CN102400036A

CN102400036A - 一种高延伸率和高扩孔率的孪晶诱发塑性钢及其制造方法

Info

Publication number: CN102400036A
Application number: CN201010276620XA
Authority: CN
Inventors: 严玲; 刘仁东; 王旭; 王科强; 孟贝; 林利; 孙建伦; 郭金宇; 徐鑫
Original assignee: Angang Steel Co Ltd
Current assignee: Angang Steel Co Ltd
Priority date: 2010-09-07
Filing date: 2010-09-07
Publication date: 2012-04-04
Anticipated expiration: 2030-09-07
Also published as: CN102400036B

Abstract

本发明提供一种高延伸率和高扩孔率的孪晶诱发塑性钢及其制造方法，其组成：C 0.30％～0.70％，Si≤1.0％，Mn 10％～20％，Al≤1.0％，P0.005％～0.20％，Re 0.05％～0.30％，N 0.004％～0.05％，Nb≤0.2％，V≤0.3％，Cu≤1％，余为Fe。其方法①冶炼：采用真空炉冶炼，钢液静置3～5min后浇铸，浇铸温度为1450～1550℃；②热轧：铸坯加热温度为1150～1200℃，升温速率10～15℃/min，保温20～40min，开轧温度1150～850℃，终轧温度900～600℃，轧后以≥20℃/s的速率快速冷却至室温；③冷轧：热轧板以40％～80％的压下率进行冷轧；④热处理：温度600～1000℃，保温3～10min后以≥20℃/s的冷速快冷至室温。本发明钢种成本低，方法简单，产品表面质量好，加工性能及综合机械性能优良。

Description

一种高延伸率和高扩孔率的孪晶诱发塑性钢及其制造方法

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，尤其涉及一种采用热轧、冷轧及热处理方式生产的孪晶诱发塑性钢。

背景技术

现代汽车工业向节能、降耗、环保及安全的方向发展，促使开发高强和超高强度钢、实现汽车轻量化成为研发的重点。用于车体骨架构件、补强构件和防撞吸能构件的超高强度钢板对减轻车体重量起着重要作用。但强度提高往往带来加工成形性的恶化，因此对汽车用钢的塑性和成形性也同时提出更高的要求。在兼具高强度和高延展性的汽车用钢开发当中，相继开发并应用了双相(DP)钢、相变诱发塑性(TRIP)钢和复相(CP)钢等高强度钢，以及准备在汽车制造业上商业化试用的孪晶诱导塑性(TWIP)钢等新一代高强汽车用钢，其中以TWIP钢的综合性能最佳。高强度钢板的应用使加工方式由原来的深冲压加工转向单纯的模锻、弯曲加工或延伸凸缘加工，为此，还要求汽车用钢具备尽可能高的成形性、扩孔性等综合性能。采用现有技术生产的高强钢，如DP、TRIP和CP等钢种，由于其组织内部不同组成相之间的强塑性差异较大，在上述加工过程中其延展性和扩孔性等性能相对较差，加工构件存在裂纹等缺陷发生，无法实现稳定的产品加工。而优良的延展性和扩孔性与组织构成、状态和加工方式等相关，因此在现有加工方式下，改善材料内部的组织结构对提高其加工成形性至关重要。

第一代TWIP钢(25％Mn-3％Si-3％Al)是在哈德菲尔(Hardfield)钢的基础上演变而来，其超高Mn含量降低了钢的导热率，过大的自由线收缩值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。钢中成分偏析以及S和P元素在晶界偏聚，弱化晶界，在热轧过程中极易产生沿晶裂纹。高的加工硬化速率，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。

由于材料的延伸率和扩孔率随着抗拉强度的升高而下降，在AHSS钢中，DP和TRIP钢虽有较优良的伸长率，但由于硬质马氏体相的存在而使这些钢板的延伸凸缘性能恶化，可见，具有合适的组织状态，实现强塑性优化配比对提高汽车用钢的综合力学性能和加工成形性能是至关重要的。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，不仅破坏了生产的连续性而且增加了生产成本。在公开号为CN 101066503A和CN 101084073A的两个中国专利中，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不足。荷兰克里斯塔尔公司的专利(PCT/EP2006/001034)中，薄钢带的退火时间长达4小时，极大地制约了连续生产进程。韩国专利(PCT/KR2007/006780)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。公开号为CN 101036921A的中国专利中采用铁素体+残余奥氏体+回火马氏体(或少量贝氏体)的多相组织实现高延伸率和扩孔性，制备的产品强塑积(TS×EL)18500MPa％，其中延伸率为20％，扩孔率40％。该性能指标中，在强塑积和扩孔率上都与TWIP钢有一定差距。

研制开发具有高延展性和高扩孔性的孪晶诱发塑性钢，使其实现强塑性的良好匹配，用于制造汽车的加强部件及抗撞击吸收等部件，在汽车轻量化的进程中将发挥重要作用，具有良好的应用前景。

发明内容

本发明的目的在于克服上述现有技术的不足，提供一种具有高强度、高塑性和高扩孔率，适用于汽车加强部件及抗撞击吸收等部件的抗拉强度高于800MPa的孪晶诱发塑性钢及其制造方法。

本发明是这样实现的，该一种高延伸率和高扩孔率的孪晶诱发塑性钢的化学组成以重量百分比计为：C 0.30％～0.70％，Si≤1.0％，Mn 10％～20％，Al≤1.0％，P 0.005％～0.20％，Re 0.05％～0.30％，N 0.004％～0.05％，Nb≤0.2％，V≤0.3％，Cu≤1％，余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明所述孪晶诱发塑性钢的组织包含≥85％体积百分比的过冷奥氏体，≤15％体积百分比的α_bcc-马氏体+ε_hcp-马氏体；过冷奥氏体基体组织呈等轴状，并包含大量层错和晶界平直的退火孪晶，奥氏体晶粒尺寸5～20μm。

本发明高延伸率和高扩孔率的孪晶诱发塑性钢的制造方法的特点在于：①冶炼：采用真空炉冶炼，钢液静置3～5min后浇铸，浇铸温度为1450～1550℃；②热轧：铸坯加热温度为1150～1200℃，升温速率10～15℃/min，保温20～40min，开轧温度1150～850℃，终轧温度900～600℃，轧后以≥20℃/s的速率快速冷却至室温，热轧板的厚度为3～5mm；③冷轧：热轧板以40％～80％的压下率进行冷轧，冷轧薄板的厚度为1.2～2mm；④热处理：在600～1000℃的静态炉中对冷轧薄板进行热处理，保温3～10min后以≥20℃/s的冷速快冷至室温。

本发明将合金成分设计、冶炼、轧制和热处理工艺相结合，保证了材料具有高强度的同时还具有高延伸率和高扩孔率。与现有技术相比，本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，Re元素阻止了低熔点化合物在晶界的偏聚，改善了铸坯加工性。在设定的浇铸工艺下，获得高达35％(Vol％)的中心等轴晶组织的铸坯，减少了不利于加工成形的粗大柱状晶比例。由于高锰钢的熔点较低，固液相线温差小，铸坯要避免高温快速加热，采用较低加热速率的均匀升温。为减少脆性相(M₂₃C₆、M₅C₂、M₃P)和/或析出物的产生，其终轧温度保持在900～600℃之间，轧后快速冷却(≥20℃/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。热轧过程中对脆性相和大量析出物的抑制，有效改善了钢的强塑性、加工性和表面质量。

为避免Mn含量减少所引起的奥氏体稳定性降低，在钢中需保持中C含量，抑制铁素体及马氏体的过早形成。同时，加入一定量的强化元素，如Nb、V、P、N和Cu。其中N、P、Cu的加入提高了过冷奥氏体的稳定性，抑制马氏体相变，促进有利于高延展性的孪晶诱发塑性效应的产生。而N分别与适量添加的Nb、V产生细晶强化和析出强化效应。形变前后单一的奥氏体组织所发生的孪晶诱发塑性效应及其对马氏体相变的抑制作用，则避免了因组分强塑性差异而导致的扩孔率降低。

为了获得良好的强塑性，本发明钢需要经过热处理。不同的热处理温度、保温时间和冷却速率使钢板具有不同的组织结构、晶粒尺寸，并获得不同的性能指标。

本发明经上述处理的钢板具有如下特征：连续屈服、低屈强比、高延伸率、高n值和高扩孔率。物相组成为过冷奥氏体+少量马氏体，受合金元素、第二相和热处理工艺的影响，发明钢的原始过冷奥氏体晶粒尺寸约为5～20μm，小于传统TWIP钢的晶粒尺寸(20～50μm)，且其中含有大量的层错。

本发明钢在单向拉伸时，由于滑移所需应力远远小于孪生所需的应力，因此钢的塑性变形方式首先是滑移，拉伸曲线为平滑的连续屈服。随着变形应力的增大，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高应力、应变作用下，促进了孪生变形机制的发生，形成形变孪晶。形变孪晶的生成包括形核与扩展两个阶段，由于孪晶形核所需应力远高于扩展所需应力，只有提高外力才能引发变形的持续进行，从宏观上表现为流变应力提高；而当孪晶出现时，将推动塑性变形的进行，伴随着载荷下降，因此，从拉伸应力-应变曲线上可见，在形变过程中伴随着孪晶的不断形成拉伸曲线呈锯齿状变化，且随着应变程度增大，锯齿更加密集，直至达到塑性失稳而断裂。可见，孪生的切变促进了塑性变形的持续进行，微合金元素对组织细化和形变孪晶界对基体的分割产生的双重“细晶”效应，充分提高了材料的强度和塑性。

本发明钢具有如下机械性能特征：抗拉强度(Rm)800～1100MPa，屈服强度(Rp_0.2)270～600MPa，断裂延伸率(A₈₀)40％～73％，屈强比(Rp_0.2/Rm)0.35～0.54，加工硬化指数(n)0.35～0.47，强塑积(Rm×A₈₀)40000～60000MPa％，扩孔率(λ)30％～50％。

本发明的优点是：

1.综合机械性能优良。在优选的成分下，控制热轧和热处理工艺可以获得细晶的奥氏体组织，充分发挥细晶强化和析出强化作用，在保证高强度的同时，获得高塑性，单一的组织结构避免了因组织强塑性差异导致的扩孔率降低，从而获得具有高延伸率和高扩孔率等综合性能优良的孪晶诱发塑性钢。

2.发明钢加工制备方法简单，加工性和表面质量好。采用中C-Mn和中(低)Si、Al合金系，通过控制出钢温度和钢液静置时间获得高等轴晶比例的铸坯组织。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，与高硅、高铝和贵重合金(如Ni)的合金系相比，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，大大提高钢质洁净度、可加工性和表面质量。

3.生产成本低。本发明钢无需添加贵重合金元素，以锰、硅、铝为主，强化元素选择微量的铌、钒和铜，其强化效果明显。与公开号为CN101111622A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孪晶诱发塑性钢，实现能源和资源的有效利用。

附图说明

附图1为本发明实施例1包含退火孪晶的奥氏体组织。

附图2为本发明实施例1的层错形貌。

附图3为本发明实施例1的XRD物相分析。

附图4为本发明实施例1的单向拉伸应力-应变曲线。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明作进一步的描述。

本发明实施例钢的化学组成见表1。

表1本发明实施例钢的化学成分(wt％)

实施例	C	Si	Mn	Al	P	S	N	Re	Nb	V	Cu
												1	0.36	0.4	18.6	0.35	0.013	0.002	0.0067	0.17	0.056
2	0.64	--	14.5	0.8	0.10	0.0057	0.021	0.09		0.13
												3	0.47	0.5	19.2	0.46	0.007	0.0033	0.012	0.14			0.32
4	0.42	0.16	18.06	--	0.08	0.0054	0.019	0.1	--	--	--
												5	0.55	0.6	19.5	--	0.011	0.003	0.0145	0.25	--	--	--

本发明实施例将具有上述组成的材料依次经过冶炼、浇铸、热轧、冷轧和热处理等工序，其制备工艺参数见表2。

表2本发明实施例钢的制备工艺

本发明实施例钢的组织结构和综合力学性能见表3。

表3本发明实施例钢的组织结构与力学性能

本发明经上述工艺制备后，实施例1钢的金相组织和透射电镜下的层错形貌见附图1和2，采用XRD进行的物相组成测定见附图3，经应变速率为10^-2s^-1的静态单向拉伸后的拉伸应力-应变曲线见附图4。

检测结果表明，本发明钢板集中了高强度、高塑性、高扩孔率和高加工硬化指数、低屈强比等优点，可以满足800～1100MPa高强、超高强不同级别结构件的冲压及翻边成形要求，具备了新一代汽车结构用钢所需的优良综合特性。

Claims

1.一种高延伸率和高扩孔率的孪晶诱发塑性钢，其特征在于该钢的化学组成重量百分为：C 0.30％～0.70％，Si≤1.0％，Mn 10％～20％，Al≤1.0％，P 0.005％～0.20％，Re 0.05％～0.30％，N 0.004％～0.05％，Nb≤0.2％，V≤0.3％，Cu≤1％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的孪晶诱发塑性钢，其特征在于所述孪晶诱发塑性钢的组织包含≥85％体积百分比的过冷奥氏体，≤15％体积百分比的αbcc-马氏体+εhcp-马氏体，所述奥氏体的晶粒尺寸为5～20μm。

3.一种权利要求1或2所述孪晶诱发塑性钢的制造方法，其特征在于①冶炼：采用真空炉冶炼，钢液静置3～5min后浇铸，浇铸温度为1450～1550℃；②热轧：铸坯加热温度为1150～1200℃，升温速率10～15℃/min，保温20～40min，开轧温度1150～850℃，终轧温度900～600℃，轧后以≥20℃/s的速率快速冷却至室温；③冷轧：热轧板以40％～80％的压下率进行冷轧；④热处理：在600～1000℃的静态炉中对冷轧薄板进行热处理，保温3～10min后以≥20℃/s的冷速快冷至室温。

4.根据权利要求3所述的孪晶诱发塑性钢的制造方法，其特征在于所述热轧板的厚度为3～5mm；所述冷轧薄板的厚度为1.2～2mm。