CN114672632A - 一种44GPa·%高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及中锰钢的制备技术领域，特别涉及一种高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法，该高强塑积冷轧中锰钢的化学成分质量百分比为C：0.15‑0.2%，Mn：6‑8%，Si：1.45‑1.5%，Al：2‑4%，Cu：0.5‑0.51%，Mo：0.15‑0.2%，Cr：0.3‑0.35%，Nb：0.1‑0.11%，Sc：0.05‑0.07%，B：0.001‑0.003%，Ni：0.021‑0.027%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。制备方法包括锻造、加热保温、热轧、冷轧、Q&P热处理。具体热处理步骤是将冷轧中锰钢经过前处理后于680‑720℃保温20‑30min，保温结束后迅速降温至150‑300℃保温90‑180s，进行淬火和配分处理，最后水淬至室温，得到抗拉强度为1230‑1260MPa、延伸率为29.6‑34.52%、强塑积为40.92‑43.5GPa·%的中锰钢。本发明所述的高强塑积冷轧中锰钢的强塑积超过40GPa·%，不仅兼具良好的强度和塑性，还极大地提高了钢的成形性和碰撞吸收能。
Description
技术领域
本发明属于高强塑积冷轧汽车用钢技术领域，特别涉及一种高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法。
背景技术
汽车制造业的巨大发展促进了世界石油、钢铁、交通产业和社会经济的发展，但与此同时，大量汽车燃油消耗和尾气排放，对全球能源开发和温室气体效应带来巨大压力和影响。随着人们环保意识的增强，人们迫切实现汽车轻量化以达到保护环境、节能减排的目标。实现汽车轻量化的有效途径就是使用汽车先进高强钢，目前汽车高强钢已经发展到第三代，相比于第一代和第二代先进高强钢，以中锰钢为代表的第三代先进高强钢因其合金化成本低以及具有高强度和良好的成形性而受到广泛研究，为更好的满足汽车安全件的吸收能和防碰撞变形能力，高强度、高延伸率、性能稳定的高强塑积先进高强钢成为第三代先进高强钢的追求目标。
中锰钢成分设计及元素含量对于其力学性能和微观组织演变有很大影响，传统C-Mn-Si系中锰钢虽然具有优异的力学性能，但强塑积匹配依然不合理，成形性有待提高。
在众多中锰钢热处理工艺中，Q&P工艺能使碳元素从富碳马氏体扩散到奥氏体中，实现部分奥氏体富碳而稳定性提高，进而可使其保留至室温，获得马氏体与大量残留奥氏体组织，然而以往工业Q&P热处理工艺生产出来的钢，其强塑积很难达到30GPa·%，说明Q&P工艺参数的选择仍值得研究。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明通过添加Al、Sc元素并优化生产工艺方案，提供了一种强度高、成形性好、强塑积高的冷轧中锰钢，并且通过进一步优化选择Q&P热处理工艺参数来获得能在室温下大量保留且稳定的残余奥氏体，通过残余奥氏体发生持续的TRIP效应来提高钢的延伸率，获得更高的强塑积。
本发明提供一种高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法，其化学元素质量百分比为C：0.15-0.2%，Mn：6-8%，Si：1.45-1.5%，Al：2-4%，Cu：0.5-0.51%，Mo：0.15-0.2%，Cr：0.3-0.35%，Nb：0.1-0.11%，Sc：0.05-0.07%，B：0.001-0.003%，Ni：0.021-0.027%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。
成分设计原理如下：
C：奥氏体稳定元素，能提高临界退火过程中奥氏体逆转变动力，扩大奥氏体相区，影响奥氏体稳定性和力学性能，同时能够降低马氏体开始转变温度（Ms）（碳含量每提高1%，MS就降低423℃），使得残余奥氏体含量增多，形变时发生TRIP效应显著，从而提升钢的强度、塑性及加工硬化能力。C也是影响焊接的敏感性元素，其含量的增加会加剧S、P的危害，若C加入过多会恶化材料的焊接性能，容易在铸造过程中形成严重的偏析从而形成析出渗碳体，在后续的加工工艺中也会形成粗大的碳化物从而对性能不利。C的质量分数一般控制在0.15%～0.6%之间，若要获得高强塑积，C的质量分数则一般控制在0.15%～0.4%之间。因此，C元素含量选择0.2 %左右。
Mn：奥氏体稳定元素，对残余奥氏体的体积分数与稳定性有着巨大的影响。Mn元素的加入可以提高奥氏体的含量和稳定性，同时扩大奥氏体相区，降低马氏体转变开始温度（Ms点），在常温下也可以获得相当数量的亚稳奥氏体组织，能在后续的变形过程中发生马氏体转变或者形成变形孪晶。同时，利用TRIP效应和TWIP效应来提高钢的塑性。通常来说，临界区退火过程中Mn元素会向奥氏体区域内富集，提升其稳定性，因此残余奥氏体稳定性与Mn含量之间成正比关系。Mn含量的降低将会导致临界区退火后残余奥氏体体积分数的减少，从而形成更多的马氏体，从而使得高强钢强度上升、韧性下降。当Mn含量低于9%时，变形过程中易于发生TRIP效应，而当Mn含量处于6%~12%时，易于发生TRIP与TWIP效应的协同作用。Mn含量会显著影响奥氏体的堆垛层错能及其稳定性，进而决定了钢的变形机制。但是Mn元素含量过高，会增加生产成本，并影响钢板的焊接性能。基于以上考虑，Mn元素含量选择6%~8%。
Al：一种轻量化元素，可以大幅降低材料的密度。根据粗略计算，每12%（质量分数）的Al加入可以使钢的密度降低17%，其中原子质量的减轻7%，同时导致晶格膨胀效果占10%。另外，Al作为一种铁素体稳定元素，可以扩大铁素体区，稳定并增加α-铁素体的含量。除此之外，Al对堆垛层错能（SFE）的作用效果会对材料的强韧化机制产生影响，随着Al含量的增加，延伸率不断升高，抗拉强度则逐渐降低，满足强度—塑性之间的制衡关系。当Al的质量分数为2%时，奥氏体稳定性处在一个合适的水平；当Al的质量分数为4%时，因Al的增加导致了奥氏体稳定性的下降，使变形过程中的马氏体转变发生过快，影响了TRIP效应的延续性，对塑性不利，导致了强塑积的降低；而随着Al的质量分数提高至6%，层错能的升高导致TRIP和TWIP同时出现，强塑积因而回升。但Al含量若继续提高，会在晶界处产生粗大的δ-铁素体和κ-碳化物，对材料的强韧性产生极为不利的效果。因此，Al元素含量选择在2%~4%。
将含有此化学成分的铸坯进行以下步骤：
（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、水冷卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500-1550℃均匀奥氏体化1.5-2h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400-1450℃，终轧温度为1250-1400℃，随后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。
（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤1）得到的热轧钢板在800-900℃保温0.8-1h进行固溶处理后空冷至室温，最后将其酸洗后冷轧至1.5mm。
（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P热处理工艺：退火温度为680-720℃，保温时间为20-30min，退火后迅速降温至150-300℃，保温时间为90-180s，进行淬火和配分处理，最后水淬至室温。
优选地，步骤（3）所述的退火温度为680℃，保温时间为20min，退火后迅速降温至150-300℃，保温时间为90s。
本发明生产的冷轧中锰钢力学性能满足抗拉强度1230-1260MPa、延伸率为29.6-34.52%、强塑积为36.41-43.5GPa·%，组织中含有23.53-25.16%的残余奥氏体。
本发明提供的冷轧中锰钢具有以下特点：（1）Al元素的添加会使中锰钢的密度下降，为汽车减重作出贡献，并且含Al中锰钢中含有大量的残余奥氏体，能够在应变过程中发生持续稳定的TRIP效应，同时提升中锰钢的强度和塑性。（残余奥氏体发生马氏体相变时的体积膨胀对周围基体组织的挤压使得位错密度增加，产生位错强化提升强度；应变过程中造成的局部应力集中因马氏体相变而产生应力松弛，推迟了裂纹的产生。随相变的不断发展，材料得到更高的塑性）。（2）添加Sc元素，热处理过程中析出Al3Sc，阻碍位错的运动，提高试验钢的强度。（3）微合金元素含量低，不含稀土元素，成本较低。（4）选择一步法Q&P热处理工艺和临界退火工艺，使得热处理工艺更加简单，并且能取得优异的力学性能。（5）本发明钢抗拉强度高、延伸率大、强塑积高、强度与延性匹配良好，大大提高了钢的成形性和碰撞吸收能。（6）本发明钢的制备过程中，不同配分温度的选择使得钢中形成了多形貌、多尺度的异质奥氏体结构（颗粒状、块状、片层状奥氏体），块状和片层状残余奥氏体因为C、Mn含量较高可以在较大的应变范围内逐渐发生相变，从而导致高强度和高塑性的良好匹配，并且本发明钢的异质结构符合先进高强钢发展趋势的“多相、亚稳、多尺度（M3）”组织调控思路。
附图说明
图1为本发明生产工艺流程图；
图2为本发明实施例1的SEM图和EBSD图；
图3为本发明实施例2的SEM图。
具体实施方式
下面结合附图和实施例详细说明具体实施方式，如附图1-3所示。
具体实施例1
铸坯化学成分为C：0.15%，Mn：7.69%，Si：1.45%，Al：2.76%，Cu：0.51%，Mo：0.2%,Cr：0.35%，Nb：0.11%，Sc：0.05%，B：0.001%，Ni：0.027%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。
（1）将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化2h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1450℃，终轧温度为1300℃，随后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。
（2）将得到的热轧钢板在800℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，将其酸洗后冷轧至1.5mm。
（3）Q&P热处理工艺：将钢板置于680℃进行退火处理，保温时间为20min，后迅速降温至150℃保温90s进行配分处理，最后水淬至室温，获得具有马氏体+残余奥氏体+析出第二相粒子的组织（Al3Sc），其SEM图和EBSD图如图2所示，可以看出，板条马氏体组织均匀细长并伴有大量析出相，出现颗粒状、块状和片层状等多尺度、多形貌的异质奥氏体结构。经检测，其残余奥氏体含量为25.16%，最终这种冷轧中锰钢的抗拉强度为1260MPa，伸长率为34.52%，强塑积为43.50GPa·%，远高于不含Al、Sc且经一般工业Q&P处理的钢。
具体实施例2
铸坯化学成分为C：0.18%，Mn：7.45%，Si：1.47%，Al：2.5%，Cu:0.51%，Mo:0.17%，Cr:0.33，Nb:0.1%，Sc：0.06%，B:0.001%，Ni:0.027%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。
（1）将铸坯锻造后加热至1530℃均匀奥氏体化1.8h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1420℃，终轧温度为1350℃，随后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。
（2）将得到的热轧钢板在850℃保温0.8h进行固溶处理后空冷至室温，将其酸洗后冷轧至1.5mm。
（3）退火工艺的具体步骤与实施例1所述步骤基本相同，唯一区别为实施例2的配分温度为250℃，获得具有马氏体+残余奥氏体+析出第二相粒子的组织（Al3Sc），其SEM图如图3所示，可以看出，在该配分温度下组织依然细小，铁素体与板条马氏体交界处有大量残余奥氏体，经检测，其残余奥氏体含量为23.53%，最终这种冷轧中锰钢的抗拉强度为1240MPa，伸长率为34%，强塑积为42.16%，远高于不含Al、Sc且经一般工业Q&P处理的钢。
Claims (3)
1.一种高强塑积冷轧中锰钢及其准备方法，其特征在于，所述冷轧中锰钢的化学成分质量百分比为C：0.15-0.2%，Mn：6-8%，Si：1.45-1.5%，Al：2-4%，Cu：0.5-0.51%，Mo：0.15-0.2%，Cr：0.3-0.35%，Nb：0.1-0.11%，Sc：0.05-0.07%，B：0.001-0.003%，Ni：0.021-0.027%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质；制备方法包括锻造、加热保温、热轧、冷轧、Q&P热处理。
2.根据权利要求1所述的一种高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法，其特征在于，制备步骤包括：
（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500-1550℃均匀奥氏体化1.5-2h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400-1450℃，终轧温度为1250-1400℃，随后卷取并空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板；
（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在800-900℃保温0.8-1h进行固溶处理后空冷至室温，最后将其酸洗后冷轧至1.5mm；
（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P热处理工艺：退火温度为680-720℃，保温时间为20-30min，退火后迅速降温至150-300℃，保温时间为90-180s，进行淬火和配分处理，最后水淬至室温。
3.根据权利要求1-2所述的一种高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法，其特征在于，所述冷轧中锰钢的强塑积超过40GPa·%。
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