CN110066964B - 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法 - Google Patents

一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法 Download PDF

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Abstract

一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法，所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.01～0.5％，Si：0.1～3.0％，Mn：6～10％，Al：0.3～3％，P≤0.03％，S≤0.04％，其余为Fe和杂质。制备方法包括如下步骤：(1)冶炼；(2)热轧；(3)温轧；(4)退火。本发明的有益效果是：本发明生产的抗拉强度1200MPa以上，强塑积大于30GPa％的钢板，合金化成本低，制备简单，满足汽车、机械等多个行业的需求，产品应用范围广泛；针对超高强热轧板冷变形困难的特点，制备过程采用温轧工艺，材料的变形抗力小，较低了轧机的载荷，减少对轧辊的磨损，并且进一步地破碎和细化晶粒；采用温轧工艺避免了冷轧难以进行大的压下量和冷轧前需要长时期退火等问题，减少生产周期，缩短生产线，降低生产成本。

Description

一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法
技术领域
本发明属于汽车用钢制造领域，尤其涉及一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法。
背景技术
基于汽车行业对轻量化和高安全性的要求，人们越来越关注先进高强钢(Advanced high strength sheet steel,AHSS)在汽车领域的开发。目前，在汽车领域应用先进高强钢实现车身的轻量化被认为是提高燃油效率的关键，并且这不会对汽车的安全性能造成不利的影响。第一代先进高强钢由于较低的强塑积(10～20GPa·％)限制了其在汽车领域的应用，而第二代先进高强钢虽然强塑积可达50GPa·％，但是高合金化成本和较大的制造难度都限制了第二代先进高强钢的商业化生产。
热轧后组织为马氏体组织，若直接对其进行冷轧，由于马氏体组织变形抗力大难以进行大的压下，冷轧时对轧机将会产生很强的载荷，缩短轧机的寿命，并且板材在轧制过程中容易产生开裂现象。冷轧中锰钢在变形时容易出现较长的吕德斯带导致成品板材出现明显的褶皱，影响产品的表面质量和用户的使用，此问题限制了冷轧中锰钢的应用，急需进行无屈服平台中锰钢产品的开发。专利CN108546812A提供一种高强塑的冷轧中锰钢及制备方法，钢板的抗拉强度达到800～1500MPa、延伸率达到18％～60％，表现出优良的力学性能，而不足之处在于(1)钢中Al元素含量较高，增加了铸造过程中的生产难度；(2)冷轧工序前后都需要进行退火处理工艺繁琐；(3)总的冷轧压下率小于20％，板材难以通过冷轧进行大变形从而获得目标厚度，限制产品的尺寸，制约了其实际应用范围。
发明内容
针对现有技术存在的不足，本发明提供一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法，避免了冷轧难以进行大的压下量和冷轧前需要长时期退火等问题，材料的变形抗力小，较低了轧机的载荷，减少对轧辊的磨损，并且进一步地破碎和细化晶粒，中锰钢的抗拉强度在1200MPa级以上，强塑积大于30GPa·％。
一种超高强度中锰钢，其特征在于，所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.01～0.5％，Si：0.1～3.0％，Mn：6～10％，Al：0.3～3％，P≤0.03％，S≤0.04％，其余为Fe和杂质。
所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.11～0.2％，Si：0.5～2.5％，Mn：7.11～10％，Al：0.3～2.8％，P≤0.03％，S≤0.04％，其余为Fe和杂质。
所述中锰钢的抗拉强度为1200～1500MPa，屈服强度为600～900MPa，延伸率为20％～35％，强塑积为30～45GPa·％。
所述的一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)按照一种超高强度中锰钢的化学成分以重量百分比配比，采用真空冶炼技术，温度控制在1450～1550℃，浇注成铸坯；
(2)将铸坯加热至1150～1200℃，保温60～120min后，热轧成4～5mm热轧板，所述热轧板水淬至室温；
(3)将步骤(2)中的热轧板进行酸洗处理，去除铁皮后，在400～700℃的温度下，进行恒温轧制，所述热轧板经60～75％的压下率，温轧成1.0～1.5mm的温轧板，轧后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中的温轧板在保护气体的保护下，进行逆向变退火工艺，即将所述温轧板加热至奥氏体和铁素体两相区温度，将温度控制在570～650℃，保持30～300min，制得中锰钢。
所述步骤(2)中热轧的开轧温度为1100～1150℃，终轧温度为800～1000；℃所述铸坯经过5道次热轧，每道次压下率控制在20～50％，总压下率为70～90％。
所述步骤(4)中保护气体为氩气和氮气混合气体，氩气和氮气的比例为3:1。
所述步骤(2)中热轧板的微观组织为马氏体和少量的奥氏体。
所述步骤(3)中温轧板的微观组织为奥氏体、铁素体、渗碳体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占5～50％。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为奥氏体、铁素体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占30～70％；所述奥氏体和铁素体的组织形貌为板条状和块状两种状态。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织。
所述中锰钢单向拉伸后组织为95％以上的BCC组织极少量的孪晶奥氏体，组织中奥氏体充分发生TRIP和TWIP效应转变为马氏体。
本发明的有益效果是：本发明提出的低合金化设计的超高强度中锰钢，力学性能接近甚至超过第二代先进高强钢，而生产成本和工艺难度与第一代先进高强钢相当。本发明制备出的力学性能优良的中锰钢具有如下的特征：1)抗拉强度为1200～1500MPa；2)屈服强度为600～900MPa；3)延伸率为20％～35％；4)强塑积为30～45GPa·％；5)产生连续屈服，无明显的屈服平台。本发明与现有技术相比具有以下优势：本发明生产的抗拉强度1200MPa以上，塑积大于30GPa·％的钢板，合金化成本低，制备简单，满足汽车、机械等多个行业的需求，产品应用范围广泛；针对超高强热轧板冷变形困难的特点，制备过程采用温轧工艺，材料的变形抗力小，较低了轧机的载荷，减少对轧辊的磨损，并且进一步地破碎和细化晶粒；采用温轧工艺避免了冷轧难以进行大的压下量和冷轧前需要长时期退火等问题，减少生产周期，缩短生产线，降低生产成本；经逆相变退火后材料变形时表现为连续屈服，退火后钢板无明显的屈服平台，避免板材在变形时出现吕德斯带导致成品板材出现明显的褶皱现象，影响产品的表面质量；通过成分、轧制和热处理工艺的设计控制组织中残余奥氏体层错能在合适的范围内，使之在形变过程中能够发生连续的TRIP和TWIP效应，极大地提升了材料的综合性能。
附图说明
图1为本发明温轧后的微观组织。
图2为本发明退火后的微观组织。
图3为本发明拉伸曲线。
具体实施方式
为了更好的解释本发明，以便于理解，下面结合附图，通过具体实施方式，对本发明的技术方案和效果作详细描述。
本发明结合合金设计、轧制工艺、热处理工艺获得超细晶双相组织的超高强钢板，在形变初期超细晶的铁素体提供加工硬化，随着进一步变形，奥氏体发生TRIP效应提供高的加工硬化，而部分板条状奥氏体由于机械稳定性太高在形变过程中无法发生马氏体相变，但是退火过程中溶质原子的配分使得细晶奥氏体有着较高的层错能，这不仅可以通过TWIP效应促进加工硬化，还可以在形变末期为马氏体相变提供形核位置，连续发生的TRIP和TWIP效应显著地改善了中锰钢的力学性能。
各化学元素在钢中的作用如下：
C元素是奥氏体稳定元素，提高钢中的C含量不仅可以增加残余奥氏体的体积分数和稳定性，还可以降低马氏体相变温度Ms。但过高的C含量会导致钢材焊接性能变差以及在浇铸过程中会产生严重的成分偏析，故中锰钢中C含量通常控制在0.1～0.6％。
Mn元素可以扩大奥氏体区和稳定奥氏体元素，Mn元素可以降低奥氏体相变温度并有利于残余奥氏体的形成，另外，Mn元素溶入Fe晶格中引起的晶格畸变会阻碍位错的运动，从而通过固溶强化作用来提高基体的强度与硬度。中锰钢的强塑性机制可根据Mn的含量分为4～8％和9～12％两类。对于Mn含量为9～12％的中锰钢，C、Mn原子在逆相变退火过程中向奥氏体富集，提高了奥氏体层错能，使得残余奥氏体在形变时可能产生TRIP、TWIP、TRIP/TWIP多种效应。连续的TRIP/TWIP极大地提升了材料的力学性能。
Si元素是铁素体稳定元素和非碳化物形成元素，在两相区退火过程中能够防止碳化物的析出，使得C原子向奥氏体中聚集。Si元素还可以增强铁素体中C原子的活度，促进C原子向奥氏体的扩散，进而促进残余奥氏体的形成并提高其稳定性。但是过量的Si不仅会降低表面质量，还会恶化钢材在铸造、焊接、表面涂覆和镀锌方面的性能。
Al元素也是铁素体稳定元素和非碳化物形成元素，通过提高碳化物形核温度来阻止碳化物的析出，从而在两相区退火过程中影响C、Mn元素的分布以及奥氏体层错能。Al元素能够抑制高温退火时残余奥氏体的含量，从而产生连续的加工硬化；并且铝合金化可以显著地缩短热处理时间，加快再结晶过程。但过量的Al会导致凝固过程中形成δ-铁素体相，铸造后非常粗糙并容易在热轧过程中产生裂纹，而且过量的Al也会对熔化、二次精炼、铸造过程造成额外的困难，因此，除非对低密度有极高的要求，Al、Si元素在中锰钢中的含量通常不超过3％。
实施例1
一种超高强度中锰钢，所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.11％，Si：1.0％，Mn：8.65％，Al：0.3％，P：0.03％，S：0.04％，其余为Fe和杂质。
所述中锰钢的抗拉强度为1265Mpa，屈服强度为802MPa，延伸率为29％，强塑积为36.69GPa·％。
一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，包括如下步骤：
(1)按照一种超高强度中锰钢的化学成分以重量百分比配比，采用真空冶炼技术，温度控制在1450℃，浇注成铸坯；
(2)将铸坯加热至1200℃，保温120min后，进行热轧，开轧温度为1100℃，终轧温度为1000；℃所述铸坯需经过5道次热轧，总压下率为90％。热轧成5mm的热轧板，所述热轧板水淬至室温，水淬速度为60℃/s；
(3)将步骤(2)中的热轧板，用盐酸在室温条件下进行酸洗处理，去除铁皮后，在500℃的温度下，进行恒温轧制，所述热轧板经72％的压下率，温轧成1.4mm的温轧板，轧后空冷至室温，温轧板的微观组织如图1所示；
(4)将步骤(3)中的温轧板在氩气和氮气混合比例为3:1混合气体的保护下，进行逆向变退火工艺，即将所述温轧板加热至两相温度，将温度控制在630℃，保持300min，制得中锰钢，中锰钢的微观组织如图2所示。
所述步骤(2)中热轧板的微观组织为马氏体和少量的奥氏体。
所述步骤(3)中温轧板的微观组织为奥氏体、铁素体、渗碳体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占8.76％。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为奥氏体、铁素体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占39.05％；所述奥氏体和铁素体的组织形貌为板条状和块状两种状态。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织。
所述中锰钢单向拉伸后组织为95％以上的BCC组织极少量的孪晶奥氏体，组织中奥氏体充分发生TRIP和TWIP效应转变为马氏体，拉伸曲线如图3所示。
实施例2
一种超高强度中锰钢，所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.2％，Si：2.3％，Mn：7.11％，Al：2.8％，P：0.019％，S：0.027％，其余为Fe和杂质。
所述中锰钢的抗拉强度为1208Mpa，屈服强度为687MPa，延伸率为35％，强塑积为42.24GPa·％。
一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，包括如下步骤：
(1)按照一种超高强度中锰钢的化学成分以重量百分比配比，采用真空冶炼技术，温度控制在1510℃，浇注成铸坯；
(2)将铸坯加热至1174℃，保温90min后，进行热轧，开轧温度为1120℃，终轧温度为920℃；所述铸坯需经过5道次热轧，总压下率为74％。热轧成4mm的热轧板，所述热轧板水淬至室温，水淬速度为60℃/s；
(3)将步骤(2)中的热轧板，用盐酸在室温条件下进行酸洗处理，去除铁皮后，在400℃的温度下，进行恒温轧制，所述热轧板经60％的压下率，温轧成1.6mm的温轧板，轧后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中的温轧板在氩气和氮气混合比例为3:1混合气体的保护下，进行逆向变退火工艺，即将所述温轧板加热至两相温度，将温度控制在570℃，保持30min，制得中锰钢。
所述步骤(2)中热轧板的微观组织为马氏体和少量的奥氏体。
所述步骤(3)中温轧板的微观组织为奥氏体、铁素体、渗碳体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占26.95％。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为奥氏体、铁素体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占38.59％；所述奥氏体和铁素体的组织形貌为板条状和块状两种状态。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织。
实施例3
一种超高强度中锰钢，所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.15％，Si：2.5％，Mn：8.09％，Al：1.0％，P：0.016％，S：0.018％，其余为Fe和杂质。
所述中锰钢的抗拉强度为1362Mpa，屈服强度为705MPa，延伸率为26％，强塑积为35.41GPa·％。
一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，包括如下步骤：
(1)按照一种超高强度中锰钢的化学成分以重量百分比配比，采用真空冶炼技术，温度控制在1530℃，浇注成铸坯；
(2)将铸坯加热至1162℃，保温80min后，进行热轧，开轧温度为1140℃，终轧温度为880℃；所述铸坯需经过5道次热轧，总压下率为82％。热轧成5mm的热轧板，所述热轧板水淬至室温，水淬速度为60℃/s；
(3)将步骤(2)中的热轧板，用盐酸在室温条件下进行酸洗处理，去除铁皮后，在670℃的温度下，进行恒温轧制，所述热轧板经68％的压下率，温轧成1.6mm的温轧板，轧后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中的温轧板在氩气和氮气混合比例为3:1混合气体的保护下，进行逆向变退火工艺，即将所述温轧板加热至两相温度，将温度控制在590℃，保持170min，制得中锰钢。
所述步骤(2)中热轧板的微观组织为马氏体和少量的奥氏体。
所述步骤(3)中温轧板的微观组织为奥氏体、铁素体、渗碳体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占36.2％。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为奥氏体、铁素体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占47.56％；所述奥氏体和铁素体的组织形貌为板条状和块状两种状态。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织。
实施例4
一种超高强度中锰钢，所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.2％，Si：0.5％，Mn：10％，Al：1％，P：0.008％，S：0.01％，其余为Fe和杂质。
所述中锰钢的抗拉强度为1247Mpa，屈服强度为903MPa，延伸率为38％，强塑积为44.89GPa·％。
一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，包括如下步骤：
(1)按照一种超高强度中锰钢的化学成分以重量百分比配比，采用真空冶炼技术，温度控制在1550℃，浇注成铸坯；
(2)将铸坯加热至1150℃，保温60min后，进行热轧，开轧温度为1150℃，终轧温度为800℃；所述铸坯需经过5道次热轧，总压下率为80％。热轧成4mm的热轧板，所述热轧板水淬至室温，水淬速度为60℃/s；
(3)将步骤(2)中的热轧板，用盐酸在室温条件下进行酸洗处理，去除铁皮后，700℃的温度下，进行恒温轧制，所述热轧板经75％的压下率，温轧成1.1mm的温轧板，轧后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中的温轧板在氩气和氮气混合比例为3:1混合气体的保护下，进行逆向变退火工艺，即将所述温轧板加热至两相温度，将温度控制在650℃，保持280min，制得中锰钢。
所述步骤(2)中热轧板的微观组织为马氏体和少量的奥氏体。
所述步骤(3)中温轧板的微观组织为奥氏体、铁素体、渗碳体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占48.32％。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为奥氏体、铁素体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占68.25％；所述奥氏体和铁素体的组织形貌为板条状和块状两种状态。
所述步骤(4)中的中锰钢微观组织为晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织。

Claims (7)

1.一种超高强度中锰钢，其特征在于，所述中锰钢的化学成分以重量百分比计为：C：0.11～0.2％，Si：0.5～2.5％，Mn：8.09～10％，Al：0.3～1.0％，P≤0.03％，S≤0.04％，其余为Fe和杂质；所述中锰钢的微观组织为晶粒尺寸小于1μm的超细晶组织，微观组织为奥氏体、铁素体以及少量的马氏体，其中奥氏体体积占30～70％；所述奥氏体和铁素体的组织形貌为板条状和块状两种状态。
2.根据权利要求1所述的一种超高强度中锰钢，其特征在于，所述中锰钢的抗拉强度为1200～1500Mpa，屈服强度为600～900MPa，延伸率为20％～35％，强塑积为30～45GPa·％。
3.根据权利要求1所述的一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)按照一种超高强度中锰钢的化学成分以重量百分比配比，采用真空冶炼技术，温度控制在1450～1550℃，浇注成铸坯；
(2)将铸坯加热至1150～1200℃，保温60～120min后，热轧成4～5mm热轧板，所述热轧板水淬至室温；
(3)将步骤(2)中的热轧板进行酸洗处理后，在500～700℃的温度下，进行恒温轧制，所述热轧板经60～75％的压下率，温轧成1.0～1.5mm的温轧板，轧后空冷至室温；
(4)将步骤(3)中的温轧板在保护气体的保护下，进行逆向变退火工艺，即将所述温轧板加热至奥氏体和铁素体两相区温度，将温度控制在570～650℃，保持30～300min，制得中锰钢。
4.根据权利要求3所述的一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中热轧的开轧温度为1100～1150℃，终轧温度为800～1000℃；所述铸坯经过5道次热轧，每道次压下率为20～50％，总压下率为70～90％。
5.根据权利要求3所述的一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中保护气体为氩气和氮气混合气体，氩气和氮气的比例为3:1。
6.根据权利要求3所述的一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中热轧板的微观组织为马氏体和少量的奥氏体。
7.根据权利要求3所述的一种超高强度中锰钢的温轧制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中温轧板的微观组织为奥氏体、铁素体、渗碳体以及少量的马氏体；其中奥氏体体积占5～50％。
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