CN104328360A - 双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板及其制备工艺 - Google Patents

Abstract

本发明属于汽车用钢技术领域，尤其涉及双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板及其制备工艺,该钢板的各个元素化学成分的比例为：0.3-0.6wt%C，8-12.00wt%Mn，1.00-3.00wt%Al,P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余为Fe及不可避免的不纯物，本发明要求钢板在100-250℃进行温轧之后可选择进行5-25%压下量冷轧，或者对热连轧板卷进行软化退火后再进行冷轧。其屈服强度≥650MPa,抗拉强度为1000-1500MPa。短时连续退火得到的延伸率为15-25%，强塑积为20-35GPa%;而罩式长时退火得到的延伸率为25-40%，强塑积为30-40GPa%。

Description

双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板及其制备工艺

技术领域

本发明属汽车用钢板卷的生产技术领域，是基于新的材料设计原理发明的新的钢种，是具有双相组织并通过孪生诱导塑性(Dual phase–Twinning Induced Plasticity，DP-TWIP)来获得超高强度和优良塑性的、孪生诱导塑性的、双相汽车钢板及其制备工艺。

技术背景

近年来,随着对汽车轻量化和安全性能要求的不断提高，对汽车结构件用钢的性能要求也随之越来越高，即要求高的抗拉强度并同时兼备高的延伸率。这主要是因为汽车零部件通常需要进行冲压成形，故提高强度的同时还须具有良好延性，使材料在高强度下仍具有良好的成形性。所以先进高强度钢近年得到迅速发展，目前的第一代先进高强度钢强塑积(抗拉强度×总延伸率)在15-20GPa％)如双相钢(DP)、TRIP钢、复相钢、马氏体基钢等已在汽车中得到大量应用，这对汽车轻量化起到非常重要的作用。但第一代先进高强度钢的强度和成形性能仍然有待提高以满足日益提升的汽车设计需求。作为第二代先进高强度钢的TWIP钢的强塑积可到达60GPa％，并已经实现了产业化生产，但由于高合金含量使其工业生产难度大、成本高，且目前解决好延迟开裂问题的可工业应用的TWIP钢强大约为1000MPa，强度还有待提高，因此未能得到广泛应用。而当前正开发的第三代先进高强度钢要求强度与延性的匹配较第一代先进高强度钢大幅提升，赋予冲压构件更好的成形性、赋予安全件更高的吸能或防碰撞变形的功能，以满足汽车工业技术进步的需要，且要求成本合理。因此当前汽车用钢的热点研究方向是寻求新的技术路线和理论，以期得到高强度、高成形性、高性价比、性能稳定的强塑积达到30GPa％以上的第三代先进高强度钢，以便用于汽车安全结构件，达到更好的轻量化效果。目前国际上提出的第三代汽车钢的研究方向均以不同的技术路线获得含有残余奥氏体的复相组织，通过复相效应获得高的强度，以残余奥氏体的TRIP(相变诱导塑性)效应提高材料延性，以获得良好的强度与延性的匹配。

发明内容

为了解决上述问题,本发明的目的在于提供一种用于生产合金成本经济、超高强度的双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板及其制备工艺，其屈服强度≥650MPa,抗拉强度1000-1500MPa，其延伸率与强塑积(抗拉强度与延伸率的乘积)与退火时间有关，长时间罩式退火时总延伸率在20-30％，强塑积30-40GPa％；短时间连续退火时时总延伸率在15-25％，强塑积20-30GPa％。可以通过现有的钢铁企业工业化生产设备来生产制造该超高强度汽车用钢板卷。

本发明基于合理化学成分设计和合金元素的配分，虽然钢的原始成分中碳锰含量要比传统TWIP钢低许多，但关键在于要通过两相区退火时使得碳和锰在奥氏体相中富集达到一定程度，导致奥氏体层错能位于20-50mJ/m²这一区间范围内，这就可以保证钢板在变形过程中其中的奥氏体相会发生TWIP(孪生诱导塑性)效应，从而提高钢的塑性和强度.

本发明不同于目前已开发的经典TWIP汽车钢或尚在开发的其它第三代汽车钢，是将传统双相钢工艺与经典TWIP钢机制相结合的新产品，其组织特征为基体是奥氏体和铁素体双相组织，且通过化学成分和退火工艺的设计保证奥氏体层错能位于合适的范围，以便在变形时奥氏体相发生孪生从而获得高塑性和高强度。

本发明的技术方案是:双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板,该钢板的各个化学成分的比例为：0.3-0.6wt％C，8-12.00wt％Mn，1.00-3.00wt％Al,P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余为Fe及不可避免的不纯物。

进一步，该钢板还包括以下Ni:0.1-3.0wt％、Cr:0.2-3.0wt％、Mo:0.1-0.8wt％、Si:0.3-2.3wt％、Cu:0.5-2.0wt％、B：0.0005-0.005wt％、Nb:0.02-0.10wt％、N:0.002-0.25wt％、Ti：0.05-0.25wt％、V：0.02-0.45wt％、Al：0.015-0.060wt％、RE(稀土):0.002—0.005wt％或Ca:0.005-0.03wt％中的一种或多种混合。

本发明另一目的是提供上述超高强度汽车钢板的制备工艺，具体步骤如下：

步骤1.按照上述化学成分百分比分别称取原料，通过转炉、电炉或感应炉冶炼获得钢液；

步骤2：将步骤1所获得的钢液，通过连铸生产得到铸坯或模铸生产得到铸锭；

步骤3：将步骤2制备得到的铸坯或铸锭开坯后的热连轧，工艺为将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行3-10道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连轧机组进行5-7道次轧制到3-15mm后，轧后在550-700℃卷取；

步骤4：将经过步骤3热连轧卷经酸洗处理后，进行温轧,轧制温度为100-250℃,轧制到厚度为0.6-4.0mm；

步骤:5：将经步骤4处理后的钢板采用连续退火或罩式退火处理，所述短时连续退火的工艺为：退火温度为650-700℃，时间为1-10分钟；罩式退火时，退火温度为600-650℃，时间为1-25小时，得到屈服强度≥650MPa，抗拉强度为1000-1500MPa，延伸率为15-40％，强塑积为20-40GPa％的双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板。

进一步，所述步骤4中经过温轧后的钢板再进行低压下率冷轧，冷轧压下量控制在5～25％。

本发明另一目的是提供上述超高强度汽车钢板的制备工艺，具体步骤如下：

步骤1.首先通过转炉、电炉或感应炉冶炼获得上述化学成分的钢液，然后采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

步骤2：将步骤1制备得到的铸坯或铸锭开坯后进行热轧，工艺为将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行3-10道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连轧机组进行5-7道次轧制到3-15mm后，轧后在550-700℃卷取；

步骤3：将所述步骤2获得的热连轧卷，进行长时间的软化退火，工艺为加热至750-800℃奥氏体化超过0.5小时后冷却，缓冷通过540-700℃温度区间并在该温度区间滞留3小时以上；然后将该热连轧退火卷经酸洗处理后，进行冷轧减薄到0.6-4.0mm；

步骤4：将经步骤3处理后的板既采用连续退火或行长时间的罩式退火，所述短时连续退火的工艺为：退火温度为650-700℃，时间为1-10分钟；罩式退火时，退火温度为600-650℃，时间为1-25小时，得到屈服强度³650MPa，抗拉强度为1000-1500MPa。延伸率为15-40％，强塑积为20-40GPa％的双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板。

所述双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板进入350-500℃的锌锅进行热镀锌，以得到汽车用热镀锌钢板卷。

本发明通过添加Ni、Mo、Cr、B等进一步提高钢的淬透性或低温冲击韧性、添加Nb、Ti等细化原奥氏体晶粒、添加Cu等通过析出强化提高钢的强度、以及添加Si等提高强度和抑制碳化物析出等、添加[N]调节奥氏体的稳定性等；2、通过控制热轧等轧制工艺控制钢的微观组织结构的均匀性，细化晶粒尺寸，为最终热处理提供理想的组织结构,

通过本发明得到的DP-TWIP冷轧退火钢板卷其屈服强度为≥650MPa，抗拉强度为1.0-1.5GPa，塑性为20-40％。本发明钢的强度已经达到和超过了现在汽车所用的最高强度钢-马氏体钢，但是塑性要显著优于汽车用马氏体钢；与传统TWIP钢相比，虽然强塑积和延伸率要低，但是屈服强度和抗拉强度均显著高得多，而且其碳锰含量要显著低得多，因此在具有经济的合金成本的同时，可通过采用更高强度的钢板来进一步降低汽车重量和减少燃油消耗。

附图说明

图1为冷轧板卷经620℃空气炉退火300分钟后的材料的EBSD微观结构图。

具体实施方式

下面结合具体实施例对本发明的技术方案作进一步和说明。

实施例：

试验采用如表1所示的三种化学成分，其中A和B为C-Mn-Al合金成分钢，不加入其他合金元素；而C则是在C-Mn-Al成分体系上，加入一些少量Ni,Cr,Mo,Cu等合金元素。

成分	C	Mn	Al	P	S	其他元素
							A	0.35	11.5	1.80	<0.005	<0.005	无
B	0.45	9.71	1.99	<0.005	0.0054	无
							C	0.55	8.21	2.85	0.082	0.0095	Ni:1％,Cr:1％,Mo:0.6％,Cu:1.1％,B:0.011％

表1 发明钢的化学成分(wt％)

上述合金由感应炉冶炼，浇注成锭后热锻成50mm厚的板坯，然后经中试用单机架轧机轧至4mm的热轧板，控制终轧温度在750℃左右，随后水冷至室温，然后将热轧板在150℃温轧至2mm然后钢板按照表2所示的各种退火工艺在保温炉中进行退火，冷却后加工成标准样品进行拉伸实验。表2中试验号中字母对应的是表1中的各个成分，而数字则代表的不同退火工艺试验序号，该数字相同则表示退火试验方案相同。三个成分不同退火试验方案所获得的机械性能也列入表2。其中A4、A8、B4、B8、B9、C14样品其强塑积都超过了30GPa％，达到了目前第三代汽车钢的标准，对应的退火温度在620-640℃，退火时间60-900分钟，由于该工艺为长时间退火，所以在工业生产时需要使用罩式退火。如果要利用短时间连续退火方式，可以采用A6、B6、B10和C6工艺，退火温度均在660℃以上，退火时间小于10分钟，抗拉强度≥1.2GMPa，延伸率为15-25％，强塑积为20-30GPa％。虽然短时间的退火方式会导致强塑积有所降低，但可以利用钢厂的连续退火生产线进行高效的生产，且表面质量好，因此也是可行的选择。图1为620℃/300分钟退火后材料的EBSD微观结构图，从图中可以看出该材料为两相组织，其中铁素体分数约为25％，奥氏体分数约为75％，与单一奥氏体相的现有TWIP钢不同。

表2 热轧板温轧后进行不同工艺亚临界退火后的钢板力学性能(表中试验号字母对应表1中的成分，而数字代表不同的退火工艺试验方案)

Claims (5)

1.双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板,其特征在于，该钢板的各化学成分的比例为：0.3-0.6wt% C，8-12.00wt%Mn，1.00-3.00wt%Al, P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余为Fe及不可避免的不纯物。

2.如权利要求1所述的超高强度汽车钢板,其特征在于，该钢板还包括以下Ni:0.1-3.0wt%、Cr:0.2-3.0wt%、Mo:0.1-0.8wt%、Si:0.3-2.3wt%、Cu:0.5-2.0wt%、B：0.0005-0.005wt%、Nb:0.02-0.10wt%、N:0.002-0.25wt%、Ti：0.05-0.25wt%、V：0.02-0.45wt%、Al：0.015-0.060wt%、RE稀土:0.002—0.005wt%或Ca:0.005-0.03wt%中的一种或多种混合。

3.一种制备如权利要求1或2所述的超高强度汽车钢板的工艺，其特征在于，具体步骤如下：

步骤1.首先通过转炉、电炉或感应炉冶炼获得上述化学成分的钢液，然后采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

步骤2：将步骤1制备得到的铸坯或铸锭开坯后进行热轧，工艺为将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行3-10道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连轧机组进行5-7道次轧制到3-15mm后，轧后在550-700℃卷取；

步骤3：将经过步骤2获得的热连轧卷经酸洗处理后，进行温轧,轧制温度为100-250^oC,进一步减薄到0.6-4.0mm；

步骤4：将经步骤3处理后的板既采用连续退火或行长时间的罩式退火，所述短时连续退火的工艺为：退火温度为650-700^oC，时间为1-10分钟；罩式退火时，退火温度为600-650^oC，时间为1-25小时，得到屈服强度3650MPa，抗拉强度为1000-1500MPa，延伸率为15-40%，强塑积为20-40GPa%的双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板。

4.如权利要求3所述的工艺，其特征在于，所述步骤3中还包括将温轧后钢板再经行冷轧，冷轧压下量控制在5-25%。

5.一种制备如权利要求1或2所述的超高强度汽车钢板的工艺，其特征在于，具体步骤如下：

步骤1.首先通过转炉、电炉或感应炉冶炼获得上述化学成分的钢液，然后采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；

步骤2：将步骤1制备得到的铸坯或铸锭开坯后进行热轧，工艺为将铸坯或铸锭经1100-1250℃加热，由粗轧机进行3-10道次轧制，热轧到30-50mm厚度规格，由热连轧机组进行5-7道次轧制到3-15mm后，轧后在550-700℃卷取；

步骤3：将所述步骤2获得的热连轧卷，进行长时间的软化退火，工艺为加热至750-800℃奥氏体化超过0.5小时后冷却，缓冷通过540-700℃温度区间并在该温度区间滞留3小时以上；然后将该热连轧退火卷经酸洗处理后，进行冷轧减薄到0.6-4.0mm； 

步骤4：将经步骤3处理后的板既采用连续退火或行长时间的罩式退火，所述短时连续退火的工艺为：退火温度为650-700^oC，时间为1-10分钟；罩式退火时，退火温度为600-650^oC，时间为1-25小时，得到屈服强度3650MPa，抗拉强度为1000-1500MPa，延伸率为15-40%，强塑积为20-40GPa%的双相孪生诱导塑性超高强度汽车钢板。