CN110055465B - 一种中锰超高强度钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
一种中锰超高强度钢及其制备方法，钢的化学成分以质量百分比计为C：0.20％～0.45％，Mn：3.0％～6.0％，Si：1.0％～4.0％，Al：0.5％～3.0％，其中1.5％≤Al+Si≤5.5％，P≤0.01％，S≤0.02％，Nb：0％～0.05％，V：0％～0.05％，Ti：0％～0.05％，其中0％≤Nb+V+Ti≤0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质。制备时采用淬火回火工艺，通过调节临界区奥氏体化TIA温度，空冷或者水冷至室温RT，随后利用回火处理完成碳配分步骤。本发明工艺简单，制备出的中锰超高强度钢抗拉强度可达1150～1950MPa，最高强塑积可达40GPa·％以上。
Description
技术领域
本发明属于先进超高强度钢技术领域，特别涉及一种中锰超高强度钢及其淬火回火工艺制备方法。
背景技术
节能、环保、安全是汽车材料发展的根本目标，先进高强钢是有效实现汽车轻量化的最佳原材料之一。先进高强钢(AHSS)的发展已经经历了以双相钢为代表的第一代AHSS和以高锰TWIP钢为代表的第二代AHSS。第三代AHSS兼具了第一代AHSS的低合金成本优势与第二代AHSS的高性能优势，其典型代表有中锰钢和Q&P钢。在两种钢的室温显微组织中均含有较高比例的亚稳态残留奥氏体，这种亚稳态残留奥氏体能在室温下通过相变诱导塑性(TRIP)效应来改善第三代AHSS的综合力学性能。
其中Q&P热处理技术是通过将钢奥氏体化后，淬火至一定温度TQ，该温度处于奥氏体的马氏体转变开始Ms温度与马氏体转变结束Mf温度之间，以此获得一定量的马氏体组织。随后在该温度或者该温度以上一定温度TP进行保温配分，使得马氏体中的碳元素通过扩散富集至奥氏体中，以此来稳定奥氏体至室温，确保室温下足够高的亚稳态残留奥氏体来保证良好的力学性能。
宝钢已经成为全球第一家供货Q&P钢的钢铁企业，目前其主要Q&P钢产品有Q&P980以及Q&P1180，合金设计以传统双相钢的低碳锰系为主要依据。但钢中残留奥氏体含量通常＜10％，因而保证具有较高延伸率的同时进一步提高强度，进一步满足汽车轻量化发展的需求。因此如何在提升材料强度的同时，将材料的延伸率进一步提升，是Q&P钢发展，乃至先进超高强钢发展过程中亟待解决的问题之一。
此外，传统Q&P处理中，淬火温度TQ对材料最终组织具有显著的影响，因此在热处理工序中需要精确控制淬火温度，这大大提升了Q&P钢的生产难度。如何在不需要精确控制淬火温度TQ的情况下，稳定室温下残留奥氏体，充分发挥其相变增塑效应，提升材料综合力学性能，是实现高性能Q&P钢规模化生产亟待解决的另一个主要问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种中锰超高强度钢及其制备方法，通过合理的成分设计，利用铝硅元素有效扩大中锰体系超高强度钢临界区奥氏体化工艺窗口，同时将复杂的淬火温度TQ的精确控制问题转化为相对简易的临界区奥氏体化温度TIA调控上，仅需要将这种部分奥氏体化后的钢板直接冷却至室温RT，随后通过回火处理即可实现传统Q&P工艺的配分处理，改进并简化传统Q&P钢的生产工艺，制备出的中锰超高强度钢抗拉强度可达1150～1950MPa，最高强塑积可达40GPa·％以上。
本发明第一方面提供了一种中锰超高强度钢，化学成分以质量百分比计为C：0.20％～0.45％，Mn：3.0％～6.0％，Si：1.0％～4.0％，Al：0.5％～3.0％，其中1.5％≤Al+Si≤5.5％，P≤0.01％，S≤0.02％，Nb：0％～0.05％，V：0％～0.05％，Ti：0％～0.05％，其中0％≤Nb+V+Ti≤0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质。
优选的，所述中锰超高强度钢的化学成分Mn：3.5％～5.2％。
优选的，所述中锰超高强度钢的化学成分Si：1.0％～2.5％。
优选的，所述中锰超高强度钢的化学成分Al：0.5％～2.6％。
优选的，所述中锰超高强度钢的化学成分2.3％≤Al+Si≤4.0％。
本发明第二方面提供了上述中锰超高强度钢的制备方法，制备工艺示意图如图1所示，具体为，将满足上述化学成分的中锰超高强度钢的铸坯进行如下制备步骤：
(1)将铸坯在1180-1230℃的加热炉内保温1～2h，均匀奥氏体化。
(2)将步骤(1)的铸坯进行两道次粗轧，多道次精轧，精轧终轧温度为850-950℃，然后水冷或空冷至室温，得到厚度为2-8mm的热轧钢带。
(3)将步骤(2)的热轧钢带加热至临界区奥氏体化温度TIA＝750-950℃保温2-10min，然后水冷或空冷至室温，得到淬火钢带。
(4)将步骤(3)的淬火板加热至回火温度TTP＝300-500℃保温60-350s，然后水冷或空冷至室温，得到本发明的中锰超高强度钢。
优选的，制备步骤(3)中的临界区奥氏体化温度TIA＝800-900℃。
优选的，制备步骤(4)中的回火温度TTP＝430-470℃，回火时间180-320s。
所述步骤(3)和步骤(4)加热所用的设备可以根据钢带的形状大小特征选用连续炉、罩式炉、或马弗炉。
所述步骤(2)得到的热轧板组织为全马氏体，或者为附带体积分数≤5％铁素体组织的马氏体基体组织；所述步骤(3)得到的淬火钢带的组织为板条形态的临界区铁素体IF、临界区奥氏体IA转变生成的淬火马氏体FM，以及残留奥氏体RA混合板条形态组织；所述步骤(4)得到的中锰超高强钢板的组织为低位错密度板条形态的临界区铁素体IF、板条形态的回火马氏体TM和富碳的残留奥氏体RA交替均匀分布的混合组织。
本发明钢的抗拉强度在1150～1950MPa之间，最高强塑积超过40GPa·％。
本发明的有益效果
与现有高强度钢和现有制备技术相比，本发明具有以下优点：
(1)本发明钢成分简单，工艺操作窗口宽，有利于实现绿色生产。采用铝硅元素调控了中锰成分钢的临界区温度区间，获得了较宽的奥氏体化工艺窗口；同时铝硅元素的添加提升了临界区温度，有利于元素的扩散，相对传统低硅无铝中锰钢的热处理时间大幅度降低，符合钢铁企业节能环保的绿色生产理念。
(2)本发明钢生产工艺简单，通过将传统Q&P工序中复杂的淬火温度TQ的精确控制问题转化为相对简易的临界区奥氏体化温度TIA调控上，仅需奥氏体化后冷却至室温RT并进行后续回火处理即可实现配分处理。利用这种优化简化后的Q&P工艺，同时提升了强度和延伸率，可以获得不同强度级别的超高强钢，有利于在各个钢铁企业中进行大幅度推广应用，具有非常好的应用前景。
(3)本发明钢合金成本低廉，力学性能优异。采用相对较低的中锰合金体系，Mn元素的质量百分比处于3.0％～6.0％，其抗拉强度范围1150MPa～1950MPa，最高强塑积超过40GPa·％，为成型复杂的汽车零部件提供了有利的保障，大幅度提升了汽车轻量化原材料的竞争力。
附图说明
图1：本发明的制备工艺示意图。
图2：本发明实施例1典型组织的SEM照片(TIA＝800℃保温4min，TTP＝450℃保温200s)。
图3：本发明实施例2典型组织的(a)SEM照片和(b)TEM照片(TIA＝825℃保温5.5min，TTP＝450℃保温250s)。
图4：本发明实施例3热轧钢带典型组织的SEM照片。
图5：本发明实施例3典型组织的SEM照片(TIA＝900℃保温8.5min，TTP＝450℃保温300s)。
图6：本发明实施例4热轧钢带典型组织的SEM照片。
图7：本发明实施例5热轧钢带典型组织的SEM照片。
具体实施方式
为了便于理解本发明，下文将结合实施例对本发明作更全面、细致的描述，但本发明的保护范围并不限于以下具体的实施例。
除非另有定义，下文中所使用的所有专业术语与本领域技术人员通常理解的含义相同。本文中所使用的专业术语只是为了描述具体实施例的目的，并不是旨在限制本发明的保护范围。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
本发明第一方面提供了一种中锰超高强度钢，化学成分以质量百分比计为C：0.20％～0.45％，Mn：3.0％～6.0％，Si：1.0％～4.0％，Al：0.5％～3.0％，其中1.5％≤Al+Si≤5.5％，P≤0.01％，S≤0.02％，Nb：0％～0.05％，V：0％～0.05％，Ti：0％～0.05％，其中0％≤Nb+V+Ti≤0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明钢的最终组织为低位错密度板条形态临界区铁素体，板条形态回火马氏体以及富碳残留奥氏体的混合相，且交替均匀分布。本发明钢的抗拉强度在1150～1950MPa之间，最高强塑积超过40GPa·％。
本发明第二方面提供了上述中锰超高强度钢的制备方法，制备工艺示意图如图1所示，具体为，将满足所述化学成分的中锰超高强度钢的铸坯进行如下制备步骤：
(1)将所述铸坯在1180-1230℃的加热炉内保温1～2h，均匀奥氏体化。
(2)所述步骤(1)的铸坯进行两道次粗轧，多道次精轧，精轧终轧温度为850-950℃，然后水冷或空冷至室温，得到厚度为2-8mm的热轧钢带。
(3)将所述步骤(2)的热轧钢带加热至临界区奥氏体化温度TIA＝750-950℃保温2-10min，然后水冷或空冷至室温，得到淬火钢带。
(4)将所述步骤(3)的淬火板加热至回火温度TTP＝300-500℃保温60-350s，然后水冷或空冷至室温，得到本发明的中锰超高强度钢。
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明具体实施例对本申请的中锰超高强度钢及其制备方法进行详细说明。
实施例1
本实施例的化学成分以质量百分比计为0.34％C，3.95％Mn，1.08％Al，1.54％Si，0.006％P，0.014％S，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
制备过程为：将上述成分的铸坯在1200℃的加热炉内保温1.5h，均匀奥氏体化后进行两道次粗轧，多道次精轧，精轧终轧温度为942℃，空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢带，热轧钢带的组织为全马氏体组织。在普通马弗炉中将热轧钢带分别加热至临界区奥氏体化温度TIA＝800℃、830℃，保温时间4min，水冷至室温，得到组织为板条形态临界区铁素体(IF)、淬火马氏体(FM)以及残留奥氏体(RA)的淬火钢带。将淬火钢带放至TTP＝450℃的马弗炉中保温200s回火，然后水冷至室温，得到组织为临界区铁素体(IF)、回火马氏体(TM)以及残留奥氏体(RA)的中锰超高强度钢带，其相应的力学性能如表1所示。其中，
TIA＝800℃保温4min，TTP＝450℃保温200s的钢带，其典型组织如附图2所示。
实施例2
本实施例的化学成分以质量百分比计为0.33％C，3.86％Mn，1.85％Al，1.55％Si，0.006％P，0.015％S，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本实施例的制备过程与实施例1基本相同，不同之处在于：精轧终轧温度为947℃，热轧钢带厚度为4mm，热轧钢带组织为附带体积分数位2％铁素体组织的马氏体基体组织。临界区奥氏体化TIA温度分别取825℃，850℃，900℃，保温时间5.5min。再放至TTP＝450℃的马弗炉中保温250s回火后，得到本实施例的中锰超高强度钢带，其相应的力学性能如表1所示。其中，TIA＝825℃保温5.5min，TTP＝450℃保温250s的钢带，其典型组织如附图3所示。
实施例3
本实施例的化学成分以质量百分比计为0.33％C，4.78％Mn，1.93％Al，1.82％Si，0.007％P，0.017％S，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
本实施例的制备过程与实施例1基本相同，不同之处在于：精轧终轧温度为890℃，热轧钢带厚度为5mm，热轧钢带组织为附带体积分数为3％铁素体组织的马氏体基体组织，组织照片如附图4所示。临界区奥氏体化TIA温度分别取850℃，900℃，保温时间8.5min。最后放至TTP＝450℃的马弗炉中保温300s回火后，得到本实施例的中锰超高强度钢带，相应的力学性能如表1所示。其中，TIA＝900℃保温8.5min，TTP＝450℃保温300s的钢带，其典型组织如附图5所示。
实施例4
本实施例的化学成分与实施例1基本相同，不同之处在于实施例4还含有0.02％Ti。
本实施例的制备过程与实施例1基本相同，不同之处在于精轧终轧温度887℃，水冷至室温，热轧板典型组织如附图6所示，临界区奥氏体化TIA温度为800℃。得到本实施例的中锰超高强度钢带的力学性能如表1所示。
实施例5
本实施例的化学成分与实施例1基本相同，不同之处在于实施例5还含有0.02％Nb、0.01％V。
本实施例的制备过程与实施例1基本相同，不同之处在于精轧终轧温度879℃，水冷至室温，热轧板典型组织如附图7所示，临界区奥氏体化TIA温度为830℃，得到本实施例的中锰超高强度钢带的力学性能如表1所示。表1实施例1-5的力学性能和组织
从表1实施例的力学性能可知：实施例1、实施例2、实施例3、实施例4的抗拉强度均高于1150MPa，在这种超高强度的基础上，依旧可以获得较好的延伸率，以实例1中所述，强度为1400MPa时，延伸率可以接近30％，强塑积高于40GPa·％。其性能远远高于目前商业用Q&P钢以及目前几乎所有已经公开的专利。如公开号为CN104278194A中的高强度高塑性Q&P钢，其强度级别在1000MPa左右，延伸率在20％左右；公开号为CN102011051A中的高强度高塑性中碳相变诱导塑性钢，其强塑积低于18GPa·％；公开号为CN106244924A的淬火延性钢，其抗拉强度在980～1200MPa之间，强塑积在25GPa·％左右；公开号为CN104032109A的一种热轧热处理TRIP钢，其抗拉强度在800MPa～1350MPa之间，强塑积在30GPa左右。在合金设计与制备方法方面，本发明创造性地用铝硅元素共同调控中锰成分体系钢的临界区奥氏体化温度及奥氏体相应Ms温度，改进了传统Q&P工艺，不同于目前已经公开的大部分高强钢制备方法。如公开号为CN106244924A的一种高强钢通过热轧及在线热处理的制备方法，是利用传统的TRIP钢制备方法；而在公开号为CN106119688A一种性能梯度分布的高强钢Q&P钢件制备方法中，其Q&P工艺需要对淬火温度进行精确控制并保温，本发明钢仅需要直接冷却到室温；针对公开号为CN106987687A的一种通过热成形-亚稳淬火-配分工艺改善钢板力学性能的方法中，需要第一次淬火后再一定温度保温随后直接加热至临界区温度，随后再次冷却到一定温度保温，该温度并非为室温。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。
Claims (7)
1.一种中锰超高强度钢的制备方法，其特征在于，将满足中锰超高强度钢化学成分的铸坯进行如下制备步骤：
(1)将铸坯在1180-1230℃的加热炉内保温1～2h，均匀奥氏体化；
(2)将步骤(1)的铸坯进行两道次粗轧，多道次精轧，精轧终轧温度为850-950℃，然后水冷或空冷至室温，得到厚度为2-8mm的热轧钢带；
(3)将步骤(2)的热轧钢带加热至临界区奥氏体化温度TIA＝750-950℃保温2-10min，然后水冷或空冷至室温，得到淬火钢带；
(4)将步骤(3)的淬火板加热至回火温度TTP＝300-500℃保温60-350s，然后水冷或空冷至室温，得到中锰超高强度钢；
所述中锰超高强度钢的化学成分以质量百分比计为C：0.33％～0.45％，Mn：3.86％～4.78％，Si：1.54％～4.0％，Al：1.85％～3.0％，其中3.4％≤Al+Si≤4.0％，P≤0.01％，S≤0.02％，Nb：0％～0.05％，V：0％～0.05％，Ti：0％～0.05％，其中0％≤Nb+V+Ti≤0.05％，其余为Fe和不可避免的杂质；
所述中锰超高强钢抗拉强度为1312～1950MPa。
2.如权利要求1所述的一种中锰超高强度钢的制备方法，其特征在于，所述中锰超高强度钢的化学成分Si：1.54％～2.5％。
3.如权利要求1所述的一种中锰超高强度钢的制备方法，其特征在于，所述中锰超高强度钢的化学成分Al：1.85％～2.6％。
4.如权利要求1所述的一种中锰超高强度钢的制备方法，其特征在于，制备步骤(3)中的临界区奥氏体化温度TIA＝800-900℃。
5.如权利要求1所述的一种中锰超高强度钢的制备方法，其特征在于，制备步骤(4)中的回火温度TTP＝430-470℃，回火时间180-320s。
6.如权利要求1所述的一种中锰超高强度钢的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)和步骤(4)加热所用的设备根据钢带的形状大小特征选用连续炉、罩式炉、或马弗炉。
7.如权利要求1所述的一种中锰超高强度钢的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)得到的热轧板组织为全马氏体，或者为附带体积分数≤5％铁素体组织的马氏体基体组织；所述步骤(3)得到的淬火钢带的组织为板条形态的临界区铁素体IF、临界区奥氏体IA转变生成的淬火马氏体FM，以及残留奥氏体RA混合板条形态组织；所述步骤(4)得到的中锰超高强钢板的组织为低位错密度板条形态的临界区铁素体IF、板条形态的回火马氏体TM和富碳的残留奥氏体RA交替均匀分布的混合组织。
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