专利名称：超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板及制法的制作方法
技术领域：
本发明属于高强度高塑性的热轧钢技术领域，尤其是涉及到一种具有超高强度、 高塑性的低碳 TRIP/TWIP (TRIP 与 TWIP 分别为 Transformation Induced Plasticity (相变诱发塑性)与Twinning Induced Plasticity (孪晶诱发塑性)的简称)热轧钢板及其
生产方法。
背景技术：
高锰TRIP钢与TWIP钢作为极具潜力的新一代两种典型的高强韧性钢，近些年受到广泛重视。这两种钢都展现了良好的综合力学性能，其共同的突出特点就是具有很高的强塑积(抗拉强度和延伸率的乘积)，因此具有很强吸收撞击能量的能力，能够广泛用于工程机械和高附加值的汽车工业等领域。通常，钢铁材料的强度和塑性一直是相互矛盾的，一般强度的提升，塑性都会有所下降。强度和塑性综合性能的提高一直是材料工作者追求的目标。TRIP钢在拉伸时，高应变应力区的残余奥氏体通过应变或应力诱发马氏体相变，延迟钢的颈缩，进而保证钢的高强度的同时，提高了钢的塑性。通过调整成分配比，并结合一定的工艺，控制铁素体、贝氏体或者马氏体以及残余奥氏体组织的体积分数比，可以获得较高强度级别的TRIP钢，经过冷轧后的TRIP钢板，其最高强度可以达到1800-2000MPa。尽管利用TRIP效应生产的TRIP钢具有很高的抗拉强度，但是，其延伸率，尤其是冷轧后的钢板，大多不会超过30 %。而TWIP 钢基本组织通常为单一的奥氏体，其塑性本身较好，加之拉伸过程中发生TWIP效应，于高应变区会应变诱发孪晶，极大的提高了塑性。通常通过合理的成分和工艺控制，TWIP钢的延伸率一般都可以达到50%以上，有的甚至超过90%。但是由于高锰TWIP钢奥氏体结构的固有性质，其强度很难达到TRIP钢的程度，TWIP钢的强度大多只能达到600 900MPa中等抗拉强度。综合TRIP钢与TWIP钢的优缺点，通过合理成分与工艺的设计，来制备同时具有 TffIP效应与TRIP效应的高锰TRIP/TWIP钢，能够实现同时兼具超高强度(即大于900MPa) 以及50%以上的延伸率，这也是十分有意义研究工作。目前对于TRIP钢和TWIP钢的单独研究技术文献报道的较多，但是对于同时具有相变诱发和孪晶诱发的TRIP/TWIP钢的设计及其生产技术却非常少。由于Mn元素对材料的层错能有较大的影响，进而决定了材料是发生TRIP效应还是TWIP效应，因此，Mn的含量对材料设计起到至关重要的作用。一般情况下，对于中低碳的高锰钢而言，通过适当合金元素诸如Si、Al类等的添加和调整，通常高锰TRIP钢能够发生 TRIP效应的钢的Mn含量都不高于20wt%，而高锰TWIP钢都要高于20wt%，最具代表性的高锰 TRIP 和 TWIP 钢成分分别为Fe-15Mn-3Si-3Al 和 Fe-25Mn-3Si_3Al。而在较高 Si、Al 含量(含量分别在)的情况下，同时发生TRIP效应与TWIP效应的典型TRIP/TWIP 钢的 Mn 的含量在 15%-20%之间。(出自文献 international Journal of Plasticity, 2000, Vol 16 :1319-1409 ；ISIJ international, 2003, Vol 43，No3 :438-446))。通常高锰TWIP钢加工性能较差，其主要原因在于TWIP钢超高的Mn含量降低了钢的导热率，并且自由线收缩值达到了 2. 4 3. 0%，这是普碳钢的2 3倍，导致钢的铸态组织粗大，原始铸坯表面易产生热裂纹，热轧后裂纹更加加剧；其次，由于钢中大量Mn元素的存在，铸造时可能造成钢中成分偏析及S和P元素在晶界的偏聚，弱化了晶界，同时容易造成大量脆性碳化物，诸如M23C6或M5C2等的析出进而导致热轧过程极易产生沿晶裂纹；最后，高Mn钢固有的高的加工硬化速率，导致轧制变形抗力较高，增加了轧机的负荷，使其难以冷加工成形。因此开发具有相对较低Mn含量的TRIP/TWIP钢也更加具有实用性。POSCO公司申请的专利号为WO 2007075006的高锰钢板，其权利要求声称其可用于热轧钢板，该发明Mn含量在10-25wt%之间，但是该钢板强度并不高，最高抗拉强度只有 SOOMPa。但是，其碳含在0. 2-1. 5wt%的较高与较宽的范围内，这严重影响了钢的焊接性能， 此外，Si、Al的添加最高也分别达到了 2. Owt^和3. Owt%，这也导致该钢的铸造性能、表面镀层性能较差。专利文献DE102005062221公开了一种高锰含量的高强钢板，其主要成分的重量百分比为:C :0. 05 1. 0%,Mn :9. 0 25%, Al :0. 1 11%, Si ( 6. 0%，余量为 Fe 和不可避免的杂质。该钢同时具有TRIP与TWIP效应，但是其C、A1和Si的含量都很高，同样对材料的焊接、浇铸和镀层质量产生不利影响。公开号为CN 101928876A的发明公开了一种TRIP/TWIP钢，其主要成分是 CO. 10 0.45%，Mn 10% 20%，Nb彡0. 1 %，此外还加入了一定量的稀土，从其成分上看，该钢属于中高碳含量的高锰钢，这样高的碳含量必然影响材料的焊接性能，同时其经过冷轧处理后的抗拉强度也只有700 llOOMpa，其延伸率也只有40 70%。对于这样的性能指标，一般的TWIP钢经过一定的成分与工艺设计，就可以完全达到，比如公开号为CN 101429590A的发明TWIP钢，其抗拉强度可以达到750-1200之间，延伸率在50-70 %范围内，所以，从综合性能的角度来看，该发明并没有充分发挥TRIP/TWIP钢的优势。尽管高锰钢的使用历史悠久，但是其主要用于制造抗冲击磨损、无磁性或者不锈钢不见部件，而很少在高强钢方面得到应有的重视，而高锰钢作为热轧高强钢板方面的生产与应用，现有专利文献中的记载也较少。
发明内容
本发明的目的就是为了克服上述现有技术存在的缺陷而提供一种具有TWIP和 TRIP综合效应的超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板及制法。本发明的目的可以通过以下技术方案来实现一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其特征在于，其成分质量百分比为c 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0 %, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %， P ^ 0. 008%, S彡0. 005%，余量为！^e ；其中当C彡0. 05%且Mn彡16. 0%时，还包含 NO. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10%。本发明的如上成分的设计思路在于(1)以往的技术中，高锰钢中为了提高钢的强度，尤其在传统高锰TWIP钢中，一般 C和Al的含量都相对较高。高C、高Al的添加增加了钢板的焊接冷裂纹倾向，提高了钢板焊接时的预热温度，极大地降低了材料的可焊性并降低了 HAZ韧性。同时，较高的Al的存在容易在浇铸时形成Al2O3，堵塞水口，造成浇铸困难。本发明中的TRIP/TWIP钢不含Al并且碳含量控制在小于0. 的较低水平，极大的改善了现有技术中焊接性能和铸造性较差的缺陷。(2)钢成分中C的含量对钢的强度的影响是最大的，但是为了改善可焊性，本发明降低了碳含量，为了弥补由于C的量的减小而造成的强度的降低，本发明在成分中加入了其它合金元素1)加入了一定量的Nb，其主要作用是通过控制Nb的碳或者碳氮化物的析出来利用对晶界的钉扎以及固溶Nb原子的溶质拖曳作用来抑制晶粒长大。对于热轧钢，Nb的加入也可以提高钢的未再结晶温度，通过在未再结晶区进行大压下量轧制，通过动态再结晶细化奥氏体晶粒。此外，Nb的析出也能充分发挥其二相粒子强化作用。2)在当C含量很低，小于0.05wt%时，添加了 N元素，同时除了添加微合金元素Nb 外，还在添加了 Ti。适当范围N的加入可显著提高层错能，一定程度上取代部分Al元素的缺失产生的影响，同时N还具有很好的固溶强化和抗腐蚀性效果。Ti的加入，主要起到高温形成Ti的碳氮化物或者与Nb配合形成Nb、Ti的复合碳氮化物，形成Ti析出相具有极好的高温稳定性，可以有效提高焊接的线能量，细化热影响区组织。此外也起抑制热轧后的回复再结晶晶粒长大进而细化晶粒，并且发挥二相粒子的强化基体作用。(3)为了改善高锰钢的加工性能，Mn含量控制在20wt%以下，同时为了保证具有 TRIP效应的同时也兼具TWIP效应，Mn含量也不应低于IOwt %。(4)虽然Si对于冷轧薄板的表面镀层有影响，但是对于热轧钢板，尤其制备高锰含量的中厚热轧板，适当Si可以有效获得较大的TRIP效应，更有助于材料的轻质化和强度的提高，因此其适量的添加对于热轧TRIP/TWIP钢板是有利的，但是其控制范围不宜超过 3. 0% ；(5)钢种P、S含量尽量低，避免在钢坯凝固过程中形成硫化物或由于P在晶界的偏聚导致钢的脆性。一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤1)成分超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，成分质量百分比为C 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0%, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %，P 彡 0. 008 %， S彡0. 005%，余量为!^e和不可避免的杂质；其中当C彡0. 05%且Mn彡16. 0%时，还包含 N 0. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10% ；2)冶炼按上述成分在转炉或电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭；3)加热铸坯或者铸锭再加热至1150 1200°C，保温1 2两小时；4)高压水除鳞；5)热轧粗轧后精轧，开轧温度1100 1150°C，100(TC以上多道次热轧的累计变形量大于50%，终轧温度820 880°C ；6)在终轧入水前或者精轧后几个道次进行待温或弛豫处理；7)冷却热轧后的钢板以15 50°C /s速度冷却至350 550°C，然后空冷至室温，得到使用状态的热轧板材。冷却步骤可以采用两段式层流冷却方式，其中前段快冷，后段缓冷来合理控制
5TRIP效应和个组织的百分含量。 在采用上述工艺过程中，较好的方式是步骤( 所述的1000°C以上多道次热轧的累计变形量为80%，终轧温度860°C。 为了更好的控制奥氏体的晶粒尺寸，可以选择在终轧入水前或者精轧后几个道次进行待温或弛豫处理，使得细小的Nb或者Nb和Ti的碳或者复合碳氮化物能足够析出，充分发挥二相粒子的强化作用。按照上述制备TRIP/TWIP热轧钢板，热轧后的钢板可以进行后续的热处理，步骤(6)所述的待温或弛豫处理工艺为在850 950°C保温15 60min， 以大于15°C /s的冷速快速冷却至室温。所述的钢板的厚度不大于32mm。本发明根据以上成分及其工艺制备的高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，具有以下的组织特点所述的钢板的抗拉强度可以达到1220 1558MPa以上，其延伸率为52% 75%。所述的钢板热轧后冷却至室温下的显微组织主要为奥氏体，其余为HCP结构的马氏体和少量铁素体，其中马氏体和铁素体体积分数之和不大于32%，其拉伸变形后的显微组织为大于40%的形变孪晶奥氏体、BCC结构的马氏体和少量的铁素体。所述的钢板拉伸后的显微组织为奥氏体、铁素体和BCC结构的马氏体。所述的钢板热轧后的Nb和/或Ti的复合碳或碳氮化物的粒子尺寸不大于20nm。所述的钢板热轧后的奥氏体晶粒尺寸不大于30 μ m。在热轧后的使用状态的热轧钢板包含细小且弥散分布的析出相的粒子，其尺寸不大于20nm，析出相的摩尔分数不小于0. 1%。本发明通过合理的控轧控冷工艺，并充分发挥微合金元素的作用，使得该材料具备优异的综合性能。本发明制备的热轧高强度、高塑性钢板可具有非常优异的综合力学性能，可以用于汽车制造、石油管道、铁路交通、工程机械、建筑、桥梁、船舶以及军工用品等行业，具有非常重要的价值和极大的潜在应用空间。与现有技术相比，本发明具有以下优点(1)成分设计上，采用低碳或超低碳、不含铝，极大改善了材料的焊接性能和铸造性能；(2)性能优异、应用前景广泛。本发明充分应用TWIP与TRIP效应的有效结合，制备的热轧钢板兼具超高强度和高塑性的特点，其优良综合力学性能远远高于其它传统钢铁材料。制备的材料可以广泛应用于诸如汽车制造、石油管道、铁路交通、工程机械、建筑、桥梁、船舶以及军工用品等行业；(3)生产方法简单、材料性价比高。本发明的热轧TRIP/TWIP钢，主要合金元素为廉价的Mn，只微量添加了合金元素Nb或/和Ti，而不需要大量添加其它贵金属，同时其生产工艺简单，应用传统的热轧设备和轧制技术就可以获得性能优异的热轧钢板，降低了材料的成本以及生产成本，增强了市场竞争力；(4)可以通过简单地调整控轧控冷工艺就可以生产所需的各强度级别的热轧高强度钢板。比如调整未再结晶区弛豫时间来控制微合金的析出量，调整轧制道次及每道次压下量和道次时间间隔等控、冷却速度、终轧与终冷温度等，来控制晶粒尺寸并获得不同的热轧组织与优化各组织所占的比例，从而能灵活的根据用户所需来来生产具有不同强度级别的钢板。
图1为本发明的热轧工艺示意图；图2为本发明实施例1的拉伸变形前的典型光学显微组织；图3为本发明实施例1的拉伸变形后的透射电镜照片及其衍射图像；图4为本发明实施例1的拉伸应力应变曲线。
具体实施例方式下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。图1为本发明热轧高强度高塑性相变与孪晶诱发塑性钢板的生产工艺示意图， 包括如下步骤按照成分C彡0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0 %，Sil. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25%,P^ 0. 008%, S彡0. 005%，余量为!^e和不可避免的杂质；其中当C彡0. 05%且 Mn < 16. 0%时，还包含N 0. 02-0. 082%和Ti 0. 045 0. 10%，在转炉或者电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭，铸坯或者铸锭再加热至1150 1200C，保温1 2两小时后进行热轧，开轧温度 1100 1150°C，1000°C以上累计变形量大于50%，终轧温度820 880°C，轧后水冷15 300C /s速度冷却至350 550°C，然后空冷至室温，得到使用状态的热轧板材。具体的实施例中成分和工艺性能分别参见表1和表2。表1各实施例中的成分列表
权利要求
1.一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其特征在于，其成分质量百分比为C 彡 0. 10%，Mn 13. 6-20. 0%，Sil. 5 3. 0%，Nb 0. 05 0. 25%，P 彡 0. 008%，005%，余量为 Fe ；其中当 C <0.05%且MnS 16. 0%时，还包含 N 0.02-0. 082%和 TiO. 045 0. 10%。
2.根据权利要求1所述的一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其特征在于，所述的钢板的抗拉强度不小于1220Mpa，其延伸率不低于52%。
3.根据权利要求1所述的一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其特征在于，所述的钢板热轧后室温下的显微组织主要为奥氏体，其余为HCP结构的马氏体和少量铁素体，其中马氏体和铁素体体积分数之和不大于32%。
4.根据权利要求1所述的一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其特征在于，所述的钢板拉伸后的显微组织为奥氏体、铁素体和BCC结构的马氏体。
5.根据权利要求1所述的一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其特征在于，所述的钢板热轧后的Nb和/或Ti的复合碳或碳氮化物的粒子尺寸不大于20nm。
6.根据权利要求1所述的一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其特征在于，所述的钢板热轧后的奥氏体晶粒尺寸不大于30 μ m。
7.—种如权利要求1所述的超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板的制备方法，其特征在于，该方法包括以下步骤1)成分超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，成分质量百分比为C 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0%, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %，P 彡 0. 008 %， S彡0. 005%，余量为!^e和不可避免的杂质；其中当C彡0. 05%且Mn彡16. 0%时，还包含 N 0. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10% ；2)冶炼按上述成分在转炉或电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭；3)加热铸坯或者铸锭再加热至1150 1200°C，保温1 2两小时；4)高压水除鳞；5)热轧粗轧后精轧，开轧温度1100 1150°C，1000°C以上多道次热轧的累计变形量大于50%，终轧温度820 880°C ；6)在终轧入水前或者精轧后几个道次进行待温或弛豫处理；7)冷却热轧后的钢板以15 50°C/s速度冷却至350 550°C，然后空冷至室温，得到使用状态的热轧板材。
8.根据权利要求7所述的超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板的制备方法，其特征在于，步骤( 所述的1000°C以上多道次热轧的累计变形量为80%，终轧温度 860 "C。
9.根据权利要求7所述的超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板的制备方法，其特征在于，步骤(6)所述的待温或弛豫处理工艺为在850 950°C保温15 60mino
10.根据权利要求7所述的超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板的制备方法，其特征在于，所述的钢板的厚度不大于32mm。
全文摘要
本发明涉及一种超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板，其成分质量百分比为C≤0.10％，Mn 13.6-20.0％，Si 1.5～3.0％，Nb 0.05～0.25％，P≤0.008％，S≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质；其中当C≤0.05％且Mn≤16.0％时，还包含N 0.02-0.082％和Ti 0.045～0.10％。制备方法为按上述成分冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯，加热至1150～1200℃，保温1～2两小时，高压水除鱼鳞后进行热轧，开轧温度1100～1150℃，粗轧后精轧，1000℃以上累计变形量大于50％。终轧温度820～880℃，终轧入水前或者精轧后几个道次进行待温或弛豫处理，轧后15～50℃/s速度冷却至350～550℃，然后空冷至室温。与现有技术相比，本发明所制备的热轧板材抗拉强度不小于1220MPa，延伸率不低于52％。
文档编号C22C33/04GK102296232SQ20111026520
公开日2011年12月28日 申请日期2011年9月8日 优先权日2011年9月8日
发明者付立铭, 单爱党 申请人:上海交通大学