CN116516252B - 1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种1200MPa超高强塑热轧Mn‑TRIP钢及其制备方法，该钢的成分按重量百分比计如下：C：0.23％～0.33％，Si：0.45％～1.55％，Mn：6.8％～9.6％，Al：2.8％～4.8％，Cr：0.2％～0.60％，Mo：0.2％～0.60％，Ti：0.01～0.03％，Nb：0.02～0.04％，V：0.10％～0.25％，P≤0.015％，S≤0.005％余量为Fe和不可避免的杂质；制备方法，包括冶炼、连铸、加热、热轧、临界区轧制、冷却；应用本发明生产的Mn‑TRIP钢屈服强度850～950MPa，抗拉强度在1200～1400MPa，断后延伸率30％～35％以上，扩孔率≥60％。

Description

1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢及其制备方法。
背景技术
目前汽车发展过程大致经历三个阶段。第一代AHSS主要以双相钢(DP)、相变诱导塑性钢(TRIP)、复合钢(CP)以及马氏体钢(M)等为代表。这类钢是在传统意义上的高强度钢发展而来的。传统高强钢有IF钢(HSSIF)、烘烤硬化钢(BH)、各向同性钢(IS)、高强含P和低合金高强钢(HSLA)等，其共同特点在于组织为铁素体单相组织，所涉及强化机制主要为细晶强化、固溶强化、以及析出强化。以上强化机制主要依靠控制轧制以及微合金化租金晶粒细化和细小碳化物析出。第一代AHSS的强化机制在此基础上增添了相变强化，通过控制冷却速度使其组织均为多相组织。然而，第一代AHSS强度高的同时延伸率相对较低，成形性无法得到充分保证。为开发综合性能更优的超高强钢，阿赛洛等国际大型钢铁公司研究并开发了高锰系列的孪晶诱导塑性(TWIP)钢和具有诱导塑性的轻量化(L-IP)钢。此类钢是一种低层错能的奥氏体钢。该钢在无外载荷作用时，室温下的组织为稳定残余奥氏体。但当其在外载荷作用下，由于应变诱导产生机械孪晶，会产生大的无颈缩延伸，显示出非常优异的力学性能，主要表现为高的应变硬化率和强塑性。此类钢被称为第二代AHSS，主要以合金元素为代价换取优越的力学性能，其冶炼连铸工艺、钢材的延迟断裂、切口敏感性以及可涂镀性能都是防碍此类钢广泛应用的生产技术难题。第一代、第二代AHSS的研发中采用添加大量Cr、Ni、Nb和Al等合金元素，造成材料成本较高。同时由于合金元素过高不利于塑性变形，例如Al元素的加入使得熔炼过程难度加大，P元素加入容易出现脆性夹杂等。由此，美国钢铁企业提出开发第三代AHSS。其主要思想为在第一、第二代AHSS的微观组织基础上，降低合金含量，通过控制轧制及控制冷却结合晶粒细化、固溶强化、析出强化及位错强化等强化机制来提高强度。通过调整组织中相的组成和比例利用应变诱导塑性、剪切带诱导塑性及孪晶诱导塑性来提高塑性和成形性能。
中国专利CN104694816A公开了“强塑积大于30GPa％的高Al中锰钢的制备方法”，该冷轧钢板各组分重量百分比为：C：0.10～0.35％，Mn：5.0～9.0％，Al：4.0～7.5％，余量为Fe及不可避免的杂质。通过高Al含量的添加促进了临界区退火过程中的奥氏体稳定化，多量亚稳态逆转奥氏体的TRIP效应促进了该钢板的强塑性。但是该发明产品中抗拉强度均小于810MPa，断后延伸率均大于40％，主要通过大幅度提高材料塑性增大强度积；然而作为先进汽车用钢，较低的抗拉强度显然不满足“高强减薄”的轻量化理念。
中国专利CN104630641A公开了800MPa级高强度高塑性中锰钢的制备方法且得到良好的综合力学性能，Mn含量分别在3-7％且较多微合金元素的加入(如Cu、Cr、Mo等)，大大提高了中锰钢的合金成本；在热处理工艺的选取上，上述两者均采用罩式退火及连续退火工艺，无明显的节约成本型改进。
目前大多热轧中锰钢的研究均集中成分的优化，后续的热处理工艺的改良、后续热处理工序的增加等，很少研究聚焦于热轧工艺的更新，而热轧参数的改变(如轧制温度、轧制区间、道次压下量、累积压下量)均影响热轧后马氏体的晶粒大小及形态特征，进而影响热处理工艺后逆转奥氏体的组织形貌及后续拉伸变形下的力学行为。
发明内容
本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种屈服强度850～950MPa，抗拉强度在1200～1400MPa，断后延伸率30％～35％以上，扩孔率≥60％的1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
本发明在合金设计上降低合金比，结合临界区轧制工艺，打破传统中锰钢生产方法，通过耦合传统粗轧、精轧和临界区轧制、层流冷却及低温卷取，多阶促进C、Mn元素配分，实现了热轧在线组织性能调控。
一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，该钢的成分按重量百分比计如下：C：0.23％～0.33％，Si：0.45％～1.55％，Mn：6.8％～9.6％，Al：2.8％～4.8％，Cr：0.2％～0.60％，Mo：0.2％～0.60％，Ti：0.01～0.03％，Nb：0.02～0.04％，V：0.10％～0.25％，P≤0.015％，S≤0.005％余量为Fe和不可避免的杂质。
所述Mn-TRIP钢显微组织为δ铁素体+先共析铁素体+贝氏体+残余奥氏体+马氏体；按体积百分比计如下：δ铁素体25％～30％、先共析铁素体20％～25％、贝氏体20％～25％，残余奥氏体20％～25％。优选，所述残余奥氏体中C重量百分含量为1.0％～1.2％，Mn重量百分含量为12.5％～17.5％，所述残余奥氏体呈板条形态宽度范围为240～340nm。
所述Mn-TRIP钢中VC析出尺寸为20～35nm。
所述Mn-TRIP钢屈服强度850～950MPa，抗拉强度在1200～1400MPa，断后延伸率30％～35％以上，扩孔率≥60％。
本发明成分设计理由如下：
C：C是高强钢得到预期强度的必须元素。此外，在本发明中，C主要考虑逆转奥氏体的含量及稳定性，对钢板加工硬化行为的影响；C含量过低，无法达到预期强度，且奥氏体含量及稳定性下降，塑性下降；C含量多高，不能保证本发明钢中δ铁素体含量，导致塑性下降。
Si：Si元素在高强钢中主要作用是抑制碳化物析出，有助于钢板的强度。此外，在本发明中Si主要考虑扩大钢板两相区间，促进铁素体形成，有利于提高铁素体硬度。
Mn：Mn是高强钢得到预期强度的必须元素。此外，在本发明中，Mn主要考虑逆转奥氏体的含量及稳定性，对钢板加工硬化行为的影响，中锰及高锰体系钢中Mn含量是稳定奥氏体的关键；
Al：Al元素传统作用是的钢中脱氧剂。然而，在本发明中Al直接影响δ铁素体含量，本发明主要利用高Al添加下连铸阶段奥氏体形核受限抑制γ相生长，以此保留1400～1500℃下形成的δ铁素体，δ铁素体的含量直接影响后续钢板的强塑性能。
Cr：Cr是高强钢中提高强度元素。在本发明中Cr的作用主要在于提高钢板表面质量，降低Mn添加过高的边裂，保证钢板“边-中-边”的性能均匀性。
Mo：Mo是高强钢中提高强度元素。在本发明中Mo的作用在于提高钢板表面质量，同时提高奥氏体稳定性，进而保证强度与塑性。
V：V元素在高强钢中作用在于析出强化。在本发明中V的主要作用在于热轧阶段析出，保证析出尺寸控制在20～35nm，保证钢板强度。
Nb：Nb元素在高强钢中作用在于析出强化。在本发明中，Nb主要考虑热轧阶段应变诱导析出，进而保证原始奥氏体晶粒尺寸在10μm以下，以此保证最终的强度与塑性。
Ti：Nb元素在高强钢中作用在于析出强化。在本发明中，Ti主要考虑连铸凝固阶段析出，进而保证原始奥氏体晶粒尺寸在10μm以下，以此保证最终的强度与塑性。
P：P元素是在高强钢中与C形成析出相恶化钢板性能，需严格控制在0.005％。
S：S元素是在高强钢中与C形成析出相恶化钢板性能，需严格控制在0.005％。
本发明技术方案之二是提供一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢的制备方法，包括冶炼、连铸、热轧、临界区轧制、冷却；
(1)连铸：铸坯拉速≤0.8m/min，防止铸坯开裂及漏钢报警；中包温度1500～1600℃；铸坯厚度220～280mm，保证热轧压下量，进而控制原始奥氏体晶粒尺寸在10μm以下。
(2)热轧：
①加热温度在1250～1310℃之间，加热时间240～300min，本发明中限定了Ti元素添加含量，相应的加热温度及实际保证Ti原子析出行为，形成以及保证TiN或Ti(C,N)的析出，起到钉扎原奥氏体晶界，细化原奥氏体晶粒的作用。
②粗轧：粗轧温度1180～1240℃，粗轧2～3道次，粗轧压下率30％～35％，粗轧严格控制压下原因为：a全流程考虑整体厚度目标，在高温下保证较大压下，防止由于钢板温度降低导致无法达到目标厚度；b也要控制压下不能过高，导致位错回复，进而导致临界区轧制阶段压下量不足，导致位错数量降低，进而影响C/Mn配分影响奥氏体形核及稳定性。
③精轧：开轧温度1080～1150℃，终轧温度850～950℃，精轧2～3道次，精轧压下率30％～35％，保证再结晶区的轧制温度，促进Nb应变诱导析出，原奥氏体晶粒在热轧阶段的动态再结晶行为，细化晶粒，保证原始奥氏体晶粒尺寸，优选精轧形变后再结晶原始奥氏体晶粒尺寸10μm以下。
(3)临界区轧制：轧制温度720～840℃，轧制压下率为28％～40％，较传统中锰钢热轧工艺中单纯的奥氏体区变形，临界区轧制变形下，促进δ铁素体中位错的形成，有利于C、Mn等奥氏体稳定元素向原奥氏体晶粒中富集，在初始阶段完成一次元素配分；同时随着先共析铁素体形成，进一步促进C、Mn元素向奥氏体中富集，实现第二次配分；
(4)冷却：冷速控制在1.2～2.2℃/s，该阶段严格控制冷却速率，促进并控制V析出，在该阶段析出20～35nm的超纳米VC析出保证钢板强度性能，冷速过低先共析铁素体含量增加，导致强度降低，冷速过高不能得到目标C析出含量。
(5)卷取：卷取温度在350～450℃，通过卷取实现卷取阶段下贝氏体形成，板条形态的贝氏体提铁素体形成阶段再次促进C、Mn元素富集至保留的奥氏体中，形成第三次配分。
通过3多阶配分保证了奥氏体中的C及Mn质量百分含量，其中奥氏体中C重量百分含量1.0％～1.2％，奥氏体中Mn量百分含量为12.5％～17.5％。得到屈服强度850～950MPa，抗拉强度在1200～1400MPa，断后延伸率30～35％以上，扩孔率≥60％的热轧钢板。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明的临界区轧制制备方法打破传统中锰钢生产方法，通过耦合传统粗轧、精轧和临界区轧制、层流冷却及低温卷取，多阶促进C、Mn元素配分，实现了热轧在线组织性能调控。
(2)本发明的1200MPa级高强塑性中锰热轧钢板合金比例较传统高Al中锰钢相有所降低，且无贵重合金元素，工艺稳定性良好，组织均匀化，生产安全性高。
(3)临界区轧制调控技术使得获得理想含量板条奥氏体且板条宽度为240～340nm，且如此细小的逆转奥氏体板条在拉伸变形过程中进行渐进式TRIP效应，在各个应变阶段提高钢板的加工硬化率，增强增塑。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、连铸、热轧、临界区轧制、冷却。
(1)加热：
加热温度1250～1310℃，加热时间240～300min；
(2)热轧：
粗轧：粗轧温度1180～1240℃，粗轧2～3道次，粗轧压下率30％～35％；
精轧：开轧温度1080～1150℃，终轧温度850～950℃，精轧2～3道次，精轧压下率30～35％；
(3)临界区轧制：轧制温度720～840℃，轧制压下率为28％～40％；
(4)冷却：冷速控制在1.2～2.2℃/s；
(5)卷取：卷取温度在350～450℃。
进一步；所述连铸：铸坯拉速≤0.8m/min，中包温度1500～1600℃；铸坯厚度220～280mm。
进一步；所述精轧形变后再结晶原始奥氏体晶粒尺寸10μm以下。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢连铸、加热的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢轧制的性能见表3。本发明实施例钢的组织见表4。本发明实施例钢的性能见表4。
表1本发明实施例钢的成分(wt％)
实施例 C Mn Cr Mo Si Al Ti Nb V
1 0.25 7.58 0.26 0.52 0.95 4.75 0.018 0.0022 0.13
2 0.28 9.56 0.35 0.29 0.48 3.62 0.025 0.037 0.19
3 0.29 9.53 0.58 0.48 1.25 2.89 0.016 0.038 0.25
4 0.29 9.25 0.44 0.42 1.45 3.46 0.011 0.023 0.19
5 0.32 6.95 0.42 0.46 0.49 4.58 0.025 0.026 0.22
6 0.33 8.44 0.24 0.53 0.75 4.42 0.03 0.025 0.18
7 0.32 7.52 0.36 0.34 0.86 4.03 0.029 0.025 0.21
8 0.24 9.53 0.38 0.46 0.89 4.12 0.025 0.024 0.023
9 0.23 9.25 0.29 0.38 0.94 3.94 0.017 0.024 0.25
10 0.27 9.48 0.47 0.54 1.36 2.99 0.022 0.032 0.23
11 0.26 9.47 0.55 0.34 1.15 3.45 0.028 0.038 0.17
12 0.26 9.22 0.49 0.46 1.06 3.78 0.022 0.023 0.12
13 0.32 6.97 0.56 0.52 1.53 3.42 0.019 0.026 0.18
14 0.3 7.26 0.58 0.46 1.26 2.91 0.017 0.025 0.14
15 0.31 8.34 0.56 0.38 1.35 3.62 0.018 0.025 0.24
表2本发明实施例钢连铸、加热的主要工艺参数
表3本发明实施例钢轧制的主要热处理工艺参数
表4本发明实施例钢的显微组织
实施例 δF/％ PF/％ BF/％ RA/％ C in RA/％ Mn in RA/％ RA板条宽/nm V析出尺寸/nm
1 28.5 20.5 20.6 24.6 1.06 15.8 285 27.6
2 25.8 24.5 24.8 23.5 1.16 17.4 242 26.4
3 26.4 23.6 22.5 22.6 1.02 16.2 336 31.2
4 27.4 22.8 22.4 23.4 1.09 15.2 338 33.8
5 25.3 20.2 21.3 21.2 1.07 13.8 278 34.6
6 26.4 21.2 22.8 23.8 1.06 12.9 276 22.6
7 26.8 23.4 23.6 22.9 1.12 15.6 332 21.8
8 29.5 22.6 23.6 24.1 1.18 15.7 265 20.2
9 25.4 23.6 24.1 22.5 1.16 15.4 248 31.2
10 28.6 24.2 24.6 23.7 1.12 14.9 334 20.6
11 28.1 21.8 22.1 22.4 1.11 13.4 266 32.4
12 29.6 20.9 20.9 22.6 1.16 15.8 278 30.6
13 25.1 22.5 22.5 23.5 1.13 15.6 294 33.4
14 26.4 24.6 22.6 22.6 1.14 17.2 311 31.2
15 27.6 21.8 23.7 24.3 1.18 12.6 324 34.2
表5本发明实施例钢性能
实施例 Rp0.2/MPa Rm/MPa A80/％ λ/％
1 942 1265 34.6 68.4
2 858 1217 33.8 65.3
3 896 1385 30.5 61.2
4 878 1346 34.2 62.8
5 935 1289 34.1 62.3
6 924 1256 34.5 61.5
7 889 1274 33.6 62.4
8 872 1289 31.2 66.2
9 863 1295 34.8 67.4
10 874 1211 33.7 66.2
11 856 1226 31.6 61.2
12 892 1275 32.1 60.8
13 888 1206 32.6 62.4
14 892 1286 31.8 65.9
15 915 1265 31.6 64.8
由上可知，应用本发明生产的Mn-TRIP钢显微组织为δ铁素体+先共析铁素体+贝氏体+残余奥氏体+马氏体；按体积百分比计如下：δ铁素体25％～30％、先共析铁素体20％～25％、贝氏体20％～25％，残余奥氏体20％～25％。优选，所述残余奥氏体中C重量百分含量为1.0％～1.2％，Mn重量百分含量为12.5％～17.5％，所述残余奥氏体呈板条形态宽度范围为240～340nm。Mn-TRIP钢中VC析出尺寸为20～35nm。Mn-TRIP钢屈服强度850～950MPa，抗拉强度在1200～1400MPa，断后延伸率30％～35％以上，扩孔率≥60％。
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims (7)

1.一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，其特征在于，该钢的成分按重量百分比计如下：C：0.23%～0.33%，Si：0.45%～1.55%，Mn：6.8%～9.6%，Al：2.8%~4.8%，Cr：0.2%~0.60%，Mo：0.2%~0.60%，Ti：0.01～0.03%，Nb：0.02～0.04%，V：0.10%~0.25%，P≤0.015%，S≤0.005%余量为Fe和不可避免的杂质；
所述的一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢的制备方法，包括冶炼、连铸、加热、热轧、临界区轧制、冷却；
（1）加热：
加热温度1250~1310℃，加热时间240~300min；
（2）热轧：
粗轧：粗轧温度1180~1240℃，粗轧2~3道次，粗轧压下率30%~35%；
精轧：开轧温度1080~1150℃，终轧温度850~950℃，精轧2~3道次，精轧压下率30~35%；
（3）临界区轧制：轧制温度720~840℃，轧制压下率为28%~40%；
（4） 冷却：冷速控制在1.2~2.2℃/s；
卷取：卷取温度在350~450℃。
2.根据权利要求1所述的一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，其特征在于，所述Mn-TRIP钢显微组织为δ铁素体+先共析铁素体+贝氏体+残余奥氏体+马氏体；按体积百分比计如下：δ铁素体25%~30%、先共析铁素体20%~25%、贝氏体20%~25%，残余奥氏体20%~25%。
3.根据权利要求2所述的一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，其特征在于，所述残余奥氏体中C重量百分含量为1.0%~1.2%，Mn重量百分含量为12.5%~17.5%；残余奥氏体呈板条形态，宽度范围为240~340nm。
4.根据权利要求1所述的一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，其特征在于，所述Mn-TRIP钢中VC析出尺寸为20~35nm。
5.根据权利要求1所述的一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，其特征在于，所述Mn-TRIP钢屈服强度850~950MPa，抗拉强度在1200~1400MPa，断后延伸率30%~35%以上，扩孔率≥60%。
6.根据权利要求1所述的一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，其特征在于：所述连铸：铸坯拉速≤0.8 m/min，中包温度1500~1600℃；铸坯厚度220~280mm。
7.根据权利要求1所述的一种1200MPa超高强塑热轧Mn-TRIP钢，其特征在于，所述精轧形变后再结晶原始奥氏体晶粒尺寸10μm以下。
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