CN108929993A - 一种微合金化高强度高塑性的无磁钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种微合金化高强度高塑性的无磁钢板，其化学元素质量百分比为：C 0.10～0.20％，0＜Si≤0.4％，Mn 20～26％，Al 2.0～3.0％，Ti 0.01～0.02％，Nb 0.04～0.09％，余量为Fe及其他不可避免杂质；所述无磁钢板的基体组织为细小的形变奥氏体晶粒。相应地，本发明还公开了一种上述的无磁钢板的制造方法，包括步骤：(1)冶炼和铸造；(2)加热：加热温度为1120℃～1170℃；(3)轧制；(4)轧制后冷却。本发明所述的无磁钢板采用微合金化设计，使得其强度高、塑性好，其屈服强度为450～510MPa，抗拉强度为660～710MPa。

Description

一种微合金化高强度高塑性的无磁钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种钢板及其制造方法，尤其涉及一种无磁钢板及其制造方法。
背景技术
无磁钢指的是在强磁场中不产生(或产生较少)磁感应的钢，其基体组织为具有顺磁性的奥氏体组织，相对磁导率一般小于1.32。无磁钢在输变电产业、自动控制***、精密仪表、电机、轨道交通以及许多军事领域中都有广泛的应用。并且，随着社会的进步和经济的发展，对于高性能无磁钢的需求正在日益增加。目前被广泛使用的无磁钢主要有奥氏体不锈钢和20Mn23AlV高锰无磁钢。
对于奥氏体不锈钢来说，其强度可以在一定程度上提高，但是由于奥氏体不锈钢的特征在于以Ni元素作为稳定钢中奥氏体相的主要合金元素，从而达到无磁或者低磁的效果。因此，这种无磁钢对于Ni元素的需求量很大。这就导致了奥氏体不锈钢一类的无磁钢价格昂贵并且可能不具有足够的强度。而对于我国国产开发的20Mn23AlV系列高锰无磁钢，其相对磁导率较低能够满足使用要求，但是由于20Mn23AlV的屈服强度很低，与Q235钢强度级别相同，往往需要通过提高钢板的厚度来满足对于高强度的使用要求，这就给无磁钢本身的产生和后续的使用增加了难度。
目前，无磁钢主要成分有Mn-Ni-Nb-Mo-V-Ti和Mn-Ni-Cr-Nb-Mo-V-Ti不锈钢体系以及C-Mn-Al的高锰钢体系两种。如公开号为CN104894471A，公开日为2015年9月9日，名称为“一种高锰高铝含钒无磁钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种高锰高铝含钒无磁钢板，其化学元素的质量百分配比为：C：0.14～0.20％，Mn：21.50～25.00％，Al：1.50～2.50％，V：0.04～0.10％，N＜0.05％，余量为Fe和不可避免的杂质。其基体组织为奥氏体，综合力学性能较优，但该钢的屈服强度仅为280～300MPa，难以满足如今对于结构用无磁钢高强度的需求。公开号为CN102409227A，公开日为2012年4月11日，名称为“一种低相对磁导率的热轧带钢及其制备方法”的中国专利文献公开了一种低相对磁导率的热轧带钢及其制备方法，该钢的成分百分比为：C：0.25～0.35％，Si：0.5～0.6％，Mn：25～26％，Al：3.8～4.2％，V：0.06～0.10％，P：0.02～0.03％，S：0.02～0.03％，其余为Fe和不可避免的杂质。该钢的基体组织为奥氏体，屈服强度≥400MPa，抗拉强度≥750MPa，断后伸长率≥66％，相对磁导率≤1.002，具有较优的综合性能。但由于钢中的Al元素含量过高，导致在加热轧制过程中，表面极易发生氧化，形成热轧裂纹，降低了钢材的成材率，且后续需要进行水韧化处理，生产过程复杂且增加了成产成本。公开号为CN102747273A，公开日为2012年10月24日，名称为“一种含铌高锰无磁钢及其制造方法”的中国专利文献公开了一种含铌高锰无磁钢及其制备方法，该钢的化学成分百分比为：C：0.8～1.2％，Mn：10～15％，Si：0.3～0.5％，P＜0.008％，S＜0.005％，Nb：0.01～0.02％，其余为Fe和不可避免的杂质。该钢经过热轧后，热轧板在1000℃保温15min后进行水淬，得到抗拉强度900～1000MPa，延伸率为50～60％，洛氏硬度15～22HRC，相对磁导率小于1.0002的高强度无磁钢。但该钢的不足之处在于钢中的C含量过高，生产过程中易产生网状碳化物，易脆，需要再次进行水韧化处理，生产过程同样复杂，且生产成本也高。
因此，急需开发一种具有较高强度和高塑性，生产工艺简单，成本低廉的无磁结构钢，以满足如今对于无磁钢材料高强度的需求。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种微合金化高强度高塑性的无磁钢板，其通过合理设计化学成分，在钢中添加了微合金元素Nb、Ti，利用微合金元素在热轧制过程中细化晶粒和析出强化的作用，尤其是Nb强烈的抑制再结晶的作用，使得该无磁钢板强度得到明显提高。
为了实现上述目的，本发明提出了一种微合金化高强度高塑性的无磁钢板，其化学元素质量百分比为：
C 0.10～0.20％，0＜Si≤0.4％，Mn 20～26％，A12.0～3.0％，Ti 0.01～0.02％，Nb 0.04～0.09％，余量为Fe及其他不可避免杂质；
所述无磁钢板的基体组织为细小的形变奥氏体晶粒。
在本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板，其对各微合金元素进行合理设计，从而使得所获得的基体组织为细小的形变奥氏体晶粒，相较于现有技术中的等轴的奥氏体晶粒而言，本发明所述的无磁钢板性能更佳，强度更高。
此外，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板中各化学元素设计原理如下所述：
C：碳能够保证材料强度的同时还能够稳定奥氏体。当钢中的碳元素的质量百分比过高时会导致钢的强硬度增加，焊接性能下降，导致材料的加工性能下降。碳的质量百分比过低又会导致材料没有足够的强度。综合考虑碳的质量百分比对于材料强度、组织稳定性、焊接性、加工性能等因素，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的碳的质量百分比控制在0.10～0.20％。
Si：硅有固溶强化的作用，能够提高钢的耐蚀性能和高温抗氧化性能；但Si的质量百分比过高会导致钢表面脱碳严重，降低焊接性能。因此，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的硅的质量百分比控制在0＜Si≤0.40％。
Mn：锰是高锰无磁钢中稳定奥氏体的主要元素，较高的锰含量能够保证钢材料基体组织为稳定的奥氏体组织(即细小的形变奥氏体晶粒)，从而确保钢材料在较高的磁场强度下仍具有较低的相对磁导率。此外，相比于其他稳定奥氏体的元素(如Ni)，锰的价格更低，能够有效的降低生产成本。当钢中的锰质量百分比＜20％时，由于奥氏体的稳定性较差，在后续冷却或者冷加工过程中可能形成马氏体组织，恶化钢板的无磁性能；而当钢中的锰的质量百分比＞26％时又会因为在加热过程中极易氧化，而导致钢板表面质量差。因此，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的锰的质量百分比控制在20％～26％。
Al：铝能够有效的防止钢中碳化物的形成，有利于奥氏体中碳的固溶，对改善钢板的无磁性能大有益处。此外，铝能显著提高钢的层错能，抑制冷却和变形过程马氏体的形成，有利于保证奥氏体的稳定性。同时，由于锰在加热过程中极易氧化，在钢中加入适量的铝，能够在表面形成致密的Al2O3氧化膜，有效的防止钢板表面的过度氧化，对钢板表面质量有一定的改善作用。但若钢中的铝的质量百分比过高，会导致钢在冶炼和浇注的难度增大，制造成本上升，形成过度的氧化物恶化钢板质量。因此，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的铝的质量百分比限定在2.0～3.0％。
Ti：钛是强碳化物形成元素，在钢中能够形成TiN，作为奥氏体形核的质点，起到细化奥氏体晶粒的作用。在本发明所述的技术方案中，添加微量的Ti主要起到细化奥氏体晶粒的作用。同时，Ti的碳氮化物的弥散析出能够在一定程度上进一步提高钢的强度。因此，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的钛的质量百分比控制在0.01～0.02％。
Nb：Nb一方面可以细化晶粒和增加钢板厚度，另一方面可以提高钢的未再结晶温度，在轧制过程中抑制钢中奥氏体的变形再结晶并阻止其晶粒的长大，便于在轧制的过程中采用相对较高的终轧温度，并通过应变诱导析出的Nb的碳氮化物对钢进行沉淀强化，从而加快轧制速度，提高生产效率。此外，由于强化了晶粒细化的作用，使得可生产钢板的厚度增大。因此，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的铌的质量百分比控制在0.01～0.02％。
进一步地，在本发明所述的无磁钢板中，钢板的基体组织为未再结晶的形变奥氏体晶粒。
进一步地，在本发明所述的无磁钢板中，其屈服强度为450～510MPa，抗拉强度为660～710MPa，延伸率为30～40％，-196℃下的冲击功≥110J。相较于现有技术中的无磁钢板抗拉强度≤530MPa，本案的无磁钢板强度具有显著提高，性能得到显著改善。
进一步地，在本发明所述的无磁钢板中，在16kA/m的磁场强度下其相对磁导率≤1.008。
相应地，本发明的另一目的在于提供上述的无磁钢板的制造方法，采用该制造方法所得到的无磁钢板，其屈服强度为450～510MPa，抗拉强度为660～710MPa，延伸率为30～40％，-196℃下的冲击功≥110J。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的无磁钢板的制造方法，包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热：加热温度为1120℃～1170℃；
(3)轧制；
(4)轧制后冷却。
在本发明所述的技术方案中，采用低温加热的方法，也就是说，将加热温度控制为1120～1170℃，这是由于所述的无磁钢板中的Mn含量较高，导致其抗氧化性能降低，在高温下的高温氧化现象严重，而钢中的Al元素在表面形成一层致密的Al2O3氧化膜，能够有效的防止钢板表面继续氧化；但过高的加热温度会破坏这层致密的氧化膜，导致钢板表面以下出现严重的氧化现象，甚至会在表面以下产生严重的晶界氧化，成为热轧表面开裂的裂纹源。因此，在本发明所述的制造方法中将加热温度限定在1120～1170℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(2)中，控制加热速度≤70℃/h。
在本发明所述的技术方案中，由于所述的无磁钢板具有较高的锰含量，因而，在较低温度阶段(＜600℃)，其导热率只有普通低合金钢的三分之一。因此，在步骤(2)的加热阶段要保证其具有较小的加热速率，以保证钢坯例如钢锭或连铸坯能够充分受热，避免由于表面和芯部的温差过大而导致在变形过程中钢板的内外变形不一致而形成开裂，因而，在本发明所述的制造方法中，控制加热速度≤70℃/h
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(3)中，采用两阶段轧制，其中在第一阶段轧制中：开轧温度为1040～1090℃，在轧制至成品钢板厚度的3～4倍时，在辊道上待温至840～900℃。
这是因为：当轧件厚度到达成品钢板厚度的3～4倍时，由于钢中铌元素对于变形再结晶温度的提高，在精轧阶段(即第二阶段轧制)可以适当的提高精轧的开轧温度，缩短待温时间，提高生产效率。因此，在轧制过程中采用控制轧制的办法，在较高的温度进行粗轧(即第一阶段轧制)，使材料能够进行充分的变形，在奥氏体中引入较高密度的位错。钢坯900℃以上时，由于温度较高，会发生奥氏体晶粒的回复、再结晶过程，使精轧前的奥氏体晶粒得到充分的细化。精轧阶段在840～900℃开始轧制，能够保证细化后的奥氏体晶粒再较低的温度下变形，同样会引入大量的位错。此外，由于铌元素的加入，提高了奥氏体变形再结晶的温度，使在精轧阶段中，钢中的奥氏体不发生(或很少部分)再结晶，使变形的奥氏体晶粒能够在随后的空冷过程中保留至室温。这些未再结晶的奥氏体由于形变强化的原因，其强度较等轴的奥氏体晶粒更高。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(3)中，在第二阶段轧制中：开轧温度为840～900℃，终轧温度为780～820℃。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(3)中，在第二阶段轧制中：道次变形率为12～28％。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在所述步骤(4)中，轧制后直接堆垛空冷。
在发明所述的技术方案中，对于轧至成品厚度的钢板，进冷床直接空冷即可，不需要对钢板进行任何二次热处理。为了不占用冷床空间，提高生产效率，钢板轧后可以进行堆垛缓冷。
本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板通过合理设计化学成分，在钢中添加了微合金元素Nb、Ti，利用微合金元素在热轧制过程中细化晶粒和析出强化的作用，尤其是Nb强烈的抑制再结晶的作用，使钢的强度较现有技术钢板例如20Mn23AlV得到显著的提高，所述的无磁钢板屈服强度为450～510MPa，抗拉强度为660～710MPa，延伸率为30～40％，冲击功在-196℃可达到110J以上。在16kA/m的磁场强度下其相对磁导率能达到1.008或者更低。
此外，本发明所述的无磁钢钢板采用较低的加热温度，减少了轧制过程的能耗。同时，轧制过程中采用的两阶段轧制使钢板最终的基体组织得到显著的细化，冷却过程采用空冷，并且成品钢板无需进行任何后续的热处理工艺，大大降低至生产制造成本。
另外，本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板由于成分和工艺设计合理，加热和轧制过程的工艺窗口较大，可选择的范围较大，工艺简单，可操作性较强。从实施效果来看，适合在中、厚板产线进行稳定的批量生产。
附图说明
图1为对比例1的现有技术钢板的基体组织金相照片。
图2为实施例4的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的基体组织金相照片。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的微合金化高强度的无磁钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6及对比例1
表1列出了实施例1-6的微合金化高强度高塑性的无磁钢板及对比例1的现有技术钢板中各化学元素质量百分比。
表1.(wt％，余量为Fe和其他除了P、S以外的不可避免的杂质)
实施例 C Si Mn P S Al Ti Nb
1 0.16 0.23 25.78 0.007 0.005 2.08 0.011 0.043
2 0.11 0.26 22.88 0.006 0.0009 2.44 0.018 0.072
3 0.15 0.22 23.14 0.008 0.002 2.88 0.018 0.069
4 0.19 0.28 20.86 0.006 0.005 2.26 0.02 0.088
5 0.14 0.21 25.56 0.007 0.0009 2.35 0.016 0.049
6 0.17 0.31 24.38 0.008 0.003 2.78 0.012 0.071
对比例 C Si Mn P S Al Ti Nb
1 0.15 0.33 21.52 0.009 0.003 2.6 — —
实施例1-6的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的制造方法采用以下步骤制得：
(1)按照表1所列的各化学元素配比进行冶炼和铸造；
(2)加热：均热炉加热温度为1120℃～1170℃保温5h，控制加热速度≤70℃/h，开坯轧制成钢板后冷却至室温；
(3)随后轧制采用两阶段轧制，其中在第一阶段轧制中：开轧温度为1040～1090℃，在轧制至成品钢板厚度的3～4倍时，在辊道上待温至840～900℃；在第二阶段轧制中：开轧温度为840～900℃，终轧温度为780～820℃，道次变形率为12～28％；
(4)轧制后冷却：轧制后直接堆垛空冷至室温。
对比例1的现有技术钢板的制造方法采用如下步骤制得：
(1)按照表1所列的各化学元素配比进行冶炼和铸造；
(2)加热：均热炉加热至1160℃保温5h，开坯轧制成板坯冷却至室温；
(3)将板坯加热至1150℃保温5小时，开轧温度为1080℃，不经两阶段轧制直接轧至成品板厚后空冷至室温。
表2列出了实施例1-6的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的具体工艺参数。
表2.
注：在表2中，各实施例的道次变形率为范围值而非某一个点值，这是因为在实际轧制过程中，多个道次的压下量并非均相同，因此，对于整个轧制过程来说，道次变形率就是范围值而非点值。
将实施例1-6的微合金化高强度高塑性的无磁钢板及对比例1的现有技术钢板进行力学性能测试以及16kA/m的磁场强度下的相对磁导率进行测试，测试结果列于表3中。
表3.
由表3可以看出，未采用本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的制造方法的对比例1，其屈服强度仅为352MPa，抗拉强度不大于670MPa，延伸率＞40％，-196℃下的夏氏冲击功可以达到190J左右，相对磁导率也能够满足生产要求。而采用本发明所述的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的制造方法的实施例1-6，其屈服强度450～510MPa，抗拉强度为660～710MPa，-196℃下的夏氏冲击功≥110J，在16kA/m的磁场强度下其相对磁导率≤1.008。
结合表1-3可以看出，由于实施例1-6的无磁钢板的采用本发明所涉及的微合金化设计和两阶段轧制工艺生产，因而其屈强强度远远高于对比例1的现有技术钢板，同时其抗拉强度也较对比例1的现有技术钢板在一定程度上有所提高，因而其能够满足无磁结构钢对于钢材本身强度的要求日益提高的需求，有效的提高了无磁钢强度。
图1为对比例1的现有技术钢板的基体组织金相照片。
如图1所示，对比例1的现有技术钢板，其基体组织为等轴的奥氏体晶粒，这是因为对比例1未添加微合金元素Nb，且其未采用本发明技术方案中的两阶段轧制工艺生产，因而未能够使钢板在热轧阶段的变形奥氏体晶粒保留至室温，导致最终的现有技术钢板的强度无法达到450～510MPa。
图2为实施例4的微合金化高强度高塑性的无磁钢板的基体组织金相照片。
如图2所示，实施例4的微合金化高强度高塑性的无磁钢板，其基体组织为形变奥氏体晶粒。对比图1和图2可以发现，实施例4由于采用本发明所涉及的微合金化高强度高塑性无磁钢板的成分和工艺从而使钢板室温下的基体组织为未再结晶的形变奥氏体晶粒，这种形变奥氏体晶粒保留至室温后能够充分的提高无磁钢板的强度，保证了本发明所涉及的微合金化无磁钢板的高强度
需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种微合金化高强度高塑性的无磁钢板，其特征在于，其化学元素质量百分比为：
C 0.10～0.20％，0＜Si≤0.4％，Mn 20～26％，A12.0～3.0％，Ti 0.01～0.02％，Nb0.04～0.09％，余量为Fe及其他不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的无磁钢板，其特征在于，钢板的基体组织为未再结晶的形变奥氏体晶粒。
3.如权利要求1所述的无磁钢板，其特征在于，其屈服强度为450～510MPa，抗拉强度为660～710MPa，延伸率为30～40％，-196℃下的冲击功≥110J。
4.如权利要求3所述的无磁钢板，其特征在于，在16kA/m的磁场强度下其相对磁导率≤1.008。
5.如权利要求1-4中任意一项所述的无磁钢板的制造方法，其特征在于，包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)加热：加热温度为1120℃～1170℃；
(3)轧制；
(4)轧制后冷却。
6.如权利要求5所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，控制加热速度≤70℃/h。
7.如权利要求5或6所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，采用两阶段轧制，其中在第一阶段轧制中：开轧温度为1040～1090℃，在轧制至成品钢板厚度的3～4倍时，在辊道上待温至840～900℃。
8.如权利要求7所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，在第二阶段轧制中：开轧温度为840～900℃，终轧温度为780～820℃。
9.如权利要求8所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(3)中，在第二阶段轧制中：道次变形率为12～28％。
10.如权利要求5所述的制造方法，其特征在于，在所述步骤(4)中，轧制后直接堆垛空冷。
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