CN111621624A - 提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法。该方法包括：步骤S110：对中锰钢冶炼钢锭进行锻造，获得热锻态中锰钢；步骤S120：对所述热锻态中锰钢进行热轧，获得热轧态中锰钢；步骤S130：对所述热轧态中锰钢进行两相区退火，获得退火态中锰钢；步骤S140：对所述热轧态中锰钢和所述退火态中锰钢进行变形量温轧，获得温轧态中锰钢。应用本发明实施例的中锰钢的工艺处理方法，与现有中锰钢制备工艺(热轧或冷轧)相比，可使中锰钢的氢脆敏感性降低50％以上，从而大幅度提高中锰钢的耐延迟断裂性能。

Description

提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法
技术领域
本发明涉及中锰钢制备工艺技术领域，尤其涉及一种提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法。
背景技术
基于轻量化和提高碰撞安全性的需求，汽车行业对汽车用钢的性能提出了越来越高的要求，极大地推动了汽车用钢的发展。大量实践表明，先进高强度钢的应用是在提高碰撞安全性的同时实现车身轻量化的有效方法。然而，随着汽车用钢强度水平的提高，特别是当强度水平提高到1000MPa以上时，在实际环境服役过程中就会面临氢脆或氢致延迟断裂的难题，严重限制了超高强度钢板在汽车白车身上应用。延迟断裂通常是指工作于特定环境中的材料在低于屈服强度的应力下服役一定时间后突然发生脆性破坏的一种现象，是材料-环境-应力三者相互作用而发生的一种环境脆化，是氢致材质恶化(氢损伤或氢脆)的一种形态，多年来，它一直是妨碍钢铁材料进一步高强度化的主要因素之一。
作为第三代汽车用钢的典型代表之一，中锰钢已成为各国研发的热点。近年来，尽管中锰钢生产、制造技术获得了较大发展，但是要大规模应用于汽车制造，仍需要解决由于强度提升而带来的回弹、变形抗力大、易开裂等制造技术面临的系列问题，尤其是材料高强度化所带来的氢致延迟断裂问题。然而，目前针对中锰钢氢致延迟断裂行为的研究工作很少，有限的研究多针对奥氏体含量和稳定性对氢脆性能的作用机理等方面，且未能提出理想的改善中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺路线，极大地限制了其应用范围和工业化进程。
发明内容
本发明的实施例提供了一种提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法，以克服现有技术的问题。
为了实现上述目的，本发明采取了如下技术方案。
一种提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法，包括：
步骤S110：对中锰钢冶炼钢锭进行锻造，获得热锻态中锰钢；
步骤S120：对所述热锻态中锰钢进行热轧，获得热轧态中锰钢；
步骤S130：对所述热轧态中锰钢进行两相区退火，获得退火态中锰钢；
步骤S140：对所述热轧态中锰钢和所述退火态中锰钢进行变形量温轧，获得温轧态中锰钢。
优选地，所述方法还包括：
步骤S150：对所述温轧态中锰钢进行退火处理，获得温轧和退火工艺处理后的中锰钢。
优选地，所述步骤S110中的中锰钢的锻造温度大于1000℃，锻后空冷组织为马氏体。
优选地，所述步骤S120中的热锻态中锰钢的热轧温度在Ac3温度以上，轧后空冷，热轧后组织为马氏体加上残余奥氏体。优选地，所述步骤S130中热轧态中锰的钢经两相区Ac3～Ac1内退火处理后，其组织为铁素体+奥氏体，所述Ac3～Ac1为850～650℃。
优选地，所述步骤S140中的热轧态中锰钢和退火态中锰钢的温轧工艺轧制温度在Ar3～Ar1两相区温度范围内，轧后空冷，所述Ar3～Ar1为830～635℃。
优选地，所述步骤S150中温轧态中锰钢的退火处理温度在Ar3～Ar1两相区温度范围内。
优选地，所述步骤S140中的热轧态中锰钢和退火态中锰钢为超细、多尺度铁素体加上奥氏体组织结构。
优选地，所述中锰钢的Mn含量大于2wt.％。
由上述本发明的实施例提供的技术方案可以看出，应用本发明实施例的中锰钢的工艺处理方法，与现有中锰钢制备工艺(热轧或冷轧)相比，可使中锰钢的氢脆敏感性降低50％以上，从而大幅度提高中锰钢的耐延迟断裂性能。
本发明附加的方面和优点将在下面的描述中部分给出，这些将从下面的描述中变得明显，或通过本发明的实践了解到。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本发明实施例提供的一种提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法的处理流程图；
图2为本发明实施例提供的一种锰钢温轧态微观组织形貌示意图。
具体实施方式
下面详细描述本发明的实施方式，所述实施方式的示例在附图中示出，其中自始至终相同或类似的标号表示相同或类似的元件或具有相同或类似功能的元件。下面通过参考附图描述的实施方式是示例性的，仅用于解释本发明，而不能解释为对本发明的限制。
本技术领域技术人员可以理解，除非特意声明，这里使用的单数形式“一”、“一个”、“所述”和“该”也可包括复数形式。应该进一步理解的是，本发明的说明书中使用的措辞“包括”是指存在所述特征、整数、步骤、操作、元件和/或组件，但是并不排除存在或添加一个或多个其他特征、整数、步骤、操作、元件、组件和/或它们的组。应该理解，当我们称元件被“连接”或“耦接”到另一元件时，它可以直接连接或耦接到其他元件，或者也可以存在中间元件。此外，这里使用的“连接”或“耦接”可以包括无线连接或耦接。这里使用的措辞“和/或”包括一个或更多个相关联的列出项的任一单元和全部组合。
本技术领域技术人员可以理解，除非另外定义，这里使用的所有术语(包括技术术语和科学术语)具有与本发明所属领域中的普通技术人员的一般理解相同的意义。还应该理解的是，诸如通用字典中定义的那些术语应该被理解为具有与现有技术的上下文中的意义一致的意义，并且除非像这里一样定义，不会用理想化或过于正式的含义来解释。
为便于对本发明实施例的理解，下面将结合附图以几个具体实施例为例做进一步的解释说明，且各个实施例并不构成对本发明实施例的限定。
本发明提供一种提高中锰钢耐延迟断裂性能的工艺方法，即采用大变形量的两相区温轧+退火工艺(亦可不退火)获得多尺度的亚稳奥氏体和精细的奥氏体、铁素体和δ-铁素体等多相片层状组织，通过调控包含奥氏体、铁素体和δ-铁素体等的薄片层状组织形态可在不损失强塑性的情况下大幅度提高中锰钢的耐延迟断裂性能。
本发明实施例提供了一种提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法，包括：
步骤S110：对中锰钢冶炼钢锭进行锻造，获得热锻态中锰钢；
步骤S120：对热锻态中锰钢进行热轧，获得热轧态中锰钢；
步骤S130：对热轧态中锰钢进行两相区退火，获得退火态中锰钢；
步骤S140：对热轧态中锰钢和退火态中锰钢进行≥50％的大变形量温轧，获得温轧态中锰钢；
步骤S150：对温轧态中锰钢进行退火处理，获得本发明实施例的工艺方法处理后的中锰钢。该步骤为可选的，即上述步骤S140获取的温轧态中锰钢可以不进行退火处理。
优选的，所述步骤S110中中锰钢的锻造温度大于1000℃，锻后空冷组织为马氏体；钢种为Mn含量大于2wt.％的中锰钢。
所述步骤S120中锻态中锰钢的热轧温度在Ac3温度(850℃)以上，轧后空冷，热轧后组织为马氏体加上少量残余奥氏体；
所述步骤S130中热轧态中锰钢的退火后温度在Ac3～Ac1两相区温度范围内(850～650℃)；
所述步骤S140中热轧态中锰钢的温轧工艺轧制温度在Ar3～Ar1两相区温度范围内(830～635℃)，轧后空冷；
所述步骤S150中温轧态中锰钢的退火处理温度在Ac3～Ac1两相区温度范围内。
优选的，所述步骤S140中的温轧态中锰钢、S150中的工艺方法处理后中锰钢为超细(≤1μm)、多尺度铁素体加上奥氏体组织结构。
优选的，与热轧相比，所述工艺处理后的中锰钢，其氢脆敏感性降低50％以上。
根据本发明所涉及的中锰钢化学成分范围，在500kg真空感应炉上冶炼了5炉中锰钢，其具体化学成分如表1所示。
表1 本发明实施例的中锰钢的化学成分(质量百分比)
炉号 C Si Mn P S Al Fe
1 0.10 0.54 4.79 0.004 0.005 0.02 余
2 0.13 0.52 5.01 0.004 0.005 3.12 余
3 0.22 0.55 4.86 0.004 0.005 3.15 余
4 0.21 0.60 5.22 0.004 0.005 1.32 余
5 0.23 0.58 8.26 0.004 0.005 0.05 余
试验所需样品具体制备过程为：
采用真空感应炉冶炼500kg中锰钢钢锭，随后在1200℃锻造成30mm厚的板坯，锻后空冷；将锻态板坯加热到1200℃保温120min后进行热轧，终轧板厚6mm，轧后空冷，获得热轧态实验料；将热轧板坯加热到750℃保温60min退火处理；热轧+退火态实验料在750℃进行温轧，终轧板厚1.5m，轧后空冷，获得温轧态实验料，其微观组织形貌如图2所示；将热轧板坯酸洗后进行冷轧，轧至1.5mm厚，获得冷轧实验料。部分实验料再经空气炉进行两相区退火。将轧制和热处理后实验料加工成实验所需的试样。在具体生产工艺中，使用相应的制备工艺即可得到相应的钢材。
本发明实施例的工艺方法处理后的中锰钢的性能测试：
钢水浇铸成锭，并经锻造、轧制后制成板材。从板材上取板拉伸试样，试样宽度为5mm，厚度为1.5mm，标距长15mm。
试样在室温下进行充氢实验：
将试样在0.25mol/L硫酸+0.5g/L硫脲溶液中进行电化学充氢，充氢电流密度为0.2mA cm-2，时间为60min。在SUNS/UTE5305型试验机上对充氢和未充氢板拉伸试样进行慢速拉伸实验(SSRT)，拉伸应变速率为4.2×10-5s-1。实验完毕后，计算充氢前后的实验料的塑性损失(HEI)来表征其氢脆敏感性，显然HEI值越低，说明实验料的氢脆敏感性越低，即耐氢脆断裂性能越高。HEI计算公式如式1所示:
Figure BDA0002485942970000071
其中，HEITEL为充氢前后的塑性损失；TEL0、TELH分别为实验料未充氢试样、充氢试样断后的总延伸率。为了避免实验的偶然误差，每组实验至少准备3个平行试样。所得结果列入了表2。
表2 本发明实施例的工艺方法处理后的中锰钢的氢脆敏感性
Figure BDA0002485942970000072
Figure BDA0002485942970000081
从表2可以看出，对5炉不同成分的中锰钢实验料，与热轧和冷轧相比，采用本发明的工艺方法处理(温轧和温轧+退火)后，实验料的氢脆敏感性均显著降低；与热轧和热轧+退火工艺相比，温轧和温轧+退火处理实验料的氢脆敏感性降低50％以上。由此可见，本发明工艺，即大变形温轧或温轧+退火处理可大幅提高中锰钢的耐氢脆断裂性能。
综上所述，应用本发明实施例的中锰钢的工艺处理方法，与现有中锰钢制备工艺(热轧或冷轧)相比，可使中锰钢的氢脆敏感性降低50％以上，从而大幅度提高中锰钢的耐延迟断裂性能，且能够保证其强塑性。该工艺亦对中锰钢零部件的成形性能和服役性能有益。
本领域普通技术人员可以理解：附图只是一个实施例的示意图，附图中的模块或流程并不一定是实施本发明所必须的。
本说明书中的各个实施例均采用递进的方式描述，各个实施例之间相同相似的部分互相参见即可，每个实施例重点说明的都是与其他实施例的不同之处。尤其，对于装置或系统实施例而言，由于其基本相似于方法实施例，所以描述得比较简单，相关之处参见方法实施例的部分说明即可。以上所描述的装置及系统实施例仅仅是示意性的，其中所述作为分离部件说明的单元可以是或者也可以不是物理上分开的，作为单元显示的部件可以是或者也可以不是物理单元，即可以位于一个地方，或者也可以分布到多个网络单元上。可以根据实际的需要选择其中的部分或者全部模块来实现本实施例方案的目的。本领域普通技术人员在不付出创造性劳动的情况下，即可以理解并实施。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应该以权利要求的保护范围为准。

Claims (9)

1.一种提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法，其特征在于，包括：
步骤S110：对中锰钢冶炼钢锭进行锻造，获得热锻态中锰钢；
步骤S120：对所述热锻态中锰钢进行热轧，获得热轧态中锰钢；
步骤S130：对所述热轧态中锰钢进行两相区退火，获得退火态中锰钢；
步骤S140：对所述热轧态中锰钢和所述退火态中锰钢进行变形量温轧，获得温轧态中锰钢。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述方法还包括：
步骤S150：对所述温轧态中锰钢进行退火处理，获得温轧和退火工艺处理后的中锰钢。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤S110中的中锰钢的锻造温度大于1000℃，锻后空冷组织为马氏体。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤S120中的热锻态中锰钢的热轧温度在Ac3温度以上，轧后空冷，热轧后组织为马氏体加上残余奥氏体。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤S130中热轧态中锰的钢经两相区Ac3～Ac1内退火处理后，其组织为铁素体+奥氏体，所述Ac3～Ac1为850～650℃。
6.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤S140中的热轧态中锰钢和退火态中锰钢的温轧工艺轧制温度在Ar3～Ar1两相区温度范围内，轧后空冷，所述Ar3～Ar1为830～635℃。
7.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤S150中温轧态中锰钢的退火处理温度在Ar3～Ar1两相区温度范围内。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述步骤S140中的热轧态中锰钢和退火态中锰钢为超细、多尺度铁素体加上奥氏体组织结构。
9.根据权利要求1至8任一项所述的方法，其特征在于，所述中锰钢的Mn含量大于2wt.％。
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