CN115198191B

CN115198191B - 一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法

Info

Publication number: CN115198191B
Application number: CN202210880595.9A
Authority: CN
Inventors: 定巍; 李岩; 冯继科; 张光莹
Original assignee: Inner Mongolia University of Science and Technology
Current assignee: Inner Mongolia University of Science and Technology
Priority date: 2022-07-25
Filing date: 2022-07-25
Publication date: 2022-12-23
Anticipated expiration: 2042-07-25
Also published as: CN115198191A

Abstract

本发明公开了一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，属于金属材料技术领域。从设计组织的角度出发，得到残余奥氏体稳定性具有明显差异的退火组织，从而改善冷轧低碳中锰钢的力学性能。残余奥氏体的稳定性主要与化学成分Mn元素、组织形貌、晶粒尺寸等相关，本发明通过两步热处理，首先得到含珠光体+马氏体预处理组织，Mn元素在其中梯度分布。随后利用Mn元素扩散较慢的特点，通过短暂临界退火得到两种不同化学成分、组织形貌、晶粒尺寸的残余奥氏体。其一为珠光体转变生成的高锰、薄膜状残余奥氏体，其二为马氏体逆转变生成的中锰、块状残余奥氏体，从而实现奥氏体稳定性差异化的控制，得到一种低屈服强度低屈服延伸的中锰钢加工工艺。

Description

一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法

技术领域

本发明属于金属材料技术领域，尤其涉及一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，进而获取一种锰含量差异化分布的中锰TRIP钢。

背景技术

目前的研究表明，冷轧低碳钢虽然经过退火后力学性能得到了很大提升，然而也存在着一系列问题等待解决。例如工程应力应变曲线出现较长的屈服平台，也就是屈服延伸。屈服延伸导致其在应力应变曲线上表现出明显的上下屈服点，并在下屈服点应力水平下继续变形。伴随着钢板表面产生条带状褶皱，这种现象称之为吕德斯带，是由于在拉伸过程中局部突然屈服产生不均匀变形，而在试样表面出现与拉伸轴呈45°角的粗糙皱纹。目前普遍认为屈服延伸的产生原因是在低碳钢中的位错被C、N原子钉扎，形成了柯垂尔气团。然而在塑性变形过程中，位错必须挣脱柯垂尔气团的钉扎才能继续运动，需要更大的驱动力才能引起屈服（出现上屈服点）；当位错挣脱掉柯垂尔气团的钉扎作用后可以在较小的应力下继续运动（出现下屈服点），即材料在低应力下继续变形。在实际生产过程中，如果试验钢的工程应力应变曲线存在明显的“锯齿平台”，即明显的“屈服延伸”，则说明材料在加工过程中存在明显的吕德斯带。吕德斯带的存在导致产品的表明质量大幅下降，导致冲压件等产品出现大量的次品和废品。因此，在生产过程中应尽可能避免其出现。

在冷轧低碳中锰TRIP钢中，残余奥氏体发生马氏体相变可提高局部的加工硬化效果，延缓局部颈缩等。但同时也会产生一系列不利影响，例如空洞、吕德斯带等。因此，为了避免马氏体集中相变带来的不利影响，最可能地发挥马氏体相变的积极作用，要避免马氏体相变的集中发生。希望残余奥氏体要在一个较宽的应变范围内陆续发生转变。研究表明，组织中不同稳定性的奥氏体在变形过程中呈现出不同转变方式：次稳定奥氏体在变形初期快速发生转变；稳定的奥氏体在变形中后期缓慢的发生转变。变形初期发生的TRIP效应不仅可以提高变形初始阶段的加工硬化能力，还避免屈服延伸，有助于缓解低碳中锰钢的吕德斯带应变；而在变形中后期相变的奥氏体，能实现大应变范围内的TRIP效应，这将有助于进一步改善低碳中锰钢的力学性能。这就要求组织中残余奥氏体的稳定性有较大的差异。

例如，现有技术一，申请号：CN202210274781.8，公开号：CN114672632A，公开了一种44GPa•%高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法，其技术方案如下：

“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”。

例如，现有技术二，申请号：CN202210048893.1，公开号：CN114540600A，公开了一种增加中锰钢奥氏体含量和稳定性的制备方法，其技术方案如下：

“本发明的第一个目的是提供一种增加中锰钢奥氏体含量和稳定性的制备方法，包括以下步骤，

(1)将中锰钢一次加热至温度超过Ac1后保温8-12min，再冷却至临界区保温1-2min；所述临界区的温度为t1，Mf≤t1≤Ms；

(2)二次加热至变形区，以0.1-0.2/s的应变速度变形，后冷却至20-40℃；所述变形区的温度为t2，Ms≤t2≤Ms+50℃；

(3)三次加热至两相区，保温20-60min，后冷却至20-40℃；所述两相区的温度为t3，Ac1≤t3≤Ac3。

在本发明的一个实施例中，在步骤(1)中，所述一次加热的速率为10-30℃/min；所述冷却的速率≥10℃/s。

在本发明的一个实施例中，经过步骤(1)得到马氏体和奥氏体的混合物。

在本发明的一个实施例中，在步骤(2)中，所述二次加热的速率为10-30℃/min；所述冷却的速率≥10℃/s。

在本发明的一个实施例中，在步骤(2)中，所述变形的量为40-60％。变形是用Gleeble试验机设置好应变速度，进行应变操作。

在本发明的一个实施例中，经过步骤(2)中的轧制变形可以在微观结构中引入高位错密度，得到马氏体+高位错密度奥氏体(稳定性好)。冷却使得一部分稳定性不好的奥氏体会转变成一次马氏体，细化了组织。

在本发明的一个实施例中，在步骤(3)中，所述三次加热的速率为10-30℃/min；所述冷却的速率为≥10℃/s。

在本发明的一个实施例中，经过步骤(3)一部分马氏体逆转变成奥氏体，提高奥氏体体积分数，最终得到组织更加细化、体积分数更高以及稳定性更好的奥氏体，保证TRIP效应充分发挥，得到综合性能优异的中锰钢。

在本发明的一个实施例中，所述Mf马氏体转变结束温度；所述Ms为马氏体转变开始温度；所述Ac1为奥氏体转变开始温度；所述Ac3为奥氏体转变结束温度；所述Mf、Ms、Ac1和Ac3通过热膨胀实验测得。

在本发明的一个实施例中，所述热膨胀实验是用直径6mm，长度为20mm的圆柱中锰钢，以10℃/min加热至850℃保温10min中，随后以-10℃/min冷却至20-40℃，得到圆柱体直径随温度变化的膨胀曲线，对曲线采用切线法得到Mf、Ms、Ac1和Ac3的相变温度点。

本发明的第二个目的是提供一种所述方法制备的中锰钢。

在本发明的一个实施例中，所述中锰钢的化学成分组成及其质量百分比为：碳0.1-0.3％、锰4-6％、铜1.5-2.5％、镍3-3.6％、铝0-1％，钛0-1％，硅0-1％，余量为铁和其他不可避免的杂质。

在本发明的一个实施例中，所述中锰钢的厚度为1-4mm”。

结合上述现有技术，得出如下问题：

在不添加合金元素的前提下，如何提高中锰钢组织中奥氏体的碳、锰元素浓度，进而容易获得珠光体+马氏体的预处理组织。

如何控制临界区的奥氏体化相变进程和元素的扩散（Mn元素）。

如何明确不同稳定性奥氏体在变形过程中的相变行为，并对其力学性能的贡献进行评价。

发明内容

本申请提供了一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，解决上述提出的问题，同时得到具有较低屈服强度和屈服延伸率的TRIP钢。本技术从相变路径和组织控制出发，经过理论分析和实验研究表明有以下优势：通过热力学指导，利用临界区温度来调控铁素体和奥氏体比例，进而合理调控奥氏体中化学元素富集，使其更容易部分发生珠光体转变获得珠光体组织；通过控制相变温度和时间来控制珠光体相变进程，使得部分奥氏体法神珠光体转变，剩余未发生转变的奥氏体在随后的冷却过程中转变为马氏体，从而实现锰浓度在预处理组织中的差异化分布；短暂临界退火后，珠光体转变为仍保留珠光体片层结构的奥氏体，其与马氏体逆转变生成的块状奥氏体稳定性明显具有差异性，从而实现对低碳中锰钢中奥氏体稳定性的差异化设计。

本发明的技术方案是：

一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，包括以下步骤：

（1）将中锰钢冷轧板加热至临界区温度，保温5min，得到部分奥氏体化的中锰钢；

（2）将所述的步骤（1）得到的中锰钢加热至保温温度，保温，淬火冷却得到淬火钢；

（3）将所述的步骤（2）得到的淬火钢加热至临界区温度，退火，空冷得到中锰TRIP钢。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（1）中所述的中锰冷轧板，包括以下质量含量的组分：C 0.1～0.3wt%，Si 0.5～3wt%，Mn 3～10wt%，Al 0.5～2wt%和余量的Fe。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（1）中所述的加热的升温速率为2～20℃/s；

步骤（1）中所述的临界区温度为650～900℃。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（2）中所述的保温温度为500～600℃；

步骤（2）中所述的保温的时间为2～6h。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（2）中所述的淬火冷却的速率高于马氏体相变的临界冷速。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（2）中所述的淬火冷却的终止温度为25℃。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（3）中所述的退火的温度为700～760℃。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（3）中所述的退火的时间为1～10min。

上述所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，

步骤（3）中所述的空冷的冷却速度为5～10℃/s。

上述所述的制备方法制备得到的中锰钢，所述的中锰钢的微观组织包括铁素体、马氏体、珠光体和两种不同稳定性的残余奥氏体。

本发明的有益效果：

通过设计稳定性具有差异的奥氏体，使得奥氏体可以在变形的不同阶段持续发生马氏体相变，从而降低中锰钢的屈服强度和屈服延伸，优化中锰钢力学性能，这是本技术的一个创新点。

本技术通过构造锰浓度差异化分布的多相预处理组织（珠光体、马氏体及铁素体）。利用多相组织奥氏体化过程中热力学条件的差异及锰元素扩散慢的特点，设计合适的临界退火工艺来控制预处理组织的奥氏体化进程。从而在低碳中锰钢中实现不同稳定性奥氏体的调控：稳定奥氏体（高锰含量，薄膜状奥氏体，源自珠光体）和次稳定奥氏体（适度锰含量，源自马氏体）。这是本技术在组织调控上的重要创新点。

在预处理过程中利用临界区保温加低温回火的思路来调整奥氏体成分、控制马氏体相变和珠光体相变，在低碳中锰钢中获得含珠光体、马氏体和铁素体的多相预处理组织，在临界退火前进行锰浓度分布差异化的控制。这是本技术在组织调控的又一个创新点。

附图说明

图1为本发明实施例1得到的中锰TRIP钢的微观组织图；

图2为本发明实施例1得到的中锰TRIP钢的拉伸应力应变曲线；

图3为本发明实施例2得到的中锰TRIP钢的微观组织图；

图4为本发明实施例2得到的中锰TRIP钢的拉伸应力应变曲线；

图5为本发明实施例3得到的中锰TRIP钢的微观组织图；

图6为本发明实施例3得到的中锰TRIP钢的拉伸应力应变曲线。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明技术方案做进一步详细描述，所述是对本发明的解释而不是限定。

实施例1

按照如下重量百分数：C：0.2%；Mn：5%； Si：0.5%；Al：1.5%；其余为Fe 和其它不可避免杂质，在50Kg中频感应熔炼炉冶炼，浇铸冷却后开坯锻造成60mm厚的钢坯。钢坯在箱式加热炉中随炉加热至1200℃保温1.5h，经5道次热轧后冷却至600℃保温1.5h，然后空冷至室温。热轧板为3mm厚的钢板，热轧后酸洗，最终经热轧机多道轧制成1.4mm厚的钢板，然后进行热处理。

对所述冷硬板进行热处理工艺：首先在800℃温度下等温保持5min，随后在550℃温度下等温保持2h，然后淬火到室温。之后在730℃等温保持3min，随后空冷到室温。对得到的中锰TRIP钢板进行力学性能测试，其中拉伸应力应变曲线如图2所示：屈服强度Rp0.2＝673 MPa，抗拉强度Rm＝1020MPa，延伸率A50mm＝30.5%，强塑积＝31110 MPa·%，屈强比=0.66。

并且对得到中锰TRIP钢板进行微观组织观察，微观组织图如图1所示，由图1可知，制备得到中锰TRIP钢板的组织结构包括铁素体、残余奥奥氏体，其中各组织结构的体积分数分别为铁素体73.33%，残余奥氏体26.67%。

实施例2

对所述冷硬板进行热处理工艺：首先在800℃温度下等温保持5min，随后在550℃温度下等温保持2h，然后淬火到室温。之后在730℃等温保持5min，随后空冷到室温。对得到的中锰TRIP钢板进行力学性能测试，其中拉伸应力应变曲线如图4所示：屈服强度Rp0.2＝641MPa，抗拉强度Rm＝1010MPa，延伸率A50mm＝33%，强塑积＝33330 MPa·%，屈强比=0.63。同时，工艺参数条件如下：800℃-5min+550℃-2h+730℃-5min，如图4所示，其组织由凸起的铁素体相和下凹的残余奥氏体相组成，残余奥氏体呈现出块状和薄膜状两种形貌，其中块状的残余奥氏体分布于铁素体之间，晶粒细小,其平均晶粒尺寸约为1.01μm，而薄膜状的残余奥氏体与铁素体相间，呈片层状，其宽度约为0.15μm。

并且对得到中锰TRIP钢板进行微观组织观察，微观组织图如图3所示，由图3可知，制备得到中锰TRIP钢板的组织结构包括铁素体、残余奥奥氏体，其中各组织结构的体积分数分别为铁素体71.89%，残余奥氏体28.11%。

实施例3

对所述冷硬板进行热处理工艺：首先在800℃温度下等温保持5min，随后在550℃温度下等温保持2h，然后淬火到室温。之后在730℃等温保持7min，随后空冷到室温。对得到的中锰TRIP钢板进行力学性能测试，其中拉伸应力应变曲线如图6所示：屈服强度Rp0.2＝675MPa，抗拉强度Rm＝1120MPa，延伸率A50mm＝26.5%，强塑积＝29680MPa·%，屈强比=0.60。

并且对得到中锰TRIP钢板进行微观组织观察，微观组织图如图5所示，由图5可知，制备得到中锰TRIP钢板的组织结构包括铁素体、残余奥奥氏体，其中各组织结构的体积分数分别为铁素体74.25%，残余奥氏体25.75%。

以上内容是结合具体实施方式对本发明作进一步详细说明，不能认定本发明具体实施只局限于这些说明，对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明的构思的前提下，还可以做出若干简单的推演或替换，都应当视为属于本发明所提交的权利要求书确定的保护范围。

Claims

1.一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

包括以下步骤：

（2）将所述的步骤（1）得到的中锰钢加热至保温温度500～600℃，保温，淬火冷却得到淬火钢；

2.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

步骤（1）中所述的中锰钢冷轧板，包括以下质量含量的组分：C 0.1～0.3wt%，Si 0.5～3wt%，Mn 3～10wt%，Al 0.5～2wt%和余量的Fe。

3.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

步骤（1）中所述的加热的升温速率为2～20℃/s；

步骤（1）中所述的临界区温度为650～900℃。

4.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

步骤（2）中所述的保温的时间为2～6h。

5.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

6.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

步骤（2）中所述的淬火冷却的终止温度为25℃。

7.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

步骤（3）中所述的退火的温度为700～760℃。

8.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

步骤（3）中所述的退火的时间为1～10min。

9.根据权利要求1所述的低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法，其特征在于：

步骤（3）中所述的空冷的冷却速度为5～10℃/s。

10.根据权利要求1-9任一项所述的制备方法制备得到的中锰钢，其特征在于：

经过步骤（1）和（2）的所述中锰钢的微观组织包括铁素体、马氏体、珠光体和两种不同稳定性的残余奥氏体。