CN107574376A - 一种低成本高强塑型高锰twip/trip效应共生钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供一种低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢及其制备方法，属于汽车用钢技术领域。该共生钢成分为C:0.1‑0.45％；Mn:10‑17％；V:0.01‑0.15％，其余为铁元素。该方法在传统TWIP钢熔炼成分的基础上，通过降锰(Mn)降碳(C)去铝(Al)少量钒(V)微合金化，使其层错能控制在12‑19mJ/m2范围，在其后续材料的成形过程中，既能发生形变诱导孪生(TWIP)效应提高其塑性，又能发生形变诱导马氏体(TRIP)效应以提高其强度，最终达到TWIP/TRIP效应共生钢在发生碰撞时高的能量吸收能力。本发明高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢的成本低、力学性能优异，且制备方法简单可行。
Description
技术领域
本发明涉及汽车用钢技术领域，特别是指一种低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车轻量化的发展，汽车制造商对汽车用钢也提出了更高的要求，TWIP(twinning induced plasticity)钢因其高强度、高塑性、高加工硬化率、抗冲击安全性等卓越的综合性能，在汽车、军工、航空、石油开采等领域都表现出诱人的应用潜力，掀起了一次又一次的研发热潮。
TWIP钢是在Hadfield钢基础上发展起来的一种超高锰钢。根据其熔炼成分特征，有学者将其分为三代，第一代TWIP钢的典型成分是Fe-25Mn-3Si-3Al，具有很高的塑性和中等的抗拉强度，但Al、Si含量高，不利于浇铸和镀层；为此开发了Fe-Mn-C系第二代TWIP钢，碳含量提高，强度明显增加，延伸率有所降低，但遇到严重的延迟开裂问题；第三代TWIP钢是在Fe-Mn-C系基础上加入Al、Nb、V、Ti、Mo、Cu、P、Pd和RE等进行合金化或微合金化，以解决第二代TWIP钢出现的问题，从而成为了一个重要的研究方向。但是较高的Al含量使TWIP钢在浇注过程中容易堵塞水口，不利于连铸生产；P元素容易发生偏聚，造成TWIP钢成分不均匀，且会降低钢的耐蚀性；而Nb、Mo、Cu等元素价格昂贵，大大增加了TWIP钢的成本。
在Fe-Mn-C系TWIP钢的基础上，通过降Mn降C去Al加微量成本相对较低的V元素，利用碳化钒的析出来增加TWIP钢的强度，同时提高其抗延迟断裂的能力。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢及其制备方法。
该共生钢元素组成质量分数为：C:0.1-0.45％；Mn:10-17％；V:0.01-0.15％，其余为铁元素。
通过降低Mn和C元素的含量及去除Al元素，大大降低了TWIP/TRIP效应共生钢的层错能，使其层错能控制在12-19mJ/m2范围内，因此既能发生TWIP效应提高塑性，又能发生TRIP效应提高强度。
本发明通过降Mn降C去Al加少量V元素来控制其层错能在12-19mJ/m2范围内。Mn元素含量较高时，熔炼过程难度增大，同时由于Mn元素对奥氏体层错能的影响比较大，不利于双效应的控制，因此Mn含量控制在10-17％范围内。当碳含量较高时，不仅会使奥氏体的层错能增加从而影响其变形机制，而且不利于材料后续的焊接，因此C含量控制在0.1-0.45％范围内。通过添加少量的V元素，使其既能代替Al来提高其抗延迟断裂的能力，又能增加其强度，但考虑到成本问题成本，所以V含量控制在较低的0.01-0.15％范围内。
本发明所涉及到的TWIP/TRIP效应共生钢的层错能控制在12-19mJ/m2范围内。以保证其在室温拉伸成形变形过程中既有奥氏体相变成马氏体，提高材料的强度，即TRIP效应；也有奥氏体发生孪生，产生大量的形变孪晶，提高材料的塑性，即TWIP效应。
该共生钢在室温下，以1mm/min的速率进行单向拉伸实验后的屈服强度为300-550MPa，抗拉强度为900-1120MPa，断后延伸率为45-60％，应力应变曲线随应变的增加呈现出锯齿波动的现象。
该低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢经过冶炼→铸造→锻造→加热炉均匀化→热轧→酸洗→两阶段冷轧→退火工序而获得，其制备方法包括如下步骤：
(1)在真空感应熔炼炉里进行冶炼，冷却后的铸坯在1000-1180℃下保温1.2-1.8h后锻造成厚度为45-55mm的钢坯；加热温度控制在1180℃以下，保温时间控制在1.8h以内，以免在锻造的过程中材料发生碎裂；
(2)将锻造后的钢坯加热到1050-1180℃，保温1-2h进行热轧，轧制至5±0.2mm，在580-630℃卷曲30-60min，消除热轧残余应力，以便进行第一阶段的冷轧，最后空冷至室温；
(3)步骤(2)中热轧后的板材冷轧前先进行一次酸洗，去除氧化铁皮，保证第一次冷轧板材的表面质量，然后进行第一阶段冷轧，轧制至2.3±0.1mm后进行850-880℃保温10-15min的退火，以消除冷轧产生的加工硬化，之后再进行一次酸洗，以保证第二阶段冷轧板的表面质量，再进行第二阶段的冷轧，最终厚度为1.5±0.02mm；
(4)将步骤(3)中得到的冷轧板在氮气保护下进行连续退火，退火温度700-900℃，保温时间8-15min，最后以10℃/s的冷却速率冷却至室温，获得由大量奥氏体及少量马氏体组成的混合组织的成品钢。
其中，步骤(2)中热轧的初轧温度为980-1080℃，终轧温度为780-890℃，经5个道次轧制。
本发明的上述技术方案的有益效果如下：
本发明不含Al元素的低成本高锰TWIP/TRIP效应共生钢及其制备方法。由于降Mn降C去Al，大大降低了TWIP钢的层错能，使其控制在12-19mJ/m2范围内，保证了其在成形变形过程中双效应的产生。本发明制备过程中，利用热轧后余热进行卷曲，既减少了能源消耗，降低了生产成本，又消除了热轧的残余应力。本发明的关键点之一在熔炼成分的控制上，使其在后续的成形变形过程中既能产生大量的形变孪晶，发生TWIP效应，又能发生马氏体相变，发生TRIP效应。另外，退火温度和时间的控制又是另一关键点，要保证热处理后的材料中含有大量的奥氏体，又要保证材料300-550MPa的高屈服强度。
附图说明
图1为本发明的低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢制备方法流程图；
图2为实施例所制备的高锰TWIP/TRIP效应共生钢与传统深冲用汽车钢、传统高锰TWIP钢的工程应力应变曲线的对比图；
图3为实施例变形前后本发明所涉及的高锰TWIP/TRIP效应共生钢的XRD图；
图4为实施例变形前的微观组织图；
图5为实施例变形量为35％的微观组织图。
具体实施方式
为使本发明要解决的技术问题、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图及具体实施例进行详细描述。
本发明提供一种低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢及其制备方法。
如图1所示，该低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢经过冶炼→铸造→锻造→加热炉均匀化→热轧→酸洗→两阶段冷轧→退火工序而获得。
下面结合具体实施例予以说明。
制备步骤：熔炼成分(质量分数，％)为C:0.39％，Mn:16.1％，V:0.071％，Fe余量，详见表1。
表1实施例的熔炼成分(wt.％)
| C | Mn | V | Fe |
| 0.39 | 16.1 | 0.071 | 余量 |
根据图1的制备工序流程将铸坯在在1150℃下保温1.5h后锻造成厚度为50mm的钢坯，在1150℃加热炉里均匀化1.5h；在1050℃开轧，经5个道次轧至5±0.2mm，终轧温度800℃，600℃卷曲40min后进行酸洗和两阶段冷轧，最终厚度1.5±0.02mm；在连退炉里800℃保温10min后以10℃/s的冷却速率冷却至室温。
上述实施例所得共生钢与传统深冲用汽车钢、传统高锰TWIP钢的工程应力应变曲线的对比图如图2所示，与IF-DC04、传统高锰TWIP钢的力学性能如表2所示。
表2实施例和IF-DC04、传统高锰TWIP钢的力学性能
| 实验材料 | 屈服强度，MPa | 抗拉强度，MPa | 总延伸率，％ |
| 实施例 | 425 | 1065 | 57.81 |
| 传统TWIP钢 | 293 | 899 | 55.26 |
| IF-DC04 | 126 | 261 | 31.23 |
上述实施例所得共生钢变形前后本发明所涉及的高锰TWIP/TRIP效应共生钢的XRD图如图3所示，变形前的微观组织图如图4所示，变形量为35％的微观组织图如图5所示。
上述实施例所得的TWIP钢变形前的组织由大量的奥氏体、微量的马氏体及退火孪晶组成；拉伸变形后，屈服强度为425MPa，抗拉强度1065MPa，总延伸率达57.81％；变形后生成了马氏体和大量的变形孪晶，即发生了TRIP和TWIP效应。
以上所述是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明所述原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (6)
1.一种低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢，其特征在于：元素组成质量分数为C:0.1-0.45％；Mn:10-17％；V:0.01-0.15％，其余为铁元素。
2.根据权利要求1所述的低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢，其特征在于：该共生钢层错能为12-19mJ/m2。
3.根据权利要求1所述的低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢，其特征在于：该共生钢在室温下，以1mm/min的速率进行单向拉伸实验后的屈服强度为300-550MPa，抗拉强度为900-1120MPa，断后延伸率为45-60％，应力应变曲线随应变的增加呈现出锯齿波动的现象。
4.根据权利要求3所述的低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢，其特征在于：室温下拉伸变形过程中产生大量的形变孪晶，即发生了TWIP效应，同时发生奥氏体向马氏体的转变，即TRIP效应。
5.根据权利要求1所述的低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：
(1)在真空感应熔炼炉里进行冶炼，冷却后的铸坯在1000-1180℃下保温1.2-1.8h后锻造成厚度为45-55mm的钢坯；
(2)将锻造后的钢坯加热到1050-1180℃，保温1-2h进行热轧，轧制至5±0.2mm，在580-630℃卷曲30-60min，空冷至室温；
(3)步骤(2)中热轧后的板材冷轧前先进行一次酸洗，然后进行第一阶段冷轧，轧制至2.3±0.1mm后进行850-880℃保温10-15min的退火，之后再进行一次酸洗后进行第二阶段的冷轧，最终厚度为1.5±0.02mm；
(4)将步骤(3)中得到的冷轧板在氮气保护下进行连续退火，退火温度700-900℃，保温时间8-15min，最后以10℃/s的冷却速率冷却至室温。
6.根据权利要求5所述的低成本高强塑型高锰TWIP/TRIP效应共生钢的制备方法，其特征在于：所述步骤(2)中热轧的初轧温度为980-1080℃，终轧温度为780-890℃，经5个道次轧制。
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