CN102392179B

CN102392179B - 一种具有超高强度超高韧性钢板及其制备方法

Info

Publication number: CN102392179B
Application number: CN 201110409529
Authority: CN
Inventors: 申勇峰; 邱从怀; 薛文颖; 王沿东; 左良
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2011-12-12
Filing date: 2011-12-12
Publication date: 2013-08-21
Anticipated expiration: 2031-12-12
Also published as: CN102392179A

Abstract

一种具有超高强度超高韧性钢板及其制备方法，属于材料技术领域，钢板成分按重量百分比为Mn 20.1～20.3%，C 0.61～0.63%，余量为Fe；制备方法为：（1）将Fe、Mn及C在保护气体条件下进行熔炼，然后浇注；（2）加热至1200±10℃保温1～3h进行固溶处理，在1200±10℃进行轧制；（3）后以50～80℃/s的速度降温至820±10℃，水冷至室温。本发明制备的钢板材料具有非常高的室温拉伸强度，应用性极强，并且制备方法简单，只需改进工艺条件，控制适当的热处理及冷却参数即可获得。

Description

一种具有超高强度超高韧性钢板及其制备方法

技术领域

本发明属于材料技术领域，特别涉及一种具有超高强度超高韧性钢板及其制备方法。

背景技术

钢是所有金属中用途最广泛的一种材料，在航空、核能、舰船、石化等工业领域广泛应用，近年来向交通运输（汽车、火车）、厨房用具、家用电器、建筑装饰等民用领域发展。因此，钢材的性能与人们的生活安全密切相关。目前，汽车工业用钢的开发主要致力于提高钢的强度并保持其成形性。汽车轻量、安全、低能耗的发展趋势对钢铁产品在品种、规格、质量上提出更高的要求。研发质量轻、耐冲击的运输工具体系的新设计理念要求开发强度高、塑性好及能量吸收能力优良、比质量轻的材料。提高强度可以减轻汽车的重量（满足节能环保需求），而塑性提高则可满足复杂车型设计及提高驾乘安全性能的需求。

近几年来，国内汽车行业发展迅速，带来对汽车用钢需求量的上升，另外，目前世界船舶建造订单吨位总和为3亿5630万吨，中国造船厂占世界水上运输设备建造总量的69.4%，韩国仅占23%。虽然我国已经从数量上逾越韩国和日本成为世界第一造船大国，但并不是第一造船强国，这主要是因为受到高性能钢铁材料的制约。例如，在我国从俄罗斯将“瓦格良”号航空母舰买入进行修复时，就发现我国的军用钢性能较差，与该舰钢板连接处的强度根本无法达到该航母所需的要求；依照当时用钢的质量，即使能够修复“瓦良格”号也会对其整体结构的强度和防护性能造成很大的破坏。而当时我国尚不具备建造航空母舰用钢的能力，因此希望从俄罗斯引进这种特殊钢的生产技术，航空母舰用钢与民用大型船舶用钢相比所具有的特殊性主要包括：抗海水腐蚀、防磁性、耐高温性以及有很高的强度、韧度和良好的焊接性能等等，目前我国生产的汽车用钢仍不能完全满足汽车工业发展的需求。

高锰钢的研究与使用历史悠久，具有良好的加工硬化性能，因而高锰钢广泛用于制造抗冲击磨损的工件。近年来，高锰钢在理论研究和实际应用方面日益得到重视。高锰钢在变形过程中因稳定奥氏体相中形成应变诱导孪晶而提高塑性。但在实践中发现，只有在冲击大、应力高、磨料硬的情况下, 高锰钢的高耐磨性才得到体现。而且，由于高锰钢的屈服强度低，初次使用时易于变形，并且造成较大的磨损；另外，寒冷地区经常发生高锰钢部件脆性断裂现象；因此，如何通过适当的成分及加工工艺设计，通过孪生或相变以提高高锰钢的屈服强度，同时提高其塑性变形能力，降低初次使用时的变形量而进一步提高高锰钢耐冲击性、耐磨性而使其成为新一代车体材料，成为材料研究工作者的新课题，也成为当前世界范围内的金属材料的研究热点之一。

在工程应用上，为了强化材料采用固溶强化法，这是一种利用大量融入固溶体中的溶质原子造成晶格畸变，晶格畸变增大了位错运动的阻力，使滑移难以进行，从而使合金固溶体的强度与硬度增加。在溶质原子浓度适当时，可提高材料的强度和硬度，而其韧性和塑性却有所下降。这就涉及到另两种强化机制，马氏体相变强化及孪生强化。马氏体是一种能使钢变硬、增强的组织，马氏体强化已经普遍应用于钢铁。由于马氏体相变时原子规则地发生位移，使材料在相变时塑性增长，利用此特点已开发了相变诱发塑性钢（TRIP），可以在提高钢强度的同时使其保持一定的塑性变形能力；同时，在工程应用中为了强化材料采用细化晶粒法，这是一种利用大量晶界限制或钉轧位错运动来提高材料的强度，可由著名的Hall-Petch关系来描述。人们已经从各种金属及合金中观察到高强度，大多数金属材料的屈服强度和硬度值随晶粒尺寸的减小表现出增加的趋势，很好地遵从 Hall-Petch 关系。孪生诱导塑性钢（TWIP）正是利用金属在变形过程中因为切变而导致孪晶界面增加的特点，使材料中塑性变形的同时因为孪晶界对位错的阻碍作用而使其强度增加，与通过晶粒细化导致材料强化具有相同的效果，从而使材料同时具有高强度及高韧性。

普通粗晶体钢（晶粒尺寸约为100 mm）在室温下拉伸的屈服强度仅为90 MPa，超细晶微合金钢（Fe-0.8C，晶粒尺寸约为6 mm）在室温下拉伸，其屈服强度 310 MPa（Bramfitt B.L., Marder A.R., Metallurgical and Petroleum Engineers, 191-198 (1973)）。Ding Hao等人（Ding H.，Ding H.，Song D.，Tang Z.Y.，Yang P.，Strain hardening behavior of a TRIP/TWIP steel with 18.8% Mn, Materials Science and Engineering A，Vol. 528，868-873(2011)）采用真空熔炼技术-热轧技术所制备的Fe-18.8Mn-2.9Si-2.9Al-0.04C钢，经1100℃退火1hr，在室温拉伸时，其屈服强度为400 MPa，抗拉强度为1300 MPa, 拉伸真应变量为45%，变形后微观组织中存在大量的孪晶及马氏体；虽然该方法所制备的材料基于同样的变形原理，但是其抗拉强度及拉伸塑性均较低。

韩国科学家Park等人（Park K.T., Jin K.G. Han S.H., Hwang S.W.,Choi K.Y., Lee C.S., Stacking fault energy and plastic deformation of fully austenitic high manganese steels: Effect of Al addition，Materials Science and Engineering A, Vol. 527, 3651-3661(2010)）通过真空熔炼-热轧-冷轧-退火方法制备的Fe-22Mn-xAl-0.6C钢，在变形后微观结构中存在高密度的孪晶，其屈服强度为～300±20MPa，随Al含量不同，其抗拉强度在670MPa至870MPa之间变化，拉伸塑性在54%至80%之间变化；虽然其屈服强度较高，拉伸塑性最高也可达到80%，但抗拉强度最高值仅为870MPa。

法国科学家Bouaziz等人（Liang X., Mcermid J.R., Bouaziz O., Wang X., Embury J.D., Zurob H.S., Acta Materialia, Vol.57 3978-3988(2009)）采用真空熔炼-热轧技术制备的Fe-22%Mn-1.2%C 钢，屈服强度为 380MPa，抗拉强度1600MPa，但是拉伸塑性仅42%，仍不够理想，而且其含碳量高达1.2%，使后续加工性能变差。

我国包卫平等人（包卫平，熊志平，赵艳君，任学平，不同热处理工艺对Fe-30Mn-3Si-4Al TWIP钢力学组织性能的影响，精密成型工程，卷 2，5-9（2010））采用真空感应炉氩气保护熔炼方法所制备的Fe-30Mn-3Si-4Al TWIP钢，在1000℃保温45min固溶，水淬冷却至室温，平均晶粒尺寸约为50μm，其屈服强度为311 MPa，抗拉强度约668 MPa；虽然其塑性较好，但是其相对较低的抗拉强度，仍然无法满足对强度及耐磨性能要求较高的应用领域的需求。

发明内容

针对现有高锰钢在综合性能上存在的上述缺陷，本发明提供一种具有超高强度超高韧性钢板及其制备方法，通过变形过程中TRIP效应、TWIP效应和C元素的固溶强化作用，制成具有超高强度和韧性的高锰钢。

本发明的具有超高强度超高韧性钢板的成分按重量百分比为Mn20.1~20.3%，C0.61~0.63%，余量为Fe和不可避免杂质，其抗拉强度为1910~2010 MPa，拉伸延展性为75~85%，屈服强度为310~400MPa。

上述的具有超高强度超高韧性钢板的微观结构为等轴奥氏体晶粒，晶粒的直径在40~60μm。

本发明的具有超高强度超高韧性钢板的制备方法按以下步骤进行：

1、将碳、金属Fe及金属Mn置于熔炼炉中，在保护气体条件下进行熔炼，然后浇注成铸锭，其成分按重量百分比为Mn20.1~20.3%，C0.61~0.63%，余量为Fe和不可避免杂质；

2、将铸锭加热至1200±10℃保温1~3h进行固溶处理，在1200±10℃进行轧制，变形量为83~85%，终轧温度为900±10℃；

3、轧制结束后以50~80℃/s的速度降温至820±10℃，保温0.5~1h，再水冷至室温，获得具有超高强度超高韧性钢板。

上述方法中，当需要进一步提高屈服强度时，对具有超高强度超高韧性钢板进行冷轧，冷轧变形量为10~40%，然后升温至750±10℃，保温2~10min；获得的冷轧钢板的抗拉强度为1730~1930 MPa，拉伸延展性为37~72%，屈服强度为400~1100MPa。

上述方法中所述的保护气体选用氩气。

上述的具有超高强度超高韧性钢板的晶粒内部存在不同取向的孪晶片层结构，取向相同的孪晶片层互相平行，孪晶片层结构所占面积百分比为10~15%；经过冷轧后孪晶片层结构提高到20~52%

本发明通过层错能计算进行成分设计，确定上述合金成分，其层错能理论值约为19 mJ/mol，在适当的加工条件下易于通过马氏体相变及机械孪生，从而形成大量纳米尺度的马氏体片层及孪晶亚结构，使金属得到强化；熔炼过程采用惰性气体Ar保护方法，并结合连续热轧制及快速冷却技术使组织结构均匀。本发明的利用真空感应熔炼技术及连续轧制技术，并结合快速冷却技术，通过合理的工艺过程和工艺参数制备出具有TRIP/TWIP效应的钢材料，该材料具有非常高的室温拉伸强度，远高于用传统方法制备的相当晶粒尺寸的钢样品的抗拉强度；该产品应用性极强，由于具有相变及孪生效应，在再加工过程中产生大量纳米量级的马氏体片层及孪晶亚结构，此类结构中具有极强的吸收位错大能力，使得材料具有非常高的强度及良好的塑性及优越的耐磨耐蚀性能，对迅速发展的汽车工业，建筑业，化学工业，原子能工业，造船等新技术领域等高技术的发展具有重要价值；本发明的制备方法简单，只需改进工艺条件，控制适当的热处理及冷却参数即可获得。

附图说明

图1 为本发明实施例1中的制备的具有超高强度超高韧性钢板微观组织形貌图；

图2 为本发明实施例3中的制备的具有超高强度超高韧性钢板微观组织形貌图；

图3为本发明具有超高强度超高韧性钢板在室温条件下，单向拉伸的真应力-真应变曲线图；其中1为实施例1的产品数据，2 为实施例2的产品数据，3 为实施例3的产品数据；

图4为本发明实施例1的制备的具有超高强度超高韧性钢板在单向拉伸变形后的透射电子显微镜照片图；

图5所示为本发明实施例1的具有超高强度超高韧性钢板在单向拉伸变形后的高倍透射电子显微镜照片图，图中ε为马氏体片层，TBs为纳米孪晶，SFs为纳米孪晶层错结构。

具体实施方式

本发明实施例中采用的热轧设备为Φ450 双辊单向异步轧机。

本发明实施例中采用的冷轧设备为两辊轧机。

本发明实施例中采用的快速冷却设备为多喷嘴超快速冷却装置，该技术为已知技术。

本发明实施例中冷轧后采用的保温设备为SX2-12-10型箱式电阻炉。

本发明实施例中采用的熔炼设备为真空感应炉。

本发明实施例中采用的金属Fe、金属Mn和C粉末（粒度≤50目）的重量纯度均≥99.9%。

本发明实施例中将冶炼的物料置于真空度≤100Pa，再通入氩气至常压进行保护。

实施例1

将金属Fe、金属Mn及C粉末置于熔炼炉中，在氩气条件下进行熔炼，然后浇注成铸锭，其成分按重量百分比为Mn20.2%，C0.62%，余量为Fe和不可避免杂质；

铸锭中杂质成分按重量百分比为Si0.182%，Al0.002%，Ni0.046%，Cu0.085%，Nb0.019%，V0.068%，Co0.013%，Ti0.004%，P0.018%，B0.004%，W0.028%，N0.002%，S0.007%；

将铸锭加热至1200±10℃保温1h进行固溶处理，在1200±10℃进行6道次轧制，变形量为83%，终轧温度为900±10℃；其中奥氏体再结晶区轧制在1050~1200℃内完成，未再结晶区变形在900~1000℃完成；

轧制结束后以50℃/s的速度降温至820±10℃，保温0.5h，再水冷至室温，获得具有超高强度超高韧性钢板，抗拉强度2010 MPa，拉伸延展性85%，屈服强度310MPa；微观结构为等轴奥氏体晶粒，晶粒的直径在40~60μm，晶粒内部存在孪晶片层结构，其所占面积百分数为10%；具有超高强度超高韧性钢板厚度为6mm；微观组织形貌如图1所示，单向拉伸的真应力-真应变曲线如图2所示，单向拉伸变形后的透射电子显微镜照片如图3所示，单向拉伸变形后的高倍透射电子显微镜照片如图4所示；

普通粗晶体微合金钢（晶粒尺寸约为100μm）在室温下拉伸，其屈服强度在90 MPa；超细晶微合金钢（晶粒尺寸约为6μm）在室温下拉伸，其屈服强度310 MPa，抗拉强度为630MPa；具有超高强度超高韧性钢板材料比超细晶微合金钢晶粒尺寸大9倍，但屈服强度值相等，而抗拉强度提高了3倍多；具有超高强度超高韧性钢板材料与普通粗晶钢相比，屈服强度是普通粗晶钢的3倍，抗拉强度提高了近10倍。

实施例2

将金属Fe、金属Mn及C粉末置于熔炼炉中，在氩气条件下进行熔炼，然后浇注成铸锭，其成分按重量百分比为Mn20.1%，C0.63%，余量为Fe和不可避免杂质；

将铸锭加热至1200±10℃保温2h进行固溶处理，在1200±10℃进行7道次轧制，变形量为84%，终轧温度为900±10℃；

轧制结束后以60℃/s的速度降温至820±10℃，保温0.8h，再水冷至室温，获得具有超高强度超高韧性钢板；抗拉强度为1960 MPa，拉伸延展性为80%，屈服强度为360MPa；

将具有超高强度超高韧性钢板进行冷轧，变形量为30%；然后升温至750±10℃，保温10min，经过冷轧的钢板抗拉强度1930 MPa，拉伸延展性72%，屈服强度400MPa；微观结构为等轴奥氏体晶粒，晶粒的直径在30~50μm，晶粒内部存在孪晶片层结构，其所占面积百分数为20%；单向拉伸的真应力-真应变曲线如图2所示；

通过真空熔炼-轧制技术制备的Fe-22Mn-1.2C钢，抗拉强度可达到1600 MPa，屈服强度仅为300 MPa，拉伸塑性为40%，其综合性能与具有超高强度超高韧性钢板材料相比有显著差距。

实施例3

将金属Fe、金属Mn及C粉末置于熔炼炉中，在氩气条件下进行熔炼，然后浇注成铸锭，其成分按重量百分比为Mn20.3%，C0.61%，余量为Fe和不可避免杂质；

将铸锭加热至1200±10℃保温3h进行固溶处理，在1200±10℃进行8道次轧制，变形量为85%，终轧温度为900±10℃；

轧制结束后以80℃/s的速度降温至820±10℃，保温1h，再水冷至室温，获得具有超高强度超高韧性钢板；抗拉强度为1910MPa，拉伸延展性为75%，屈服强度为400MPa；

将具有超高强度超高韧性钢板进行冷轧，变形量为20%；最后升温至650±10℃，保温2 min，获得的冷轧钢板的抗拉强度1730 MPa，拉伸延展性37%，屈服强度1100MPa；微观结构为等轴奥氏体晶粒，晶粒的直径在10~50μm，晶粒内部存在孪晶片层结构，其所占面积百分数为52%；单向拉伸的真应力-真应变曲线如图2所示；微观组织形貌如图2所示；

采用真空感应炉氩气保护熔炼方法所制备的Fe-30Mn-3Si-4Al TWIP钢，在1000℃保温45min固溶，平均晶粒尺寸约为50μm，其屈服强度为311 MPa，抗拉强度670 MPa，在对强度、耐磨性能要求较高的领域，具有超高强度超高韧性钢板材料仍然具有独特的优势。

Claims

1.一种具有超高强度超高韧性钢板的制备方法，其特征在于按以下步骤进行：

（1）将碳、金属Fe及金属Mn置于熔炼炉中，在保护气体条件下进行熔炼，然后浇注成铸锭，其成分按重量百分比为Mn20.1~20.3%，C0.61~0.63%，余量为Fe和不可避免杂质；

（2）将铸锭加热至1200±10℃保温1~3h进行固溶处理，在1200±10℃进行轧制，变形量为83~85%，终轧温度为900±10℃；

（3）轧制结束后以50~80℃/s的速度降温至820±10℃，保温0.5~1h，再水冷至室温，获得具有超高强度超高韧性钢板，该钢板的成分按重量百分比为Mn20.1~20.3%，C0.61~0.63%，余量为Fe和不可避免杂质，所述的具有超高强度超高韧性钢板的抗拉强度为1960~2010 MPa，拉伸延展性为75~85%，屈服强度为310~400MPa，该钢板的微观结构为等轴奥氏体晶粒，晶粒的直径在40~60μm。