一种超高强度塑性积的冷轧中锰钢及其制备方法
【专利摘要】一种超高强度塑性积的冷轧中锰钢及其制备方法，属于汽车用钢技术领域。本发明关键在于通过合理的化学成分和工艺设计实现合金元素的配分，其成分按质量百分比分别为：0.25~0.35%C，7.0~9.5%Mn，2~2.9%Al，余量为Fe及不可避免的杂质，其制备方法通过热轧?热轧退火?酸洗?冷轧（压下量≥20%）?在规定的温度区间退火，获得足够分数的、稳定的残余奥氏体相，进而在变形时发生相变诱导塑性，最终获得中锰钢的抗拉强度900~1300MPa，延伸率50%~80%，强塑积提高到60GPa?%以上，最高可达90 GPa?%。
【专利说明】一种超高强度塑性积的冷轧中锰钢及其制备方法
[0001] 本发明属于汽车用钢技术领域，涉及一种超高强度塑性积的冷乳汽车钢板及其制 备方法。
【背景技术】
[0002] 随着汽车工业对节能、环保和安全性要求的不断提高，使得高强塑积的汽车结构 用钢越来越成为人们关注的焦点。第一代汽车用钢强塑积在15~20GPa%的水平，已经难以 满足汽车工业未来对轻量化和高安全性的双重要求。第二代汽车钢强塑积可达60GPa%，但 其添加了大量的此、31^1、&、附等元素，其成本较高其冶炼生产存在一定困难。近年发展 起来的第三代汽车用钢，Mn含量约为3.5~9%，属于中Mn钢范畴。第三代汽车用钢利用热乳 或冷乳组织在退火过程中发生的逆转变奥氏体来形成微米或亚微米级的奥氏体和铁素体 双相组织，奥氏体在应变过程中发生TRIP效应来提高钢的塑性和强度。
[0003] 传统的第二代汽车钢如TWIP钢，虽然其延伸率可达60~80%，但其屈服强度偏低， 约为300~400MPa;而第三代汽车钢组织细小，屈服强度较高，达600~700MPa，但其塑性偏 低，一般不超过45%。为进一步挖掘中Mn钢的力学潜能，有必要在原有中Mn钢的基础上优化 其化学成分。
[0004] 目前针对中锰体系的汽车用钢国内学者已经进行了深入的研究，比如中国专利文 献中申请号为201310507894.9的专利公开了0.1-0.4%C+3-8%Mn成分体系的中锰钢经热 连乳-冷乳-连续退火可以得到两种级别的钢板:抗拉强度980MPa、延伸率大于22%和 1180MPa级别、延伸率大于17%，强塑积不超过25GPa% ;申请号201210429409.6的专利公开 了0.05-0.45%C+2.5-8%Mn的中锰钢经热乳-退火或者热乳-冷乳-两段式退火可得到 强度在〇. 6-1.2GPa，延伸率范围45-20 %的钢板，其强塑积25-40GPa% ; 200910091129.7和 201110005359.4的专利公开了0.01-0.50 %C+3.50-9 %Mn的中锰钢经经热乳-罩式退火- 冷乳-罩式退火或连续退火可以得到强度〇. 7-1.3GPa，延伸率55-30 %的钢板，其强塑积最 高达 50GPa%; 201210261920 .X 的专利公开了0.11-0.30%C+0.1-2.0%Si+5-10%Mn 的中锰 钢经热乳-卷取-罩式炉退火-冷乳-连续退火工艺可以得到抗拉强度1000 MPa级别、强 塑积 30GPa% 的钢板。申请号为 201410669029 · 9 的专利公布了0 · 3-0 · 6%C+8-12%Mn+l-3% Al %的中锰钢，经温乳或者冷乳后退火所获得的钢板强塑积最高不超过30-40GPa%的钢 板。
[0005] 综上所述，前述发明的中锰钢以C-Mn为主要元素，且其强塑积最高不超过 55GPa%，而本发明在原中锰钢成分体系基础上，重新精确定义了 C、Mn、Al含量成分范围和 退火工艺参数，通过现有的工业生产线就可以生产出强塑积超过60%GPa的高强度超高塑 性钢板。
【发明内容】
[0006] 为了解决上述问题，本发明采用成分与组织控制相结合的设计方案，在进一步优 化和窄化中锰钢碳和锰成分含量基础上，加入合适量的合金元素 A1。本发明通过合适的C、 Μη、Α1元素成分的设计和退火工艺设计，使得钢中有足够分数的、稳定的残余奥氏体，以便 变形过程中奥氏体相会发生显著的TRIP(相变诱导塑性），从而最终获得其强塑积大于 60GPa %的超高塑性中锰钢钢板。
[0007] 为实现上述目的，本发明超高强度塑性积的冷乳中锰钢成分按质量百分比分别 为:0.25~0.35%(：，7.0~9.5%]?11，2~2.9%厶1，余量为？6及不可避免杂质。
[0008] 更进一步优选中锰钢的成分，按质量百分比为:0.25~0.35%C，7.0~7.99%Mn，2 ~2.9 % Al，余量为Fe及不可避免的杂质。
[0009] 本发明各元素的作用及配比如下：
[0010] C:作为主要的奥氏体化元素及间隙固溶强化元素，含量至关重要。含量偏低则易 引起残余奥氏体含量不足，含量偏高则奥氏体稳定性高，应变时不易产生TRIP效应。本发明 的碳含量严格控制在〇. 25~0.35 %以内。
[0011] Mn:主要的奥氏体化元素，含量至关重要。其含量应与C含量匹配，共同控制奥氏体 的含量和稳定性。本发明中的锰含量控制在7.0~9.5 %以内。
[0012] Al:除了脱氧和细化晶粒外，还可以抑制热乳、退火过程中的碳化物析出，提高C的 配分效果。更为重要的是，Al是铁素体形成元素，一方面可以促进钢中相对较软相铁素体相 的形成从而提高塑性;另一方面，Al对钢中的相变点(A3和Al温度)都有显著的影响，Al含量 越高其奥氏体化温度温度，则所需要的退火温度也越高，Al含量的选择对退火工艺的确定 和最终产品各相分数有着重要影响。但同时Al含量不能太高，一是因为过高的Al会导致钢 在凝固时析出粗大的delta铁素体，难以在后续热加工细化，导致强度、韧性大幅度下降；二 是奥氏体中的Al含量对奥氏体晶粒的层错能有显著影响，而层错能的范围又决定了奥氏体 晶粒在变形时是发生孪生还是形变诱导相变，而本发明是基于形变诱导相变来获得超高塑 性，因此需要从避免孪生的角度出发来控制钢中的铝含量和退火工艺;第三，Al提高了残余 奥氏体相的马氏体转变点(Ms)，过高的Al含量会导致残余奥氏体相不够稳定，因此Al含量 的选择需要与Mn和C含量一同优化。综上所述，本发明选择将Al含量范围严格控制在2-2.9%〇
[0013] 上述超高强度塑性积的冷乳中锰钢的制备方法，包括冶炼、连铸、热乳、热乳退火、 酸洗、冷乳、退火处理，具体步骤如下：
[0014] 1.首先通过转炉、电炉或感应炉冶炼获得上述化学成分的钢液，然后采用连铸生 产铸坯或模铸生产铸锭；
[0015] 2.将步骤1制备得到的铸坯或铸锭开坯后进行热乳，工艺为将钢坯加热到1200°C， 保温2h，经6~12道次热乳成厚度为3-6mm的薄板，终乳温度不低于820°C，乳后卷取空冷至 室温；
[0016] 3.热乳板或板卷放入加热炉中，在680-720°C之间退火0.5-30h，随后空冷至室温；
[0017] 4.将步骤3获得的热乳退火板酸洗后在室温进行冷乳，冷乳压下量在20~85% ;
[0018] 5.将冷乳后钢板进行退火处理：钢板的退火可采用三种生产线，即连续退火生产 线、热镀锌退火生产线和罩式炉退火生产线，退火温度T的区间为1040-89[C%]-5[Mn%]+5 [Al%]^T(K)^1010-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%]〇
[0019]所述连续退火生产线是在根据钢的具体成分计算得到的退火温度T的区间之内， 保温1~15min，实现基体组织的回复、再结晶和奥氏体的逆转变后，以5~100°C/s的速度冷 却，得到超高强塑积中锰钢板。
[0020] 所述热镀锌生产线是在根据钢的具体成分计算得到的退火温度T的区间之内，保 温1~15min，实现基体组织的回复、再结晶和奥氏体的逆转变后，随后冷却至450~480°C进 行热镀锌或热镀锌合金，对于镀锌钢可直接按冷却速度为5~100°C/s冷却，或对于热镀锌 合金根据可合金化所需要求的将镀锌合金的钢板进行l-5min加热，随后以5~100°C/s冷 却，得到超高强塑积中锰钢板。
[0021] 所述罩式退火生产线是将冷乳钢卷装入退火炉，在根据钢的具体成分计算得到的 退火温度T的区间之内，保温0.5~30h，实现基体组织的回复、再结晶和奥氏体的逆转变后， 在空气中自然冷却，得到超高强塑积中锰钢板。
[0022] 本发明的优点在于，通过优化的合金成分和退火工艺设计，在大幅提高了退火组 织内的残余奥氏体含量的同时精确调整了残余奥氏体的机械稳定性，使得该组织在变形时 可逐步发生TRIP效应。依上述步骤制备的冷乳钢板抗拉强度900~1300MPa，延伸率50%~ 80%，强塑积最高可达90GPa · %。这意味着在提高钢板的屈服和抗拉强度的同时，还使得 钢板具有极其优秀的成形性，这一技术指标要显著优于目前商业化的相变诱导塑性(TRIP) 钢、淬火配分(QP)钢和双相钢等，这为汽车复杂零部件成形的进一步轻量化提供了基础材 料。
【附图说明】
[0023]图1为实施例1的中Mn钢冷乳后退火IOmin后的扫描电镜照片。
[0024]图2为实施例1的中Mn钢冷乳后退火5h后的扫描电镜照片。
[0025]图3为实施例1的中Mn钢冷乳后退火IOmin和5h后的工程应力应变曲线。
[0026]图4为实施例2的中Mn钢冷乳后退火IOmin后的扫描电镜照片。
[0027]图5为实施例2的中Mn钢冷乳后退火5h后的扫描电镜照片。
[0028] 图6为实施例2的中Mn钢冷乳退火5min和IOh后的工程应力应变曲线。
【具体实施方式】
[0029] 下文结合具体实施例对本发明做进一步详细说明，便于更清楚了解本发明，但它 们不对本发明构成限定。
[0030] 实施例1
[0031] 钢的化学成分及质量百分比如下:C: 0.28%，Mn: 7.17 %，Al: 2.1 %，余为Fe及不可 避免杂质。钢锭采用真空感应炉冶炼，将钢锭加热至1200°C保温2h，锻造成钢坯。
[0032]将钢坯加热至1200°C保温2h，经6~12道次热乳成厚度为4mm的薄板，终乳温度不 低于820°C，随后空冷至室温。
[0033]将热乳板放入加热炉中，在700°C左右退火0.5h，随后空冷至室温。
[0034]将热乳退火板酸洗后在室温进行冷乳，冷乳压下量为50%。
[0035] 将不同的冷乳板在加热炉中加热至退火温度，按1040-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%] 彡T(K)彡 1010-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%]计算，在687-717°C之间，取700°C，选择模拟连续 退火工艺或热镀锌工艺时，其退火时间为lOmin，退火后以5~100°C/s冷却;选择模拟罩式 炉退火工艺时，其退火时间为5h，退火后钢板随炉缓慢的冷却速度(<20°C/h)至室温。
[0036] 根据GB/T228-2002 "金属材料室温拉伸试验方法"将热处理后的中Mn钢加工成拉 伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。力学性能结果如表1所示，冷乳退火组织及典型工程应力 应变曲线如附图1、2和3所示。可以看到，该中Mn钢冷乳板退火IOmin后抗拉强度达1033MPa， 总延伸率达61.8 %，强塑积达63. SGPa · %，已经达到了第二代汽车钢的水平;冷乳板退火 5h后抗拉强度为HKMMPa，总延伸率为69.2%，强塑积仍高达65GPa · %。
[0037] 实施例2
[0038] 钢的化学成分及质量百分比如下：C:0.33%，Mn:7.98%，Al:2.95%，余为Fe及不 可避免杂质。锭采用真空感应炉冶炼，将钢锭加热至1200°C保温2h，锻造成钢坯。
[0039]将钢坯加热至1200°C保温2h，经6~12道次热乳成厚度为4mm的薄板，终乳温度不 低于820°C，随后空冷至室温。
[0040]将热乳板放入加热炉中，在700°C左右退火10h，随后空冷至室温。
[0041 ]将热乳退火板酸洗后在室温进行冷乳，冷乳压下量为70%。
[0042] 将不同的冷乳板在加热炉中加热至退火温度，按1040-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%] 彡T(K)彡 1010-89[c% ]-5[Μη% ]+5[Α1% ]计算，682-712°C之间，取700°C，选择模拟连续退 火工艺或热镀锌工艺时，其退火时间为lOmin，退火后以5~100°C/s冷却;选择模拟罩式炉 退火工艺时，其退火时间为l〇h，退火后钢板随炉缓慢的冷却速度(<20°C/h)至室温。
[0043]根据GB/T228-2002 "金属材料室温拉伸试验方法"将热处理后的中Mn钢加工成拉 伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。力学性能结果如表1所示，冷乳退火组织及典型工程应力 应变曲线如附图4、5和6所示。
[0044] 实施例3
[0045] 钢的化学成分及质量百分比如下:C: 0.25 %，Mn: 9.23 %，Al: 2.6 %，余量为Fe及不 可避免杂质。锭采用真空感应炉冶炼，将钢锭加热至1200°C保温2h，锻造成钢坯。
[0046]将钢坯加热至1200°C保温2h，经6~12道次热乳成厚度为4mm的薄板，终乳温度不 低于820°C，随后空冷至室温。
[0047]将热乳板放入加热炉中，在700°C左右退火lh，随后空冷至室温。
[0048]将热乳退火板酸洗后在室温进行冷乳，冷乳压下量为70%。
[0049] 将不同的冷乳板在加热炉中加热至退火温度，按1040-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%] 彡T(K)彡1010-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%]计算在680-710度之间，取700°C，选择模拟连续 退火工艺或热镀锌工艺时，其退火时间为lOmin，退火后以5~100°C/s冷却;选择模拟罩式 炉退火工艺时，其退火时间为l〇h，退火后钢板随炉缓慢的冷却速度(<20°C/h)至室温。
[0050] 根据GB/T228-2002 "金属材料室温拉伸试验方法"将热处理后的中Mn钢加工成拉 伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。力学性能结果如表1所示。
[0051] 由此可见，本发明实现了中锰钢钢板机械力学性能的大幅度提高，明显优越于现 有的中锰钢。具体来说，该中Mn钢冷乳板退火5-10min后抗拉强度达到了 1237MPa，延伸率为 73.8%，强塑积最高达到了916?&*%，甚至高于一般的第二代汽车用钢;退火5-101!后抗拉 强度仍达到了l〇64MPa，延伸率为80%，强塑积最高可达85GPa · %。
[0052] 表1试样的力学性能
【主权项】
1. 一种超高强度塑性积的冷乳中锰钢，其特征在于，中锰钢的成分按质量百分比为： 0 · 25~0 · 35%C，7 · 0~9 · 5%Mn，2~2 · 9%A1，余量为Fe及不可避免的杂质。2. 如权利要求1所述的超高强度塑性积的冷乳中锰钢，其特征在于，中锰钢的成分按质 量百分比为:0.25~0.35%C，7.0~7.99%Mn，2~2.9%A1，余量为Fe及不可避免的杂质。3. 权利要求1所述超高强度塑性积的冷乳中锰钢的制备方法，包括冶炼、连铸、热乳、热 乳退火、酸洗、冷乳、退火处理，其特征在于，具体步骤如下： 1) 通过转炉、电炉或感应炉冶炼获得钢液成分，按质量百分比计，C: 0.25~0.35%，Mn: 7.0~9.5%，A1:2~2.9%，余量为Fe及不可避免的杂质，然后采用连铸生产铸坯或模铸生产铸 锭； 2) 将步骤1)制备得到的铸坯或铸锭开坯后进行热乳，工艺为将钢坯加热到1200°C，保 温2h，经6~12道次热乳成厚度为3-6mm的薄板，终乳温度不低于820°C，乳后卷取空冷至室 温； 3) 热乳板或板卷放入加热炉中，在680-720°C之间退火0.5-30h，随后空冷至室温； 4) 将步骤3获得的热乳退火板酸洗后在室温进行冷乳，冷乳压下量在20~85%; 5) 将冷乳后钢板进行退火处理:通过三种生产线对钢板进行退火，即连续退火生产线、 热镀锌退火生产线、罩式炉退火生产线，退火温度T的区间为1040-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%] 彡T(K)彡 1010-89[C%]-5[Mn%]+5[Al%]。4. 如权利要求3所述超高强度塑性积的冷乳中锰钢的制备方法，其特征在于，所述连续 退火生产线，是在退火温度T的区间之内，保温1~15min，实现基体组织的回复、再结晶和奥 氏体的逆转变后，以5~100°C/s的速度冷却，得到超高强塑积中锰钢板。5. 如权利要求3所述超高强度塑性积的冷乳中锰钢的制备方法，其特征在于，所述热镀 锌退火生产线，是在退火温度T的区间之内，保温1~15min，实现基体组织的回复、再结晶和 奥氏体的逆转变后，随后冷却至450~480 °C进行热镀锌或热镀锌合金，对于镀锌钢直接按冷 却速度为5~100 °C/s冷却，或对于热镀锌合金，将镀锌合金的钢板进行l_5min加热，随后以5 ~100°C/s冷却，得到超高强塑积中锰钢板。6. 如权利要求3所述超高强度塑性积的冷乳中锰钢的制备方法，其特征在于，所述罩式 炉退火生产线，是将冷乳钢卷装入退火炉，在退火温度T的区间之内，保温0.5~30h，实现基 体组织的回复、再结晶和奥氏体的逆转变后，在空气中自然冷却，得到超高强塑积中锰钢 板。
【文档编号】C21D6/00GK106086640SQ201610455155
【公开日】2016年11月9日
【申请日】2016年6月21日
【发明人】罗海文
【申请人】北京科技大学