CN103695618B

CN103695618B - 一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法

Info

Publication number: CN103695618B
Application number: CN201310688257.6A
Authority: CN
Inventors: 李龙飞; 孙祖庆; 杨王玥; 郭志凯
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2013-12-16
Filing date: 2013-12-16
Publication date: 2016-03-02
Anticipated expiration: 2033-12-16
Also published as: CN103695618A

Abstract

一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法，属于汽车用钢材料制备。针对低碳高锰钢，利用马氏体温变形之后短时退火制备基体晶粒尺寸在1微米以下的超细晶复相钢，制备步骤为：将按质量分数计，碳含量在0.08~0.25wt%和锰含量在4.0~8.0wt%的低碳高锰钢奥氏体化后，经空冷获得以马氏体为主的组织，再进行马氏体温变形，利用形变促进马氏体的分解、铁素体晶粒等轴化及奥氏体的形成，随后通过两相区内的短时退火处理，即可获得由晶粒尺寸在1微米以下的超细晶铁素体基体、尺寸在0.5微米以下的马奥岛（马氏体及残余奥氏体）组成的超细晶复相组织。本发明制得的复相钢中残余奥氏体含量在5~30%范围内。

Description

一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法

技术领域

本发明涉及一种用于低碳高锰钢的热机械处理方法，特别涉及一种用于制备低成本、高强度的亚微米复相钢的热机械处理方法。

背景技术

晶粒细化是提高材料的强度和保持其塑性的有效手段，超细晶（5μm以下）材料具有超高硬度、优异的压缩和拉伸强度，而且在一定温度下存在超塑性变形能力。但当晶粒尺寸降低到1微米以下（亚微米）时，在强度显著提高的同时强屈比迅速下降，塑性（特别是最重要的延性指标—均匀延伸率）降低。这主要是由于组织超细化使材料的加工硬化率明显下降。而合理的相控制可以有效改善材料的加工硬化能力，升高材料的强屈比，提高强韧化水平。例如，可以通过分散的第二相颗粒（渗碳体或马氏体）改善超细晶钢铁材料的加工硬化能力，提高超细晶钢铁材料的室温均匀延伸率。

另一方面，随着人们对保护环境和节能降耗需求的不断增长，汽车制造商对重量轻、能耗低、安全性高的汽车的开发研制也重视起来，对汽车用钢板的要求也越来越高。TRIP（transformationinducedplasticity,相变诱发塑性）钢的组织主要由铁素体、贝氏体、残余奥氏体及少量马氏体组成，具有较高的屈服强度和抗拉强度，延展性强，用作汽车钢板可减轻车身重量，降低油耗，同时能量吸收性强，能够抵御撞击时的塑性变形，显著提高汽车的安全性。TRIP现象最初是由Zackey等（ZACKAYV.F.,PARKERE.R.,FAHRD.andBUSHR.:Theenhancementofductilityonhighstrengthsteel.TransactionsofASM,1967,60(2):252-259）在奥氏体不锈钢中发现，是指在应变的作用下钢中残余的亚稳奥氏体发生应变诱导马氏体相变，从而提高钢的塑性和强度。TRIP效应与钢中残余奥氏体含量有着密切的关系，残余奥氏体含量越高，应变硬化率越高，TRIP效应越强。

当超细晶钢铁材料的第二相为残余奥氏体时，由于变形过程中残余奥氏体可以发生TRIP效应，可以更加有效地改善其加工硬化能力，因此可以获得更好的强度‐塑性配合。近年来发展的所谓“高锰TRIP钢”的典型显微组织即是由晶粒尺寸在1微米左右的铁素体基体和尺寸与之相近的马奥岛（马氏体及残余奥氏体）组成，其中残余奥氏体的体积含量在5-40%范围内。这种钢的抗拉强度可以达到800MPa以上，延伸率可以达到30%以上，反映材料抗冲击能力的强塑积（抗拉强度与延伸率的乘积）指标可以达到30000MPa%以上，满足现代汽车工业对材料的强度-塑性配合的较高要求（GibbsP.J.,DeMoorE.,MerwinM.J.,ClausenB.,SpeerJ.G.andMatlockD.K.:Austenitestabilityeffectsontensilebehaviorofmanganese-enriched-austenitetransformation-inducedplasticitysteel,MetallurgicalandMaterialsTransactionsA,2011,42A(12):3691-3702）。低碳高锰TRIP钢的碳含量一般在0.05～0.3wt%范围内，锰含量一般在4.0～8.0wt%范围内，其一般制备工艺是：熔炼-热轧-空冷-冷轧-两相区退火-水冷或空冷。由于具有较高的锰含量（5-7wt%），在高温奥氏体区热轧后空冷即可得到以马氏体为主的室温组织；马氏体组织中已具有较高的位错密度，通过对其进行大变形量的冷轧，可以使室温组织中位错等晶体缺陷密度显著提高；将这种室温组织加热到两相区退火时，马氏体转变为铁素体和奥氏体，与此同时，碳原子和锰原子在铁素体与奥氏体中进行配分，奥氏体中碳含量和锰含量提高；由于碳和锰均是奥氏体稳定化元素，当奥氏体中碳含量和锰含量达到一定程度后，在随后的冷却过程中会有相当程度的奥氏体保留到室温而其余部分转变为马氏体，即得到铁素体和马奥岛组成的复相组织；而且较高的锰含量可以显著细化组织，因此得到的复相组织中铁素体和马奥岛的尺寸均在1微米左右或更小。但是，由于室温组织是具有较高位错密度的马氏体，冷轧过程的变形抗力较大，对轧制设备的要求较高、能耗也较高；即使增加冷轧变形，为了实现锰元素的充分配分以得到合适的复相组织，通常需要进行长时间的两相区退火，如退火时间一般在几小时、几十小时，甚至达到1周。因此，有必要开发一种工艺简单、退火时间短的高锰TRIP钢制备工艺。

发明内容

本发明的目的是提供一种制备具有亚微米复相组织的低碳高锰钢的热机械处理方法，通过控制马氏体温变形过程的工艺参数及后续两相区退火工艺参数，以相对简单的工艺制备出由晶粒尺寸在1微米以下的超细晶铁素体基体和尺寸在0.5微米以下的马奥岛（马氏体及残余奥氏体）组成的超细晶复相组织。

实现本发明目的的具体方法是：将按质量分数计，碳含量在0.08～0.25wt%范围内和锰含量在4.0～8.0wt%范围内的低碳高锰钢加热到高于A₃以上50～300℃范围内的温度T1，保温5～120分钟的时间t1以充分奥氏体化，然后空冷至室温，获得马氏体体积分数在90%以上的室温组织；再以10～30℃/s的加热速度C将其加热至在500℃～A₃温度范围内的温度T2进行变形，变形量ε在20%～70%范围内，然后空冷至室温；再加热到A₁～A₃温度范围内的温度T3进行保温，保温时间t2在5～60分钟之间，然后空冷至室温。

另外，在将材料奥氏体化后，可在T1～A₃温度范围内进行多道次变形，以通过再结晶细化奥氏体晶粒。虽然这一步骤对于实现本发明的目的不是必须的，但是考虑到最终材料的综合力学性能，在获得马氏体组织之前细化奥氏体晶粒是有利的。

与现有技术相比，本发明的方法的特点在于：本发明的方法是通过马氏体温变形促进马氏体分解并促进碳原子和锰原子的扩散，在变形过程中就可以实现铁素体等轴化和奥氏体的形成，因此不需要进行两相区的长时间退火，而仅需较短时间的退火即可获得由晶粒尺寸在1微米以下的超细晶铁素体基体和尺寸在0.5微米以下的马氏体及残余奥氏体（马奥岛）组成的亚微米复相组织。该方法不需要进行大变形量的马氏体冷轧及长时间的两相区退火，工艺流程简单、能耗低。

附图说明

图1是根据本发明的热变形工艺示意图。

图2是实施例1马氏体温变形后空冷得到的显微组织。

图3是实施例1得到的亚微米复相钢的显微组织。

图4是实施例2马氏体温变形后空冷得到的显微组织。

图5是实施例2得到的亚微米复相钢的显微组织。

图6是实施例3得到的亚微米复相钢的显微组织。

图7是实施例4得到的亚微米复相钢的显微组织。

具体实施方式

实施例1

选用化学成分按质量分数为0.083%C，4.62%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为592℃，A₃温度为736℃。变形工艺如图1所示：将材料加热到800℃，保温120分钟后空冷至室温，室温组织基本为马氏体。将室温组织以10℃/s的加热速度加热到650℃后立即进行变形，变形量为60%，变形后空冷至室温。所得组织如图2所示，铁素体已基本完成等轴化，体积分数约为78%，残余奥氏体的体积分数约为5%，其余为马氏体，铁素体晶粒尺寸约为0.6微米，马奥岛的尺寸约为0.3微米。然后再加热到670℃保温30分钟，随后空冷至室温。退火后的组织如图3所示，铁素体已完成等轴化，体积分数约为73%，残余奥氏体的体积分数约为15%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸约为0.7微米，马奥岛的尺寸约为0.5微米。

实施例2

选用化学成分按质量分数为0.083%C，4.62%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为592℃，A₃温度为736℃。变形工艺如图1所示：将材料加热到800℃，保温60分钟后在800℃、780℃和750℃分别进行一道次的变形，累计变形量为50%，然后空冷至室温，室温组织基本为马氏体。将室温组织以20℃/s的加热速度加热到600℃后立即进行变形，变形量为20%，变形后空冷至室温。所得组织如图4所示，马氏体已完成分解，而铁素体等轴化则刚刚开始，组织中基本没有残余奥氏体。再加热到670℃保温30分钟，随后空冷至室温。退火后的组织如图5所示，铁素体已完成等轴化，体积分数约为80%，残余奥氏体的体积分数约为10%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸约为0.6微米，马奥岛的尺寸约为0.4微米。

实施例3

选用化学成分按质量分数为0.089%C，7.60%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为563℃，A₃温度为681℃。变形工艺如图1所示：将材料加热到800℃，保温30分钟后空冷至室温，室温组织基本为马氏体。将室温组织以30℃/s的加热速度加热到550℃后立即进行变形，变形量为50%，变形后空冷至室温。再加热到650℃保温5分钟，随后空冷至室温。退火后的组织如图6所示，铁素体已完成等轴化，体积分数约为70%，残余奥氏体的体积分数约为28%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸约为0.5微米，马奥岛的尺寸约为0.3微米。

实施例4

选用化学成分按质量分数为0.18%C，4.68%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为592℃，A₃温度为726℃。变形工艺如图1所示：将材料加热到920℃，保温10分钟后空冷至室温，室温组织基本为马氏体。将室温组织以20℃/s的加热速度加热到600℃后立即进行变形，变形量为50%，变形后空冷至室温。再加热到650℃保温30分钟，随后空冷至室温。退火后的组织如图7所示，铁素体已完成等轴化，体积分数约为67%，残余奥氏体的体积分数约为11%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸约为0.6微米，马奥岛的尺寸约为0.5微米。

Claims

1.一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法，其特征在于，

该方法选用化学成分按质量分数为0.083%C，4.62%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为592℃，A₃温度为736℃，将材料加热到800℃，保温120分钟后空冷至室温，室温组织基本为马氏体，将室温组织以10℃/s的加热速度加热到650℃后立即进行变形，变形量为60%，变形后空冷至室温，铁素体已基本完成等轴化，体积分数为78%，残余奥氏体的体积分数为5%，其余为马氏体，铁素体晶粒尺寸为0.6微米，马奥岛的尺寸为0.3微米，然后再加热到670℃保温30分钟，随后空冷至室温，铁素体已完成等轴化，体积分数为73%，残余奥氏体的体积分数为15%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸为0.7微米，马奥岛的尺寸为0.5微米。

2.一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法，其特征在于，

该方法选用化学成分按质量分数为0.083%C，4.62%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为592℃，A₃温度为736℃，将材料加热到800℃，保温60分钟后在800℃、780℃和750℃分别进行一道次的变形，累计变形量为50%，然后空冷至室温，室温组织基本为马氏体，将室温组织以20℃/s的加热速度加热到600℃后立即进行变形，变形量为20%，变形后空冷至室温，马氏体已完成分解，而铁素体等轴化则刚刚开始，组织中基本没有残余奥氏体，再加热到670℃保温30分钟，随后空冷至室温，铁素体已完成等轴化，体积分数为80%，残余奥氏体的体积分数为10%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸为0.6微米，马奥岛的尺寸为0.4微米。

3.一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法，其特征在于，

该方法选用化学成分按质量分数为0.089%C，7.60%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为563℃，A₃温度为681℃，将材料加热到800℃，保温30分钟后空冷至室温，室温组织基本为马氏体，将室温组织以30℃/s的加热速度加热到550℃后立即进行变形，变形量为50%，变形后空冷至室温，再加热到650℃保温5分钟，随后空冷至室温，铁素体已完成等轴化，体积分数为70%，残余奥氏体的体积分数为28%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸为0.5微米，马奥岛的尺寸为0.3微米。

4.一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法，其特征在于，

该方法选用化学成分按质量分数为0.18%C，4.68%Mn，余量为Fe的低碳高锰钢，其A₁温度为592℃，A₃温度为726℃，将材料加热到920℃，保温10分钟后空冷至室温，室温组织基本为马氏体，将室温组织以20℃/s的加热速度加热到600℃后立即进行变形，变形量为50%，变形后空冷至室温，再加热到650℃保温30分钟，随后空冷至室温，铁素体已完成等轴化，体积分数为67%，残余奥氏体的体积分数为11%，其余为马氏体，铁素体的晶粒尺寸为0.6微米，马奥岛的尺寸为0.5微米。