CN110438315A - 一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法 - Google Patents

一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种改善Fe‑Mn‑Al‑C系TRIP钢力学性能的热处理方法，属于新材料热处理领域。本发明包括以下步骤：S1、冶炼：按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在保护气体氛围下冶炼；S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，空冷至室温；S3、热轧：将坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温。本发明克服现有技术中TRIP钢热处理成本较高、工艺复杂的不足，采用淬火+回火工艺，相比于临界热处理+贝氏体等温转变和奥氏体逆转变，该方法操作简单，比传统的热轧TRIP钢的性能更优异。

Description

一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法
技术领域
本发明涉及新材料热处理技术领域，更具体地说，涉及一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法。
背景技术
实现汽车轻量化已成为当今汽车行业的普遍共识。而发展具有更高强度和更高韧性的汽车用钢是实现车身减重的一条行之有效的途径。提高材料的强度和韧性一直以来都是材料研究领域的重要课题之一。相变诱导塑性(TRIP)钢因其具有良好的强度和塑性的匹配而成为汽车用钢的理想材料。传统的低合金TRIP钢组织由铁素体、贝氏体和残留奥氏体相组成(一般情况下还会存在少量的马氏体相)。其中，残留奥氏体相室温下处于亚稳状态，在TRIP钢变形过程中会发生应力/应变诱导马氏体相变，使材料的局部加工硬化能力提高并推迟颈缩的发生，从而同时提高了钢的强度和塑性，此即所谓的TRIP效应。因此，组织中处于亚稳状态的残留奥氏体相对于TRIP钢的力学行为具有重要的作用。而这种作用一方面是通过残留奥氏体相的体积含量来影响，另一方面则通过残留奥氏体相在TRIP钢变形过程中的马氏体相变行为来影响。
常规TRIP钢热处理方式一般为临界热处理+贝氏体等温转变，其最终组织为α铁素体、贝氏体和残余奥氏体，可能还存在少许马氏体。对于大多数中锰钢，常用热处理方式为奥氏体的逆转变，该工艺条件要数小时或数天才能得到尽可能多的稳定奥氏体。TRIP钢常用的以上两种热处理工艺较复杂且所耗时间较长，从而导致生产成本升高。
综上所述，如何使Fe-Mn-Al-C系TRIP钢经过一种可以简单实施的热处理方法后，可以提高其强度和塑性是是本领域技术人员亟待解决的技术问题。
经检索，中国专利申请号：2019101350096，发明创造名称为：利用γ→α同素异构转变提升Fe-Mn-Al-C双相钢力学性能的热处理工艺，该申请案公开了一种利用γ→α同素异构转变提升Fe-Mn-Al-C双相钢力学性能的热处理工艺，钢材在热轧后加热至1273～1373K，保温30min～1h，然后进行水冷至室温，随后进行冷轧处理，冷变形量50～80％。选择两相区温度对冷轧钢板进行退火处理，退火温度不高于冷轧前的保温温度，退火时间10s～5min。该申请案得到一种奥氏体晶界处发生γ→α转变的双相组织，γ相和α相取向满足K-S关系，同时奥氏体内C的固溶量增加，实现了钢材屈服强度和韧性的提升，是一种同时提高双相钢强度和塑性的热处理工艺，但该申请案在操作便利性上仍具有进一步优化的空间。
发明内容
1.发明要解决的技术问题
本发明的目的在于克服现有技术中TRIP钢热处理成本较高、工艺复杂的不足，拟提供一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，采用淬火+回火工艺，相比于临界热处理+贝氏体等温转变和奥氏体逆转变，该方法操作简单，并且可以获得抗拉强度为1124～1244Mpa，延伸率在17％～27.58％的高强钢，比传统的热轧TRIP钢的性能更优异，针对汽车轻量化用钢的高强度、高塑性的要求，有望成为实现汽车轻量化的有效工艺。
2.技术方案
为达到上述目的，本发明提供的技术方案为：
本发明的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
S1、冶炼：按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在保护气体氛围下进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温。
更进一步地，Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C0.1～0.2％，Mn12～15％，Al2～3％，其余为Fe和不可避免的杂质。
更进一步地，Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度为1124～1211MPa，延伸率为20％～28.3％，强塑积为24Gpa％-32Gpa％。
更进一步地，S2中将将熔炼好的钢锭加热至1200-1230℃并保温2-2.5h后，将钢锭锻造为钢坯。
更进一步地，S3中将锻造好的坯料放到加热炉中在1200-1250℃下保温2-2.5h，然后开始轧制，开轧温度为1150-1200℃，终轧温度为850-900℃。
更进一步地，S4中预设速度不低于100℃/h。
更进一步地，S4中工件的淬火温度在590～750℃之间。
更进一步地，S4中工件的淬火温度在650～750℃之间，并保温1-1.5h后，水淬至室温。
更进一步地，S4中工件的回火温度为200-220℃，并保温30-50min，随后空冷至室温。
3.有益效果
采用本发明提供的技术方案，与现有技术相比，具有如下有益效果：
(1)本发明的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，处理后钢体内残余奥氏体的含量明显增加，在随后的变形中产生的TRIP效应显著，显著提高了钢体的力学性能。
(2)本发明的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，相比于TRIP钢的常规热处理方式，操作过程简单，容易实现，并且整个过程耗费时间少，从而减少了生产成本。
具体实施方式
为进一步了解本发明的内容，对本发明作详细描述。
在本发明的描述中，需要说明的是，术语“中心”、“上”、“下”、“左”、“右”、“竖直”、“水平”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。此外，术语“第一”、“第二”、“第三”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性。
下面结合实施例对本发明作进一步的描述。
以下实施例中，采用德国生产的Z150型电子拉伸试验机对实验钢进行室温的拉伸测试，其拉伸速率为3mm/min。每一种成分的Fe-Mn-Al-C系TRIP钢取3个样品，结果取平均值，以保证实验数据的可靠性。
实施例1
本实施例的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
S1、冶炼：其中Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C：0.1％，Mn：12％，Al：2.4％，其余为Fe和不可避免的杂质，按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在氩气保护的氛围下，使用20kg的真空感应炉进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；具体地，将熔炼好的钢锭加热至1200℃并保温2h后，锻造成截面为100x30mm2的锻坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；具体地，将坯料放到加热炉中在1200℃下保温2h，然后开始多道次轧制，轧成5-6mm厚的热轧板，其中开轧温度为1200℃，终轧温度为900℃；轧后采用空冷；
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温，具体地，使用的加热炉为箱式电阻炉，预设速度不低于100℃/h，将热轧钢加热至750℃并保温1h后，水淬至室温，再将淬火后热轧钢加热至200℃并保温30min，随后空冷至室温。本实施例制得的实验钢的Ac1～Ac3在590～750℃之间，在该区间内进行淬火，可以获得较多的残余奥氏体，且该残余奥氏体在本实施例的成分范围内稳定性较低，在淬火范围内可以转变成马氏体，从而有效提高实验钢的力学性能。
本实施例制备的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢，室温下的组织残余奥氏体和少量铁素体组成，通过XRD分析计算可得，残余奥氏体的体积百分含量为48.6％。
对本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度在1211MPa，断后延伸率为20％，强塑积为24GPa％，综合力学性能高于传统汽车用TRIP钢。
实施例2
本实施例的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
S1、冶炼：其中Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C：0.1％，Mn：12.44％，Al：2％，其余为Fe和不可避免的杂质，按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在氩气保护的氛围下，使用20kg的真空感应炉进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；具体地，将熔炼好的钢锭加热至1230℃并保温2.5h后，锻造成截面为100x30mm2的锻坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；具体地，将坯料放到加热炉中在1250℃下保温2.5h，然后开始多道次轧制，轧成5-6mm厚的热轧板，其中开轧温度为1150℃，终轧温度为850℃；轧后采用空冷；
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温，具体地，使用的加热炉为箱式电阻炉，预设速度不低于100℃/h，将热轧钢加热至650℃并保温1.5h后，水淬至室温，再将淬火后热轧钢加热至220℃并保温50min，随后空冷至室温。
本实施例制备的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢，室温下的组织残余奥氏体和少量铁素体组成，通过XRD分析计算可得，残余奥氏体的体积百分含量为78.3％。
对本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度在1149MPa，断后延伸率为26.49％，强塑积为30.49GPa％，综合力学性能高于传统汽车用TRIP钢。
实施例3
本实施例的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
S1、冶炼：其中Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C：0.1％，Mn：14.1％，Al：3％，其余为Fe和不可避免的杂质，按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在氩气保护的氛围下，使用20kg的真空感应炉进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；具体地，将熔炼好的钢锭加热至1200℃并保温2.5h后，锻造成截面为100x30mm2的锻坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；具体地，将坯料放到加热炉中在1200℃下保温2.5h，然后开始多道次轧制，轧成5-6mm厚的热轧板，其中开轧温度为1180℃，终轧温度为900℃；轧后采用空冷。
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温，具体地，使用的加热炉为箱式电阻炉，预设速度不低于100℃/h，将热轧钢加热至750℃并保温1h后，水淬至室温，再将淬火后热轧钢加热至220℃并保温30min，随后空冷至室温。
本实施例制备的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢，室温下的组织残余奥氏体和少量铁素体组成，通过XRD分析计算可得，残余奥氏体的体积百分含量为79.1％。
对本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度在1124MPa，断后延伸率为27.58％，强塑积为31GPa％，综合力学性能高于传统汽车用TRIP钢。
实施例4
本实施例的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
S1、冶炼：其中Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C：0.1％，Mn：15％，Al：2.5％，其余为Fe和不可避免的杂质，按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在氩气保护的氛围下，使用20kg的真空感应炉进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；具体地，将熔炼好的钢锭加热至1220℃并保温2h后，锻造成截面为100x30mm2的锻坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；具体地，将坯料放到加热炉中在1250℃下保温2h，然后开始多道次轧制，轧成5-6mm厚的热轧板，其中开轧温度为1200℃，终轧温度为850℃；轧后采用空冷；
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温，具体地，使用的加热炉为箱式电阻炉，预设速度不低于100℃/h，将热轧钢加热至700℃并保温1h后，水淬至室温，再将淬火后热轧钢加热至200℃并保温30min，随后空冷至室温。
本实施例制备的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢，室温下的组织残余奥氏体和少量铁素体组成，通过XRD分析计算可得，残余奥氏体的体积百分含量为78.9％。
对本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度在1135MPa，断后延伸率为27.12％，强塑积为30.78GPa％，综合力学性能高于传统汽车用TRIP钢。
实施例5
本实施例的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
S1、冶炼：其中Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C：0.12％，Mn：14.5％，Al：2.4％，其余为Fe和不可避免的杂质，按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在氩气保护的氛围下，使用20kg的真空感应炉进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；具体地，将熔炼好的钢锭加热至1230℃并保温2h后，锻造成截面为100x30mm2的锻坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；具体地，将坯料放到加热炉中在1220℃下保温2h，然后开始多道次轧制，轧成5-6mm厚的热轧板，其中开轧温度为1160℃，终轧温度为880℃；轧后采用空冷；
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温，具体地，使用的加热炉为箱式电阻炉，预设速度不低于100℃/h，将热轧钢加热至720℃并保温1h后，水淬至室温，再将淬火后热轧钢加热至220℃并保温30min，随后空冷至室温。
本实施例制备的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢，室温下的组织残余奥氏体和少量铁素体组成，通过XRD分析计算可得，残余奥氏体的体积百分含量为79.8％。
对本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度在1124MPa，断后延伸率为28.3％，强塑积为32GPa％，综合力学性能高于传统汽车用TRIP钢。
实施例6
本实施例的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，包括以下步骤：
S1、冶炼：其中Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C：0.2％，Mn：13.6％，Al：2.44％，其余为Fe和不可避免的杂质，按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在氩气保护的氛围下，使用20kg的真空感应炉进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；具体地，将熔炼好的钢锭加热至1200℃并保温2.2h后，锻造成截面为100x30mm2的锻坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；具体地，将坯料放到加热炉中在1250℃下保温2h，然后开始多道次轧制，轧成5-6mm厚的热轧板，其中开轧温度为1150℃，终轧温度为900℃；轧后采用空冷；
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温，具体地，使用的加热炉为箱式电阻炉，预设速度不低于100℃/h，将热轧钢加热至680℃并保温1h后，水淬至室温，再将淬火后热轧钢加热至200℃并保温50min，随后空冷至室温。
本实施例制备的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢，室温下的组织残余奥氏体和少量铁素体组成，通过XRD分析计算可得，残余奥氏体的体积百分含量为79.6％。
对本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢进行测试，测试前，适当的机械研磨保证拉伸前试样的圆弧过渡部分光滑。
本实施例制得的高强度高塑性Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度在1153MPa，断后延伸率为26.31％，强塑积为30.33GPa％，综合力学性能高于传统汽车用TRIP钢。
以上示意性的对本发明及其实施方式进行了描述，该描述没有限制性，也只是本发明的实施方式之一，实际并不局限于此。所以，如果本领域的普通技术人员受其启示，在不脱离本发明创造宗旨的情况下，不经创造性的设计出与该技术方案相似的结构方式及实施例，均应属于本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于，包括以下步骤：
S1、冶炼：按照TRIP钢合金成分准备锰块、铁块、铝块以及碳粉，在保护气体氛围下进行冶炼；
S2、锻造：将熔炼好的钢锭加热保温，锻造为钢坯，随后空冷至室温；
S3、热轧：将锻造好的坯料在加热炉中加热保温，并轧成热轧板，轧后采用空冷；
S4、淬火及回火处理：将热轧板工件钢以预设速度加热升温至淬火温度，将工件水淬至室温，然后加热保温，随后空冷至室温。
2.根据权利要求1所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的成分按质量百分比计为C0.1～0.2％，Mn12～15％，Al2～3％，其余为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：Fe-Mn-Al-C系TRIP钢的抗拉强度为1124～1211MPa，延伸率为20％～28.3％，强塑积为24Gpa％-32Gpa％。
4.根据权利要求1所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：S2中将将熔炼好的钢锭加热至1200-1230℃并保温2-2.5h后，将钢锭锻造为钢坯。
5.根据权利要求1所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：S3中将锻造好的坯料放到加热炉中在1200-1250℃下保温2-2.5h，然后开始轧制，开轧温度为1150-1200℃，终轧温度为850-900℃。
6.根据权利要求1所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：S4中预设速度不低于100℃/h。
7.根据权利要求1-6任一项所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：S4中工件的淬火温度在590～750℃之间。
8.根据权利要求7所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：S4中工件的淬火温度在650～750℃之间，并保温1-1.5h后，水淬至室温。
9.根据权利要求8所述的一种改善Fe-Mn-Al-C系TRIP钢力学性能的热处理方法，其特征在于：S4中工件的回火温度为200-220℃，并保温30-50min，随后空冷至室温。
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