CN116426835A - 一种低锰含量的高强twip钢及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种低锰含量的高强TWIP钢及其制备方法和应用，本发明通过降低Mn含量以及添加Si元素，以降低层错能，促使所述高强TWIP钢在细晶粒尺寸时逐渐产生大量细小、密集的形变孪晶组织，在孪晶强化和细晶强化耦合作用下，获得优异力学性能；且降低所述高强TWIP钢中Mn元素含量能够减少炼钢过程锰铁合金的添加量，降低钢材成本；同时，Mn含量降低还有利于简化所述高强TWIP钢的冶炼和连铸工序，优化所述高强TWIP钢冶炼质量，有利于促进所述高强TWIP钢在汽车工业中的广泛应用。
Description
技术领域
本发明涉及钢材料领域，尤其涉及一种低锰含量的高强TWIP钢及其制备方法和应用。
背景技术
近年来，汽车工业发展迅猛，但随之而来的能源短缺、环境污染等问题日益严重。车身轻量化设计，既在保证车辆安全性的前提下降低车身自重，是应对以上问题的有效手段。使用更高强度的汽车钢代替原来强度相对较低的“软钢”(如IF钢、Mild钢)，减少钢材用量，是实现汽车轻量化的有效途径，高强钢是汽车用钢发展的一个必然趋势。在此背景下，高锰奥氏体孪晶诱发塑性(Twining Induced Plasticity-TWIP)钢应运而生，并以其较高的强度(UTS≥800MPa)，出色的塑性(δ≥60％)，良好的成形性和优良的撞击能量吸收能力受到人们广泛关注，被认为是新一代汽车用钢的有力竞争者。
TWIP钢拉伸变形过程中逐渐产生的形变孪晶组织，阻碍位错运动降低位错平均自由程，是TWIP钢具有优越力学性能的主要原因。而孪晶的生成主要受晶粒尺寸和层错能的影响。Ueji和Dini等人研究了晶粒尺寸对Fe-31Mn-3Al-3Si TWIP钢拉伸性能的影响，结果显示：随着晶粒尺寸的减小，TWIP钢的屈服强度和抗拉强度显著升高，但塑性大幅下降；微观组织观察发现，细晶粒钢变形组织中形变孪晶数量很少，晶粒细化抑制孪晶产生是其塑性降低的主要原因。因此，如何避免晶粒细化抑制孪晶现象的产生，以获得优异力学性能的高强TWIP钢是亟需解决的技术问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种低锰含量的高强TWIP钢及其制备方法和应用，本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢，具有细小奥氏体晶粒，层错能低，使得其在拉伸等加工过程中，逐渐产生大量细小、密集的形变孪晶组织，提高了其加工硬化能力，延迟塑性失稳的出现，使所述低锰含量的高强TWIP钢具有优异的力学性能。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种低锰含量的高强TWIP钢，按质量百分比计，所述低锰含量的高强TWIP钢包括如下组分：C 0.3％～0.9％，Mn 10％～17％，Si0.2％～0.8％，P≤0.015％，S≤0.009％和余量的Fe。
本发明还提供了上述技术方案所述低锰含量的高强TWIP钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将Fe粉末、Mn粉末、C粉末和Si粉末作为合金原料；
将所述合金原料置于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，得到冶炼钢水；
将所述冶炼钢水进行浇铸得到铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的铸锭依次进行第一均匀化处理和热锻，得到钢坯；
(3)将所述步骤(2)得到的钢坯依次进行第二均匀化处理和热轧，得到热轧钢板；
(4)将所述步骤(3)得到的热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到冷轧钢板；
(5)将所述步骤(4)得到的冷轧钢板依次进行再结晶退火处理和水淬，得到低锰含量的高强TWIP钢。
优选地，所述步骤(1)中Fe粉末、Mn粉末、C粉末和Si粉末的纯度独立地≥99.9％。
优选地，所述步骤(1)中真空熔炼的温度为1500～1600℃，所述真空熔炼的时间为28～35min。
优选地，所述步骤(2)中第一均匀化处理的温度为1100～1300℃，所述第一均匀化处理的时间为3～5h。
优选地，所述步骤(3)所述第二均匀化处理的温度为1100～1300℃，所述第二均匀化处理的时间为0.3～1.5h。
优选地，所述步骤(3)中热轧的方式为利用轧机进行5道次轧制，所述热轧的开轧温度为1100～1200℃，所述热轧的终轧温度＞900℃。
优选地，所述步骤(4)中冷轧的方式为利用四辊冷轧机依次进行10道次轧制和1道次平整轧制，所述冷轧的轧下量为45～55％。
优选地，所述步骤(5)再结晶退火处理为550～1000℃，保温时间为20～40min。
本发明还提供了上述技术方案所述的低锰含量的高强TWIP钢或所述制备方法制备得到的低锰含量的高强TWIP钢在汽车用钢中的应用。
本发明提供了一种低锰含量的高强TWIP钢，包括如下质量含量的组分：C 0.5％～0.8％，Mn 12％～15％，Si 0.4％～0.6％，P≤0.01％，S≤0.008％和余量的Fe。本发明提供了一种低Mn含量Fe-Mn-C系TWIP钢，通过降低Mn含量以及Si元素的添加起到降低层错能的作用，促使所述高强TWIP钢在细晶粒尺寸时逐渐产生大量细小、密集的形变孪晶组织，在孪晶强化和细晶强化耦合作用下，获得优异力学性能；此外，降低所述高强TWIP钢中Mn元素含量能够减少炼钢过程锰铁合金的添加量，降低钢材成本；同时，Mn含量降低还有利于简化所述高强TWIP钢的冶炼和连铸工序，优化所述高强TWIP钢冶炼质量，有利于促进所述高强TWIP钢在汽车工业中的广泛应用。
附图说明
图1为本发明实施例1中低锰含量的高强TWIP钢的金相组织图；
图2为本发明实施例2中低锰含量的高强TWIP钢的金相组织图；
图3为本发明实施例1～4中的低锰含量的高强TWIP钢的工程应力-应变曲线图，其中1-为实施例1的产品拉伸数据，2-为实施例2的产品拉伸数据，3为实施例3的产品拉伸数据，4为实施例4的产品拉伸数据；
图4为本发明实施例1中低锰含量的高强TWIP钢在拉断后产生的纳米孪晶的透射图。
具体实施方式
本发明提供了一种低锰含量的高强TWIP钢，按质量百分比计，所述低锰含量的高强TWIP钢包括如下组分：C 0.3％～0.9％，Mn 10％～17％，Si0.2％～0.8％，P≤0.015％，S≤0.009％和余量的Fe。
按质量百分比计，本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢包括C0.3％～0.9％，优选为0.5％～0.8％。本发明通过添加C元素并将其含量控制在上述范围内，提高奥氏体稳定性使TWIP钢冷却至室温获得完全奥氏体组织的关键元素，此外C固溶于奥氏体点阵间隙中，起到固溶强化增加TWIP钢强度的作用。
按质量百分比计，本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢包括Mn10％～17％，优选为12％～15％。本发明通过添加Mn元素并将其含量控制在上述范围内，在保证TWIP钢中奥氏体稳定性的前提下减少Mn的添加量以降低TWIP钢层错能，同时减少Mn元素添加能够降低TWIP钢的合金成本以及冶炼难度。
按质量百分比计，本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢包括Si0.2％～0.8％，优选为0.4％～0.6％。本发明通过添加Si元素固溶于TWIP钢中奥氏体点阵间隙当中起到固溶强化的作用，同时Si的添加能够降低TWIP钢的层错能。
按质量百分比计，本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢包括P≤0.015％，优选为≤0.01％。本发明通过将P含量控制在上述范围内，能够起到一定固溶强化作用，同时避免引起冷脆现象而对TWIP钢的性能产生不利影响。
按质量百分比计，本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢包括S≤0.009％，优选为≤0.008％。本发明通过将S含量控制在上述范围内，避免钢材产生热脆现象，避免降低TWIP钢的性能。
本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢包括余量的Fe。本发明采用Fe作为合金基体。
本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢中还有不可避免的杂质。由于提供所需的元素的原料纯度不可能是100％，因此，所述低锰含量的高强TWIP钢中存在少量不可避免的杂质。
本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢，在保证TWIP钢获得室温奥氏体组织的前提下，降低Mn元素的添加量，降低层错能的同时还能节约合金成本；加入一定量的Si元素除起到降低层错能作用的同时，还通过固溶强化提升材料屈服强度。
本发明还提供了上述技术方案所述低锰含量的TWIP钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将Fe粉末、Mn粉末、C粉末和Si粉末作为合金原料；
将所述合金原料置于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，得到冶炼钢水；
将所述冶炼钢水进行浇铸得到铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的铸锭依次进行第一均匀化处理和热锻，得到钢坯；
(3)将所述步骤(2)得到的钢坯依次进行第二均匀化处理和热轧，得到热轧钢板；
(4)将所述步骤(3)得到的热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到冷轧钢板；
(5)将所述步骤(4)得到的冷轧钢板依次进行再结晶退火处理和水淬，得到低锰含量的高强TWIP钢。
在本发明中，若无特殊说明，所采用的原料均为本领域常规市售产品。
本发明将Fe粉末、Mn粉末、C粉末和Si粉末作为合金原料，将所述合金原料置于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，得到冶炼钢水。
在本发明中，所述Fe粉末、Mn粉末、C粉末和Si粉末的纯度独立地优选≥99.9％。
在本发明中，所述真空熔炼的温度优选为1500～1600℃，更优选为1540～1560℃。在本发明中，所述真空熔炼的时间优选为28～35min，更优选为30～32min。本发明将真空熔炼的温度和时间控制在上述范围，以保证各合金原料完全溶解并均匀分布于钢液当中，提高后续制备的高强TWIP钢的综合性能。
得到冶炼钢水后，本发明将所述冶炼钢水进行浇铸得到铸锭。
本发明对浇铸的方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的浇铸的技术方案即可。
得到铸锭后，本发明将所述铸锭依次进行第一均匀化处理和热锻，得到钢坯。
在本发明中，所述第一均匀化处理的温度优选为1100～1300℃，更优选为1150～1250℃，进一步优选为1170～1230℃；所述第一均匀化处理的时间优选为3～5h，更优选为4h。本发明将第一均匀化处理的温度和时间控制在上述范围，以消除铸锭在冷却过程中产生的成分偏析，提高后续制备的高强TWIP钢的综合性能。
在本发明中，所述热锻的温度优选为900～1150℃。本发明将热锻的温度控制在上述范围，以提升铸锭的可锻性，防止锻造缺陷出现，提高后续制备的高强TWIP钢的综合性能。
得到钢坯后，本发明将所述钢坯依次进行第二均匀化处理和热轧，得到热轧钢板。
在本发明中，所述第二均匀化处理的温度优选为1100～1300℃，更优选为1150～1250℃，进一步优选为1170～1230℃；所述第二均匀化处理的时间优选0.3～1.5h，更优选为0.5h。本发明将第二均匀化处理的温度和时间控制在上述范围，以消除热锻后钢坯冷却过程中产生的成分偏析，提高热轧钢带成分及组织均匀性，提高后续制备的所述高强TWIP钢的综合性能。
在本发明中，所述热轧的方式优选为利用轧机进行5道次轧制；所述热轧的开轧温度优选为1100～1200℃，更优选为1130～1170℃；所述热轧的终轧温度优选＞900℃。本发明将热轧的开轧温度和终轧温度控制在上述范围，以满足钢坯仍在易于发生塑性变形的温度区域，降低轧制应力，保证热轧工序顺利进行，提高后续制备的高强TWIP钢的综合性能。
热轧完成后，本发明优选将所述热轧的产物进行空冷至室温，得到热轧钢板。
在本发明中，所述热轧钢板的厚度优选为4～5mm。
得到热轧钢板后，本发明将所述热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到冷轧钢板。
本发明对酸洗的方式没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的酸洗的技术方案即可。
在本发明中，所述冷轧的方式优选为利用四辊冷轧机依次进行10道次轧制和1道次平整轧制。在本发明中，所述冷轧的轧下量优选为45～55％，更优选为47～53％，进一步优选为50％。本发明将冷轧的轧下量控制在上述范围，使冷轧钢板中产生大量晶格畸变，为退火过程中发生再结晶行为提供驱动力，提高后续制备的高强TWIP钢的综合性能。
在本发明中，所述冷轧钢板的厚度优选为2～2.5mm。
得到冷轧钢板后，本发明将所述冷轧钢板依次进行再结晶退火处理和水淬，得到低锰含量的TWIP钢。
在本发明中，所述再结晶退火处理的温度优选为550～1000℃，更优选为600～900℃。在本发明中，所述再结晶退火处理的时间优选为20～40min，更优选为25～35min。本发明将再结晶退火处理的温度和时间控制在上述范围，以获得细小均匀的再结晶晶粒组织，提高后续制备的高强TWIP钢的综合性能。
在本发明中，所述水淬的方式优选为将再结晶退火处理的产物快速淬入水中冷却至室温。
本发明提供的制备方法制备的低锰含量的高强TWIP钢中还有不可避免的杂质。由于提供所需的元素的合金原料纯度不可能是100％，因此，低锰含量的高强TWIP钢中存在少量不可避免的杂质。
本发明提供的低锰含量的高强TWIP钢的制备方法，制备出具有细小奥氏体晶粒的低锰含量的高强TWIP钢，在后续拉伸等加工过程中，所述高强TWIP钢在层错能和细晶粒尺寸共同作用下，逐渐产生大量细小、密集的形变孪晶组织，提高了所述高强TWIP钢加工硬化能力，延迟塑性失稳的出现，使所述高强TWIP钢具有优异的力学性能，且本发明提供的制备方法，采用冷轧及再结晶退火工艺，制备方法简单、经济，操作简单，适合规模化生产，依托现有生产线能够实现大规模工业化生产，对于促进汽车轻量化设计，减少能源耗，降低温室气体排放具有重要经济价值和社会意义。
本发明还提供了上述技术方案所述的低锰含量的高强TWIP钢或所述制备方法制备得到的低锰含量的高强TWIP钢在汽车用钢中的应用。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
低锰含量的高强TWIP钢，按质量百分比计，组分为：C 0.6％，Si 0.5％，Mn14.8％，P≤0.01％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述低锰含量的高强TWIP钢的制备方法：
(1)选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Si粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭；
(2)将所述步骤(1)得到的铸锭加热至1200℃保温4h，进行第一均匀化处理，随后进行热锻得到截面尺寸为60mm×35mm的(方形)钢坯；所述热锻的温度为1000℃；
(3)将所述步骤(2)得到的钢坯再加热至1200℃保温0.5h，进行第二均匀化处理，再进行热轧，热轧后将热轧的产物进行水淬冷却至室温，得到厚度为4mm的热轧钢板；
所述热轧的方式为利用轧机进行5道次轧制，所述热轧的开轧温度为1150℃，所述热轧的终轧温度高于900℃；
(4)将所述步骤(3)得到的热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到厚度为2mm的冷轧钢板；
所述冷轧的方式为利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，所述冷轧的轧下量为50％；
(5)将所述步骤(4)得到的冷轧钢板进行再结晶退火处理，再结晶退火处理完成后快速淬入水中冷却至室温，得到低锰含量的高强TWIP钢；
所述再结晶退火处理的温度为700℃，再结晶退火处理的时间为30min。
采用ZeissAxiovert 200光学显微镜检测实施例1中制备的低锰含量的高强TWIP钢，得到金相组织照片如图1所示，由图1可知，实施例1中的低锰含量的高强TWIP钢的平均晶粒尺寸为7.4μm，且其组织为完全再结晶的奥氏体组织。
对实施例1制备的低锰含量的高强TWIP钢进行拉伸性能测试。根据GBT228-2002，“金属材料室温拉伸实验方法”将由实施例1制备的低锰含量的高强TWIP钢板加工成标准拉伸试样，拉伸速率为0.05mm/s，由此测得的实施例1制备的低锰含量的高强TWIP钢的拉伸性能，具体结果见下表1，并且测得实施例1制备的低锰含量的高强TWIP钢在室温条件下，单向拉伸的工程应力-应变曲线，如图3中的标记1曲线所示。由图3可知，由实施例1制备的低锰含量的高强TWIP钢的屈服强度为380MPa，抗拉强度达1140MPa，总延伸率为81％，强塑积达92GPa％。。
采用JEOL JEM-2800场发射透射电子显微镜观察在实施例1中低锰含量的高强TWIP钢在拉断后产生的微观组织的透射图，如图4所示，由图4可知，实施例1中低锰含量的高强TWIP钢在拉断后产生大量细小、密集的纳米孪晶。
实施例2
低锰含量的高强TWIP钢，按质量百分比计，组分为：C 0.8％，Si 0.6％，Mn12.6％，P≤0.01％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述低锰含量的高强TWIP钢的制备方法：
(1)选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Si粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭；
(2)将所述步骤(1)得到的铸锭加热至1170℃保温5h，进行第一均匀化处理，随后进行热锻得到截面尺寸为60mm×35mm的(方形)钢坯；所述热锻的温度为900℃；
(3)将所述步骤(2)得到的钢坯再加热至1170℃保温0.7h，进行第二均匀化处理，再进行热轧，热轧后将热轧的产物进行水淬冷却至室温，得到厚度为4.4mm的热轧钢板；
所述热轧的方式为利用轧机进行5道次轧制，所述热轧的开轧温度为1130℃，所述热轧的终轧温度高于900℃；
(6)将所述步骤(3)得到的热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到厚度为2.2mm的冷轧钢板；
所述冷轧的方式为利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，所述冷轧的轧下量为50％；
(7)将所述步骤(4)得到的冷轧钢板进行再结晶退火处理，再结晶退火处理完成后快速淬入水中冷却至室温，得到低锰含量的高强TWIP钢；
所述再结晶退火处理的温度为800℃，再结晶退火处理的时间为28min。
采用ZeissAxiovert 200光学显微镜检测实施例2中制备的低锰含量的高强TWIP钢的金相组织，得到金相组织照片如图2所示，由图2可知，实施例2中的低锰含量的高强TWIP钢的平均晶粒尺寸为17μm，且其组织为完全再结晶的奥氏体组织。
按照与实施例1相同的方法对实施例2制备的低锰含量的高强TWIP钢进行拉伸性能测试，由此测得的实施例2制备的低锰含量的高强TWIP钢的拉伸性能，具体结果见下表1，并且测得实施例2制备的低锰含量的高强TWIP钢在室温条件下，单向拉伸的工程应力-应变曲线，如图3中的标记2曲线所示。由图3可知，由实施例2制备的低锰含量的高强TWIP钢的屈服强度为310MPa，抗拉强度达1050MPa，总延伸率为87％，强塑积达91GPa％。
实施例3
低锰含量的高强TWIP钢，按质量百分比计，组分为：C 0.7％，Si 0.4％，Mn13.8％，P≤0.01％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述低锰含量的高强TWIP钢的制备方法：
(1)选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Si粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭；
(2)将所述步骤(1)得到的铸锭加热至1200℃保温4h，进行第一均匀化处理，随后进行热锻得到截面尺寸为60mm×35mm的(方形)钢坯；所述热锻的温度为950℃；
(3)将所述步骤(2)得到的钢坯再加热至1200℃保温0.6h，进行第二均匀化处理，再进行热轧，热轧后将热轧的产物进行水淬冷却至室温，得到厚度为4.6mm的热轧钢板；
所述热轧的方式为利用轧机进行5道次轧制，所述热轧的开轧温度为1150℃，所述热轧的终轧温度高于900℃；
(8)将所述步骤(3)得到的热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到厚度为2.3mm的冷轧钢板；
所述冷轧的方式为利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，所述冷轧的轧下量为50％；
(9)将所述步骤(4)得到的冷轧钢板进行再结晶退火处理，再结晶退火处理完成后快速淬入水中冷却至室温，得到低锰含量的高强TWIP钢；
所述再结晶退火处理的温度为600℃，再结晶退火处理的时间为35min。
采用ZeissAxiovert 200光学显微镜检测实施例3中制备的低锰含量的高强TWIP钢的平均晶粒尺寸为5.1μm。
按照与实施例1相同的方法对实施例3制备的低锰含量的高强TWIP钢进行拉伸性能测试，由此测得的实施例3制备的低锰含量的高强TWIP钢的拉伸性能，具体结果见下表1，并且测得实施例3制备的低锰含量的高强TWIP钢在室温条件下，单向拉伸的工程应力-应变曲线，如图3中的标记3曲线所示。由图3可知，由实施例3制备的低锰含量的高强TWIP钢的屈服强度为450MPa，抗拉强度达1150MPa，总延伸率为68％，强塑积达78GPa％。
实施例4
低锰含量的高强TWIP钢，按质量百分比计，组分为：C 0.5％，Si 0.5％，Mn14.2％，P≤0.01％，S≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述低锰含量的高强TWIP钢的制备方法：
(1)选用纯度≥99.9％的Fe、Mn、C、Si粉末作为合金原料，将合金原料至于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，随后将冶炼钢水浇铸成锭；
(2)将所述步骤(1)得到的铸锭加热至1230℃保温3h，进行第一均匀化处理，随后进行热锻得到截面尺寸为60mm×35mm的(方形)钢坯；所述热锻的温度为1150℃；
(3)将所述步骤(2)得到的钢坯再加热至1230℃保温0.3h，进行第二均匀化处理，再进行热轧，热轧后将热轧的产物进行水淬冷却至室温，得到厚度为5mm的热轧钢板；
所述热轧的方式为利用轧机进行5道次轧制，所述热轧的开轧温度为1170℃，所述热轧的终轧温度高于900℃；
(4)将所述步骤(3)得到的热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到厚度为2.5mm的冷轧钢板；
所述冷轧的方式为利用四辊冷轧机进行10道次轧制和1道次平整轧制，所述冷轧的轧下量为50％；
(5)将所述步骤(4)得到的冷轧钢板进行再结晶退火处理，再结晶退火处理完成后快速淬入水中冷却至室温，得到低锰含量的高强TWIP钢；
所述再结晶退火处理的温度为900℃，所述再结晶退火处理的时间为25min。
采用Zeiss Axiovert 200光学显微镜检测实施例4中制备的低锰含量的高强TWIP钢的平均晶粒尺寸为36.8μm。
按照与实施例1相同的方法对实施例4制备的低锰含量的高强TWIP钢进行拉伸性能测试，由此测得的实施例4制备的低锰含量的高强TWIP钢的拉伸性能，具体结果见下表1，并且测得实施例4制备的低锰含量的高强TWIP钢在室温条件下，单向拉伸的工程应力-应变曲线，如图3中的标记4曲线所示。由图3可知，由实施例4制备的低锰含量的高强TWIP钢的屈服强度为293MPa，抗拉强度达990MPa，总延伸率为71％，强塑积达70GPa％。
表1实施例1～4中低锰含量的高强TWIP钢产品的平均晶粒尺寸和力学性能数据
综上可知，实施例1制备的低锰含量的高强TWIP钢经700℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为7.4μm，抗拉强度达1140MPa，总延伸率为81％，强塑积达92GPa％；实施例2制备的低锰含量的高强TWIP钢经800℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为17μm，抗拉强度达1050MPa，总延伸率为87％，强塑积达91GPa％；实施例3制备的低锰含量的高强TWIP钢经600℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为5.1μm，抗拉强度达1150MPa，总延伸率为68％，强塑积达78GPa％；实施例4制备的低锰含量的高强TWIP钢经900℃再结晶退火后获得完全奥氏体组织，晶粒尺寸为36.8μm，抗拉强度达990MPa，总延伸率为71％，强塑积达70GPa％。由此可见，本发明实施例1～4提供的低锰含量的高强TWIP钢均超过当前先进高强汽车钢的强塑积水平，Mn含量较低能够降低合金成本，且使得所述高强TWIP钢易于冶炼、浇铸。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (10)
1.一种低锰含量的高强TWIP钢，按质量百分比计，所述低锰含量的高强TWIP钢包括如下组分：C 0.3％～0.9％，Mn 10％～17％，Si 0.2％～0.8％，P≤0.015％，S≤0.009％和余量的Fe。
2.权利要求1所述低锰含量的高强TWIP钢的制备方法，包括以下步骤：
(1)将Fe粉末、Mn粉末、C粉末和Si粉末作为合金原料；
将所述合金原料置于电磁感应炉中，在氩气保护下进行真空熔炼，得到冶炼钢水；
将所述冶炼钢水进行浇铸得到铸锭；
(2)将所述步骤(1)得到的铸锭依次进行第一均匀化处理和热锻，得到钢坯；
(3)将所述步骤(2)得到的钢坯依次进行第二均匀化处理和热轧，得到热轧钢板；
(4)将所述步骤(3)得到的热轧钢板依次进行酸洗和冷轧，得到冷轧钢板；
(5)将所述步骤(4)得到的冷轧钢板依次进行再结晶退火处理和水淬，得到低锰含量的高强TWIP钢。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中Fe粉末、Mn粉末、C粉末和Si粉末的纯度独立地≥99.9％。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中真空熔炼的温度为1500～1600℃，所述真空熔炼的时间为28～35min。
5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中第一均匀化处理的温度为1100～1300℃，所述第一均匀化处理的时间为3～5h。
6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)所述第二均匀化处理的温度为1100～1300℃，所述第二均匀化处理的时间为0.3～1.5h。
7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中热轧的方式为利用轧机进行5道次轧制，所述热轧的开轧温度为1100～1200℃，所述热轧的终轧温度＞900℃。
8.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(4)中冷轧的方式为利用四辊冷轧机依次进行10道次轧制和1道次平整轧制，所述冷轧的轧下量为45～55％。
9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(5)再结晶退火处理为550～1000℃，保温时间为20～40min。
10.权利要求1所述的低锰含量的高强TWIP钢或权利要求2～9任一项所述制备方法制备得到的低锰含量的高强TWIP钢在汽车用钢中的应用。
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