CN101580916A

CN101580916A - 一种高强度高塑性孪生诱发塑性钢及其制造方法

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Publication number: CN101580916A
Application number: CNA2009100166059A
Authority: CN
Inventors: 许荣昌; 蒋鲤平; 孙会朝; 刘洪银
Original assignee: Laiwu Iron and Steel Group Co Ltd
Current assignee: Laiwu Iron and Steel Group Co Ltd
Priority date: 2009-06-25
Filing date: 2009-06-25
Publication date: 2009-11-18
Anticipated expiration: 2029-06-25
Also published as: CN101580916B

Abstract

本发明属于金属材料领域，涉及含Mn、Si、Al、N、B、Ti的孪生诱发塑性钢，成分按质量百分比范围如下：C：≤1％、Si：1.8～2.8％、Mn：10～25％、Al：0.05～0.1％、N：0.008～0.05％、B：0.001～0.005％、Ti：0.01～0.2％、S：≤0.01％、P≤0.015％，其余为铁元素与不可避免的杂质。本发明通过加入微合金元素N：0.008～0.05％、B：0.001～0.005％、Ti：0.01～0.2％来达到防止制备过程中材料晶粒的长大，降低铝含量实现传统连铸设备能够生产该钢种的目的。此钢材适合用于低温应用领域，特别适合于深冷用途以及高寒地区汽车的安全防护用材料。

Description

一种高强度高塑性孪生诱发塑性钢及其制造方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，涉及含Mn、Si、Al、N、B、Ti的孪生诱发塑性钢，特别涉及含有N、B、Ti的孪生诱发塑性钢，此钢材适合用于低温应用领域，特别适合于深冷用途以及高寒地区汽车的安全防护用材料。

背景技术

随着能源危机、环境保护的日益紧迫以及人们生活水平的提高，汽车行业面临挑战，目前，汽车工业用钢材的发展趋势是节能、降耗、环保、安全，因此，使用高强度钢以达到汽车的轻型化是汽车工业研究的重点，但是，如何在汽车轻量化设计的同时保证汽车的安全是汽车设计者首先要考虑的问题。目前，国内外研究与开发的汽车用高强度高塑性、高成形性的新钢种，如DP钢(双相钢)、TRIP钢(相变诱导塑性钢)、TWIP钢、含B钢等等。其中，最有发展潜力的是TWIP钢，由于该类合金的高强韧性来自形变过程中孪晶的形成而不是TRIP钢中的相变，故命名为孪生诱发塑性(twinning induced plasticity，TWIP)钢。TWIP钢具有高的抗拉强度(600～1000MPa)和极高的延伸率(50％～80％)，其抗拉强度(Rm)和延伸率(A)的乘积在50000MPa％以上，是高强韧性TRIP钢的两倍。除此之外，令人瞩目的力学性能是具有高的能量吸收能力和没有低温脆性转变温度。如20℃时传统深冲钢的吸收能范围是0.16J/mm≤E≤0.25J/mm，TWIP钢约为0.5J/mm，为传统深冲钢的两倍以上；在一196℃～200℃形变温度区间内没有低温脆性转变温度，TWIP钢是最近几年国内外正在进行研究的高强度、高塑性指标的汽车用钢，国际期刊《International Journal of Plasticity》16(2000)1391-1409发表了《High strength Fe-Mn-(Al，Si)TRIP/TWIP steels development-properties-application》，应用15％-30％含量的Mn与添加硅铝元素，得到了以上分析的性能的实验钢材。中国期刊《钢铁》VO1.40.NO.I发表的《高强度高塑性TWIP钢的开发研究》，公开了按锰的质量分数的不同的4组实验研究，分别为W(Mn)＝15％，W(Mn)＝20％，W(Mn)＝25％，W(Mn)＝30％，各组都添加W(Si)＝3％，W(Al)＝3％，其它为Fe与杂质元素，经过冶炼、锻造、加热到1100℃后保温2h，而后经过水淬处理，得出了性能相似的实验样品。但是，目前，以上研究存在以下缺点限制了其工业化生产与应用，首先，其成分通常主要是Fe，添加25～30％的Mn并加入3％的Al和3％的Si，合金含量高，生产成本高，特别是铝的含量高，由于目前高铝含量的钢连铸生产比较困难，限制了工业化生产；其次，由于硅、铝含量高使得该钢种在加热过程中晶粒容易长大，晶界氧化容易，加工困难。CN101381839公开了一种高强塑积合金钢及其热处理工艺，其化学成分百分含量为：C：0.03～0.05％，Mn：30±0.5％，Al：3±0.5％，Si：3±0.5％，其余为Fe。其工艺包括以下步骤有：将工件置于电阻加热炉内，工件间应留有适当间隙；通电加热，升温速率6～9℃/分钟；升温至1100℃时开始保温，此时温度跳动≤±5℃，保温时间2～5小时视工件大小而定；保温结束后将工件从电阻加热炉内取出，迅速投入水池中，水温≤30℃，并摆动；当工件表面不再有明显蒸汽产生时，即可将工件从水池中取出。该发明也存在同样的问题。《金属热处理》2002年08期《Mn含量对0.15C-0.6Si-Mn TRIP钢组织和力学性能的影响》中报道：低硅和低锰钢的残留奥氏体量少，力学性能差；增加锰含量，能提高残留奥氏体量及拉伸强度和伸长率，其力学性能与常规低碳Si2Mn TRIP钢的水平相当。

CN101160183提出如下方案：通过依次布置的工序，将具有预定化学成分15～27％Mn、1～6％Al、1～6％Si、≤0.8C，余为Fe和伴随元素-的轻质结构钢在使用合适铸造粉剂的条件下，在一种薄板坯铸造机(1)(d≤120mm)上进行铸造，直接与凝固相连，从连续铸锭(2)上分取板坯(3)，在一中间炉(4)中在通过时实现一种温度平衡，然后将板坯(3)不需中间时间冷却而直接进行热轧。本方案提供了一种新的TWIP钢制备方法，缺点在于需要对现有设备进行改造，否则，传统的设备难以实现直接热轧。

CN101215672公开了一种高强度高塑性的超低碳孪晶诱发塑性钢，属特种钢技术领域。本发明冷轧孪晶诱发塑性钢的组成为：C 0.005～0.03％，Si 2～3％，Mn 20～32％，Al 2～4％，Fe余量。将具有上述组成的钢坯冷轧后进行热处理，在1000～1200℃等温加热，随后快速冷却至室温，可得高性能冷轧孪晶诱发塑性钢。本发明的冷轧孪晶诱发塑性钢具有良好的强塑性，静态拉伸时其抗拉强度为580～760MPa，延伸率为60～90％；动态拉伸时其抗拉强度为700～1100MPa，延伸率为40～60％。其不足之处在于没有对材料进行微合金强化，而是通过高铝含量来获得高的延伸率，从而传统连铸生产设备难以进行生产。

CN101225459公开一种高塑性超细晶微合金低碳钢的制造方法，其特征是：a.将14MnNb钢热轧板加热到950～1020℃温度范围内保温30～40min；b.随炉冷却到840～800℃保温30～40min后在10％盐水中淬火；c.然后进行总压下量60～80％的多道次室温轧制变形；(4)最后再进行500～600℃保温1～20h空冷的再结晶退火。使用上述工艺制造的高塑性超细晶微合金低碳钢，在保持高强度的同时具有较高伸长率，伸长率为11.3％，抗拉强度为615MPa，与完全马氏体室温变形后再结晶退火得到的超细晶组织相比，分别提高85％和降低23％。本发明可用于生产高塑性超细晶微合金低碳钢板材或带材。其不足之处在于钢材伸长率太低(伸长率为11.3％)，没有达到60％以上的伸长率。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明通过分析计算与实验研究得出了一种能够工业化生产的高强度高塑性钢及其制备工艺。TWIP钢成分的原理是基于层错能，要求其在形变过程中诱发孪晶，抑制马氏体相变，从而产生TWIP效应。奥氏体中γ_fcc的层错能是关键，γ_fcc大于20MJ/m²时会发生机械孪生，所有增加层错能的合金都有助于孪生发生，比如铝就增加层错能，硅则降低层错能；该钢在使用时无外载荷，冷却到室温下的组织是稳定的残余奥氏体，但是如果施加一定的外部载荷，由于应变诱导产生机械孪晶，会产生大的无颈缩延伸，显示非常优异的力学性能，高的应变硬化率、高的塑性值和高的强度。本发明根据C、Si、Mn、Al、N、Ti、V、P、S等元素对TWIP效应的影响因素，设计了合理的化学成分，降低了生产成本，考虑工业生产因素，设计了制备工艺。

本发明提供一种高强度高塑性孪生诱发塑性钢，其特征在于成分按质量百分比范围如下：C：≤1％、Si：1.8～2.8％、Mn：10～25％、Al：0.05～0.1％、N：0.008～0.05％、B：0.001～0.005％、Ti：0.01～0.2％、S：≤0.01％、P≤0.015％.其余为铁元素与不可避免的杂质。本发明通过加入微合金元素N：0.008～0.05％、B：0.001～0.005％、Ti：0.01～0.2％来达到防止制备过程中材料晶粒的长大，降低铝含量实现传统连铸设备能够生产该钢种的目的。

优选的，当C：≤0.1％时，Mn含量应保证20～25％；当0.7≤C含量≤1％时，Mn含量可以15～20％范围内控制。

进一步来说，本发明以碳代锰来扩大奥氏体区，减少锰的用量，以氮代铝以保证工业化生产，用氮、钛、硼的配合来强化钢的性能，降低生产成本。

优选的，所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，材料经过高温退火以后，孪晶比例达到40％以上。

优选的，所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，抗拉强度700～1100MPa，屈服强度600～900MPa，延伸率60％～85％。

优选的，所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，抗拉强度700～900MPa，屈服强度600～700MPa，延伸率65％～85％。

本发明另一方面提供了一种所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢的制备方法，包含下列步骤：

1)冶炼、铸造；

2)锻造或轧制成型，初始成型温度为1100℃～1150℃，终成型温度850℃～950℃；

3)水冷或空冷至室温；

4)退火，温度900℃～1000℃，保温30～60分钟；水淬冷却至350℃，空冷至室温。

优选的，步骤1)之后进行电渣连铸重熔，渣系为CaF₂∶Al₂O₃＝70％∶30％，渣量保持30～100Kg，熔速：15～20Kg/min，空冷。对于普通用途的产品此步骤可以省略。

优选的，步骤1)在电炉内进行冶炼，冶炼过程中充氮气保护；铸造成电渣锭。

步骤4)中保温时间根据产品厚度而定，一般为30～60分钟。

有益效果

本发明制造的是一种具有高强度高塑性，高吸能，没有低温脆性转变温度的钢铁材料，在无外加载荷时，未变形的钢材在室温下的组织是全部稳定的残余奥氏体，在这些一次γ(奥氏体)内有少量的退火孪晶。当处于外部载荷作用状态时，由于变形过程中应变诱导产生机械孪晶，会发生非常大的无颈缩均匀延伸，因而表现出非常高的塑性。本发明的有益效果是为了达到以上目标即充分考虑了廉价微量元素的作用，又考虑并排除了高铝含量对工业化生产的限制作用，并制造出了满足市场需求的钢材。由于充分发挥了氮、硼、磷元素与钛的作用，减少了铝、锰的加入量，在不考虑铝含量时，又充分利用了碳的强化作用以及扩大奥氏体区域的作用，以及利用间隙原子N来取代置换原子Al，由于氮能够增加层错能抑制马氏体相变，硅降低层错能有利于马氏体相变，所以，本发明通过实验得出了抗拉强度1000MPa，屈服强度700MPa，延伸率65％，以及抗拉强度800MPa，屈服强度650MPa，延伸率80％的钢材。

附图说明：

图1为实例1典型金相组织。

图2为实例2典型金相组织。

具体实施方式

下面应用实例对本发明作进一步阐述与说明。以下实例不表明对本发明有任何限制。

实施例1

按照下列化学成份进行冶炼，质量百分比：C：0.03％、Si：2.8％、Mn：25％、Al：2.0％、N：0.05％、B：0.001％、Ti：0.2％、S：0.01％、P：0.030.其余为铁元素与不可避免的杂质。应用电炉冶炼、铸造成电渣锭，应用电渣连铸重熔，电渣重熔渣系为：CaF₂∶Al₂O₃＝70％∶30％，渣量保持80～90Kg，熔速：15～20Kg/min，空冷。轧制成型，厚度3.5mm，初始成型温度为1150℃，终成型温度850℃，水淬至室温。高温退火，温度900℃，保温时间30分钟，空冷至室温，得到钢材性能为抗拉强度810MPa，屈服强度690MPa，延伸率82％的钢材，钢材变性后金相组织照片中存在大量孪晶，图1为实例1典型金相组织。

实施例2

按照下列化学成份进行冶炼，质量百分比：C：0.9％、Si：2.5％、Mn：18％、Al：0.05％、N：0.02％、B：0.0015％、Ti：0.1％、S：0.009％、P：0.020.其余为铁元素与不可避免的杂质。应用电炉冶炼、铸造成电渣锭，应用电渣连铸重熔，电渣重熔渣系为：CaF₂∶Al₂O₃＝70％∶30％，渣量保持30～100Kg，熔速：15～20Kg/min，空冷。轧制成型，厚度3.0mm，初始成型温度为1100℃，终成型温度860℃，然后水淬至室温。高温退火，温度900℃，保温时间30分钟，空冷至室温，得到钢材性能为抗拉强度1100MPa，屈服强度790MPa，延伸率60％的钢材，钢材变性后金相组织照片中存在大量孪晶，图2为实例2典型金相组织。

实施例3

按照下列化学成份进行冶炼，质量百分比：C：0.4％、Si：1.8％、Mn：15％、Al：1.0％、N：0.005％、B：0.005％、Ti：0.02％、S：0.001％、P：0.010.其余为铁元素与不可避免的杂质。应用电炉冶炼、铸造成电渣锭，应用电渣连铸重熔，电渣重熔渣系为：CaF₂∶Al₂O₃＝70％∶30％，渣量保持60Kg，熔速：15～20Kg/min，空冷。轧制成型，厚度3.5mm，初始成型温度为1150℃，终成型温度950℃，水淬至室温。高温退火，温度1000℃，保温时间20分钟，空冷至室温，得到钢材性能为抗拉强度730MPa，屈服强度650MPa，延伸率82％的钢材，钢材变性后金相组织照片中存在大量孪晶。

Claims

1.一种高强度高塑性孪生诱发塑性钢，其特征在于成分按质量百分比范围如下：C：≤1％、Si：1.8～2.8％、Mn：10～25％、Al：0.05～0.1％、N：0.008～0.05％、B：0.001～0.005％、Ti：0.01～0.2％、S：≤0.01％、P≤0.015％.其余为铁元素与不可避免的杂质。本发明通过加入微合金元素N：0.008～0.05％、B：0.001～0.005％、Ti：0.01～0.2％来达到防止制备过程中材料晶粒的长大，降低铝含量实现传统连铸设备能够生产该钢种的目的。

2.如权利要求1所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，其特征在于，当C：≤0.1％时，Mn含量为20～25％。

3.如权利要求1所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，其特征在于，当0.7≤C含量≤1％时，Mn含量为15～20％。

4.如权利要求1所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，其特征在于，材料经过高温退火以后，孪晶比例达到40％以上。

5.如权利要求1所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，其特征在于，优选的，所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，抗拉强度700～1100MPa，屈服强度600～900MPa，延伸率60％～85％。

6.如权利要求5所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢，其特征在于，抗拉强度700～900MPa，屈服强度600～700MPa，延伸率65％～85％。

7.如权利要求1所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢的制备方法，包含下列步骤：

1)冶炼、铸造；

3)水冷或空冷至室温；

8.如权利要求5所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，步骤1)之后进行电渣连铸重熔，渣系为CaF₂∶Al₂O₃＝70％∶30％，渣量保持30～100Kg，熔速：15～20Kg/min，空冷。

9.如权利要求5所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，步骤1)在电炉内进行冶炼，冶炼过程中充氮气保护；铸造成电渣锭。

10.如权利要求5所述的高强度高塑性孪生诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，步骤4)中保温时间为30～60分钟。