CN115323252A - 一种超高强高塑中锰钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
一种超高强高塑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高塑中锰钢冷轧过程生产周期长导致生产效率低，以及强度和塑性不够高的技术问题。本发明的方法：S1：通过冶炼、铸造、锻造，制得中锰钢铸坯；S2：对中锰钢铸坯进行热轧，得到热轧态板材；S3：将热轧态板材加热至两相区保温一段时间，然后进行轧制，轧制后水冷至室温，得到中锰钢温轧板；S4：将中锰钢温轧板再次加热到临界区进行退火，得到超高强高塑中锰钢。所得超高强高塑中锰钢微观组织由超细晶铁素体和超细晶奥氏体两相组织组成，其中超细晶铁素体和超细晶奥氏体均呈层状和等轴状两种形态，强塑积达60～70GPa％。
Description
技术领域
本发明属于高性能汽车钢技术领域，具体涉及一种超高强高塑中锰钢及其制备方法。
背景技术
近年来，基于汽车轻量化、安全、环保和节能减排等当前汽车制造业的考虑，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。以中锰钢(Mn含量为4～12％)为典型代表的第三代汽车用钢，在降低生产成本的同时满足汽车用钢的性能要求，具有广阔的发展前景和突出的竞争优势。
中锰钢优异的力学性能主要来源于残余奥氏体提供的相变诱导塑性(TRIP)效应,即亚稳态奥氏体在变形过程中转变为马氏体，增强额外的加工硬化，从而提高材料的强度和塑性。中锰钢基本采用热轧或冷轧再结合后续工艺来形成微米或亚微米级的奥氏体和铁素体双相组织。然而，热轧板表面质量较差，热轧后组织基本为马氏体，由于马氏体组织变形抗力大，在室温直接进行冷轧时通常比较困难，并且冷轧时轧机将会承受较高载荷，增加对轧辊的磨损。因此，往往需要在冷轧前进行较长时间的软化退火处理，工艺繁琐且成本较高，影响生产效率。另外，冷轧中锰钢在变形时往往会出现较长的吕德斯带导致板材表面质量下降，该问题大大限制了中锰钢的实际应用。
发明内容
本发明为解决目前现有高强高塑中锰钢冷轧过程生产周期长导致生产效率低，以及强度和塑性不够高的技术问题，提供了一种超高强高塑中锰钢及其制备方法。
本发明的一种超高强高塑中锰钢的制备方法按以下步骤进行：
S1：通过冶炼、铸造、锻造，制得中锰钢铸坯；
S2：对中锰钢铸坯进行热轧，得到热轧态板材；
S3：将热轧态板材加热至两相区保温一段时间，然后进行轧制，轧制后水冷至室温，得到中锰钢温轧板；
S4：将中锰钢温轧板再次加热到临界区进行退火，得到超高强高塑中锰钢。
进一步限定，S1中中锰钢的化学成分及其质量百分含量为：C：0.26％、Mn：7.9％、Al：1.8％、Si：0.02％、P≤0.005％、S≤0.007％、余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步限定，S2中热轧过程：先将中锰钢铸坯加热至1150-1250℃保温1-3h，再进行轧制，开轧温度为1150-1250℃，终轧温度为800-1000℃，经5-7道次轧制，累计压下率为85-90％。
进一步限定，S3中两相区温度为680-720℃，保温15-25min。
进一步限定，S3中轧制4-6道次，累计压下率为50～60％。
进一步限定，S4中临界区温度为620～650℃，保温25-35min。
本发明的一种按上述制备方法制得的超高强高塑中锰钢。
进一步限定，超高强高塑中锰钢微观组织由超细晶铁素体和超细晶奥氏体两相组织组成，其中超细晶铁素体和超细晶奥氏体均呈层状和等轴状两种形态。
更进一步限定，层状铁素体宽度为80-200nm，等轴状铁素体尺寸为0.1-0.5μm，层状奥氏体宽度为100-300nm，等轴状奥氏体尺寸为0.1-0.6μm。
进一步限定，超高强高塑中锰钢中奥氏体体积分数为50～60％。
进一步限定，超高强高塑中锰钢的抗拉强度为1200-1300MPa，断后延伸率为50-60％，强塑积达60～70GPa％。
本发明与现有技术相比具有的优点：
本发明提供了一种低成本的超高强度高塑性中锰钢及其制备方法，通过两相区轧制代替热轧和冷轧的工艺设计，配合后续临界区退火，制备出具有超细晶的层状和等轴状残余奥氏体和铁素体的异质双相微观组织，获得超高强高塑的低成本中锰钢，满足汽车产业节约能源，降低能耗，轻量化和提高碰撞安全性的目标要求。具体优点如下：
1)本发明制备的超高强高塑中锰钢为常规锰钢合金体系，无需添加额外的合金元素，原材料成本低廉。
2)本发明的制备方法避免了中锰钢冷轧过程生产周期长导致生产效率低等问题，同时兼具冷轧精度高和表面光洁的特点，节约能源，这对于投入实际成产有重要的实用价值。
3)本发明的制备方法采用两相区温轧的工艺能够减小板材在轧制过程中的变形抗力，即温轧的可塑性和强度损失小，而生产成本和工艺难度明显低，更加节能环保。
4)本发明通过两相区轧制使得奥氏体逆相变和动态再结晶同时发生，以此引入均匀且精细的奥氏体和铁素体双相组织，之后进行临界区退火，进一步细化和调控奥氏体组织形貌和分布状态，使其在变形过程中能够发生充分的TRIP效应，实现兼具超高强度和高塑性的中锰钢，强塑积高达65GPa％，明显优于现有类似成分中锰钢。
附图说明
图1是本发明超高强高塑中锰钢的工艺设计路线示意图；
图2a是本发明实施例1中中锰钢温轧板的组织形貌；
图2b是本发明实施例1得到的超高强高塑中锰钢的组织形貌；
图3是本发明实施例1和对比例的中锰钢的XRD图谱；
图4是本发明实施例1和对比例的中锰钢的工程应力应变曲线图。
图5a是本发明对比例1中S3后的组织形貌；
图5b是本发明对比例1得到的高强韧中锰钢的组织形貌。
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。
下述实施例中所用的术语“包含”、“包括”、“具有”、“含有”或其任何其它变形，意在覆盖非排它性的包括。例如，包含所列要素的组合物、步骤、方法、制品或装置不必仅限于那些要素，而是可以包括未明确列出的其它要素或此种组合物、步骤、方法、制品或装置所固有的要素。
当量、浓度、或者其它值或参数以范围、优选范围、或一系列上限优选值和下限优选值限定的范围表示时，这应当被理解为具体公开了由任何范围上限或优选值与任何范围下限或优选值的任一配对所形成的所有范围，而不论该范围是否单独公开了。例如，当公开了范围“1至5”时，所描述的范围应被解释为包括范围“1至4”、“1至3”、“1至2”、“1至2和4至5”、“1至3和5”等。当数值范围在本文中被描述时，除非另外说明，否则该范围意图包括其端值和在该范围内的所有整数和分数。在本申请说明书和权利要求书中，范围限定可以组合和/或互换，如果没有另外说明这些范围包括其间所含有的所有子范围。
本发明要素或组分前的不定冠词“一种”和“一个”对要素或组分的数量要求(即出现次数)无限制性。因此“一个”或“一种”应被解读为包括一个或至少一个，并且单数形式的要素或组分也包括复数形式，除非所述数量明显只指单数形式。
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：本实施例的一种超高强高塑中锰钢的制备方法按以下步骤进行：
S1：按中锰钢的化学成分及其计量比取料，然后采用真空感应炉进行冶炼，冶炼后依次经铸造、锻造，制得100mm×60mm×80mm的中锰钢铸坯；
其中，中锰钢的化学成分及其质量百分含量为：C：0.26％、Mn：7.9％、Al：1.80％、Si：0.02％，P＜0.005％、S：0.007％、余量为Fe和不可避免的杂质；
S2：采用Φ450双辊高刚度轧机对中锰钢铸坯进行热轧，将中锰钢铸坯加热至1200℃保温2h再进行轧制，开轧温度为1150℃，终轧温度为900℃，经6道次轧制，累计压下量约为90％，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的热轧态板材；
S3：将热轧态板材加热至700℃保温20min，然后进行轧制，轧制5道次，总压下率为60％，轧制后水冷至室温，得到厚度为3.5mm的中锰钢温轧板，其微观组织如图2(a)所示，从图2(a)可以看出，温轧板的微观组织为层状和等轴状的奥氏体和铁素体复相组织，其中奥氏体的体积百分比为50.1％；
S4：将中锰钢温轧板再次加热到640℃保温30min进行退火，水淬至室温，得到超高强高塑中锰钢，其微观组织如图2(b)所示，从图2(b)可以看出，所得超高强高塑中锰钢的微观组织由超细晶铁素体和超细晶奥氏体两相组织组成，其中超细晶铁素体呈层状和等轴状两种形态，超细晶奥氏体呈层状和等轴状两种形态，层状铁素体宽度为80-200nm，等轴状铁素体尺寸为0.1-0.5μm，层状奥氏体宽度为100-300nm，等轴状奥氏体尺寸为0.1-0.6μm，奥氏体的体积百分比为57.1％，其XRD测试结果如图3所示。
对实施例1所制备的超高强高塑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，其中奥氏体发生持续的TRIP效应相变为马氏体。力学性能结果如表1所示，工程应力应变曲线如图4所示，其抗拉强度为1216.3MPa，总延伸率为53.44％，强塑积为64.8GPa％，显著超过报道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：本实施例的一种高强韧中锰钢的制备方法按以下步骤进行：
S1：按中锰钢的化学成分及其计量比取料，然后采用真空感应炉进行冶炼，冶炼后依次经铸造、锻造，制得100mm×60mm×80mm的中锰钢铸坯；
其中，中锰钢的化学成分及其质量百分含量为：C：0.26％、Mn：7.9％、Al：1.80％、Si：0.02％，P＜0.005％、S：0.007％、余量为Fe和不可避免的杂质；
S2：采用Φ450双辊高刚度轧机对中锰钢铸坯进行热轧，将中锰钢铸坯加热至1200℃保温2h再进行轧制，开轧温度为1150℃，终轧温度为900℃，经6道次轧制，累计压下量约为90％，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的热轧态板材；
S3：将热轧态板材加热至820℃保温10min，然后进行轧制，水淬至室温，其微观组织如图5(a)所示，从图5(a)可以看出，微观组织几乎为全马氏体，带有少量的残余奥氏体；
S4：再次加热到640℃保温30min进行退火，水淬至室温，得到高强韧中锰钢，其微观组织如图5(b)所示，从图5(b)可以看出，所得高强韧中锰钢的微观组织为奥氏体和铁素体两相组织，所述奥氏体和铁素体的组织形貌为层状和块状两种形态，其中奥氏体的体积分数百分比为43.5％，其XRD测试结果如图3所示。
对对比例1所制备的中锰钢进行力学性能测试，以10-3/s的应变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1000.1MPa，总延伸率为43.1％，强塑积为43.1GPa％，工程应力应变曲线如图4所示。
表1实施例1和对比例1的中锰钢的力学性能
| 屈服强度(MPa) | 抗拉强度(MPa) | 总延伸率(％) | 强塑积(GPa％) | |
| 实施例1 | 891.5 | 1216.3 | 53.4 | 64.8 |
| 对比例1 | 763.5 | 1000.1 | 43.1 | 43.1 |
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，这些具体实施方式都是基于本发明整体构思下的不同实现方式，而且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书的保护范围为准。
Claims (10)
1.一种超高强高塑中锰钢的制备方法，其特征在于，该方法按以下步骤进行：
S1：通过冶炼、铸造、锻造，制得中锰钢铸坯；
S2：对中锰钢铸坯进行热轧，得到热轧态板材；
S3：将热轧态板材加热至两相区保温一段时间，然后进行轧制，轧制后水冷至室温，得到中锰钢温轧板；
S4：将中锰钢温轧板再次加热到临界区进行退火，得到超高强高塑中锰钢。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S2中热轧过程：先将中锰钢铸坯加热至1150-1250℃保温1-3h，再进行轧制，开轧温度为1150-1250℃，终轧温度为800-1000℃，经5-7道次轧制，累计压下率为85-90％。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S3中两相区温度为680-720℃，保温15-25min。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S3轧制4-6道次，累计压下率为50～60％。
5.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，S4中临界区温度为620～650℃，保温25-35min。
6.权利要求1-5任一项所述的制备方法制得的超高强高塑中锰钢。
7.根据权利要求6所述的超高强高塑中锰钢，其特征在于，超高强高塑中锰钢微观组织由超细晶铁素体和超细晶奥氏体两相组织组成，其中超细晶铁素体和超细晶奥氏体均呈层状和等轴状两种形态。
8.根据权利要求7所述的超高强高塑中锰钢，其特征在于，层状铁素体宽度为80-200nm，等轴状铁素体尺寸为0.1-0.5μm，层状奥氏体宽度为100-300nm，等轴状奥氏体尺寸为0.1-0.6μm。
9.根据权利要求7所述的超高强高塑中锰钢，其特征在于，超高强高塑中锰钢中奥氏体体积分数为50～60％。
10.根据权利要求7所述的超高强高塑中锰钢，其特征在于，超高强高塑中锰钢的抗拉强度为1200-1300MPa，断后延伸率为50-60％，强塑积达60～70GPa％。
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