CN101928876A - 加工性优良的trip/twip高强塑性汽车钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开一种加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢及制备方法，钢的化学成分的重量百分比为：C 0.10％～0.45％，Si≤0.6％，Mn 10％～20％，Al≤0.30％，P≤0.20％，S≤0.005％，Re 0.05％～0.30％，N 0.004％～0.05％，Nb≤0.1％，余量为Fe和不可避免杂质。方法为：采用真空冶炼、浇铸温度1450℃～1550℃，浇注成坯；铸坯加热温度1150～1250℃，保温30～60min，开轧温度1150～700℃，终轧温度850～600℃，轧后钢板水淬，冷却速率≥30℃/s；热轧板经40％～80％的压下率冷轧成厚度为0.8mm～2.0mm的钢板；在600～1000℃的静态炉中对冷轧带材进行热处理，保温3～10min，以≥20℃/s冷速快冷或水淬至室温。本发明在优选的成分下，控制热轧和热处理工艺可以获得具有一定组分配比的组织结构，充分利用TRIP效应的高强度和TWIP效应的高塑性特性，将两种效应有机结合在一起，获得具有TRIP和TWIP效应综合性能优良的钢板。

Description

加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢及其制备方法

技术领域

本发明属于特殊钢热处理加工技术领域，涉及一种加工性良好、同时具有TRIP和TWIP两种效应的高强度、高塑性汽车用薄钢板及其制备方法。

背景技术

现代汽车结构、性能和技术的重要发展方向是减重、节能、降低排放和提高安全性。随着冶金工业的发展，先后开发了DP和TRIP钢，对汽车工业的发展起到了有力的推动作用。TWIP钢的研制开发更是钢材在强度和延展性综合性能上的一次重大突破，它不仅具有很高的强度和成型性，还具有很好的吸收撞击能量的能力，作为汽车用钢在性能上具有明显的优势，成为新一代延性高强钢的发展方向。

但传统TWIP钢是在哈德菲尔(Hadfield)钢的基础上演变而来，其加工性能很差，主要原因为：(1)超高含量的Mn元素(≥20％)降低了钢的导热率，且自由线收缩值(2.4％～3.0％)是普通碳钢的2～3倍，导致钢的铸态组织粗大，原始铸坯/锭表面易产生热裂纹，热轧后裂纹加剧。(2)由于钢中含有大量的Mn元素，铸造时可能造成钢中成分偏析以及S和P元素在晶界偏聚，弱化晶界，同时大量脆性碳化物(M₂₃C₆、M₅C₂)的析出使TWIP钢在热轧过程中极易产生沿晶裂纹。(3)高Mn钢固有的高加工硬化速率，导致轧制变形抗力较高，增加了轧机负荷，使其难以冷加工成形。

随着高锰钢生产技术的发展，在Hadfield钢的基础上，发展了以添加高Si、高Al和Ni、V、Ti、Cr等合金元素获得具有奥氏体结构的TWIP钢。如专利公开号为CN 101215672A和CN 101235464A的两个中国专利中，受到超高锰(≥20％)和高硅、高铝(≥2％)的限制，热轧TWIP钢板的制备采用铸锭、热锻，以改善热轧板料的表面缺陷。然而热锻工序必须离线进行，既破坏了生产的连续性又增加了生产成本。而公开号CN 101066503A和CN 101084073A的两个德国专利中，为了避免轧制缺陷的发生，采用了DSC(Direct Strip Casting)的钢带连铸工艺来进行铸造带材的制备，经冷轧后获得TWIP薄钢板。但DSC技术在实际工业生产中存在性能稳定性差和高成本等明显的劣势。荷兰克里斯塔尔公司的PCT/EP2006/001034专利中，薄钢带的退火时间长达4小时，极大的制约了连续生产进程。韩国PCT/KR2007/006780专利中分别采用的是中高C(≥0.6％)、高Al(≥1.4％)合金体系，较高的碳当量和高Al成分降低了可焊性，也增加了连铸工序的难度。ARCELOR与THYSSENKRUPP共同申请的专利PCT/IB2007/001866，在中高C(≥0.6％)的基础上添加了部分Ni、Nb、Mo、V等微合金元素，一定程度上增加了产品成本。

现有TWIP钢技术中，针对TWIP效应进行了钢种成分和工艺设计，其抗拉强度未能达到超高强(≥900MPa)要求；而具有TRIP效应的冷轧汽车钢板其强度虽高，但塑性偏低(≤30％)。具有TRIP/TWIP综合效应的汽车用钢专利技术尚未见报道。

发明内容

本发明的目的在于提供一种具有低成本及良好冷、热轧成形性，并同时具有TRIP和TWIP效应的高强塑性汽车用薄钢板及其制备方法，以便降低车体重量，实现燃油经济性和降低废气排放造成的环境污染。

本发明的目的是这样实现的：一种加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢，其化学组成以重量百分比计为：C 0.10％～0.45％，Si≤0.6％，Mn 10％～20％，Al≤0.30％，P≤0.20％，S≤0.005％，Re 0.05％～0.30％，N 0.004％～0.05％，Nb≤0.1％，余量为Fe和不可避免杂质。各化学元素在钢中的作用如下：

C：有利于发明钢获得所需的强度指标；增加奥氏体的稳定性，以避免Mn降低后所引起的奥氏体稳定性的过度降低，在钢中保持中(低)C，抑制铁素体及ε-马氏体的过早形成，因此，优选的C含量为0.10％～0.45％。

Mn：与现有技术相比，发明钢在设计成分中大大降低了Mn含量，降低了铸坯凝固过程中的微观偏析、轧制缺陷产生机会和加工硬化率过高造成的轧制困难。当Mn含量超过20％时，其TWIP效应强烈，不利于高强度的获得；如Mn含量低于10％，则完全由表现为TRIP效应，不利于材料获得高塑性。因此Mn的合适范围在10％～20％之间。

Si的加入有利于强度的提高和适量的轻质化；

一定量的N、P和Nb，其中N、P的存在，不仅提高了奥氏体的稳定性而且促进强度的提高，C、N与Nb还可以产生细晶强化作用。

生产具有上述化学组成的加工性优良的TRIP/TWIP高性能汽车钢，其特征在于具有以下工艺步骤：

1)采用真空冶炼、浇铸温度控制在1450℃～1550℃之间，浇注成坯。

2)将具有上述成分的铸坯热轧，加热温度1150℃～1250℃，保温30～60min，开轧温度1150℃～700℃，其终轧温度850℃～600℃，轧后钢板水淬(冷却速率≥30℃/s)。

3)热轧板经40％～80％的压下率冷轧成厚度为0.8mm～2.0mm的冷轧薄钢板。

4)在600℃～1000℃范围内的静态炉中对冷轧带材进行热处理，保温3～10min，以≥20℃/s冷速快冷或水淬至室温。

本发明具有加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢，经过以上化学成分组合及制备工艺所获得的带材具有以下组织特征：

1)热轧钢板显微组织包含≥85％(Vol％)的奥氏体、≤15％(Vol％)的铁素体及渗碳体。

2)热处理后的钢板显微组织包含≥60％(Vol％)的退火孪晶奥氏体，≤40％(Vol％)的铁素体。

3)单向拉伸变形后的组织包含≥30％(Vol％)的形变孪晶奥氏体，≤70％(Vol％)的铁素体(BCC)+马氏体(BCC)+极少量ε马氏体(HCP)。

本发明将合金成分设计、冶炼、轧制和热处理工艺相结合，获得具有一定数量原始组织为部分亚稳态奥氏体的钢板，利用亚稳态奥氏体在塑性变形中部分发生相变，转变为ε+α马氏体，即TRIP效应；而以退火孪晶形态存在的稳定奥氏体通过应变诱发产生形变孪晶，即发生TWIP效应，获得具有TRIP/TWIP双重效应的高强度、高塑性汽车用钢。随着热处理温度的提高，钢中奥氏体的稳定性提高，在塑性变形过程中奥氏体向ε马氏体(HCP)和α马氏体(BCC)的转变量减小，即相变后剩余的残余奥氏体较多即V^FCC较高，单向拉伸后的力学性能表现为强度有所降低而塑性较高，加工硬化指数稍低；反之亦然。

由于高锰钢的熔点较低，铸坯要避免高温快速加热，采用较低速率的均匀升温。为减少脆性相(M₂₃C₆、M₅C₂、M₃P)和/或析出物的产生，按照化学成分的不同，其终轧温度保证在850℃～600℃之间，轧后快速冷却(≥30℃/s)，避开了相变温度区间，获得具有大量残余奥氏体的热轧态组织，其目的是降低冷轧变形抗力。热轧过程中对脆性相和大量析出物的抑制，将有效改善钢的强塑性、可加工性、表面质量和焊接性。

本发明加工性良好的高强塑性TRIP/TWIP钢具有如下性能特征：

1)抗拉强度(Rm)700～1100MPa，

2)屈服强度(Rel)300～600MPa，

3)断裂延伸率(A₅₀)40％～70％，

4)屈强比(Rel/Rm)0.3～0.6，

5)加工硬化指数(n)0.3～0.45，

6)强塑积(Rm×A₅₀)40000～60000MPa％。

本发明与现有技术相比具有以下有益效果：

1)发明钢采用中/低C-Mn和低Si、Al合金系，并控制钢液静置时间、出钢温度。与公开号为CN 101215672A和CN 101235464A的两个中国专利相比，大大降低了Mn含量，且无高硅、高铝和贵重合金(如Ni)的加入，不仅节约产品成本，还有效减少了复合脱氧产物及脆性相(SiO₂、Al₂O₃)和硫化物(MnS)的大量产生、聚集，提高钢质洁净度、可加工性和表面质量。

2)与公开号为CN 101066503A和CN 101084073A的两个德国专利相比，采用铸坯直接热轧成形，无需采用DSC工艺，节省设备投资和生产成本。

3)与公开号为CN 101111622A的专利相比，无需长时间退火，且通过不同热处理温度获得不同强塑性的TRIP/TWIP钢，实现能源和资源的有效利用。

4)在优选的成分下，控制热轧和热处理工艺可以获得具有一定组分配比的组织结构，充分利用TRIP效应的高强度和TWIP效应的高塑性特性，将两种效应有机结合在一起，获得具有TRIP和TWIP效应综合性能优良的钢板。

附图说明

图1为本发明实施例1拉伸变形后的微观组织；

图2为本发明实施例1单向拉伸应力-应变曲线。

具体实施方式

本发明中加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢化学组成见表1。

表1本发明实施例TRIP/TWIP钢的成分(wt％)

实施例	C	Si	Mn	Al	P	S	N	Nb	Re
										1	0.16	0.47	15.6	0.045	0.012	0.004	0.02	0.05	0.17
2	0.22	0.036	16.4	0.005	0.018	0.0045	0.017	-	0.10

3	0.15	0.26	12.89	0.20	0.010	0.0057	0.036	0.04	0.20
										4	0.41	0.012	15.04	0.005	0.016	0.0035	0.03	0.055	0.09
5	0.24	0.50	19.06	0.037	0.011	0.0023	0.0067	-	0.24

为了获得良好的强塑性，将具有上述组成的发明钢一次进行热轧、冷轧和热处理，其制备工艺参数见表2。

表2本发明实施例TRIP/TWIP钢制备工艺参数

不同的热处理温度、保温时间和冷却速率使钢板形成不同的组织结构、晶粒尺寸和综合力学性能指标，见表3。

表3TRIP/TWIP钢综合力学性能

经上述处理的钢板具有如下特征：连续屈服、低屈强比，物相组成为残余奥氏体+铁素体等，原始晶粒尺寸为10～40μm，变形前后相组成见表4。

表4TRIP/TWIP钢组织状态

(注：V^FCC-残余奥氏体体积分数，V^BCC-铁素体(BCC)与α马氏体(BCC)的体积分数之和，V^hcp-ε马氏体(HCP)体积分数。)

发明钢拉伸变形后的微观组织和拉伸应力-应变曲线见附图1和2。由于滑移所需应力远远小于孪生所需的应力，因此发明钢的塑性变形方式首先是滑移，拉伸曲线变现为平滑的连续屈服。随着变形应力的增大，亚稳态的残余奥氏体在应变作用下诱发马氏体相变，相变生成的硬质相马氏体不仅使基体产生高强度还延缓了颈缩的发生，即出现TRIP效应。随着应力不断加大，变形程度随之增加，当滑移和交滑移难以继续进行时，热处理后保留的退火孪晶在受到高应变作用，形成形变孪晶，形变孪晶的生成包括形核与扩展两个阶段，由于形核所需应力远高于扩展所需应力，当孪晶出现时，将伴随着载荷下降。形变过程中孪晶的不断形成就导致拉伸曲线形成锯齿状。孪生的切变促进了材料塑性发展，孪晶界对基体的分割类似于“细晶”强化，有效提高了材料的强度和塑性。

采用本发明方法得到的具有良好加工性能的高强度高塑性TRIP/TWIP钢板，抗拉强度最高达到1100MPa，其最大延伸率可以达到60％以上，n值达到0.45。

钢板集中了高强塑性、优良的均匀延伸率、高加工硬化指数、低屈强比和良好加工性等优点，可以满足700～1000MPa高强、超高强度不同级别结构件的冲压要求，成为最具潜力的新一代汽车结构用钢优选材料。

Claims (3)

1.一种加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢，其特征在于化学成分的重量百分比为：C 0.10％～0.45％，Si≤0.6％，Mn 10％～20％，Al≤0.30％，P≤0.20％，S≤0.005％，Re 0.05％～0.30％，N 0.004％～0.05％，Nb≤0.1％，余量为Fe和不可避免杂质。

2.根据权利要求1所述的加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢，其特征在于化学成分的重量百分比为：C 0.16％～0.25％，Mn 15％～19％，N0.01％～0.03％，Nb≤0.08％。

3.一种用于权利要求1或2所述的加工性优良的TRIP/TWIP高强塑性汽车钢的制备方法，其特征在于具有以下工艺步骤：

1)采用真空冶炼、浇铸温度控制在1450℃～1550℃，浇注成坯；

2)铸坯热轧，加热温度控制在1150℃～1250℃，保温30～60min，开轧温度控制在1150℃～700℃，终轧温度控制在850℃～600℃，轧后钢板水淬，冷却速率≥30℃/s；

3)热轧板经40％～80％的压下率冷轧成厚度为0.8mm～2.0mm的冷轧薄钢板；

4)在600℃～1000℃范围内的静态炉中对冷轧带材进行热处理，保温3～10min，以≥20℃/s冷速快冷或水淬至室温。

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