一种基于纳米结构的高吸能型高锰TWIP钢及其制备方法与流程

本发明属于先进高强度汽车用钢开发领域，同时提供了一种基于纳米结构的高吸能型高锰twip钢及其制备方法。
背景技术：
：随着汽车轻量化的发展，汽车制造商对汽车用钢也提出了更高的要求，twip(twinninginducedplasticity)钢因其高强度、高塑性、高加工硬化率、抗冲击安全性等卓越的综合性能，在汽车、军工、航空、石油开采等领域都表现出诱人的应用潜力，掀起了一次又一次的研发热潮。汽车用钢实现汽车轻量化的同时，还需保证其强度和安全性能，这必然要求twip钢既要有高的能量吸收能力，又要有高的屈服强度。但是，目前twip钢的屈服强度仍偏低(一般在200-400mpa)，抗扭转变形能力不足，导致在以屈服强度为准则的工程设计中，很难实现减少零部件壁厚和重量的目标。国内外开展了大量twip钢强化机理和技术的研究，近年来有学者正在开发多种提高twip钢屈服强度的技术，包括：晶粒细化、析出强化、预变性、部分再结晶和固溶强化。研究结果表明，预变形和部分再结晶都能显著提高twip钢的屈服强度，但却严重降低了其塑性，导致最后twip钢能量吸收能力大大减小。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种基于纳米结构的高吸能型高锰twip钢的制备方法。本发明在nb、v、ti合金化的基础上，通过控制轧制及后续的再结晶工艺，把细晶强化、高温析出强化和中温析出强化结合起来，获得一种具有纳米奥氏体晶粒、纳米析出物和退火孪晶的完全再结晶的twip钢。一种基于纳米结构的高吸能型高锰twip钢，其特征在于元素组成(质量分数，％)c:0.55-0.95；mn:18-25；al:1.2-3.5；v:0.1-0.9；nb:0.03-0.06或ti:0.02-0.04；其中至少含一种nb、ti微合金元素，其余为铁元素。进一步的，高锰twip钢层错能在20-30mj/m2范围。进一步的，高锰twip钢室温组织为单一的奥氏体，平均晶粒尺寸在200-550nm范围。进一步的，高锰twip钢在室温下，以1mm/min的速率进行单向拉伸实验后的屈服强度为650-820mpa，抗拉强度为1080-1180mpa，断后延伸率为30％以上，在拉伸变形过程中所吸收的能量为35gpa％以上。进一步的，高锰twip钢在细小奥氏体基体上均匀分布着尺寸为5-50nm碳氮析出物。如上所述基于纳米结构的高吸能型高锰twip钢的制备方法，其特征在于制备工艺步骤如下：步骤一：在真空感应熔炼炉里进行冶炼，冷却后的铸坯在1100-1180℃下保温1.2-1.8h后锻造成厚度为35-45mm的钢坯；步骤二：将锻造后的钢坯加热到1150-1250℃，保温1.5-2h进行热轧，初轧温度1080-1150℃，高温开轧，是为了保证含nb、ti第二相粒子在高温区间的析出，阻碍奥氏体晶粒的长大；终轧温度，800-870℃，经5个道次轧制4±0.05mm，空冷至室温；步骤三：热轧后的板材冷轧前先进行一次酸洗，然后进行第一阶段冷轧，轧至2.3±0.1mm后进行730-810℃保温10-15min的退火，之后再进行一次酸洗后进行第二阶段的冷轧，最终厚度为1.2±0.02mm；步骤四：将1.2mm厚的冷轧板在氮气保护下进行连续退火，退火温度600-750℃，中温热处理是为了含v第二相粒子在中温时效区间的析出，起到强化基体的作用，保温时间1.5-5min，最后以20℃/s的冷却速率冷却至室温。本发明提供的一种基于纳米结构的高吸能型高锰twip钢的制备方法。其特征在于nb或ti的碳氮化物在高温轧制过程析出，阻止了热轧过程高温奥氏体晶粒的长大，控制了热轧过程中的动态再结晶，最终获得细小的热轧组织；v的碳氮化物在热轧冷却及中温退火时效过程中析出，增加了twip钢的屈服抗拉强度。中温短时间退火，获得了具有完全再结晶晶粒的twip钢，使twip钢的塑性不至于因析出强化降得太低而影响了其碰撞过程中能量的吸收。本发明的关键点在于v含量的添加基础上又添加了nb、ti微合金元素。其中，当v含量低于0.1％时，中温析出的v的碳氮化合物较少，屈服强度增加的不明显；v含量高于0.9％，不但增加了twip钢的成本，而且屈服强度的增加幅度较小。加入微量的nb或ti，twip钢在高温轧制时析出，起到阻碍高温奥氏体晶粒长大，细化了热轧奥氏体晶粒，既提高了twip钢的强度，又增加了其塑性。本发明的另一关键点在于中温短时间完全再结晶退火。退火温度过高，时间过长，都会使奥氏体晶粒长大，降低了其强度；而退火温度较低，时间较短，冷轧变形的奥氏体组织没有完全再结晶，晶内位错密度较高，虽然强度较高，但延伸率很低，大大降低了twip钢的抗碰撞吸能能力。另外，中温短时间退火也大大降低了能源消耗。本发明所涉及的一种基于纳米结构的高吸能型高锰twip钢的层错能控制在在20-30mj/m2范围内，以保证twip钢在室温时是单一的奥氏体结构，且在成型变形过程中产生形变孪晶，进一步起到增加塑性的作用。至少一种nb、ti微合金元素的添加，在高温轧制时析出钉扎奥氏体晶界，阻碍奥氏体晶粒的长大，使最终奥氏体晶粒平均尺寸控制在200-550nm范围。v元素的添加，在冷却和中温退火过程中析出尺寸为5-50nm碳氮化合物，强化基体。本发明所涉及的一种基于纳米结构的高吸能twip钢的屈服强度达650-820mpa，抗拉强度1080-1180mpa，断后延伸率30％以上，变形过程中所能吸收的能量35gpa％以上。本发明所涉及到的具有纳米结构的高吸能型高锰twip钢经过冶炼→铸造→锻造→加热炉均匀化→热轧→酸洗→两阶段冷轧→退火工序而获得。将铸坯加热到1100-1180℃下保温1.2-1.8h后锻造成厚度为35-45mm的钢坯，加热温度控制在1180℃以下，保温时间控制在1.8h以内，以免在锻造的过程中材料发生碎裂。将钢坯加热到1150-1280℃，保温1.5-2h进行均匀化，在1150℃以上保温，是为了让nb或ti、微量合金元素充分固溶到基体里。初轧温度1080-1150℃，终轧温度800-870℃，经5个道次轧至4±0.05mm，空冷至室温。将热轧板酸洗去除氧化铁皮，保证第一次冷轧板材的表面质量，进行第一阶段冷轧，轧至2.3±0.1mm后进行730-810℃保温10-15min的退火，以消除冷轧产生的加工硬化，之后进行第二次酸洗，以保证第二阶段冷轧板的表面质量，最终厚度为1.2±0.02mm。将1.2mm厚的冷轧板在氮气保护下进行连续退火，退火温度600-750℃，保温时间1.5-7min，最后以20℃/s的冷却速率冷却至室温，获得单一奥氏体组织的twip钢。附图说明图1为本发明制备流程图。图2为实施例1和实施例2与传统高锰twip钢的工程应力应变曲线的对比图。图3为实施例1的微观组织图。图4为实施例1的析出物形貌图。图5为实施例2的微观组织图。图6为实施例2的析出物形貌图具体实施方式表1为实施例1和实施例2的熔炼成分。表1实施例1和实施例2的熔炼成分(wt.％)序号cmnalvnbtife实施例10.70319.792.010.5160.041-余量实施例20.69719.852.210.521-0.032余量表2为实施例1和实施例2与传统高锰twip钢的力学性能。表2实施例1和实施例2与传统高锰twip钢的力学性能实施例1的制备步骤：熔炼成分(质量分数，％)为c:0.703％，mn:19.79％，al:2.01％，v:0.516％，nb:0.041％，fe余量。根据图1的制备工序流程将铸坯在在1150℃下保温1.5h后锻造成厚度为40mm的钢坯，在1200℃加热炉里均匀化1.8h；在1120℃开轧，经5个道次轧至4±0.05mm，终轧温度850℃，空冷至室温后进行酸洗和两阶段冷轧，最终厚度1.2±0.02mm；在连退炉里620℃保温3.5min后以20℃/s的冷却速率冷却至室温。实施例1所得的twip钢的组织是单一的奥氏体组织，平均晶粒尺寸约为220nm，其上均匀分布着约为20-40nm的析出物，屈服强度为816mpa，抗拉强度1183mpa，总延伸率38.25％，强塑积达40.88gpa％。强塑积虽然仅比传统twip钢高0.86gpa％，但屈服强度高523mpa，抗拉强度高284mpa。实施例2的制备步骤：熔炼成分(质量分数，％)为c:0.697％，mn:19.85％，al:2.21％，v:0.521％，ti:0.032％，fe余量。根据图1的制备工序流程将铸坯在在1150℃下保温1.5h后锻造成厚度为40mm的钢坯，在1200℃加热炉里均匀化1.8h；在1120℃开轧，经5个道次轧至4±0.05mm，终轧温度850℃，空冷至室温后进行酸洗和两阶段冷轧，最终厚度1.2±0.02mm；在连退炉里680℃保温3.5min后以20℃/s的冷却速率冷却至室温。实施例2所得的twip钢的组织是单一的奥氏体组织，平均晶粒尺寸约为305nm，其上均匀分布着约为25-40nm的析出物，屈服强度为667mpa，抗拉强度1116mpa，总延伸率52.9％，强塑积达52.02gpa％。屈服强度比传统twip钢高374mpa，抗拉强度高217mpa，强塑积高12gpa％。当前第1页12