一种高强塑性热轧中锰钢板及其临界区轧制制备方法与流程

本发明属于金属材料研究领域，涉及一种高强塑性热轧中锰钢板及其临界区轧制制备方法，其所涉钢板为屈服强度700mpa以上，抗拉强度在980mpa以上，断后延伸率40％以上，强塑积大于40gpa％热轧中锰钢板。

背景技术

目前，汽车发展过程大致经历三个阶段：第一代ahss主要以双相钢(dp)、相变诱导塑性钢(trip)、复合钢(cp)以及马氏体钢(m)等为代表。这类钢是在传统意义上的高强度钢发展而来的。传统高强钢有if钢(hssif)、烘烤硬化钢(bh)、各向同性钢(is)、高强含p和低合金高强钢(hsla)等，其共同特点在于组织为铁素体单相组织，所涉及强化机制主要为细晶强化、固溶强化、以及析出强化。以上强化机制主要依靠控制轧制以及微合金化租金晶粒细化和细小碳化物析出。第一代ahss的强化机制在此基础上增添相变强化，通过控制冷却速度使其组织均为多相组织。然而，第一代ahss强度高的同时延伸率相对较低，成形性无法得到充分保证。为开发综合性能更优的超高强钢，阿赛洛等国际大型钢铁公司研究并开发高锰系列的孪晶诱导塑性(twip)钢和具有诱导塑性的轻量化(l-ip)钢。此类钢是一种低层错能的奥氏体钢。该钢在无外载荷作用时，室温下的组织为稳定残余奥氏体。但当其在外载荷作用下，由于应变诱导产生机械孪晶，会产生大的无颈缩延伸，显示出非常优异的力学性能，主要表现为高的应变硬化率和强塑性。此类钢被称为第二代ahss，主要以合金元素为代价换取优越的力学性能，其冶炼连铸工艺、钢材的延迟断裂、切口敏感性以及可涂镀性能都是防碍此类钢广泛应用的生产技术难题。第一代、第二代ahss的研发中采用添加大量cr、ni、nb和al等合金元素，造成材料成本较高。同时由于合金元素过高不利于塑性变形，例如al元素的加入使得熔炼过程难度加大，p元素加入容易出现脆性夹杂等。由此，美国钢铁企业提出开发第三代ahss。其主要思想为在第一、第二代ahss的微观组织基础上，降低合金含量，通过控制轧制及控制冷却结合晶粒细化、固溶强化、析出强化及位错强化等强化机制来提高强度。通过调整组织中相的组成和比例利用应变诱导塑性、剪切带诱导塑性及孪晶诱导塑性来提高塑性和成形性能。

中国专利(公开号cn104694816a)强塑积大于30gpa％的高al中锰钢的制备方法，该冷轧钢板各组分重量百分比为：c：0.10～0.35％，mn：5.0～9.0％，al：4.0～7.5％，余量为fe及不可避免的杂质。通过高al含量的添加促进临界区退火过程中的奥氏体稳定化，多量亚稳态逆转奥氏体的trip效应促进该钢板的强塑性。但是该发明产品中抗拉强度均小于810mpa，断后延伸率均大于40％，主要通过大幅度提高材料塑性增大强塑积；然而作为先进汽车用钢，较低的抗拉强度显然不满足“高强减薄”的轻量化理念。

中国专利(公开号cn104630641a)800mpa级高强度高塑性中锰钢的制备方法，得到良好的综合力学性能，mn含量分别在3-7％且较多微合金元素的加入(如cu、cr、mo等)，大大提高中锰钢的合金成本；在热处理工艺的选取上，上述两者均采用罩式退火及连续退火工艺，无明显的节约成本型改进。目前大多热轧中锰钢的研究均集中成分的优化，后续的热处理工艺的改良、后续热处理工序的增加等，很少研究聚焦于热轧工艺的更新，而热轧参数的改变(如：轧制温度、轧制区间、道次压下量、累积压下量)均影响热轧后马氏体的晶粒大小及形态特征，进而影响热处理工艺后逆转奥氏体的组织形貌及后续拉伸变形下的力学行为。

本发明在国家自然科学基金项目(51674080)资助下完成。

技术实现要素：

鉴于上述问题，本发明的目的在于提供一种高强塑性热轧中锰钢板及其临界区轧制制备方法，合理优化合金成分，结合临界区轧制及轧后临界区热处理工艺，生产出抗拉强度为980mpa以上，断后延伸率大于40％，强塑积大于40gpa％的热轧中锰钢板。

本发明的技术方案是：

一种高强塑性热轧中锰钢板，热轧中锰钢板的成分按质量百分比为：c0.15～0.22％、si0.30～0.70％、mn6.0～7.5％、al2.0～3.0％、v0.08～0.12％、p≤0.005％、s≤0.005％、n≤0.006％、o≤0.003％，其余为fe。

所述的高强塑性热轧中锰钢板，热轧中锰钢板的屈服强度700mpa以上，抗拉强度为980mpa以上，断后延伸率40％以上，强塑积40gpa％以上。

所述的高强塑性热轧中锰钢板的临界区轧制制备方法，按以下步骤进行：

1)根据上述化学成分进行熔炼，铸造成板坯，其纵截面尺寸为100×100mm；

2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1170～1220℃，等温2～3h；

3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1100～1150℃，粗轧结束温度1000～1050℃，粗轧每道次压下率为20～25％，累积压下率50～60％；

4)临界区轧制温度750～950℃，每道次压下率为20～25％，累积压下率大于等于40％，轧制至厚度为3.5～5.0mm，随后淬火至室温；

5)采用电阻式加热炉对热轧卷取钢板进行两相区退火，退火温度为720～780℃，退火时间为0.5～3h，随后冷却至室温，得到所需产品。

所述的步骤1)中，熔炼温度为1550～1600℃。

所述的步骤4)中，累积压下率40～50％。

所述的步骤5)中，冷却速度不小于5℃/s。

本发明的技术思路是：充分优化中锰钢生产热轧阶段工艺，较传统中锰钢热轧工艺中单纯的奥氏体区变形，临界区轧制变形下，促进铁素体中位错的形成，有利于c、mn等奥氏体稳定元素向原奥氏体晶粒中富集，在初始阶段完成一次元素配分；同时较低温度的临界区轧制抑制原始奥氏体在后续的待温过程中的长大，有效细化原奥氏体晶粒，进而细化热轧后马氏体的晶粒尺寸。细小富c、mn的板条马氏体在后续的临界区等温热处理过程中进行奥氏体逆转变，相变得到超细化的纳米级板条奥氏体及临界区铁素体，这样晶粒细小、稳定性较强的逆转奥氏体在后续的变形过程有效、连续的trip效应，保证钢板的高强高塑性。

与现有技术相比，本发明的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板及其临界区轧制制备方法，其优点及有益效果为：

(1)本发明的临界区轧制制备方法打破传统中锰钢生产热轧工序阶段单纯奥氏体变形细化原奥氏体晶粒的现状，临界区轧制过程中生成的先共析铁素体有效的促进c、mn元素向原奥氏体中配分，实现热轧阶段的一次配分。

(2)本发明的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板合金比例较传统高al中锰钢相有所降低，更无cr、mo等贵重合金元素，工艺稳定性良好，组织均匀化，生产安全性高。

(3)本发明临界区轧制调控及临界区热处理后的热轧中锰钢板中板条状逆转奥氏体的宽度均在200～300nm，如此细小的逆转奥氏体板条在拉伸变形过程中进行渐进式trip效应，在各个应变阶段提高钢板的加工硬化率，增强增塑。

附图说明

图1：本发明实施例1的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板其临界区轧制制备方法中轧制及临界区退火工艺示意图；

图2：本发明实施例1制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板sem形貌；

图3：本发明实施例1制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板tem精细形貌，其中：(a)明场；(b)暗场；

图4：本发明实施例1制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板的应力应变曲线；其中，横坐标engineeringstrain代表工程应变；纵坐标engineeringstress代表工程应力(mpa)。

具体实施方式

下面，通过实施例和附图对本发明进一步详细阐述。

实施例1

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，成分按质量百分比为c：0.18％，si：0.3％，mn：6.0％，al：2.0％，v：0.12％，p：0.004％，s：0.003％，n：0.004％，o：0.002％，余量为fe；钢板厚度为3.5mm。

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板其临界区轧制制备方法，包括如下步骤：

1)按980mpa级高强塑性中锰热轧钢板的成分配比，在温度为1550℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的板坯；

2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200℃，等温2h；

3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1150℃，粗轧结束温度1050℃，粗轧每道次压下率为20％，累积压下率50％；

4)临界区轧制温度750℃，精轧每道次压下率为25％，累积压下率46.5％，轧至厚度为3.5mm，随后淬火至室温；

5)采用电阻式加热炉对热轧卷取钢板进行两相区退火，退火温度为750℃，退火时间为1h，随后以15℃/s的速率冷却至室温，得到所需产品。

本实施例制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，屈服强度为710mpa，抗拉强度为995mpa，断后延伸率及强塑积分别为42％和41.79gpa％。

如图1所示，本发明实施例1的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板其临界区轧制制备方法中轧制及临界区退火工艺示意图，可以看出，首先将钢板升温至1200℃，保证各元素充分固溶且组织均匀化，随后进行三道次粗轧，轧制温度由1150℃降至1050℃。将粗轧后的钢板在750℃进行临界区轧制，随后淬火至室温。将淬火后的钢板升温至750℃进行临界区热处理，得到优化的组织结构。

如图2所示，本发明实施例1制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板sem形貌，可以看出，钢板内部组织由粗大的δ铁素体及板条相间的逆转奥氏体及临界区铁素体组成。

如图3所示，本发明实施例1制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板tem精细形貌，可以看出，通过tem下明场及暗场像的对比，板条逆转奥氏体的板条宽度约为600nm，细小的逆转奥氏体凭借其较好的稳定性，在变形过程中提供trip，保证钢板的强塑性。

如图4所示，本发明实施例1制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板的应力应变曲线，可以看出，该钢板的抗拉强度保证在980mpa以上，塑性维系在40％左右，体现良好的强塑匹配。

实施例2

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，成分按质量百分比为c：0.18％，si：0.7％，mn：7.5％，al：2.8％，v：0.08％，p：0.004％，s：0.003％，n：0.005％，o：0.0015％，余量为fe；钢板厚度为4mm。

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板其临界区轧制制备方法，包括如下步骤：

1)按980mpa级高强塑性中锰热轧钢板的成分配比，在温度为1590℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的板坯；

2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200℃，等温3h；

3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1150℃，粗轧结束温度1050℃，粗轧每道次压下率为20％，累积压下率50％；

4)临界区轧制温度750℃，精轧每道次压下率为20％，累积压下率46％，轧至厚度为4mm，随后淬火至室温；

5)采用电阻式加热炉对热轧卷取钢板进行两相区退火，退火温度为740℃，退火时间为2h，随后以10℃/s的速率冷却至室温，得到所需产品。

本实施例制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，屈服强度为730mpa，抗拉强度为1021mpa，断后延伸率及强塑积分别为41.6％和42.47gpa％。

实施例3

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，成分按质量百分比为c：0.20％，si：0.5％，mn：7.0％，al：2.8％，v：0.1％，p：0.004％，s：0.003％，n：0.004％，o：0.002％，余量为fe；钢板厚度为5mm。

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板其临界区轧制制备方法，包括如下步骤：

1)按980mpa级高强塑性中锰热轧钢板的成分配比，在温度为1600℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的板坯；

2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200℃，等温3h；

3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1150℃，粗轧结束温度1050℃，粗轧每道次压下率为20％，累积压下率50％；

4)临界区轧制温度750℃，精轧每道次压下率为20％，累积压下率45％，轧至厚度为5mm，随后淬火至室温；

5)采用电阻式加热炉对热轧卷取钢板进行两相区退火，退火温度为740℃，退火时间为2h，随后以20℃/s的速率冷却至室温，得到所需产品。

本实施例制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，屈服强度为720mpa，抗拉强度为1033mpa，断后延伸率及强塑积分别为40.3％和41.63gpa％。

实施例4

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，成分按质量百分比为c：0.18％，si：0.5％，mn：6.5％，al：2.8％，v：0.1％，p：0.004％，s：0.003％，n：0.002％，o：0.0025％，余量为fe；钢板厚度为3.5mm。

本实施例的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板其临界区轧制制备方法，包括如下步骤：

1)按980mpa级高强塑性中锰热轧钢板的成分配比，在温度为1590℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的板坯；

2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200℃，等温3h；

3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1150℃，粗轧结束温度1050℃，粗轧每道次压下率为20％，累积压下率50％；

4)临界区轧制温度780℃，精轧每道次压下率为20％，累积压下率46.5％，轧至厚度为3.5mm，随后淬火至室温；

5)采用电阻式加热炉对热轧卷取钢板进行两相区退火，退火温度为740℃，退火时间为2h，随后以25℃/s的速率冷却至室温，得到所需产品。

本实施例制得的980mpa级高强塑性中锰热轧钢板，屈服强度为711mpa，抗拉强度为1042mpa，断后延伸率及强塑积分别为41.1％和43.14gpa％。