CN109666862A - 一种强塑积大于60GPa·%的高强韧热轧中锰钢及制备方法 - Google Patents

一种强塑积大于60GPa·%的高强韧热轧中锰钢及制备方法 Download PDF

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Abstract

一种强塑积大于60GPa·%的高强韧热轧中锰钢及制备方法，属于高强韧汽车钢领域。其化学成分为C:0.35～0.40%,Mn:6.00～6.30%,Al:2.20～2.35%,Nb:0～0.027%,Si:0.030～0.074%,P:<0.005%,S:<0.02%,余量为Fe及不可避免的杂质。其制备方法为：原料准备、冶炼、铸造、锻造、热轧、两相区退火。本发明所述的高强韧热轧中锰钢的抗拉强度在1039～1183MPa，断后延伸率在43.5～64.8%，强塑积可达60GPa·%以上，最高可达72GPa·%。通过合理的成分配比及优化两相区退火工艺，控制两相组织形貌和比例，有效激发TRIP及TWIP效应达到高加工硬化率，极大提高中锰钢的强度与韧性，满足汽车不同构件的性能指标。

Description

一种强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢及制备方法
技术领域
本发明属于高强韧汽车钢技术领域，具体涉及一种强塑积大于60GPa·％的热轧中锰钢及其制备方法。
背景技术
随着环境恶化与能源紧缺的日益加剧，节能、安全、环保成为现代汽车工业发展的主要方向，推动了汽车用先进高强钢的发展。据统计，汽车油耗与自重成线性关系，汽车自重每减少10％，燃油消耗可降低6～8％，而每减少1L的燃油消耗，可减少排放2.45kg的CO2。因此，将具有高强塑积的先进高强钢作为汽车车身结构件的制造材料，可以在保证结构件高安全性的同时，大幅度降低零件质量，从而实现汽车的节能减排。
高锰孪晶诱导塑性(TWIP)钢及中锰相变诱导塑性(TRIP)钢凭借其高强度及高成型性作为第三代先进高强钢的优势钢种，然而高锰钢存在着冶炼合金损失及轧板表面氧化等问题，其应用受到限制。中锰钢(Mn含量一般为5～12％)集高强度、高韧性、低密度、抗冲击、耐蚀性能等优点于一身，通过相变诱导塑性效应(TRIP效应)实现强度与塑性的良好匹配：抗拉强度可达到1000MPa，塑性达到25～40％，因而强塑积应该在30GPa·％以上，而Al元素的加入明显增加了其减重效果，可以说是汽车钢中的潜力钢种。
一定量稳定的残余奥氏体在外加应力作用下，通过应变诱发马氏体相变，使局部强度提高，导致变形向未发生马氏体相变的部位转移，从而推迟颈缩，得到优良的力学性能。因此，通过合适的热处理工艺调控钢中奥氏体组织的含量和稳定性是提高中锰钢的强塑积的有效措施。两相区退火可以在原始马氏体组织的基础上，保留晶粒细小的高质量分数和稳定性的奥氏体，以及更多的铁素体和少量马氏体，从而保证最终优异的力学性能。除了TRIP效应，TWIP效应也是中锰钢中重要的强化手段，二者的协调发生能够极大提高加工硬化率，防止应变集中。层错能是决定奥氏体变形机理的重要参数，其值处于12～18mJ/m2之间时，TRIP和TWIP效应有可能协调发生。
冷轧钢板由于其优越的表面质量、精确的尺寸规格和超高强度，广泛应用于支撑件、侧柱和保险杠梁。然而，随着热轧中锰钢表面质量的改善和强度塑性的提高，工艺更简单的热轧钢板逐渐扩展到冷轧钢板的应用领域。因此，提升热轧中锰钢的强塑积有利于促进中锰钢的实际应用。
发明内容
本发明的目的是提供一种高强度高塑性强塑积大于60GPa·％的热轧中锰钢及其制备方法，通过合理成分配比和优化两相区退火工艺，控制两相组织形貌和比例，精确调控奥氏体体积分数和稳定性，以便通过有效的TRIP和TWIP效应达到高加工硬化率，提高中锰钢的强度与韧性，满足汽车不同构件的性能指标。
一种强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢，其特征在于，所述中锰钢的化学成分按质量百分比分别为：C:0.35～0.40％,Mn:6.00～6.30％,Al:2.20～2.35％,Nb:0～0.027％,Si:0.030～0.074％,P:<0.005％,S:<0.02％,余量为Fe及不可避免的杂质。
如上所述的强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢的制备方法，具体步骤如下：
步骤1:按照设计成分分别称取各个原料，依次进行冶炼、铸造和锻造；
步骤2:然后再经过热轧和两相区退火，即可得到高强韧中锰钢。
进一步地，步骤2所述热轧前在1200±30℃保温1.5h，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃，经5道次轧制成厚度为3mm的板材，轧后水冷至450±20℃后空冷至室温。
进一步地，步骤2所述的两相区退火温度为700～725℃，保温时间为20～360min。
进一步地，本发明通过合理成分配比及两相区退火工艺，所述高强韧热轧中锰钢的微观组织为奥氏体+铁素体双相组织，其中奥氏体含量的体积百分比为65％～76％。
进一步地，本发明所述高强韧热轧中锰钢的抗拉强度在1039～1183MPa，断后延伸率在43.5～64.8％，强塑积可达60～72GPa·％。
本发明所述热轧中锰钢的元素含量是依据层错能数值设计，确保层错能在12～18mJ/m2之间，使奥氏体在变形过程中可能通过TRIP和TWIP效应，获得高加工硬化率，得到高强塑积中锰钢板。
所述两相区退火温度区间是根据钢的具体成分，通过热力学相图计算，得到两相区温度，保温20～360min，实现基体组织的奥氏体逆转变及晶粒回复、再结晶，在空气中自然冷却，得到高强塑积中锰钢板。
本发明以层错能为依据，通过精确Mn、Al、C元素含量确保TRIP和TWIP效应的协调发生，调整热轧后的两相区退火工艺参数调控奥氏体的含量和稳定性，开发一种具有高强塑积的热轧中锰钢，对于促进汽车节能减排具有重要的经济意义和实用价值。
本发明的优点在于，通过合理的元素含量和退火工艺设计，大幅提高奥氏体含量的同时不损失其稳定性，使组织在变形过程中能够协调发生TRIP和TWIP效应。依上述步骤制备的热轧中锰钢的抗拉强度在1039～1183MPa，断后延伸率在43.5～64.8％，强塑积可达60～72GPa·％。通过简短的热轧及两相区退火工艺，制备出的高强塑积热轧中锰钢，其性能指标优于目前商业化的双相钢、淬火再分配(QP)钢和高锰TWIP钢，这可加速中锰钢的工业化生产，实现汽车轻量化。
附图说明
图1为本发明实施例1、2、3和4制备的强度积大于60GPa·％的热轧中锰钢的工程应力-应变曲线；图2为本发明实施例1、2、3和4制备的热轧中锰钢的SEM组织形貌，其中：(a)为实施例1在700℃退火20min后的组织形貌，(b)为实施例2在725℃退火20min后的组织形貌，(c)为实施例3在700℃退火180min后的组织形貌，(d)为实施例4在700℃退火360min后的组织形貌；图3为本发明实施例1、2、3和4制备的热轧中锰钢的XRD图谱。
具体实施方式
为了更加清楚明白地说明本发明的目的、技术方案和优点，下文结合附图和具体实施例对本发明做进一步详细阐述，但它们不对本发明构成限定。
实施例1
钢的化学成分按质量百分比分别为：C:0.40％,Mn:6.25％,Al:2.28％,Nb:0.027％,Si:0.074％,P:<0.005％,S:0.011％,余量为Fe及不可避免的杂质。以上成分采用真空感应熔炼炉冶炼40min后，在空气中冷轧至室温得到钢锭，将钢锭加热至1150℃保温2h，锻造成60×45mm的锻坯，终锻温度控制在900℃以上，空冷至室温。
在实验室四辊单机架可逆式热轧机上进行热轧，将锻坯加热至1200℃保温1.5h，经5道次热轧成厚度为3mm的钢板，开轧温度为1150℃，终轧温度不低于900℃，水冷至430℃后空冷至室温。
将热轧后的钢板在加热炉中进行两相区退火，700℃保温20min，空冷至室温。
对本实例所制备的热轧中锰钢进行相关的性能测试，根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。力学性能结果如表1所示，工程应力-应变曲线如图1所示，SEM组织形貌如图2(a)所示，XRD表征结果如图3所示。可以看到，该热轧中锰钢经两相区退火后奥氏体含量为65％，抗拉强度达1071.1MPa，总延伸率达64.8％，强塑积达69.4GPa·％，大大超过第三代高强钢的强塑积水平。
实施例2
钢的化学成分、冶炼、锻造、热轧工艺与具体实施例1相同，不同在于两相区退火工艺为在725℃保温20min，空冷至室温。
对本实例所制备的热轧中锰钢进行相关的性能测试，根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。力学性能结果如表1所示，工程应力-应变曲线如图1所示，SEM组织形貌如图2(b)所示，XRD表征结果如图3所示。可以看到，该热轧中锰钢经两相区退火后奥氏体含量为76％，抗拉强度达1039.0MPa，总延伸率达43.5％，强塑积达60.6GPa·％。
实施例3
钢的化学成分按质量百分比分别为：C:0.39％,Mn:6.08％,Al:2.31％,Si:0.031％,P:<0.005％,S:0.011％,余量为Fe及不可避免的杂质。以上成分采用真空感应炉冶炼浇铸成钢锭，将钢锭加热至1150℃保温2h，锻造成60×45mm的锻坯，空冷至室温。
将锻坯加热至1200℃保温1.5h，经5道次热轧成厚度为3mm的钢板，开轧温度为1150℃，终轧温度不低于900℃，水冷至450℃后空冷至室温。
将热轧后的钢板在加热炉中进行两相区退火，700℃保温180min，空冷至室温。
对本实例所制备的热轧中锰钢进行相关的性能测试，根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”进行拉伸试验。力学性能结果如表1所示，工程应力应变曲线如图1所示，SEM组织形貌如图2(c)所示，XRD表征结果如图3所示。可以看到，该热轧中锰钢经两相区退火后奥氏体含量为66％，抗拉强度达1183.3MPa，总延伸率达61.0％，强塑积达72.2GPa·％，大大超过第三代高强钢的强塑积水平。
实施例4
钢的化学成分、冶炼、锻造、热轧工艺与具体实施例3相同，不同在于两相区退火工艺为在700℃保温360min，空冷至室温。
对本实例所制备的热轧中锰钢进行相关的性能测试，根据GB/T228-2002“金属材料室温拉伸试验方法”将热处理后的钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。力学性能结果如表1所示，工程应力应变曲线如图1所示，SEM组织形貌如图2(d)所示，XRD表征结果如图3所示。可以看到，该热轧中锰钢经两相区退火后奥氏体含量为76％，抗拉强度达1164.0MPa，总延伸率达57.0％，强塑积达66.4GPa·％。
表1本发明实施例1、2、3和4的力学性能
序号 退火工艺 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 总延伸率/％ 强塑积/GPa·％
实施例1 700℃ 20min 893.7 1071.1 64.8 69.4
实施例2 725℃ 20min 808.5 1393.0 43.5 60.6
实施例3 700℃ 180min 698.8 1183.3 61.0 72.2
实施例4 700℃ 360min 703.0 1164.0 57.0 66.4

Claims (6)

1.一种强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢，其特征在于，所述中锰钢的化学成分按质量百分比分别为：C:0.35～0.40％,Mn:6.00～6.30％,Al:2.20～2.35％,Nb:0～0.027％,Si:0.030～0.074％,P:<0.005％,S:<0.02％,余量为Fe及不可避免的杂质。
2.一种根据权利要求1所述的强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢的制备方法，其特征在于，具体步骤如下：
步骤1:按照设计成分分别称取各个原料，依次进行冶炼、铸造和锻造；
步骤2:然后再经过热轧和两相区退火，即可得到高强韧中锰钢。
3.根据权利要求2所述的强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢制备方法，其特征在于，热轧前在1200±30℃保温1.5h，开轧温度为1150±20℃，终轧温度高于900℃，经5道次轧制成厚度为3mm的板材，轧后水冷至450±20℃后空冷至室温。
4.根据权利要求2所述的强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢制备方法，其特征在于，所述的两相区退火温度为700～725℃，保温时间为20～360min。
5.根据权利要求2所述的强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢制备方法，其特征在于，通过合理成分配比及两相区退火工艺，所述高强韧热轧中锰钢的微观组织为奥氏体+铁素体双相组织，其中奥氏体含量的体积百分比为65％～76％。
6.根据权利要求2所述的强塑积大于60GPa·％的高强韧热轧中锰钢制备方法，其特征在于，所述高强韧热轧中锰钢的抗拉强度在1039～1183MPa，断后延伸率在43.5～64.8％，强塑积可达60～72GPa·％。
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