CN115491614A - 一种强塑积大于60GPa·%奥氏体高锰钢及生产方法 - Google Patents

一种强塑积大于60GPa·%奥氏体高锰钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢，其组分及wt％为：C：0.7～1.2％，Mn：13.0～21.0％，Cr：3.0～4.0％，Al：1.0～1.5％，Si：0.05～0.3％，Cu：0.1～0.5％，S≤0.015％，P≤0.005％；生产方法：冶炼及浇注成坯；对板坯加热；热轧；冷却至室温后退火；在室温下冷轧至产品厚度；进行逆相变退火；冷却；自然冷却至室温。本发明通过合理的元素含量和退火工艺设计，大幅提高奥氏体含量的同时不损失其稳定性，使组织在变形过程中能够协调发生TRIP和TWIP效应。依上述步骤制备的奥氏体高锰钢的屈服强度为900～1200MPa，抗拉强度为1200～1600MPa，断后延伸率为40～55％，强塑积在60GPa·％以上。

Description

一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢及生产方法
技术领域
本发明涉及一种工程结构材料用钢及生产方法，具体属于一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢及生产方法。
背景技术
奥氏体钢(无磁)被应用于结构材料如超导器械、轨道交通、核聚变反应堆和一些电器材料方面。其应用领域还在逐渐增加。
目前，典型的无磁钢是奥氏体不锈钢。然而，由于其存在屈服强度低，尤其是对用于一些结构材料在受力时需要稳定的无磁性能时，则或许因形变诱导铁素体相变而展现出铁磁性，从而限制了其应用范围。因而奥氏体高锰钢应运而生，即用Mn元素取代昂贵的Ni元素。
在强化措施中，常用的固溶强化作用已达到极致。很多强化方法不能兼顾强度与塑性，往往是强度提高了，塑性却显著下降。而细化晶粒不仅能大幅度地提高强度，还能保持塑性基本不变或仅有小幅度下降，因此可以利用细化晶粒方法来提高强度。
现有技术的细化晶粒的方法，由于受制于设备及苛刻的工艺条件，使得细晶/超细晶奥氏体高锰钢的生产与制备十分困难，大大影响了后期的使用效果。等径角挤压法可以有效获取纳米晶或超细晶，但是该方法仅限于强度低、延展性好的材料。
通过冷轧结合退火工艺的方法来细化晶粒可以使其在不损害或较小损害塑性的前提下提高屈服强度，即在冷轧工艺后进行退火处理，经过不同的退火温度、保温时间、冷却速度工艺及方式的处理，会导致TWIP钢的平均晶粒尺寸、晶粒取向及微观组织等发生改变从而影响其力学性能。
经检索：
中国专利申请号为CN201310551550.8的文献，公开了一种《汽车用高锰钢及其制造方法》。钢的化学成分重量百分比如下：C：0.55～0.64％，Si：0～0.01％，Mn：23.5～24.4％，P：0～0.015％，Nb：0.45～0.54％，Als：0.02～0.06％，S：0～0.01％，N：0～0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。该发明通过优化钢的成分设计和控制生产工艺，采用了大压下率冷轧+退火工艺得到的Fe-Mn-C-Nb系TWIP钢具有较高的塑性(延伸率55％以上)，但是屈服强度较低(480～580MPa)无法满足工程结构材料用钢的需求。
中国专利申请号为CN201710903836.6的文献，公开了《一种高强塑积的低密度高锰钢》，该文献的低密度钢中Mn和Al的质量百分比之和>28％，制备步骤：冶炼、铸造、热轧(将铸坯加热到1150～1250℃并保温)、固溶处理、将铸坯在温度1000～1100℃下保温，进行淬火处理、冷轧(累计变形量为67％)、退火，最终制得强塑积大于50GPa·％的高锰钢。但是由于没有利用大压下量的轧制和合适的退火工艺，导致强塑积较低。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种通过合理成分配比和优化变形量及退火工艺，控制平均晶粒尺寸，精确调控奥氏体体积分数和稳定性，以及有效的TRIP和TWIP效应达到高加工硬化率，提高高锰钢的综合力学性能，实现屈服强度为900～1200MPa，抗拉强度为1200～1600MPa，断后延伸率为40～55％，强塑积在60GPa·％以上的奥氏体高锰钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.7～1.2％，Mn：13.0～21.0％，Cr：3.0～4.0％，Al：1.0～1.5％，Si：0.05～0.3％，Cu：0.1～0.5％，S≤0.015％，P≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；其金相组织为不低于体积比为90％的奥氏体，其余为马氏体；力学性能：屈服强度：900～1200MPa，抗拉强度：1200～1600MPa，断后延伸率：40～55％，强塑积≥60GPa·％。
优选地：C的重量百分比含量在0.76～1.15％。
优选地：Mn的重量百分比含量在13.6～20.3％。
优选地：Cr的重量百分比含量在3.15～3.85％。
一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢的生产方法，其步骤：
1)经冶炼及浇注成坯后的板坯厚度控制在50～80mm；
2)对板坯加热，其加热温度控制在1120～1200℃，并在此温度下保温120～180min；
3)进行热轧，控制轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1100℃，终轧温度在900～1000℃；控制热轧板厚度在5～8mm；
4)自然冷却至室温后进行退火，控制退火温度在至650～700℃，并在此温度下保温20～60min；并控制平均晶粒尺寸小于5μm；
5)再次自然冷却至室温后在室温状态下冷轧至产品厚度，并控制总压下率在60～90％；
6)进行逆相变退火，将冷轧板加热至650～850℃，并在此温度下保温1.5～5min；此退火后的金相组织按体积百分比为：90～100％的奥氏体，10～0％的马氏体；
7)进行冷却，在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃；
8)自然冷却至室温。
优选地：冷轧轧制总压下率在71～85％。
优选地：所述逆相变退火的加热温度在700～800℃，保温时间1.5～3min。
其在于：当采用注坯厚度不低于100mm时，要将注坯加热至1100～1250，℃并在此温度下保温120～180min；再锻压至50～80mm厚，经自然冷却至室温后进行板坯加热等后工序。
本发明中各原料及主要工艺的作用及机理
C：C是高锰钢中重要的固溶强化元素，是最经济、有效的强化元素。C含量设计偏低，则无法获得良好的固溶强化效果；但C含量过高则引起过大的晶格畸变或晶界上析出大的碳化物，降低了钢的塑性。因此从经济性和综合性能考虑，本发明中C百分含量控制范围为0.7～1.2％，优选地C的含量在0.76～1.15％。
Si：Si在高锰钢中起到固溶强化的作用，因其可以改变C在奥氏体中的溶解度，所以Si元素对高锰钢力学性能的影响比较复杂。Si元素的添加有利于高锰钢变形过程中形变孪晶的形成，但Si含量较高时会影响高锰钢热轧板的表面质量不利于产业化，需要严格控制其含量。因此，Si的含量范围控制在0.05～0.3％。
Mn：Mn是高锰钢中的主要合金元素，具有扩大奥氏体相区并稳定奥氏体组织的作用。当钢中C含量一定时，随着Mn含量的增加，其组织会由珠光体型逐渐转变为马氏体型并进一步转变为奥氏体型，促使钢在室温下形成单一的奥氏体组织。另外，Mn元素可以通过影响层错能而影响钢的变形机制，随着Mn含量增加，奥氏体钢的变形机制会由TRIP效应逐渐转变为TWIP效应。因此，Mn的含量范围控制在13.0～21.0％，优选地Mn的含量在13.6～20.3％。
P：由于钢中含有大量的Mn元素，会增大P在晶界的偏聚，弱化晶界，故P含量应尽可能降低。因此，P的含量范围应≤0.005％。
S：由于钢中含有大量的Mn元素，S在钢中易形成MnS，引起热脆，所以S含量越少越好。因此，S的含量范围应≤0.015％。
Al：Al在高锰钢中的作用是提高层错能，抑制马氏体相变的发生，有利于形变孪晶的形成，从而提高强塑性。有研究表明当Mn含量降低而添加Al会使TWIP钢的屈服强度增加但抗拉强度和伸长率下降。并且Al元素的添加会使TWIP钢变形后的形变孪晶更加均匀，避免应力集中。但当Al含量过量会导致抗拉强度降低并且在生产过程中会降低钢液的流动性，造成浇注水口堵塞，需要合理控制Al含量。因此，Al的含量范围控制在1.0～1.5％。
Cr：Cr是稳定性元素，有利于提高室温奥氏体的稳定性，并且是碳化物形成元素，当w(Cr)：w(C)大于3.5时，碳化物由网状的(Fe,Cr)3C转变为孤岛状的(Fe,Cr)7C3和(Fe,Cr)23C6使高锰钢获得很高的韧性。另外，Cr元素的加入可以有效提高高锰钢的抗腐蚀性和抗氧化性。因此，Cr的含量范围控制在3.0～4.0％，优选地Cr的含量在3.15～3.85％。
Cu：Cu作为奥氏体稳定元素，在奥氏体中有较高的固溶度。废钢中通常含有Cu元素，从而降低了原材料的要求，可以利用含铜的废钢材进行冶炼，扩大了冶炼工艺范围。Cu含量能够调节材料的层错能，从而调节材料的变形机制，优化材料的强韧性，经适当的退火工艺处理后，Cu合金化Fe-C-Mn系高锰钢的强韧积比未加Cu的Fe-C-Mn系高锰钢有较大幅度提高。因此，Cu的含量范围控制在0.1～0.5％。
本发明之所以控制板坯厚度在50～80mm，是由于为了达到工艺上所要求的总变形率以及最终产品厚度尺寸。
本发明之所以控制板坯加热温度在1120～1200℃，并在此温度下保温120～180min，是由于注坯或者锻坯存在一定的铸造或锻造缺陷，在此温度下可有效消除部分缺陷，为热轧做准备。且根据合金成分，加热到1120～1200℃可软化材料，提高轧机的变形能力，实现大压下量热轧，保温时间在120～180min方可保证坯料心部温度达到1080℃以上，但保温时间也不可过长，过长将导致材料晶粒粗大。
本发明之所以控制热轧轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1100℃，终轧温度在900～1000℃；控制热轧板厚度在5～8mm，是由于不低于90％的总压下率是由于可有效细化晶粒，温度的控制是由于在此温度下材料才可实现单次大变形量的轧制。
本发明之所以控制退火温度在650～700℃，并在此温度下保温20～60min；并控制平均晶粒尺寸小于5μm，是由于热轧后存在残余应力不利于下一步冷轧变形，所以需要退火处理，控制平均晶粒尺寸小于5μm是为了严格控制全程平均晶粒尺寸不会过大。
本发明之所以控制冷轧总压下率在60～90％，是由于大的总压下率能够产生极强的加工硬化，提高材料的强度。且由于大的总压下率冷轧将产生大量位错，位错缠结形成尺寸细小的位错胞，再经过下一步的退火处理可有效降低平均晶粒尺寸，实现细晶强化的作用。
本发明之所以控逆相变退火的冷轧板加热温度在650～850℃，并在此温度下保温1.5～5min；此退火后的金相组织按体积百分比为：90～100％的奥氏体，0～10％的马氏体，是由于退火可消除冷变形后的变形组织，部分位错、滑移带消失，部分马氏体逆相变为奥氏体，得到细小的近无缺陷等轴奥氏体晶粒。通过退火处理后，塑性得到了提升，同时由于平均晶粒尺寸细小，具有高塑性、高强度的优良力学性能特点。组织中可能存在的马氏体是由于冷变形而产生的，其含量受退火条件(温度和时间)的影响。
本发明之所以控制在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃，是由于要严格控制退火温度时长，若冷速过慢，高锰钢长时间处在高温状态后的晶粒将长大，细晶强化效果将减弱。
与现有技术相比：
1)本发明调控合金成分的依据为层错能的高低，通过精确Mn、C、Cr等元素含量确保TRIP和TWIP效应的协调发生，并且调整轧后的退火工艺参数以调控组织晶粒大小及奥氏体稳定性。
2)本发明通过合理的元素含量和退火工艺设计，大幅提高奥氏体含量的同时不损失其稳定性，使组织在变形过程中能够协调发生TRIP和TWIP效应。依上述步骤制备的奥氏体高锰钢的屈服强度为900～1200MPa，抗拉强度为1200～1600MPa，断后延伸率为40～55％，强塑积在60GPa·％以上。
3)本发明采用大压下量轧制—退火工艺，晶粒细化效果显著，可将奥氏体高锰钢的平均晶粒尺寸细化至1.4μm。
附图说明
图1为本发明实施例SEM显微组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例及对比例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产
1)经冶炼及浇注成坯后的板坯厚度控制在50～80mm；
2)对板坯加热，其加热温度控制在1120～1200℃，并在此温度下保温120～180min；
3)进行热轧，控制轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1100℃，终轧温度在900～1000℃；控制热轧板厚度在5～8mm；
4)自然冷却至室温后进行退火，控制退火温度在至650～700℃，并在此温度下保温20～60min；并控制平均晶粒尺寸小于5μm；
5)再次自然冷却至室温后在室温状态下冷轧至产品厚度，并控制总压下率在60～90％；
6)进行逆相变退火，将冷轧板加热至650～850℃，并在此温度下保温1.5～5min；此退火后的金相组织按体积百分比为：90～100％的奥氏体，10～0％的马氏体；
7)进行冷却，在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃；
8)自然冷却至室温。
表1本发明各实施例及对比例的化学成分列表(wt％)
Figure BDA0003871799580000081
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
Figure BDA0003871799580000082
续表2
Figure BDA0003871799580000091
表3本发明各实施例及对比例力学性能检测结果列表
Figure BDA0003871799580000092
从表3可以看出，按照本发明的生产方法生产获得的高锰钢(实施例1～10)具有很高的屈服强度(907～1189MPa)、抗拉强度(1282～1572MPa)和断后延伸率(40.9～54.9％)，表现出优良的强塑性综合力学性能。以上实施例采用合理的成分配比、冷轧总压下率、退火温度和退火时间等，可以有效降低高锰钢的平均晶粒尺寸，从而获得优良的综合力学性能，强塑积均大于60GPa·％。
本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (8)

1.一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.7～1.2％，Mn：13.0～21.0％，Cr：3.0～4.0％，Al：1.0～1.5％，Si：0.05～0.3％，Cu：0.1～0.5％，S≤0.015％，P≤0.005％，余量为Fe及不可避免的杂质；其金相组织为不低于体积比为90％的奥氏体，其余为马氏体；力学性能：屈服强度：900～1200MPa，抗拉强度：1200～1600MPa，断后延伸率：40～55％，强塑积≥60GPa·％。
2.如权利要求1所述的一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢，其特征在于：C的重量百分比含量在0.76～1.15％。
3.如权利要求1所述的一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢，其特征在于：Mn的重量百分比含量在13.6～20.3％。
4.如权利要求1所述的一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢，其特征在于：Cr的重量百分比含量在3.15～3.85％。
5.如权利要求1所述的一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢的生产方法，其步骤：
1)经冶炼及浇注成坯后的板坯厚度控制在50～80mm；
2)对板坯加热，其加热温度控制在1120～1200℃，并在此温度下保温120～180min；
3)进行热轧，控制轧制总压下率不低于90％，开轧温度不低于1100℃，终轧温度在900～1000℃；控制热轧板厚度在5～8mm；
4)自然冷却至室温后进行退火，控制退火温度在至650～700℃，并在此温度下保温20～60min；并控制平均晶粒尺寸小于5μm；
5)再次自然冷却至室温后在室温状态下冷轧至产品厚度，并控制总压下率在60～90％；
6)进行逆相变退火，将冷轧板加热至650～850℃，并在此温度下保温1.5～5min；此退火后的金相组织按体积百分比为：90～100％的奥氏体，10～0％的马氏体；
7)进行冷却，在冷却速度为50～80℃/s下水冷至120～150℃；
8)自然冷却至室温。
6.根据权利要求5所述的一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢的生产方法，其特征在于：冷轧轧制总压下率在71～85％。
7.根据权利要求1所述的一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢的生产方法，其特征在于：所述逆相变退火的加热温度在700～800℃，保温时间1.5～3min。
8.根据权利要求5所述的一种强塑积大于60GPa·％奥氏体高锰钢的生产方法，其特征在于：当采用注坯厚度不低于100mm时，要将注坯加热至1100～1250℃，并在此温度下保温120～180min；再锻压至50～80mm厚，经自然冷却至室温后进行板坯加热等后工序。
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