一种高强度高延伸率低密度的中厚板及其制备方法与流程

本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种高强度高延伸率低密度的中厚板及其轧制与热处理工艺。
背景技术：
：近年来，为降低燃料消耗、减少CO2排放量，汽车轻量化逐渐成为业界趋势，轻质合金也随之越来越受到业界的重视。研究人员首先考虑采用的密度小的铝合金板，其价格昂贵，加工、焊接控制难度较高，较难作为汽车用材。低密度钢的开发应用很好地解决了这一问题，在铁基上加入一定量铝，生产出高铝含量钢板，使之兼备钢板的强度、塑性和铝合金的低密度特点。铝的加入还可提高钢的耐腐蚀性能，这种低密度、耐腐蚀的综合性能使高铝低密度钢在海洋工程应用方面具有了十分良好的前景。高铝低密度钢中厚板的现有技术(如中国专利，公开号CN103484771B)公开了一种海洋平台用高铝低密度中厚钢板及其轧制与热处理工艺，实现了低密度化且高强度的特征，但并未解决低密度钢的低温冲击韧性问题。加Al元素的钢在适宜的热处理条件下有可能析出κ碳化物，κ碳化物会成为裂纹的起始点导致材料塑性降低，因此低密度钢在冷轧过程中常常出现开裂现象。另外，铝与氮有较强的亲和力，极易形成AlN颗粒，当铸件凝固时，冷却速度越小，AlN越易析出，铸钢在880℃淬火后，AlN颗粒以六方晶形式沿原奥氏体的晶界析出会使钢变脆。因此，需要提供一种高强度高延伸率低密度且韧性较好的中厚板材料。技术实现要素：本发明的目的是提供一种高强度、高延伸率、低密度的中厚板及其制备方法。通过高铝的合金元素设计，采用两阶段再结晶控制轧制，轧后进行临界热处理实验使钢板回火，空冷后得到铁素体、回火马氏体和逆转奥氏体的复相组织，以提高钢材的低温韧性，同时具备高强度以及良好的耐腐蚀性能，可更好的应用于海洋平台或汽车领域。本发明所涉及的高强度、高延伸率、低密度的中厚板，其化学成分质量百分比为：C：0.105-0.30％，Al：2.00-6.00％，Mn：1.50-4.00％，Ni：1.80％-3.00％，Nb：0.012-0.06％，Si：≤0.20％，控制S、P、N含量为S≤0.005％，P≤0.01％，N≤0.005％，其它为Fe和不可避免杂质，为使均化处理后γ奥氏体含量大于δ铁素体含量，其中C、Mn、Ni、Al的含量应符合公式：12[C]+0.25[Mn]+0.2[Ni]+1＞[Al]。优选的质量百分比的化学成分为：C：0.11-0.30％，Al：3.20-6.00％，Mn：2.40-4.00％，Ni：1.80％-3.00％，Nb：0.012-0.055％，Si：≤0.20％。最佳的质量百分比的化学成分为：C：0.18％，Al：3.24％，Mn：2.48％，Ni：1.94％，Nb：0.053％，Si：0.19％。为提高中厚板强度，上述化学成分中，还可添加Mo、V、Ti、Cu元素中的一种或几种替代Fe，添加量按质量百分比计，Mo≤0.5％、V≤0.05％、Ti≤0.08％、Cu≤1％。本发明各元素的作用及配比依据如下(以质量百分比为计)：碳：C的一个重要作用是固溶强化，可溶于奥氏体并扩大奥氏体相区，足够的C可形成足够的富碳逆转奥氏体并使之稳定至室温，组织中固溶的合金元素如Al、Mn、Nb可与C结合形成各种碳化物，这些碳化物的沉淀强化作用可以适当提高钢的强度，影响奥氏体和铁素体再结晶温度；然而C含量过高会使钢在淬火后出现较多孪晶亚结构，降低钢的塑性和韧性，且C含量超过0.23％时，材料的焊接性能变坏，因此，本发明钢中碳的含量选择在0.105-0.30％之间。铝：Al是铁素体形成元素，在C的分配过程中抑制渗碳体的形成，使逆转变的奥氏体富C，有效提高逆转奥氏体含量及稳定性。作为轻量化元素加入钢中可以降低钢铁材料的密度，也可以起到固溶强化的作用，并提高钢的耐腐蚀性能。但是，为确保均化处理时奥氏体百分含量大于δ铁素体，增大Al含量，需同时提高C、Mn、Ni奥氏体稳定元素含量，材料成本增加，因此，本发明中铝的含量选择在2.00-6.00％之间。锰：Mn是扩大奥氏体相区的元素，有利于奥氏体的稳定性的提高，增加钢种逆转奥氏体的含量，可有效提高钢的淬透性及强度和硬度。但是，Mn含量过多会使冶炼和轧制过程中出现偏析(与钢中常规Mn偏析不同，为负偏析，出现δ铁素体的贫Mn区)，晶粒粗化趋势增强，降低钢的塑性和韧性，引起焊接恶化。因此，本发明中锰的含量选择在1.50-4.00％之间。镍：Ni是奥氏体稳定元素，可以阻碍高温下晶粒粗化。Ni还可以提高钢的淬透性与耐蚀性。由于Ni的价格昂贵且Al和Ni会生成NiAl金属间化合物降低韧性，故而本发明中镍的含量选择在1.80-3.00％之间。铌：Nb通过细晶强化和析出强化可有效提高钢的强度，Nb会强烈抑制动态再结晶的发生。但过量的Nb会减弱钢的热加工性能和钢板的韧性。因此，本发明中铌的含量选择在0.012-0.06％之间。另外，Mo可以细化晶粒组织并抑制热加工时晶粒粗化，V也可细化晶粒组织、提高组织热稳定性并提高钢的强度和韧性，Ti可细化铸态组织以及热加工及时阻碍晶粒粗化。Cu可以增加钢的屈服强度并且降低韧脆转变温度，Cu的析出强化可以保持性能的均匀性，冶炼时可以酌情添加这些元素。本发明所涉及的一种高强度高延伸率低密度的中厚板的制造工艺如下：(1)冶炼、锻造：用真空感应冶炼炉冶炼，将生铁和各种合金元素按照上述化学成分配比混合加热熔化；温度升至1500-1550℃后出炉浇注；钢锭加热到1200℃保温后，于1200-1000℃之间锻造成为厚度100mm的钢坯并迅速水冷至室温。(2)轧制工艺：将锻造后在均化处理温度保温60-180min进行均匀化处理，然后进行两阶段再结晶控制轧制；第一阶段为γ奥氏体再结晶区轧制，轧制温度为1000-950℃之间，该阶段分三个道次，每道次压下率在28-32％；第二阶段为δ铁素体再结晶区轧制温度，轧制温度为930-800℃之间，该阶段分三个道次，每道次压下率在24-28％左右,两阶段累计压下率大于85％；随后以大于10℃/s冷速冷却至室温，钢板终厚为10-20mm。(3)热处理工艺：将步骤(2)得到的热轧板材回火处理，回火温度为Tt±10℃，Tt＝50ln[C]-1.5[Al]2+14[Al]-13[Mn]-20[Ni]+858，单位℃，保温30-60min，然后空冷，得到钢板。所述步骤(2)中的均化处理温度为Th±10℃，优选公式Th＝1220-2400[C]2+1270[C]-17[Mn]-27[Ni]-30[Al]，单位℃。所述步骤2)均匀化处理时，得到δ铁素体和γ奥氏体，奥氏体摩尔百分比达到50％以上。所述步骤3)获得的钢板得到铁素体、回火马氏体和逆转奥氏体的复相组织，逆转奥氏体含量达到10％以上。上述方法中，钢板的屈服强度大于480Mpa，抗拉强度大于570Mpa，断后延伸率大于25％，-20℃的夏比冲击功超过42J。本发明各元素的作用及配比依据如下(以质量百分比为计)：本发明的特征在于获得了δ铁素体、回火马氏体和逆转奥氏体的复相组织，从而实现了高延伸率、高强度等优异性能。由于δ铁素体为高温形成相，晶粒尺寸较为粗大，经六道次再结晶区轧制，变形量＜90％，仍较难细化至20μm以下，为满足-20℃夏比冲击功高于42J，δ铁素体含量应小于50％，为此经热力学推导、Thermo-Calc软件计算及实验验证C、Al、Mn、Ni的含量满足公式：12[C]+0.25[Mn]+0.2[Ni]+1＞[Al]，可确保存在某一温度使得γ＞δ，即在Thermo-Calc性质图中，如图4所示，奥氏体和铁素体相线存在交叉；且为提高可焊性，并降低合金成本，C、Mn、Ni含量应尽可能低，均匀化处理温度应选择在该合金成分奥氏体相区最大处，同样经Thermo-Calc软件计算及实验验证表明，均匀化处理优选温度为Th＝1220-2400[C]2+1270[C]-17[Mn]-27[Ni]-30[Al]。均匀化处理的组织为含量小于50％的δ铁素体和含量大于50％的γ奥氏体双相组织，为充分细化晶粒尺寸，采用形变再结晶，由于δ铁素体和γ奥氏体的再结晶温度不同，本发明采用两阶段控制轧制：第一阶段为γ奥氏体再结晶区轧制，轧制温度为1000-950℃之间，在此温度下轧制γ奥氏体和δ铁素体均会发生再结晶，但δ铁素体在此温度区间，晶粒容易迅速长大，再结晶细化效果不明显；第二阶段为δ铁素体再结晶区轧制温度，轧制温度为930-800℃之间，在此温度δ铁素体发生再结晶，铁素体晶粒尺寸细化，γ奥氏体不会发生再结晶，形变积累促进马氏体转变，淬火后马氏体板条更为细小，从而回火后的马氏体和逆转奥氏体同样较为细小，奥氏体马氏体相变区晶粒尺寸可达2μm以下，极大提高了低温韧性。本发明的另一特征是两个等温过程即均匀化处理与临界热处理实际上是两个元素配分过程。均匀化处理过程实现δ铁素体和γ奥氏体的成分配分，得到δ铁素体和摩尔百分比达到50％以上的γ奥氏体，C、Mn、Ni在奥氏体中第一次富集，Al在δ铁素体中富集。两相区回火过程中，在回火温度Tt±10℃(Tt＝50ln[C]-1.5[Al]2+14[Al]-13[Mn]-20[Ni]+858，单位℃)保温30-60min进行临界热处理实验，回火马氏体与逆转奥氏体在该过程实现成分配分。由于C、Mn、Ni元素在逆转奥氏体中富集，Al元素在回火马氏体中富集，因此得到的回火马氏体和逆转奥氏体中C、Mn、Ni、Al元素的含量也各不相同，由于C在500℃以上时扩散速度较快，因此经两个等温过程后，C元素在逆转奥氏体中高度富集，可占整个钢中C含量的90％以上，进而得到稳定的逆转奥氏体。本发明的优势在于，与传统的贝氏体钢相比钢材的密度较低，有关低密度钢的现有技术中Al含量在3％时减重可达到4％左右，本发明的Al含量可达到6％，其减重可以达到8％。力学性能方面，本发明平均的断后延伸率可达到25％，部分实施例可达40％；本发明中厚板低温冲击韧性，-20℃的夏比冲击功均超过42J。附图说明图1是本发明的热处理工艺图，Th是均匀化处理温度，t1是均匀化处理保温时间，Tt是临界热处理温度，t2是临界热处理保温时间。图2是实施例1成分的钢在该发明的热处理工艺条件下的金相组织示意图。图3是实施例2成分的钢在该发明的热处理工艺条件下的扫描电镜组织示意图。图4是实施例3成分的钢利用Thermo-Calc软件计算得出的性质图。图5是实施例5成分的钢在该发明的热处理工艺条件下的逆转奥氏体X射线衍射结果示意图。具体实施方式本发明的具体实施例采用金相显微镜(OM)观察微观组织形貌，X射线衍射仪测量逆转奥氏体含量，并结合扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)对发明钢基体组织中析出相的形貌、分布以及成分进行表征。为了更清楚地说明本发明，下面结合优选实施例对本发明做进一步的说明。本领域技术人员应当理解，下面所具体描述的内容是说明性的而非限制性的，不应以此限制本发明的保护范围。实施例1本发明实施例在真空感应炉进行冶炼，表1为合金成分(质量分数)CAlMnNiNbTiSiSPNFe0.112.011.571.860.0410.020.130.0010.0010.00194.256按照表1所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成铸坯。锻造时加热温度为1200℃，开锻温度为1200℃，终锻温度高于1000℃，锻造结束后水淬快冷。将锻造后的100mm厚钢坯加热至1190℃保温60min进行均匀化处理，而后进行两阶段轧制。初轧温度为1000℃，经六道次变形后，钢板厚度为13mm，总压下量为87％，终轧温度为870℃。轧后以大于10℃的冷速将钢板水淬冷却至室温。随后进行临界热处理实验：将钢板加热到712℃等温60min回火后空冷。获得实施例1中表2所示的力学性能。可知高强度高延伸率低密度的中厚板的屈服强度为683MPa、抗拉强度为967MPa、延伸率为29.2％、屈强比为0.71以及-20℃的夏比冲击功为54.5J。得到实施例1的金相组织如图2所示，白色区域为δ铁素体，黑色区域为回火马氏体。表2本发明钢实例1的力学性能实施例2本发明实施例在真空感应炉进行冶炼，表3为合金成分(质量分数)CAlMnNiNbSiSPNFe0.183.242.481.940.0530.190.0010.0010.00191.914按照表3所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成铸坯。锻造时加热温度为1200℃，开锻温度为1200℃，终锻温度高于1000℃，锻造结束后水淬快冷。将锻造后的100mm厚钢坯加热至1180℃保温120min进行均匀化处理，而后进行两阶段轧制。初轧温度为1000℃，经六道次变形后，钢板厚度为13mm，总压下量为87％，终轧温度为870℃。轧后以大于10℃的冷速将钢板水淬冷却至室温。随后进行临界热处理实验：将钢板加热到731℃等温45min回火后空冷。获得实施例2中表4所示的力学性能。可知高强度高延伸率低密度的中厚板的屈服强度为629MPa、抗拉强度为780MPa、延伸率为40.4％、屈强比为0.81以及-20℃的夏比冲击功50.0J。得到实施例2的扫描电镜组织如图3所示，凸出部分为逆转奥氏体，凹下部分为回火马氏体。表4本发明钢实例2的力学性能实施例3本发明实施例在真空感应炉进行冶炼，表5为合金成分(质量分数)CAlMnNiNbCuVSiSPNFe0.253.952.412.970.0150.50.030.190.0010.0010.00189.682按照表5所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成铸坯。锻造时加热温度为1200℃，开锻温度为1200℃，终锻温度高于1000℃，锻造结束后水淬快冷。将锻造后的100mm厚钢坯加热至1150℃保温60min进行均匀化处理，而后进行两阶段轧制。初轧温度为1000℃，经六道次变形后，钢板厚度为13mm，总压下量为87％，终轧温度为830℃。轧后以大于10℃的冷速将钢板水淬冷却至室温。随后进行临界热处理实验：将钢板加热到730℃等温30min回火后空冷。获得实施例3中表6所示的力学性能。可知高强度高延伸率低密度的中厚板的屈服强度为484MPa、抗拉强度为570MPa、延伸率为31.4％、屈强比为0.85以及-20℃的夏比冲击功53.0J。如图4所示，利用Thermo-Calc软件计算得出的性质图，说明均匀化处理时，可得到δ铁素体和γ奥氏体，奥氏体摩尔百分比达到50％以上。表6本发明钢实例3的力学性能实施例4本发明实施例在真空感应炉进行冶炼，表7为合金成分(质量分数)CAlMnNiNbMoSiSPNFe0.284.672.992.530.0280.20.130.0010.0010.00189.169按照表7所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成铸坯。锻造时加热温度为1200℃，开锻温度为1200℃，终锻温度高于1000℃，锻造结束后水淬快冷。将锻造后的100mm厚钢坯加热至1130℃保温120min进行均匀化处理，而后进行两阶段轧制。初轧温度为1000℃，经六道次变形后，钢板厚度为13mm，总压下量为87％，终轧温度为850℃。轧后以大于10℃的冷速将钢板水淬冷却至室温。随后进行临界热处理实验：将钢板加热到738℃等温30min回火后空冷。获得实施例4中表8所示的力学性能。可知高强度高延伸率低密度的中厚板的屈服强度为562MPa、抗拉强度为1129MPa、延伸率为26.4％、屈强比为0.50以及-20℃的夏比冲击功45.5J。表8本发明钢实例4的力学性能实施例5本发明实施例在真空感应炉进行冶炼，表9为合金成分(质量分数)CAlMnNiNbTiSiSPNFe0.295.563.892.940.0230.0650.170.0010.0010.01187.059按照表9所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成铸坯。锻造时加热温度为1200℃，开锻温度为1200℃，终锻温度高于1000℃，锻造结束后水淬快冷。将锻造后的100mm厚钢坯加热至1070℃保温180min进行均匀化处理，而后进行两阶段轧制。初轧温度为1000℃，经六道次变形后，钢板厚度为13mm，总压下量为87％，终轧温度为850℃。轧后以大于10℃的冷速将钢板水淬冷却至室温。随后进行临界热处理实验：将钢板加热到718℃等温45min回火后空冷。获得实施例5中表10所示的力学性能。可知高强度高延伸率低密度的中厚板的屈服强度为644MPa、抗拉强度为1211MPa、延伸率为25.8％、屈强比为0.55以及-20℃的夏比冲击功42.0J。得到实施例5的逆转奥氏体X射线衍射结果如图5所示。表10本发明钢实例5的力学性能对比例1对比例在真空感应炉进行冶炼，表11为合金成分(质量分数)CAlMnNiNbSiFe0.0683.931.060.840.0400.3293.742按照表11所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成铸坯。加热到1200℃保温2h后锻成80mm厚的板坯，将板坯加热到1150℃保温2h，开轧温度1050℃，对板坯进行两阶段控制轧制，再结晶区轧制温度≥980℃，非再结晶区轧制温度≤930℃，非再结晶区累计变形量大于50％，轧后水淬。随后进行热处理实验：对轧后钢板进行1h回火处理，回火温度分别为600℃和700℃。获得对比例1中表12所示的中厚板的密度、屈服强度、抗拉强度、延伸率、屈强比以及25℃的夏比冲击功等力学性能。表12本发明钢对比例1的力学性能当前第1页1 2 3