专利名称：一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢及其生产方法
技术领域：
本发明涉及高强塑积钢板及其生产方法，尤其是一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢及其生产方 法。
背景技术：
新一代汽车用钢的发展方向是使用高强和超強度钢以实现汽车的轻量化、低排放、碰撞安全性和节能，高强塑积已经成为高性能汽车用钢最重要的衡量指标。以DP、TRIP、TWIP和热成形钢等为代表的先进高强钢在一定程度上暂时满足了汽车エ业发展的目标。但随着DP、TRIP等钢在汽车上的推广应用，其有限的强塑积(15 20GPa%)仅可以完成简单构件的成形，而钢种本身带来的性能缺陷逐渐显现，如随着强度的提高、延伸率下降、冲压回弹大；微观组织的不均匀性及不同组织强塑性的差异导致其在弯曲和翻边成形中出现裂纹；化学成分(尤其是碳、锰等元素)添加量的増加，引起焊接性能恶化；为了获得所需要的组织而添加的ー些化学元素(如硅)，却给冷轧板表面质量、涂镀性等带来不利的影响。而热成形钢在强度超过IOOOMPa后，塑性下降幅度加大，较低的强塑积(9 15GPa%)难以满足复杂构件的成形需要。此后进行了具有较高强塑积的TWIP钢的基础开发，传统TWIP钢是在哈德菲尔(Hadfield)钢的基础上演变而来，其加工性能很差，主要原因是(I)超高含量的Mn元素(彡20%)降低了钢的导热率，且自由线收缩值(2· 49Γ3. 0%)是普通碳钢的2 3倍，导致钢的铸态组织粗大，原始铸坯/锭表面易产生热裂纹，热轧后裂纹加剧。(2)由于钢中含有大量的Mn元素，铸造时可能造成钢中成分偏析以及S和P元素在晶界偏聚，弱化晶界，同时大量脆性碳化物(m23c6、m5c2)的析出使TWIP钢在热轧过程中极易产生沿晶裂纹。(3)高Mn钢固有的高加工硬化速率，导致轧制变形抗カ较高，増加了轧机负荷，使其难以冷加工成形。(4)高锰钢的动态应变时效对扩孔成形不利，冲压高锰钢的延迟脆性等都使得其在现有传统的汽车板生产线上难以生产和大批量推广应用。公开(公告)号为CN 101065503A的“具有TWIP性能的高强度钢带或薄钢板以及通过钢带连铸制备它的方法”和公开号为CN 101084073A的“由轻型结构钢生产热轧带材的方法”两项公开专利文献中，提出采用钢带连铸(DSC)エ艺结合热轧、冷轧制备出复合添加闻娃、闻招及Ni、Cr、V、Ti和Nb等合金兀素的TWIP钢。但招是一种铁素体稳定化兀素，具有提高层错能(SFE)、降低奥氏体稳定性的作用，将破坏由于应变诱导孪晶效应所产生的高強度和高塑性，因此，铝的添加对奥氏体稳定性的影响，必须通过锰或其它奥氏体稳定化元素(如Ni等)来补偿，这将提高钢的成本；同时铝的易氧化又使冶炼和浇铸中夹杂物的控制难度加大，降低钢质纯净度，对强塑性产生不利影响。当硅的加入量过多时，会使鋳造材料产生较多的复合脱氧产物，恶化其铸态性能；并且在热轧带材表面出现粘性的氧化硅，降低涂镀性。含有高硅、高铝的孪晶诱导塑性钢其热加工性很差，热轧往往会出现严重的边裂，降低材料的利用率。大量Ni、Cr等合金元素的加入虽在一定程度上可以改善材料加工和部分力学性能，但其生产的经济性却大大降低。公开(公告)号为CN 101111622A，名为“具有高的強度和可成形性的奥氏体钢，制造所述钢的方法及其应用”的公开专利文献中，为使冷轧薄板达到性能要求，需要采用长达4小时以上的分批退火，既增加能源消耗、提高生产成本，又大大降低了生产效率、延长产品生产周期。公开(公告)号为CN 101215672A和CN 101235464A的两个中国专利文献中，受到超高锰(> 20%)和高硅、高铝(> 2%)的限制，热轧TWIP钢板的制备采用铸锭、热锻，以改善热轧板料的表面缺陷。然而热锻エ序必须离线进行，既破坏了生产的连续性又増加了生产成本。现有TWIP钢技术中，针对TWIP效应进行了钢种成分和エ艺设计，其抗拉强度未能达到超高强度900MPa)要求；而具有TRIP效应的冷轧汽车钢板其强度虽高，但塑性偏低(彡 30%)
发明内容
本发明提供了一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢及其生产方法，生产汽车用薄钢板，有效提高抗冲撞性、降低车体重量、实现燃油经济性和降低废气排放造成的环境污染。本发明提供的ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢，其特征在于按重量百分比包含如下化学组分C 0. 10%"I. 0% ；Si 0. 20% 2. 0% ；Mn :5% 14% ；Ρ :0· 005% 0· 015%, S 彡 O. 005% ；Als :0. 02% 0· 50% ；N ( O. 05%，其余为Fe和不可避免的杂质。所述ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢，其特征在于按重量百分比还包含如下化学组分V 0. 05、· 30% ；Ni :0. 15 O. 50% ；Nb :0. 005%、· 05% ；Ti :0. 005% O. 05% ；Ca
O.001% 0· 006% ；RE 0. 0005% 0· 002% ；Mg :0. 0005% 0· 002% 中的 I 种或任意 2 6 种。一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢的综合力学性能如下抗拉强度(Rm)800 I3OO MPa ；屈服强度(ReI)450 900 MPa ；延伸率(A5tl) 28% 45% ；加工硬化指数(η) O. 25 O. 45 ;强塑积(RmXA5tl)30 45GPa%。ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢的生产方法，其特征在于该方法包括以下步骤a.采用真空冶炼，浇铸温度控制在1450°C 1550°C，浇注成铸坯；b.铸坯热轧，加热温度控制在1050°C 1150°C，保温30 120min，开轧温度控制在1100°C 800°C，终轧温度控制在850°C 600°C，轧至3 mm 5mm，轧后钢板快速冷却，冷却速率彡15°C /s，形成热轧板；c.热轧板在亚稳态组织形成区间退火，退火温度60(Γ720 V，保温时间5mirTl80min，以> 20°C /s冷速快冷至室温，获得成品亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢热轧板；所述ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢的生产方法，其特征在于经过上述a. b步骤后,热轧板经40% 80%的压下率冷轧成厚度为O. 8mm 2. Omm的冷轧薄钢板，然后在600°C 720°C温度区间内，对冷轧薄钢板进行等温退火处理，保温时间3 min 30min，以> 15°C /s冷速快冷至室温，获得适宜冲压成形的亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢薄钢板。在基于亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢，所采用的组分作用如下
C :有利于发明钢获得所需的强度指标；增加奥氏体的稳定性，以避免Mn降低后所引起的奥氏体稳定性的过度降低，在钢中保持中(低)C，抑制铁素体及ε —马氏体的过早形成，因此，优选的C含量为O. 10% I. 0%。Mn :是奥氏体稳定化元素，它在临界退火区会向奥氏体中扩散，使得Mn和C同时在奥氏体中富集和均匀化，故改变奥氏体在随后冷却过程中的稳定性和珠光体的形成。同时，Mn的加入使Ms点较低，残余奥氏体的量増加。与现有技术相比，发明钢在设计成分中大大降低了 Mn含量，降低了铸坯凝固过程中的微观偏析、轧制缺陷产生机会和加工硬化率过高造成的轧制困难。当Mn含量超过20%时，其TWIP效应強烈，不利于高强度的获得；如Mn含量低于2%，则完全由表现为TRIP效应，不利于材料获得高塑性。Si分布在铁素体中，提高铁素体中碳的化学位，促使铁素体中的碳向奥氏体内部扩散，奥氏体中的碳浓度升高。由于Si在碳化物中不溶解，碳化物沉淀被Si所抑制，相应地在残余奥氏体中可导致较多的碳的富集，使奥氏体具有更多的残留或更高的稳定化倾向，同时还有利于强度的提高和材料的轻质化。P也可以提高奥氏体的含量及稳定性，部分代替Si也可以在贝氏体转变时抑制C的沉淀，保留小晶粒奥氏体，另外通过固溶強化作用提高母体的约束カ来稳定残余奥氏体。Mg :与其它脱氧剂不同，镁与氧结合形成非常微细的析出物，这些微细析出物在钢中均匀弥散分布，避免了大颗粒氧化物夹杂物滞留钢中所产生的应カ集中，降低对塑、韧性的不利影响。此外，Ni是奥氏体稳定化元素，钢中添加少量Ni可以稳定奥氏体显微组织。V可以增加残余奥氏体的量。本发明将合金成分设计、冶炼、轧制和热处理工艺相结合，获得具有一定数量原始组织为超细板条亚稳态奥氏体+铁素体板条复合多相组织钢板，亚稳态奥氏体在塑性变形中部分发生相变，转变为ε + α马氏体，即TRIP效应，通过相变中马氏体的形成，产生体积膨胀抑制材料颈缩的形成而产生塑性增强，硬质相马氏体的形成同时产生超高強度；而以超细板条态存在的铁素体则在塑性变形中保持良好的塑性延展性，使材料具有高塑性。经过以上化学成分组合及制备エ艺所获得的带材具有以下组织特征I)热轧+亚稳态临界退火及冷轧+亚临界退火处理后，钢板的显微组织包含30%(体积分数)以上的超细奥氏体板条+铁素体板条的复相组织。2)单向拉伸变形后的组织包含马氏体、超细板条亚稳态残余奥氏体和超细板条状铁素体等多相复合组织。本发明与现有技术相比具有以下显著有益效果I)在优选的成分和エ艺下，获得具有一定组分配比的超细板条结构的亚稳态残余奥氏体和铁素体，利用亚稳态奥氏体相变的TRIP效应，产生超高強度和塑性增强，及软相铁素体组织的高塑性特性，获得具有高强塑积、综合性能优良的钢板。2)发明钢采用中/低C-Mn和Si、V合金系，大大降低了 Mn含量，且无高硅、高铝和大量贵重合金的加入，不仅节约产品成本，还有效減少了复合脱氧产物及脆性相(Si02、Al2O3)和硫化物(MnS)的大量产生、聚集，提高钢质洁净度、可加工性和表面质量。3)采用连铸板坯直接热轧成形，无需采用DSCエ艺，节省设备投资和生产成本。4)无需长时间退火，且通过不同的亚稳态等温退火处理工艺，获得具有不同强塑积指标的钢板，满足不同强塑性构件成形的多样化需求，实现资源和能源的有效利用。
图I为ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢实施例I单向拉伸应力-应变曲线。图2为ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢实施例2单向拉伸应力-应变曲线。图3为ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢实施例4单向拉伸应力-应变曲线。图4为ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢实施例I亚临界等温退火后的微观组织结构。图5为ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢实施例4亚临界等温退火后的微观组织结构。图6为ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢实施例I单向拉伸变形后的微观组织结构。
具体实施例方式下面用实施例更详细描述本发明。实施例1-5，一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢所包含的化学成分，如表I所示，其余为Fe和不可避免的杂质。表I化学成分(wt %)
权利要求
1.ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢，其特征在于按重量百分比包含如下化学组分C 0. 10%"I. 0% ；Si 0. 20% 2. 0% ；Mn :5% 14% ；Ρ :0· 005% 0· 015%, S 彡 O. 005% ；Als O.02% O. 50% ；N ( O. 05%，其余为Fe和不可避免的杂质； 上述一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢的综合力学性能如下 抗拉强度(Rm) 800 1300 MPa ； 屈服强度(ReI) 450 900 MPa ；延伸率(A5tl ) 28% 45% ； 加工硬化指数(η) O. 25 O. 45 ; 强塑积(RmXA5tl) 30 45 GPa%。
2.根据权利要求书I所述的ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢，其特征在于按重量百分比还包含如下化学组分V 0. 05^0. 30% ；Ni 0. 15^0. 50% ；Nb 0. 005%"0. 05% ；Ti 0. 005% 0. 05% ；Ca 0.001% 0. 006% ；RE 0. 0005% 0. 002% ；Mg :0. 0005% 0. 002% 中的 I 种或任意 2 6 种。
3.权利要求书I所述的ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢的生产方法，其特征在于该方法包括以下步骤 a.采用真空冶炼，浇铸温度控制在1450°C 1550°C，浇注成铸坯； b.铸坯热轧，加热温度控制在1050°C 1150°C，保温30 120min，开轧温度控制在1100°C 800°C，终轧温度控制在850°C 600°C，轧至3 mm 5mm，轧后钢板快速冷却，冷却速率≥15°C/s，形成热轧板； c.热轧板在亚稳态组织形成区间退火，退火温度60(T72(TC，保温时间5mirTl80min，以> 15°C /s冷速快冷至室温，获得成品亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢热轧板。
4.根据权利要求3所述的ー种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢的生产方法，其特征在于经过上述a. b步骤后，热轧板经40% 80%的压下率冷轧成厚度为O. 8mm 2. Omm的冷轧薄钢板，然后在600°C 720°C温度区间内，对冷轧薄钢板进行等温退火处理，保温时间3 min 30min,以≥15°C /s冷速快冷至室温,获得适宜冲压成形的亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢薄钢板。
全文摘要
本发明公开了一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢及其生产方法，生产汽车用薄钢板，有效提高抗冲撞性、降低车体重量、实现燃油经济性和降低废气排放造成的环境污染。本发明提供的塑积钢，按重量百分比包含如下化学组分C0.10%~1.0%；Si 0.20%~2.0%；Mn5%~14%；P0.005%~0.015%，S≤0.005%；Als0.02%~0.50%；N≤0.05%，其余为Fe和不可避免的杂质。生产方法包括采用真空冶炼，浇注成铸坯； 铸坯热轧，形成热轧板；热轧板在亚稳态组织形成区间退火，获得成品亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢热轧板。本发明利用亚稳态奥氏体相变的TRIP效应，采用中/低C-Mn和Si、V合金系，提高钢质洁净度、可加工性和表面质量；采用连铸板坯直接热轧成形，获得具有不同强塑积指标的钢板。
文档编号C21D8/02GK102828109SQ20121034533
公开日2012年12月19日 申请日期2012年9月17日 优先权日2012年9月17日
发明者李激光, 张金栋, 黄海亮 申请人:辽宁科技大学