CN114807524A - 一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢及其制备方法。本发明属于高性能汽车钢技术领域。本发明为解决目前现有高强韧中锰钢制备方法步骤繁琐且耗时较长的技术问题。本发明的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢由热轧中锰钢经部分奥氏体化和奥氏体逆相变退火得到。具体步骤：步骤1：按成分配比冶炼、铸造、锻造、热轧；步骤2：加热至Ac3温度以下进行部分奥氏体化；步骤3：奥氏体逆相变退火。本发明通过部分奥氏体化制备出具有不同晶粒尺寸和成分分布的奥氏体和铁素体双相异质微观组织，多尺度的奥氏体在变形中释放持续的TRIP效应，从而获得了60GPa％超高强塑积的低成本高强韧中锰钢。
Description
技术领域
本发明属于高性能汽车钢技术领域，具体涉及一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车工业对节能、环保和安全性要求的不断提高，开发具有高撞击能量吸收能力 (即高强塑积)的轻质高强汽车结构件成为汽车用钢的迫切需求。作为最有应用背景的第三代汽车用钢，中锰钢正在世界范围内被汽车行业和学者广泛研究。
中锰钢优异的力学性能得益于铁素体和奥氏体双相组织，其中亚稳奥氏体可在塑性变形过程中转变为马氏体，通过相变诱导塑性效应(TRIP效应)推迟颈缩现象的产生，同时提高汽车钢的强度和塑性。中锰钢的常规制备工艺是完全奥氏体化配合两相区长时间退火。具体地，通过完全奥氏体化和水淬得到马氏体组织，在后续两相区退火时发生马氏体向奥氏体的逆相变(ART)，同时合金元素(C/Mn)从马氏体向奥氏体配分，使奥氏体稳定性大大提高，稳定到室温。
目前，有关中锰钢的研究集中于改变ART退火参数(温度和保温时间)来调控残余奥氏体含量、晶粒尺寸和稳定性，以此实现强度和延伸率之间的匹配。但为了获得足够稳定的奥氏体，往往需要多步处理或较长的退火时间，这不仅大大增加制造成本，也降低了生产效率。
发明内容
本发明为解决目前现有高强韧中锰钢制备方法步骤繁琐且耗时较长的技术问题，提供了一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢及其制备方法。
本发明的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢由热轧后中锰钢经部分奥氏体化和奥氏体逆相变退火得到，所得中锰钢微观组织由铁素体和奥氏体两相组织组成，其中铁素体和奥氏体的组织形貌均呈现多尺度的超细板条状和块状两种形态。
进一步限定，所述超细板条状奥氏体组织的宽度为85nm～160nm，所述超细板条状铁素体组织的宽度为100nm～200nm。
进一步限定，奥氏体的体积分数为43.5％～46.1％。
进一步限定，所述中锰钢的化学成分及其质量百分比计为：C：0.25％～0.35％、Mn： 7％～9％、Al：1.5％～2.5％、P≤0.005％、S≤0.007％、其余为Fe。
本发明的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备方法按以下步骤进行：
步骤1：按成分配比冶炼、铸造，然后经锻造和热轧，得到热轧态中锰钢；
步骤2：将热轧态中锰钢加热至Ac3温度以下保温10min～15min，水淬至室温；
步骤3：进行奥氏体逆相变退火，得到基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢。
进一步限定，步骤1中热轧过程为：将锻造后坯料加热至1100～1300℃，保温1h～3h，然后进行多道次热轧，空冷至室温。
进一步限定，步骤1中热轧开轧温度为1150℃，终轧温度900℃，经6道次热轧，累计压下率为90％～91％。
进一步限定，步骤2中加热至740～780℃。
进一步限定，步骤2后中锰钢的微观组织由奥氏体、铁素体和马氏体组成，其中奥氏体的体积分数为38.5％～39.5％。
进一步限定，步骤3中奥氏体逆相变退火的温度为620～660℃，保温时间为 20min～40min。
本发明与现有技术相比具有的优点：
本发明在常规中锰钢成分体系基础上，采用部分奥氏体化代替传统的全奥氏体化设计制备出强塑积高达60GPa％的高强度高塑性钢板，对比普通中锰钢(强塑积～30GPa％)力学性能显著提升，其中抗拉强度1000～1100MPa，延伸率44～55％，强塑积45～60GPa％。本方法工艺简单、可操作性强，有利于促进中锰钢的实际应用，具体优点如下：
1)本发明通过部分奥氏体化代替完全奥氏体化，配合后续ART退火，制备出具有晶粒明显细化的多尺度残余奥氏体和铁素体的双相异质微观组织，获得高强韧的低成本中锰钢，该方法避免了中锰钢制备工艺中生产周期长导致生产效率低等问题，同时能够满足经济效益和节能要求。
2)本发明生产的高强韧中锰钢使用常规合金体系，无需添加额外的合金元素，原材料成本低。
3)本发明在ART退火前通过部分奥氏体化的工艺设计替代了常规ART退火前全马氏体的初始组织。部分奥氏体化的引入得到了奥氏体、铁素体和马氏体多相异质混合组织，其中马氏体为后续ART退火过程中新形成的逆相变奥氏体提供了额外的形核位点，从而使得ART退火后获得超细板条状奥氏体和较宽的残余奥氏体尺寸和成分分布。因此具有不同水平稳定性的多尺度奥氏体在变形过程中能够激活稳定且连续的TRIP效应，实现强塑性协同提升，强塑积可高达60GPa％，最终达到了提高强韧性的目的。
附图说明
图1为本发明热轧态中锰钢热膨胀曲线图；
图2为本发明基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备工艺路线示意图；
图3a为实施例1步骤2后的中锰钢微观组织形貌图；
图3b为实施例1步骤3后的中锰钢微观组织形貌图；
图4为实施例1和对比例1得到的中锰钢的XRD图谱；
图5为实施例1和对比例1得到的中锰钢的工程应力应变曲线图；
图6a为对比例1步骤2后的中锰钢微观组织形貌图；
图6b为对比例1步骤3后的中锰钢微观组织形貌图。
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白，以下结合实施例，对本发明进行进一步详细说明。应当理解，此处所描述的具体实施例仅用以解释本发明，并不用于限定本发明。
下述实施例中所使用的实验方法如无特殊说明均为常规方法。所用材料、试剂、方法和仪器，未经特殊说明，均为本领域常规材料、试剂、方法和仪器，本领域技术人员均可通过商业渠道获得。
下述实施例和对比例中进行室温拉伸试验的设备是在WDW-50C液压伺服拉伸试验机上面进行的。
下述实施例和对比例中微观表征技术的设备为装在电子背散射衍射分析系统(EBSD)的Zeiss Sigma 500扫描电子显微镜。
下述实施例和对比例中残余奥氏体体积分数的测定设备为Bruker D8 Advance X射线衍射仪。
实施例1：本实施例的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的化学成分及其质量百分比计为：C：0.3％、Mn：8％、Al：2％、P＜0.005％、S：0.007％、其余为Fe。
结合图1-2，制备实施例1所述的基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢，具体按以下步骤进行：
步骤1：按成分配比冶炼、铸造，然后经锻造和热轧，得到热轧态中锰钢；
其中步骤1中：锻造成60mm×80mm的坯料；
热轧工艺：在Φ450双辊高刚度轧机中进行热轧，将锻造后坯料加热至1200℃，保温 2h，开轧温度为1150℃，终轧温度900℃，经6道次热轧，累计压下率为90.6％，热轧后进行层流冷却，模拟卷取温度至600℃，随后空冷至室温，得到厚度为7.2mm的热轧板材，然后进行酸洗；
步骤2：将热轧态中锰钢加热至760℃保温10min，水淬至室温，其微观组织如图3a所示，可以看出，部分奥氏体化的微观组织由奥氏体、铁素体和马氏体组成，其中奥氏体的体积百分比为39.1％；
步骤3：将步骤2后的试样加热至640℃保温30min进行奥氏体逆相变退火，水淬至室温，得到基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢；
其微观组织如图3b所示，可以看出，所制备的基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的微观组织由铁素体和奥氏体两相组织组成，其中铁素体和奥氏体的组织形貌均呈现多尺度的超细板条状和块状两种形态，其中所述超细板条状奥氏体组织的宽度为85nm～160nm，所述超细板条状铁素体组织的宽度为100nm～200nm，其中奥氏体的体积分数为43.9％，可以看出奥氏体的组织形态明显细化。
其XRD测试结果如图4所示。
对本实施例所制备的中锰钢进行力学性能测试，以10-3/s的拉伸速率室温下进行准静态拉伸，力学性能结果如表1所示，工程应力应变曲线如图5所示，其抗拉强度为1097MPa，总延伸率为54.5％，强塑积为59.8GPa％，显著超过报道的多步处理的热轧钢和冷轧中锰钢，甚至可以与第二代高强钢力学性能相媲美。
对比例1：本对比例的一种完全奥氏体化的高强韧中锰钢的化学成分及其质量百分比计为：C：0.3％、Mn：8％、Al：2％、P＜0.005％、S：0.007％、其余为Fe。
结合图1-2，制备对比例1所述的完全奥氏体化的高强韧中锰钢，具体按以下步骤进行：
步骤1：按成分配比冶炼、铸造，然后经锻造和热轧，得到热轧态中锰钢；
其中步骤1中：锻造成60mm×80mm的坯料；
热轧工艺：在Φ450双辊高刚度轧机中进行热轧，将锻造后坯料加热至1200℃，保温 2h，开轧温度为1150℃，终轧温度900℃，经6道次热轧，累计压下率为90.6％，热轧后进行层流冷却，模拟卷取温度至600℃，随后空冷至室温，得到厚度为7.2mm的热轧板材，然后进行酸洗；
步骤2：将热轧态中锰钢加热至820℃保温10min，水淬至室温，其微观组织如图6a所示，可以看出，完全奥氏体化试样的微观组织几乎为全马氏体，带有少量的残余奥氏体；
步骤3：将步骤2后的试样加热至640℃保温30min进行奥氏体逆相变退火，水淬至室温，得到中锰钢；
其微观组织如图6b所示，可以看出，中锰钢的微观组织为奥氏体和铁素体两相组织，其中奥氏体的体积分数百分比为43.5％，所述奥氏体和铁素体的组织形貌为层状和块状两种形态。
其XRD测试结果如图4所示。
对本实施例所制备的中锰钢进行力学性能测试，以10-3/s的拉伸速率室温下进行准静态拉伸，力学性能结果如表1所示，其抗拉强度为1004MPa，总延伸率为44.5％，强塑积为44.6GPa％，工程应力应变曲线如图5所示。
表1实施例1和对比例1的中锰钢的力学性能
Claims (10)
1.一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢，其特征在于，该中锰钢由热轧后中锰钢经部分奥氏体化和奥氏体逆相变退火得到，所得中锰钢微观组织由铁素体和奥氏体两相组织组成，其中铁素体和奥氏体的组织形貌均呈现多尺度的超细板条状和块状两种形态。
2.根据权利要求1所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢，其特征在于，所述超细板条状奥氏体组织的宽度为85nm～160nm，所述超细板条状铁素体组织的宽度为100nm～200nm。
3.根据权利要求1所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢，其特征在于，奥氏体的体积分数为43.5％～46.1％。
4.根据权利要求1所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢，其特征在于，所述中锰钢的化学成分及其质量百分比计为：C：0.25％～0.35％、Mn：7％～9％、Al：1.5％～2.5％、P≤0.005％、S≤0.007％、其余为Fe。
5.如权利要求1-4任意一项所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备方法，其特征在于，该方法按以下步骤进行：
步骤1：按成分配比冶炼、铸造，然后经锻造和热轧，得到热轧态中锰钢；
步骤2：将热轧态中锰钢加热至Ac3温度以下保温10min～15min，水淬至室温；
步骤3：进行奥氏体逆相变退火，得到基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢。
6.根据权利要求5所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备方法，其特征在于，步骤1中热轧过程为：将锻造后坯料加热至1100～1300℃，保温1h～3h，然后进行多道次热轧，空冷至室温。
7.根据权利要求6所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备方法，其特征在于，热轧开轧温度为1150℃，终轧温度900℃，经6道次热轧，累计压下率为90％～91％。
8.根据权利要求5所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备方法，其特征在于，步骤2中加热至740～780℃。
9.根据权利要求5所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备方法，其特征在于，步骤2后中锰钢的微观组织由奥氏体、铁素体和马氏体组成，其中奥氏体的体积分数为38.5％～39.5％。
10.根据权利要求5所述的一种基于部分奥氏体化的高强韧中锰钢的制备方法，其特征在于，步骤3中奥氏体逆相变退火的温度为620～660℃，保温时间为20min～40min。
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| CN108546812A (zh) * | 2018-05-14 | 2018-09-18 | 东北大学 | 一种高强中锰钢板的制备方法 |
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