CN107460408B

CN107460408B - 一种1.5GPa级以上的超高强TRIP钢及其制备方法

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Publication number: CN107460408B
Application number: CN201710786424.9A
Authority: CN
Inventors: 邸洪双; 闫宁; 邓永刚; 李洋; 黄慧强; 李云龙
Original assignee: Northeastern University China
Current assignee: Northeastern University China
Priority date: 2017-09-04
Filing date: 2017-09-04
Publication date: 2019-04-30
Anticipated expiration: 2037-09-04
Also published as: CN107460408A

Abstract

本发明公开了一种1.5GPa级以上的超高强TRIP钢及其制备方法，属于高强塑积热轧钢板技术领域，其化学成分及其含量是：C 0.1～0.25wt.％，Mn 5～10wt.％，Si 1～3wt.％，P≤0.2wt.％，S≤0.005wt.％，余量为Fe以及不可避免的杂质；制备方法包括熔炼、浇铸、锻造、轧制和退火；轧制过程中，经多道次热轧后进行淬火；开轧温度为1100～1250℃；终轧温度为850～950℃；淬火采用TMCP工艺；退火过程是加热至两相区600～750℃，保温2～5h，空冷至室温。制备的超高强TRIP钢板，具有超高强度得力学性能特征，抗拉强度≥1500MPa，屈服强度为≥800MPa，延伸率为≥20％，强塑积≥30GPa·％。

Description

一种1.5GPa级以上的超高强TRIP钢及其制备方法

技术领域

特别涉及本发明属于超高强度高塑性钢技术领域，具体涉及一种1.5GPa级以上的超高强TRIP钢及其制备方法。

背景技术

对于汽车制造而言，降低燃油消耗、节能减排的诸多措施中，降低车身重量并提高安全性是最重要的发展方向。研究表明，车身重量每减轻10％可节省燃油3％～7％。因此，汽车轻量化技术的应用已然成为各大汽车生产厂提高竞争能力的关键技术之一。为了实现节能、减排和提高安全性这一目标，先进高强度钢((Advanced high strength steel,AHSS)的概念应运而生。经过多年的研发，先进高强度钢作为汽车用钢已经发展到了第3代。第一代主要包含无间隙原子钢(IF钢)，高强度低合金钢(HSLA钢)，双相钢(DP钢)，相变诱发塑性钢(TRIP钢)等，第二代主要有如孪生诱导塑性钢(TWIP钢)，轻质诱发塑性钢(L-IP钢)，奥氏体不锈钢(AUST钢)等，相比于第1代，第2代AHSS钢其强塑积约为第1代的五倍之多，被认为是最具有潜力的汽车用钢。然而，第2代汽车用钢锰的质量分数达到20％以上，生产成本较高，同时钢中添加了大量的C、Si、Al、Mo、Nb、V等合金元素，铸造性能和加工性能均较差，限制了其工业应用的空间。因此，开发低成本、高强塑积的第3代超高强钢成为全球汽车钢领域的研究重点。第3代汽车用钢的特点为：强塑积超过20GPa·％，且合金元素含量在第二代AHSS钢的基础上大幅度降低。

利用TRIP(Transformation Induced Plasticity)效应，可使钢同时获得高强度和高塑性，成为了近年来的研究焦点之一，例如TRIP钢和QP钢。TRIP-added钢与TWIP(Twinning Induced Plasticity)钢相比，由于添加合金元素含量的降低，极大降低了生产成本，同时降低了铸造难度和缓解了热变形过程中由于大量脆性碳化物的析出导致的沿晶断裂，具有明显的优势。

中国发明专利申请公开说明书CN 102304664A公开了一种高强度高塑性含铝中锰TRIP冷轧钢板及制备方法，成分质量百分含量为:C:0.05％～0.4％，Si:≤0.5％，Mn:5％～10％，Al:1％～8％，P:≤0.1％，S:≤0.02％，Nb:0.01％～0.10％，余量为铁或不可避免的杂质，得到900～1210MPa的抗拉强度以及17～30％的延伸率，强塑积可达30GPa·％左右。其抗拉强度低，分析主要在于成分中的Al，Al元素虽然可以提高钢的延伸率和改善塑性，但同时会显著降低抗拉强度。

中国发明专利申请公开说明书CN 101235464A公开了一种铜、镍合金化的孪晶诱导塑性钢铁材料，成分为C：0.02-0.06％，Mn：23-33％，Al：2.5-3.5％，Si：2.5-3.5％，S﹤0.008％，Cu：0.2-0.3％，Ni：0.3-0.4％，余量为Fe，可得到300-460MPA的屈服强度和735-900MPA的抗拉强度以及54.6-83.3％延伸率。其抗拉强度低、Mn含量过高。

中国发明专利申请公开说明书CN 102011051A公开了一种高强度高塑性的中碳相变诱发塑性钢及其制备方法，钢的化学成分为：C0.24～0.30％，Si0.80～1.20％，Mn1.40～1.80％，P0.030～0.075％，V0.070～0.090％，Fe余量(wt.％)，塑性钢抗拉强度大于等于980MPa，断裂延伸率大于等于18％，强塑积大于等于17640MPa·％的TRIP钢。Mn含量过低，无法得到更多的奥氏体，降低了TRIP效应，同时降低了钢中铁素体和奥氏体的强度。所以，强塑积达不到30Gpa％。

中国发明专利申请公开说明书CN102912219A本发明公开一种高强塑积TRIP钢板，C：0.08％～0.5％、Si：0.4％～2.0％、Mn：3％～8％、P：≤0.10％、S：≤0.02％、Al：0.02％～4％、N：≤0.01％、Nb：0～0.5％、V：0～0.5％、Ti：0～0.5％、Cr：0～2％、Mo：0～1％，以及剩余部分由Fe和不可避免的杂质组成；工艺退火时间长，增加生产成本，浪费能源，强度低。

现有技术的TRIP钢的不足之处在于，其强塑积低，抗拉强度低，无法满足现代汽车工业对汽车用钢更高强度的需求，同时大量的合金元素的添加增大了成本，(如Ni，Nb，Ti等)也增大了制造难度。

发明内容

本发明的目的在于提供一种可以运用传统工业热轧及退火的工艺制备具有低成本、高强度、高强塑积的TRIP钢，以便降低汽车的车身重量，实现低碳环保的目标。

一方面，本发明提供超高强TRIP钢的制备方法，所述超高强TRIP钢的化学成分及其含量是：C为0.1～0.25wt.％，Mn为5～10wt.％，Si为1～3wt.％，P为≤0.2wt.％，S为≤0.005wt.％，余量为Fe以及不可避免的杂质；制备方法包括以下步骤：熔炼、浇铸、锻造、轧制、超深冷处理和退火；所述轧制过程中，经多道次热轧后进行淬火；所述热轧的开轧温度为1100～1250℃；终轧温度为850～950℃；所述淬火采用TMCP(控轧控冷)工艺；所述退火过程是加热至两相区600～750℃，保温2～5h，空冷至室温。

本发明所述的超深冷处理是指将材料在-190℃以下的环境中进行处理，冷媒介质优选液氮。作为优选的技术方案，所述的热轧采用二辊热轧机，单道次变形量≤30％。

作为优选的技术方案，所述TMCP工艺的冷却速率≥50℃/s。

作为优选的技术方案，所述熔炼的温度为1500～1700℃。

作为优选的技术方案，所述锻造过程中，将铸锭加热至1150～1250℃，保温1～2h，锻造成长条状锻件，进行正火处理。

作为优选的技术方案，所述的超深冷处理的温度为-190℃以下，时间为5～10min。

另一方面，本发明提供上述方法制备得到的超高强TRIP钢，所述超高强TRIP钢的抗拉强度≥1500MPa，屈服强度为≥800MPa，延伸率为≥20％，强塑积≥30GPa·％。

为了降低铸造难度，同时降低成本，提高强度，本发明未加入复杂且高成本的元素，而是只加入Si元素，以促进马氏体相变，形成具有高强度的马氏体基体。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，，通过碳元素的配分可调控残余奥氏体的热稳定性和机械稳定性，但过高的C造成浇注时的成分偏析，导致焊接性能变差。

Mn：可以稳定奥氏体，提高TRIP效应的临界应力。使奥氏体的相变温度降低，细化钢的晶粒，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力。但过高的Mn，即高锰钢，一般指Mn含量15～30％的钢，不仅增加生产成本，还会造成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。Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂。钢中一般含有一定量的Mn，它能消除或减弱由于硫引起的钢的热脆性，从而改善钢的热加工性能。还能显著提高淬透性。锰对钢的硬度和冲击韧度影响很大，硬度随锰含量的提高而上升，冲击韧度则随之下降。锰在钢中由于降低临界转变温度，扩大奥氏体区。大部分现有中锰钢Mn含量均在5～8％，本发明Mn含量略高于常规TRIP中锰钢，可进一步稳定奥氏体，增大奥氏体体积分数，提高TRIP效应的临界应力，同时提高强度。

Si：增加奥氏体的热稳定性，可以提高钢的强度，有利于实现发明钢的强度和低成本的要求。Si元素可以提高钢的淬透性和抗回火性，对钢的综合力学性能，特别是弹性极限有利，还可以提高屈服强度等。

P、S：为钢中有害元素；硫通常以FeS的形式存在于钢材中。FeS塑性差，熔点低。钢水结晶时FeS分布于晶界周围。在800～1200℃时，轧制或铸造会导致晶界开裂，此现象即通常所说的钢的热脆现象。钢材中的磷能全部溶于铁素体中，使其在室温下的强度升高，塑性降低，产生冷脆现象。因此，应尽量控制P、S元素的含量≤0.04％。

轧制工艺对本发明超高强TRIP钢很重要，工艺要求包括控制热轧和控制冷却，即热轧制过程中，严格要求开轧温度和终轧温度，以及冷却方式。

其中，热轧的开轧温度优选1150℃以上；终轧温度优选900℃(低于此温度，易产生带状组织，产生各向异性)。冷却方式采用超快冷，冷却速率优选≥50℃/s。

超深冷处理和退火工艺对本发明超高强TRIP钢也很重要，随后的退火温度必须在两相区内，且大于碳化物析出温度，退火时间控制在2～6h，确保元素配分得以完成，得到室温稳定的奥氏体组织。时间太长，元素扩散已经完成，且室温得到的奥氏体体积分数基本恒定，不会增加，提高了生产成本，浪费能源。

本发明的有益效果：

本发明将合金成分设计、轧制和退火工艺相结合，制备方法包括熔炼、锻造、热轧，热轧的具体方法为：将锻造后的钢坯，加热至奥氏体区进行单相轧制，多道次热轧变形，轧后钢板水淬，将钢板进行超深冷处理，随后进行逆相变热处理，获得一种具有超高强度的、组织结构为超细晶亚稳奥氏体和铁素体基体的双相TRIP钢板。其中，铁素体基体与亚稳奥氏体均为板条结构(板条宽度≤200nm)，亚稳奥氏体弥散分布在板条铁素体之间。亚稳奥氏体的体积分数≥30％，利用亚稳奥氏体在变形过程中诱发的马氏体相变，即TRIP效应来提高钢的强度和塑性。

本发明提供的超高强TRIP钢，具有如下的特点和有益效益：

本发明目的是超高强(抗拉强度>1.5GPa)，而Al元素的加入，不仅增大了铸造难度，还会显著地降低强度。为了保证塑性，加入了略高于常规TRIP钢的Mn元素，目的是通过Mn元素稳定奥氏体的特性，来获得亚稳态的奥氏体，通过TRIP效应来提高塑性。

(1)采用中/低C-Mn合金体系，且不含有高成本的贵重合金元素，降低成本和制造的难度。

(2)未加入难于熔炼的高Al，减少了铸造难度。

(2)Mn元素含量略高于常规TRIP钢，通过Mn元素稳定奥氏体的特性，来获得亚稳态的奥氏体，通过TRIP效应来提高塑性。

(3)本发明采用锻坯直接热轧成形技术，即用传统的工业热轧技术即可制备，节约投资成本。

(4)较短的热处理时间，有利于降低制造成本，提高生产效率。

(5)制备的超高强TRIP钢板，具有超高强度得力学性能特征，抗拉强度≥1500MPa，屈服强度为≥800MPa，延伸率为≥20％，强塑积≥30GPa·％。

(6)本发明在热轧后采用快速冷却、短时的超深冷处理和高温快速退火工艺，有效地提高了生产时间，缩短了生产的周期，有利于工业化生产。

附图说明

本发明附图5幅，

图1是实施例1的TRIP钢制备方法的热变形及热处理流程图。

图2是实施例1中制备的TRIP钢板的SEM组织。

图3是实施例1中制备的TRIP钢板的XRD图。

图4是实施例1中制备的TRIP钢板的TEM图。

图5是实施例1中制备的TRIP钢板的拉伸力学性能图。

具体实施方式

为了使本领域技术人员更好地理解本发明方案，下面结合附图和具体实施方式对本发明做进一步详细的说明。

图1为本发明所提供的超高强TRIP钢制备方法工艺流程的一种具体实施方式。将切削后的方锭(80mm×80mm×40mm)，加热至1250℃后，保温2h，进行8道次热轧(总变形量约为92％)，开轧温度为1200℃，終轧温度为900℃，后淬火，冷却速率为60℃/s，制成3.0mm厚的热轧钢板；将钢板侵入液氮中，进行超深冷处理，时间为5min；随后，将制成的钢板加热至两相区650℃，保温4h，空冷至室温，制得超高强TRIP钢板；

作为一种优选的实施方式，一种超高强TRIP钢，化学成分及其含量是：C为0.1～0.25wt.％，Mn为5～10wt.％，Si为1～3wt.％，P为≤0.2wt.％，S为≤0.005wt.％，余量为Fe以及不可避免的杂质；所述超高强TRIP钢的制备方法包括以下步骤：

(1)熔炼：在1500～1700℃温度熔炼，浇铸；

(2)锻造：将铸锭加热至1150～1250℃，保温1～2h，锻造成长条状，进行正火处理(正火处理以消除锻造所产生的内应力)；

(3)热轧：将长条状锻件切削成方锭(80mm×80mm×40mm)，加热至1100～1200℃后，保温2～3h，进行多道次热轧(总变形量约为75～95％)，淬火，制成钢板

其中，热轧采用二辊热轧机，单道次变形量≤30％，得到3～3.5mm厚的热轧板材；淬火采用新一代TMCP技术，冷却速率≥50℃/s。

(4)超深冷处理：将轧后钢板侵入液氮中，时间为5～10min。

(5)退火：将制成的钢板加热至两相区600～750℃，保温2～5h，空冷至室温，制得超高强TRIP钢板。

如所示下述非限制性实施例可以使本领域的普通技术人员更全面地理解本发明，但不以任何方式限制，以下实施例的力学性能测试采用ASTM-E8美国标准。

实施例1

本实施例的超高强TRIP钢板，其化学成分及含量是：C为0.21wt.％，Mn为8.95wt.％，Si为2.81％，P为≤0.2wt.％，S为≤0.005wt.％，余量为Fe以及不可避免的杂质。

本实施例的超高强TRIP钢板的生产方法如下：

(1)熔炼：化学成分及组成配料，在1650℃温度熔炼，浇铸；

(2)锻造：将铸锭加热至1200℃，保温2h，锻造成长条状，进行正火处理；

(3)轧制：将长条状锻件切削成方锭(80mm×80mm×40mm)，加热至1250℃后，保温2h，进行8道次热轧(总变形量约为92％)，开轧温度为1200℃，終轧温度为900℃，后淬火，淬火采用TMCP工艺，冷却速率为60℃/s，制成3.0mm厚的热轧钢板；

(4)超深冷处理：将轧后钢板侵入液氮中，时间为5min。

(5)退火：将制成的钢板加热至两相区650℃，保温4h，空冷至室温，制得超高强TRIP钢板；

本实施例制备的超高强TRIP钢板的组织如图2、4所示，为超细晶铁素体(≤300nm)以及逆相变版条状奥氏体(≤200nm)。

图3的XRD图分析证实了组织结构由奥氏体、铁素体组成，根据X射线衍射谱，结合奥氏体体积分数经验公式计算，得出亚稳奥氏体的体积分数≥30％。制备的超高强TRIP钢板的力学性能为：抗拉强度1600MPa，屈服强度为856MPa，延伸率为25.33％，强塑积为40.53GPa·％，力学性能见图5。

Claims

1.一种超高强TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述超高强TRIP钢的化学成分及其含量是：C为0.1～0.25wt.％，Mn为5～10wt.％，Si为1～3wt.％，P为≤0.2wt.％，S为≤0.005wt.％，余量为Fe以及不可避免的杂质；

制备方法包括以下步骤：熔炼、浇铸、锻造、轧制、超深冷处理和退火；

所述锻造过程中，将铸锭加热至1150～1250℃，保温1～2h，进行正火处理；

所述轧制过程中，经多道次热轧后进行淬火；

所述热轧的开轧温度为1100～1250℃；终轧温度为850～950℃；

所述淬火采用TMCP工艺；

所述退火过程是加热至两相区600～750℃，保温2～5h，空冷至室温。

2.根据权利要求1所述的超高强TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述的热轧采用二辊热轧机，单道次变形量≤30％。

3.根据权利要求1所述的超高强TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述TMCP工艺的冷却速率≥50℃/s。

4.根据权利要求1所述的超高强TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述熔炼的温度为1500～1700℃。

5.根据权利要求1所述的超高强TRIP钢的制备方法，所述浇铸制得铸锭，其特征在于，所述锻造过程中，锻造成长条状锻件。

6.根据权利要求1所述的超高强TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述的超深冷处理的温度为-190℃以下，时间为5～10min。

7.权利要求1-6任意一项所述方法制备的超高强TRIP钢，其特征在于，所述超高强TRIP钢的抗拉强度≥1500MPa，屈服强度为≥800MPa，延伸率为≥20％，强塑积≥30GPa·％。