，所述钢液的化学成分如1所示，利用转炉炼钢，并采用连铸方式铸成板坯。
表1各实施例和对比例的化学成分质量分数
组别 C Si Mn P S Al 备注
实施例1 0.21 1.3 3.4 0.009 0.0005 0.03 连续退火中锰TRIP钢
实施例2 0.24 1.2 3.2 0.008 0.0005 0.04 连续退火中锰TRIP钢
实施例3 0.27 0.9 3.4 0.008 0.0008 0.55 连续退火中锰TRIP钢
实施例4 0.23 0.6 3.3 0.009 0.0005 1.10 连续热镀锌中锰TRIP钢
实施例5 0.25 0.6 3.2 0.009 0.0004 1.05 连续热镀锌中锰TRIP钢
实施例6 0.27 0.8 3.0 0.008 0.0005 1.40 连续热镀锌中锰TRIP钢
实施例7 0.28 0.7 3.4 0.008 0.0005 1.20 连续热镀锌中锰TRIP钢
对比例1 <u>0.15</u> 0.8 3.0 0.007 0.0005 1.35 连续热镀锌工艺
对比例2 0.27 0.8 3.4 0.008 0.0005 0.60 连续退火工艺
对比例3 0.24 0.6 3.3 0.008 0.0006 1.15 连续热镀锌工艺
对比例4 0.25 1.4 <u>5.0</u> 0.009 0.0004 0.02 连续退火工艺(高Mn含量)
对比例5 0.21 1.3 3.4 0.009 0.0005 0.03 连续退火工艺
(2)将板坯加热至1250±20℃，均热60min～100min，然后进行粗轧和精轧，精轧入口温度为1050℃～1080℃，终轧温度为850℃～930℃，卷取温度为620℃～680℃，随后空冷至室温得到2.5mm～3.5mm厚热轧板；
(3)将上述热轧板在酸轧产线轧制，得到1.0mm～2.0mm厚冷硬带钢，冷轧总压下率为40％～60％；各实施例和对比例的具体工艺参数如表2所示。
表2各实施例和对比例的工艺参数
Figure BDA0002706702590000111
(4)将上述冷硬带钢在连续退火产线或连续热镀锌产线进行退火或镀锌处理，得到冷轧连续退火中锰TRIP钢或连续热镀锌中锰TRIP钢。
其中，制造方法工序(4)中，连续退火工艺为：将带钢预热至210℃～230℃，再以1℃/s～2℃/s的加热速率加热至690℃～730℃，均热100s～180s，随后缓慢冷却至610℃～650℃，缓冷速率为2℃/s～5℃/s；缓冷后，在40％高氢条件下，以20℃/s～40℃/s的冷却速率快速冷却至240℃～280℃，等温时效80s～240s，之后以风冷或水淬方式冷至室温。
上述制造方法工序(4)中，连续热镀锌工艺为：将带钢预热至210℃～230℃，再以2℃/s～4℃/s的加热速率加热至720℃～760℃，均热60s～120s，随后缓慢冷却至640℃～680℃，缓冷速率为2℃/s～3℃/s；缓冷后，在20％高氢条件下，以8℃/s～20℃/s的冷却速率快速冷却至450℃～470℃，随后带钢入锌锅进行镀锌；镀锌结束后带钢冷却至410℃～430℃，之后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度为250℃～290℃，最终以风冷或水淬方式冷至室温。
上述制造方法工序(4)中，带钢在连续退火或热镀锌后的光整延伸率为0.4％～0.8％。
各实施例和对比例的连续退火或镀锌工艺参数如表3所示。
表3各实施例和对比例的连续退火或热镀锌工艺参数
Figure BDA0002706702590000121
对各实施例和对比例取样进行显微组织和力学性能检测，结果如表4所示。
表4各实施例和对比例的显微组织与力学性能统计结果
Figure BDA0002706702590000122
Figure BDA0002706702590000131
综上所知，本发明的具有连续屈服的中锰TRIP钢的屈服强度可控制在725MPa～755MPa之间，抗拉强度可控制在1015MPa～1065MPa之间，断后延伸率(A50)大于37％。图1为实施例1提供的具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的内部显微组织图，可知由铁素体+残余奥氏体。由附图2可知，本发明的具有连续屈服的中锰TRIP钢的单轴拉伸应力-应变曲线无屈服平台，避免了冷轧中锰钢冲压过程常见的吕德斯带，提高了应用可行性。本发明以减量化的成分和工艺设计，优化了传统高Mn含量中锰钢的生产工艺流程，大幅降低了制造成本，提高了生产效率。
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (8)

1.一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分质量分数为：C：0.18％～0.30％，Si：0.5％～1.5％，Mn：2.8％～3.5％，Al：0～1.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述的具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分进行冶炼获得钢液，将所述钢液经连铸或模铸，获得板坯；
将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，获得冷轧带钢，其中，冷轧总压下率为40％～60％；
将所述冷轧带钢经连续退火或连续热镀锌，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢；
所述连续退火包括：将所述冷轧带钢依次经预热段、加热段、均热段、缓冷段、快冷段进行退火，后冷却至室温，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢；其中，
所述预热段为由室温加热至210℃～230℃，所述加热段为由210℃～230℃以1℃/s～2℃/s的速率加热至690℃～730℃，所述均热段保持690℃～730℃并保温100s～180s，所述缓冷段为由690℃～730℃以2℃/s～5℃/s的速率冷却至610℃～650℃，所述快冷段为由610℃～650℃以20℃/s～40℃/s的速率冷却至240℃～280℃等温保持80s～240s。
2.根据权利要求1所述的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，所述连续热镀锌包括：将所述冷轧带钢依次经预热段、加热段、均热段、缓冷段、快冷段进行退火，后进行镀锌，冷却至室温，获得具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢；其中，
所述预热段为由室温加热至210℃～230℃，所述加热段为由210℃～230℃以2℃/s～4℃/s的速率加热至720℃～760℃，所述均热段保持720℃～760℃并保温60s～120s，所述缓冷段为由720℃～760℃以2℃/s～3℃/s的速率冷却至640℃～680℃，所述快冷段为由640℃～680℃以8℃/s～20℃/s的速率冷却至450℃～470℃。
3.根据权利要求1或2所述的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的化学成分质量分数为：C：0.18％～0.30％，Si：0.5％～1.5％，Mn：2.8％～3.5％，Al：0～1.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cu≤0.01％，Ni≤0.01％，Cr≤0.003％，Mo≤0.003％，Nb≤0.002％，V≤0.002％，Ti≤0.002％，B≤0.0004％，N≤0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质。
4.根据权利要求1或2所述的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，所述具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢的内部微观组织按体积百分数计包括：60％～80％铁素体，20％～32％残余奥氏体，0～8％马氏体；且所述残余奥氏体体积分数、所述C元素质量分数，以及经测定并计算得到的所述残余奥氏体内部平均碳原子浓度满足以下条件：
fγR×CγR>0.85×C；
其中，fγR为残余奥氏体体积分数，C为C元素质量分数，CγR为经测定并计算得到的所述残余奥氏体内部平均碳原子浓度。
5.根据权利要求1或2所述的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，将所述板坯依次进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板，包括：
将所述板坯加热至1230℃～1280℃，均热60min～100min，后进行粗轧、精轧和卷取，后空冷至室温获得热轧板；所述精轧入口温度为1050℃～1080℃，所述精轧的终轧温度为850℃～930℃，所述卷取温度为620℃～680℃。
6.根据权利要求1或2所述的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，所述连续退火或连续热镀锌时通过光整机控制光整延伸率为0.4％～0.8％。
7.根据权利要求1或2所述的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，所述获得热轧板包括：获得厚度为2.5mm～3.5mm的热轧板。
8.根据权利要求1或2所述的一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢，其特征在于，所述获得冷轧带钢包括：获得厚度为1.0mm～2.0mm的冷轧带钢。
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