CN111575580B - 一种高强韧和高强塑积汽车钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强韧和高强塑积汽车钢及其制备方法，属于高韧性高强塑积汽车钢制造技术领域。钢的化学成分：C：0.15‑0.60wt％、Si：0‑2.0wt％，Ni：0‑2.0wt％；Mn:3.0‑6.0wt％和Al：2.0‑6.0％，余者为Fe和不可避免的杂质元素。在此基础上可以添加以下一种或多种微合金化元素，Nb:0‑0.10wt％；V:0‑0.10wt％；Ti:0‑0.10wt％和Mo:0‑0.10wt％，Cu:0‑0.50wt％、B：0.0005‑0.005wt％。优点在于通过C、Mn和Al等合金化与双相区轧制和退火，形成多相、多层、和亚稳的微观组织结构，具有‑40℃下的V‑型冲击韧性不低于120J、强塑积不低于50GPa％和成本远低于传统高锰钢与综合力学性能远高于中锰钢的低成本高性能。可以以棒材或板材形式应用于汽车白车身与传动零部件制造领域。

Description

一种高强韧和高强塑积汽车钢及其制备方法
技术领域
本发明属于高韧性高强塑积汽车钢制造技术领域，特别是提供了一种高强韧和高强塑积汽车钢及其制备方法，即：一种基于多相、多层和亚稳组织结构调控的低成本、高强韧和高强塑积汽车钢及其制备方法。
技术背景
针对汽车轻量化和高碰撞安全性要求，汽车白车身用钢及传动部件用钢向着更高强度发展。国内外各国进行了大量高强度钢替代低强度钢的钢种开发和高强钢成型技术研究，形成了以淬火配分工艺的Q&P高强塑积汽车钢和以中锰合金化与逆相变相结合的中锰第三代汽车钢。但这些高强塑积汽车钢的强塑积仅仅在30GPa％级水平，同时V-型冲击韧性一般不高于50J，导致复杂汽车零部件的成型困难，需要开发更高强塑积和更高强韧性的新型钢铁材料。
在高强汽车钢开发方面，以IF钢、碳锰钢、双相DP钢、TRIP钢和高强马氏体钢为代表的第一代汽车钢的强塑积仅仅10-20GPa％，当强度达到1000MPa以上后，不仅塑性一般低于15％，V-型缺口冲击韧性也不超过50J，导致第一代高强汽车钢的成型性能和碰撞安全性无法满足轻量化和安全性要求。以高锰含量的TWIP钢(Mn含量一般在17-30％之间)和含大量Cr、Ni和Mn的奥氏体不锈钢(合金含量一般不低于20％)等第二代汽车钢强塑积可以超过50GPa％，但成本过高无法得到大批量推广应用。为了适应未来汽车用钢向着低成本、高强塑积的方向发展，国际上以美国、欧洲、日本、韩国以及中国的钢铁材料研究进行了强塑积不低于30GPa％的第三代汽车钢研究，如通过淬火配分技术开发强塑积为25GPa％的Q&P高强塑积汽车钢和提高逆相变技术开发的强塑积不低于30GPa％的中锰汽车钢。相对于第一代汽车钢和第二代汽车钢，第三代汽车钢具有低成本和高强塑积，但在使用过程中依然存在问题。在高强汽车钢成型方面，国内外掀起了高强钢热成型工艺以及温成形工艺研究。目前以22MnB5为材料的热成型工艺及其制造的零部件已经在各种车辆上得到应用。热成型后的22MnB5具有1500MPa的抗拉强度，但塑性一般不超过7％，韧性也相对比较低。同时为了进一步实现减重目标，国外进行了中碳锰硼钢研发，使得热成型钢的强度达到1800-2000MPa，但塑性进一步恶化，严重降低了汽车零部件的碰撞安全性。
虽然以上两种第三代汽车钢的强塑积比第一代汽车钢高，热成型技术也使得汽车碰撞安全件的强度达到1500MPa以上，但这两个方向研究依然没有解决高强塑积钢的韧性问题。比如第三代汽车钢冲压过程中产生开裂与边裂问题，降低汽车零部件成品率和使用过程中的碰撞安全性。
发明内容
本发明的目的在于提供一种低成本、高韧性、高强塑积汽车钢及其制备方法。通过C、Mn和Al等合金化与双相区轧制和退火，形成多相、多层、和亚稳的微观组织结构，具有-40℃下的V-型冲击韧性不低于120J、强塑积不低于50GPa％和成本远低于传统高锰钢与综合力学性能远高于中锰钢的低成本高性能。可以以棒材或板材形式应用于汽车白车身与传动零部件制造领域。
本发明钢的化学成分：C：0.15-0.60wt％、Si：0-2.0wt％，Ni：0-2.0wt％；Mn:3.0-6.0wt％和Al：2.0-6.0％，余者为Fe和不可避免的杂质元素。在此基础上可以添加以下一种或多种微合金化元素，Nb:0-0.10wt％；V:0-0.10wt％；Ti:0-0.10wt％和Mo:0-0.10wt％，Cu:0-0.50wt％、B：0.0005-0.005wt％。
本发明主要是通过0.15-0.60wt％C，3.0-6.0wt％Mn，0-2.0wt％Ni，和2.0-6.0％Al等主体成分的合金化设计，使该成分系钢以下几个特点：a、C、Mn、Ni和Al配比的主体化学成分设计，获得高温下高温铁素体与奥氏体组织双相组织，并能够实现奥氏体相在冷却过程中转变为马氏体；b、在主体成分的基础上，可以加入Nb、V、Ti和Mo等微合金化元素实现组织进一步细化和大幅提高屈服强度的目的。
本发明各元素的作用及配比依据如下：
a、C、Mn、Ni、Al的合理配比以获得高温下的高温铁素体与奥氏体双相组织和室温下的高温铁素体与马氏体双相组织；
b、Nb、V、Ti和Mo的微合金化可以进一步细化双相组织，同时也不会大幅度提升汽车钢的成本。
本发明的制造工艺及条件为：
(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉或感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭。
(2)铸坯或铸锭的锻造或热轧和热连轧：
锻造或热轧：将铸坯经1150-1250℃加热，在经过1100-1150℃温度条件下热轧或锻造形成不同规格的板材或棒材。
(3)对锻造和热轧材进行逆相变退火。
在650-850℃进行逆相变退火，获得超细、层状、多相和亚稳奥氏体的多相多尺度亚稳组织结构，以实现钢材的高强度、高韧性和高强塑积，满足汽车零部件成型要求和使用安全性。
在制备工艺上，主要利用双相区轧制实现奥氏体与高温铁素体的扁平化，形成高温条件下的奥氏体相与高温铁素体相的超细层状双相组织和室温条件下的高温铁素体与马氏体双相层片组织；然后通过对室温的层片状双相钢进行逆相变热处理，获得室温条件下的高温铁素体、高温回火马氏体与亚稳奥氏体的多相、多层与亚稳的组织结构。
双相区变形和双相区退火获得多相多层和亚稳组织结构的化学成分设计思路与组织调控设计思路，即层状高温铁素体、高温回火马氏体与逆相变奥氏体组织结构获得获得高强塑积钢的设计思路。
本发明钢的力学性能：抗拉强度为0.7-1.0GPa，屈服强度为0.5-0.7GPa，抗拉强度与延伸率乘积RmxA≥50GPa％和-40℃的V型冲击韧性不低于120J，并且钢的延伸率不低于60％和强塑积不低于50GPa％等优异综合性能，减少零部件冲压边裂和吸收碰撞能力，提升汽车钢板的成型性能化和使用过程中的碰撞安全性。
本发明提出了多相、多层、和亚稳的微观组织结构控制思路以获得高强度、高塑性和高韧性；提出了通过科学的化学成分设计、两相区变形及两相区逆相变热处理获得强塑积不低于50GPa％和-40℃V-型冲击韧性不低于120J的低成本、高强韧和高强塑积汽车钢的合金化和微观组织结构与力学性能控制思路，实现以轻量化和高安全性为目的低成本、易成型和具有高安全性汽车钢设计、制造和应用。
本发明以Fe-Mn-Al-C为主体合金元素的合金化设计思路和多相、多层、与亚稳的组织控制思路，实现了汽车钢的强塑积比第一代汽车钢提升了200％以上，比第三代汽车钢强塑积高出60％以上，同时具有优异的冲击韧性，基本达到了高合金含量的第二代汽车钢的强塑积与高韧性等综合力学性能，为汽车零部件的轻量化和高安全性提供了材料基础。
本发明钢具有相对于TWIP钢具有更低的合金元素含量，相对于传统汽车钢和中锰钢具有更高的综合力学性能。要求保护本发明钢适用于汽车制造领域的白车身、及轴类传动件等零部件制造领域。
附图说明
图1为3#和5#钢经过不同热处理后的室温工程应力应变曲线图，表明了本发明钢的高强塑积。
具体实施方式
本实施例主要通过实验室炼钢、热轧和热处理研究，模拟高强韧高强塑积汽车钢的热轧和热处理工艺。
实施例1：热轧和逆相变退火获得低成本、高韧性、高强塑积的新型汽车板或棒材，钢的冶炼与锻造：
本发明钢由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭，共冶炼10炉钢供锻造棒状样品，化学成分见表1。Invented-1到Invented-8#钢等8炉新发明钢和C1和C2等2种对比钢(C1为中锰钢，C2为TWIP钢)。实验室真空感应冶炼的钢锭经过1200℃和6小时高温均匀化处理，进行锻造开坯。开锻温度范围为1150℃，初始截面尺寸为φ120mm铸锭锻造成截面尺寸为厚度40mm和宽度100mm锻坯，锻后空冷。将锻坯加热到1200℃保温2小时，然后在1150℃开轧，形成最终厚度12mm的热轧板。对热轧板在650-850℃的温度下进行不同热处理工艺的逆相变处理。最后对热处理后的钢进行力学性能和冲击韧性试验(拉伸试验：拉伸速率为10-4/s，延伸率采用A5；冲击试验：冲击样品尺寸为10mmx10mmx55mm的V-型冲击)，其结果见表2.
通过表2可以看出，新发明钢抗拉强度的介于800-850MPa，延伸率介于60-80％，强塑积RmxA≥50GPa％。可以看出，本发明钢的强塑积优于对比钢C1钢(高合金TWIP)和C2钢(中锰第三代汽车钢)；同时新研发钢的屈服强度也远远高于对比钢C1和C2两种钢。另外新研发钢的-40℃V型冲击韧性介于120-210J之间，与TWIP钢C1接近，但远远高于中锰钢C1的25J。所以无论从强塑积、冲击韧性、屈服强度钢以及合金含量，新研发钢优于对比钢中锰钢，强塑积和韧性也与高合金TWIP钢相当。所以本发明钢具有低成本、高韧性和高强塑积特点，是一种优异综合性能的新型汽车钢。图1给出了3#钢和5#钢的室温应力应变曲线，表明该钢具有优异的强塑积。
表1发明钢与传统低密度钢化学成分(wt％)
Figure BDA0002483055380000051
Figure BDA0002483055380000061
表2发明钢与对比钢的力学和疲劳结果
Figure BDA0002483055380000062

Claims (2)

1.一种高强韧和高强塑积汽车钢，其特征在于，化学成分为：C：0.15-0.60wt％、Mn：3.0-6.0wt％、Ni：0-2.0wt％、Al：3.0-6.0wt％、Si：0.15-2.0wt％，余量为Fe及不可避免的杂质；在此基础上另加入：Nb：0.03-0.20wt％；Mo：0.03-0.20wt％；V：0.03-0.20wt％；Re：0.001-0.05wt％，B：0.001-0.05wt％的一种或多种微合金化元素；
双相区变形和双相区退火获得多相多层和亚稳组织结构，即层状高温铁素体、高温回火马氏体与逆相变奥氏体组织结构；
所述高强韧和高强塑积汽车钢具有抗拉强度与延伸率乘积Rm×A≥50GPa％和-40℃下V型冲击韧性AKV≥120J，减少零部件冲压边裂和吸收碰撞能力，提升汽车钢板的成型性能化和使用过程中的碰撞安全性；
所述的高强韧和高强塑积汽车钢的制备方法，其工艺步骤及控制的技术参数如下：
(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉或感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；
(2)铸坯或铸锭的锻造或热轧：将铸坯经1150-1250℃加热，在经过1100-1150℃温度条件下热轧或锻造形成不同规格的板材或棒材；
(3)对锻造和热轧材进行逆相变退火；在650-850℃进行逆相变退火。
2.一种如权利要求1所述的高强韧和高强塑积汽车钢的制备方法，其特征在于，工艺步骤及控制的技术参数如下：
(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉或感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭；
(2)铸坯或铸锭的锻造或热轧：将铸坯经1150-1250℃加热，在经过1100-1150℃温度条件下热轧或锻造形成不同规格的板材或棒材；
(3)对锻造和热轧材进行逆相变退火；在650-850℃进行逆相变退火。
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