CN110592490B - 一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法 - Google Patents

一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110592490B
CN110592490B CN201910876760.1A CN201910876760A CN110592490B CN 110592490 B CN110592490 B CN 110592490B CN 201910876760 A CN201910876760 A CN 201910876760A CN 110592490 B CN110592490 B CN 110592490B
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot
rolling
strength
manganese steel
rolled
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN201910876760.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110592490A (zh
Inventor
王永金
张哲睿
赵帅
霍巍丰
马泽天
宋仁伯
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical University of Science and Technology Beijing USTB
Priority to CN201910876760.1A priority Critical patent/CN110592490B/zh
Publication of CN110592490A publication Critical patent/CN110592490A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110592490B publication Critical patent/CN110592490B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

一种具有高强塑积无塑性不稳定性的热轧中锰钢板及制备方法，属于汽车用钢技术领域。其化学成分为：C0.25～0.35％，Mn8.50～9.50％，Al1.7％～2.3％，Si0.03～0.07％，P<0.01％，S<0.01％，余量为Fe及不可避免杂质。制备步骤为：原料准备，冶炼，铸造；钢坯加热至1180℃～1200℃保温2h后进行多道次热轧，开轧温度1100℃～1150℃，终轧温度不低于900℃，轧后层流冷却，卷取温度300℃～400℃；热轧板最后经过两相区退火，两相区退火温度为630℃～640℃，保温时间为30min。本发明中锰钢不经锻造、晶粒大，有助于实现短流程薄板坯连铸连轧，显微组织呈现板条状铁素体+奥氏体两相基体以及细小渗碳体析出相。抗拉强度大于1000MPa，强塑积大于30GPa·％，应力‑应变曲线无屈服平台呈现连续屈服且无应力抖动等塑性不稳定现象，热轧板成形性好，强度高碰撞能量吸收能力强。

Description

一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，涉及汽车用钢技术，具体为一种高强塑积且无塑性不稳定热轧中锰钢板及其制备方法。
背景技术
针对汽车轻量化发展趋势和不断提高的安全性能要求，汽车用钢正朝着更高强度、更高塑性、较低成本和易加工成形等方向发展。第三代汽车钢综合性能比第一代汽车钢提高1倍以上，其强塑积达到了25GPa·％-50GPa·％。作为第三代汽车用钢的典型代表，中锰钢通常含有5wt％-12wt％的锰，由于晶粒尺寸细小，铁素体和奥氏体已经具有较高的强度，而残余奥氏体在拉伸过程中可以发生TRIP效应，在保证材料具有较高屈服强度的同时，改善了加工硬化能力，从而获得较高的抗拉强度和延伸率，中锰钢已经成为近年来钢铁研究领域的热点。
中锰钢经历临界区退火处理后在拉伸变形过程中，往往会出现屈服平台(Yieldpoint elongation)和锯齿抖动(Portevin-Le Chatelier effect)等塑性不稳定现象，这两种不均匀变形现象会使得板材加工成形性能受到影响，降低成形件表面质量。传统意义上，对于屈服平台和PLC效应的产生机制主要归因于溶质原子与位错之间的相互作用，形成“柯氏气团”，进而产生静态或动态应变时效。
目前，冷轧板由于其优异的表面质量、较薄的厚度、精确的尺寸控制，广泛应用于制备汽车面板、侧柱和支撑件等。但随着薄板坯连铸连轧、ESP无头轧制等先进热轧技术的发展，通过热轧工艺生产更薄规格、板形良好的板带材具有越来越大的应用前景。工艺简单、生产流程短的热轧板逐渐扩展到冷轧板的应用领域。更薄尺寸规格的热轧汽车板(1～3mm)，具有成形性好，强度高碰撞能量吸收能力强等优点，适用于制造汽车纵梁、横梁、保险杠等结构件。因此，获得具有高强塑积且无塑性不稳定性的热轧中锰钢能够契合目前板带轧制技术短流程发展趋势和汽车轻量化需求。
发明内容
本发明的目的是提供一种具有高强塑积且无塑性不稳定性的热轧中锰钢板及制备方法，通过设计合理的成分配比、热轧和两相区退火工艺方案，精确控制显微组织形貌、奥氏体体积分数和碳化物析出，获得具有良好成形性的中锰钢钢板。
为实现本发明的目的，提出以下技术方案：
一种具有高强塑积且无塑性不稳定性的热轧中锰钢，其特征在于，所述中锰钢化学成分按质量百分比为：C0.25～0.35％，Mn8.50～9.50％，Al1.7％～2.3％，Si0.03～0.07％，P<0.01％，S<0.01％，余量为Fe及不可避免杂质。
如上所述的具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢的制备方法，其制备方法具体步骤如下：
(1)根据设计成分准备原料，依次进行冶炼，铸造。
(2)通过真空熔炼炉获得钢坯，厚度为70～110mm，将钢坯加热至1180℃～1200℃保温2h后进行多道次热轧，开轧温度1100℃～1150℃，终轧温度不低于900℃，轧至厚度为2～4mm，轧后层流冷却，卷取温度300℃～400℃。
(3)热轧板经过两相区退火，两相区退火温度为630℃～640℃，保温时间为30min。
进一步地，所述热轧中锰钢不经锻造、原奥晶粒较大，原奥晶粒尺寸约为35μm。
进一步地，本发明通过控制两相区退火工艺，使奥氏体逆相变和渗碳体析出能够同时进行，显微组织呈现板条状铁素体+奥氏体两相基体以及细小渗碳体析出相，其中奥氏体含量体积百分数为35％～45％。
本发明的优点在于：通过设计合理的成分配比、热轧和两相区退火工艺方案，精确控制显微组织形貌、奥氏体体积分数和碳化物析出，消除中锰钢常见的屈服平台和应力抖动等塑性不稳定现象。所制备的热轧中锰钢抗拉强度大于1000MPa，强塑积大于30GPa·％，应力-应变曲线无屈服平台呈现连续屈服且无应力抖动等塑性不稳定现象，热轧板成形性好，具有强度高碰撞能量吸收能力强等优点，适用于制造汽车纵梁、横梁、保险杠等结构件，有助于中锰钢实现工业化生产。
附图说明
图1是本发明热轧中锰钢板制备流程；
图2是本发明实施例1热轧中锰钢显微组织；
图3是本发明实施例1热轧中锰钢拉伸应力-应变曲线。
图4是本发明实施例2热轧中锰钢显微组织；
图5是本发明实施例2热轧中锰钢拉伸应力-应变曲线。
图6是本发明实施例3热轧中锰钢显微组织；
图7是本发明实施例3热轧中锰钢拉伸应力-应变曲线。
具体实施方式
为了使本发明的目的、技术方案及优点更加清楚明了，以下结合附图及具体实施例，对本发明进行进一步详细说明。
实施例1
实施例1中锰钢实测化学成分如表1所示。以上成分中锰钢采用真空感应电炉熔炼冶炼40min后，冷却至室温得到钢锭，切取厚度为70mm的钢坯。
表1实施例中锰钢实测化学成分(wt％)
C Si Mn P S Al Fe
0.30 0.028 9.28 0.0075 0.0088 2.15 余量
在实验室4辊可逆轧机进行热轧。将钢坯加热至1180℃～1200℃保温2h后进行多道次热轧，开轧温度1100℃～1150℃，经6道次轧制成厚度为3mm的钢板，终轧温度不低于900℃，轧后层流冷却，卷取温度300℃～400℃。
热轧板进行两相区退火，两相区退火温度为640℃，保温时间为30min，空冷至室温。
对实施例1制备的热轧板进行显微组织观察(图2)和力学性能测试。根据GBT228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》将两相区退火后的钢板加工成标距50mm的拉伸试样，进行单轴拉伸试验，拉伸速率设定为10-3s-1。拉伸结果工程应力-应变曲线如图3所示。可以看到，该热轧中锰钢两相区退火后，其抗拉强度大于1000MPa，强塑积大于30GPa·％，应力-应变曲线无屈服平台呈现连续屈服且无应力抖动等塑性不稳定现象。这与其显微组织铁素体、奥氏体板条形貌，渗碳体析出密切相关。
实施例2
钢的化学成分、冶炼、热轧工艺与实施例1相同，不同在于热轧板进行两相区退火，两相区退火工艺为在630℃，保温时间为30min，空冷至室温。
对本实施例制备的热轧板进行显微组织观察(图4)和力学性能测试。将两相区退火后的钢板加工成标距50mm的拉伸试样，进行单轴拉伸试验，拉伸速率设定为10-3s-1。拉伸结果工程应力-应变曲线如图5所示。可以看到，该热轧中锰钢两相区退火后，其抗拉强度在1000MPa左右，强塑积大于30GPa·％，应力-应变曲线无屈服平台呈现连续屈服且无应力抖动等塑性不稳定现象。这与其显微组织铁素体、奥氏体板条形貌，渗碳体析出密切相关。
实施例3
钢的化学成分、冶炼、热轧工艺与实施例1相同，不同在于热轧板进行两相区退火，两相区退火工艺为在680℃，保温时间为30min，空冷至室温。
对本实施例制备的热轧板进行显微组织观察(图6)和力学性能测试。将两相区退火后的钢板加工成标距50mm的拉伸试样，进行单轴拉伸试验，拉伸速率设定为10-3s-1。拉伸结果工程应力-应变曲线如图7所示。可以看到该热轧中锰钢在经过680℃，30min两相区退火后，其强度和延伸率更高，但存在应力抖动现象，影响板材成形性，其显微组织为奥氏体和铁素体两相组织，为渗碳体析出。为实现本发明所述的高强塑积且无塑性不稳定性热轧中锰钢板制备，两相区退火温度为630℃～640℃，保温时间为30min。

Claims (3)

1.一种具有高强塑积无塑性不稳定性的热轧中锰钢板，其特征在于，所述中锰钢化学成分按质量百分比为：C:0.25～0.35％，Mn:8.50～9.50％，Al:1.7％～2.3％，Si:0.03～0.07％，P<0.01％，S<0.01％，余量为Fe及不可避免杂质；
具有高强塑积无塑性不稳定性的热轧中锰钢板的制备方法如下：
(1)根据设计成分准备原料，依次进行冶炼，铸造；
(2)通过真空熔炼炉获得钢坯，厚度为70～110mm，将钢坯加热至1180℃～1200℃保温2h后进行多道次热轧，开轧温度1100℃～1150℃，终轧温度不低于900℃，轧至厚度为2～4mm，轧后层流冷却，卷取温度300℃～400℃；
(3)热轧板经过两相区退火，两相区退火温度为630℃～640℃，保温时间为30min；
所述热轧中锰钢不经锻造、原奥晶粒较大，显微组织呈现板条状铁素体+奥氏体两相基体以及细小渗碳体析出相，其中奥氏体含量体积百分数为35％～45％。
2.根据权利要求1所述的具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢的制备方法，其特征在于，具体步骤如下：
(1)根据设计成分准备原料，依次进行冶炼，铸造；
(2)通过真空熔炼炉获得钢坯，厚度为70～110mm，将钢坯加热至1180℃～1200℃保温2h后进行多道次热轧，开轧温度1100℃～1150℃，终轧温度不低于900℃，轧至厚度为2～4mm，轧后层流冷却，卷取温度300℃～400℃；
(3)热轧板经过两相区退火，两相区退火温度为630℃～640℃，保温时间为30min。
3.根据权利要求2所述的具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢的制备方法，其特征在于，所述热轧中锰钢抗拉强度大于1000MPa，屈强比在0.7～0.75，强塑积大于30GPa·％，应力-应变曲线无屈服平台呈现连续屈服且无应力抖动塑性不稳定现象，热轧板成形性好。
CN201910876760.1A 2019-09-17 2019-09-17 一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法 Expired - Fee Related CN110592490B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910876760.1A CN110592490B (zh) 2019-09-17 2019-09-17 一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910876760.1A CN110592490B (zh) 2019-09-17 2019-09-17 一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110592490A CN110592490A (zh) 2019-12-20
CN110592490B true CN110592490B (zh) 2021-02-02

Family

ID=68860117

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201910876760.1A Expired - Fee Related CN110592490B (zh) 2019-09-17 2019-09-17 一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110592490B (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111893393B (zh) * 2020-08-20 2021-11-23 山东华星新材料科技有限公司 一种Mo-Ti合金耐磨中锰钢及其制备方法
CN114107623B (zh) * 2021-12-01 2023-09-15 安徽工业大学 一种在线等温去时效退火降低sphc热轧板卷时效性的热处理方法
CN114480811B (zh) * 2022-02-14 2023-09-15 河北工程大学 一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢及其制备方法
CN114480808B (zh) * 2022-02-14 2023-09-22 河北工程大学 一种复合梯度结构中锰钢及其制备方法
CN115747669B (zh) * 2022-11-16 2023-11-17 华北理工大学 一种980MPa级高强塑积的含铝中锰钢及制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103103438A (zh) * 2013-03-07 2013-05-15 北京科技大学 一种高强度高塑性中锰冷轧钢板及其制造方法
CN106086640A (zh) * 2016-06-21 2016-11-09 北京科技大学 一种超高强度塑性积的冷轧中锰钢及其制备方法
CN109666862A (zh) * 2018-12-13 2019-04-23 北京科技大学 一种强塑积大于60GPa·%的高强韧热轧中锰钢及制备方法
CN110055465A (zh) * 2019-05-16 2019-07-26 北京科技大学 一种中锰超高强度钢及其制备方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101598499B1 (ko) * 2013-10-21 2016-03-02 연세대학교 산학협력단 고강도 및 고연성 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103103438A (zh) * 2013-03-07 2013-05-15 北京科技大学 一种高强度高塑性中锰冷轧钢板及其制造方法
CN106086640A (zh) * 2016-06-21 2016-11-09 北京科技大学 一种超高强度塑性积的冷轧中锰钢及其制备方法
CN109666862A (zh) * 2018-12-13 2019-04-23 北京科技大学 一种强塑积大于60GPa·%的高强韧热轧中锰钢及制备方法
CN110055465A (zh) * 2019-05-16 2019-07-26 北京科技大学 一种中锰超高强度钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110592490A (zh) 2019-12-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110592490B (zh) 一种具有高强塑积无塑性不稳定性热轧中锰钢及制备方法
JP5609945B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN105886750A (zh) 1180MPa级Q&amp;P钢的连续热镀锌方法
CN108642379B (zh) 一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法
CN1752261A (zh) 冲压级低碳钢热轧薄板及其制造方法
CN109023105B (zh) 一种汽车结构用热轧带钢及制造方法
CN102828109A (zh) 一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢及其生产方法
CN113652612B (zh) 非均质片层结构中锰钢及其制备方法
CN109666862A (zh) 一种强塑积大于60GPa·%的高强韧热轧中锰钢及制备方法
CN114807524B (zh) 一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢及其制备方法
CN114318161B (zh) 一种低温高应变速率超塑性中锰钢及其制备方法
Ding et al. Enhanced strength-plasticity matching of lamellar 1 GPa-grade dual-phase steels via cyclic intercritical quenching
RU2463360C1 (ru) Способ производства толстолистового низколегированного штрипса
CN111996459B (zh) 一种基于CSP工艺的1000Mpa级以上专用汽车高强钢板及其制造方法
TWI754213B (zh) 方形鋼管及其製造方法以及建築構造物
CN115323252B (zh) 一种超高强高塑中锰钢及其制备方法
CN113957347B (zh) 590MPa级厚规格冷冲压用桥壳钢及其制备方法
CN115874124A (zh) 一种提高2xxx板材耐损伤容限性能的形变热处理方法
Suwas et al. Ultra-fine grain materials by severe plastic deformation: application to steels
CN112410676B (zh) 一种热轧低碳钢及其生产方法
CN112226679B (zh) 一种冷轧980MPa级马氏体钢及其生产方法
CN108330406A (zh) 一种高强度高塑性冷轧中锰钢及其制备方法
CN115233112A (zh) 一种奥氏体基双相轻质高强钢及其制备方法
CN113981319A (zh) 低合金成本的高强度汽车车轮用钢及其制备方法
CN114231853A (zh) 一种强塑积大于98GPa%的TWIP钢及制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20210202

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee