利用γ→α同素异构转变提升Fe-Mn-Al-C双相钢力学性能的热处理工艺的制作方法

本发明涉及一种低密度高强度冷轧钢及其热处理工艺，特别是涉及一种高铝轻质钢及其热处理工艺，还涉及一种提升低密度高强度冷轧钢板力学性能的热处理工艺，应用于汽车用钢轻量化技术领域。

背景技术：

在节能减排、降低污染的全球共识下，汽车生产厂家越来越关注于使用低密度高强度汽车钢板来减轻车身重量，以达到减少碳排放、节约能源的目的。减轻重量是开发应用于汽车的fe-mn-al-c钢材的主要驱动力，密度低于fe(7.8g/cm³)的合金元素，如al(2.7g/cm³)，si(2.3g/cm³)，mn(7.21g/cm³)通常添加到fe-c钢中以降低密度并控制相组成。较低的密度是由于这些轻元素改变了钢的晶格参数，同时由于其低原子质量而减轻重量。例如，添加12％的铝将使铁的密度降低17％，其中晶格膨胀贡献10％并且原子质量减少贡献额外的7％。目前最新开发第三代汽车用钢利用热轧或冷轧组织在退火过程中发生的逆转变奥氏体来形成微米或亚微米级的奥氏体和铁素体双相组织，奥氏体在应变过程中发生trip或twip效应来提高钢的塑性和强度。但双相轻质钢随着al元素含量的增多，奥氏体的层错能会大幅提高，使其应变过程中难以发生trip或twip效应，变形机制以位错滑移为主，钢板的力学性能降低。因此制约了双相轻质钢中铝元素添加，对研发更低密度汽车钢板提出了挑战。

技术实现要素：

为了解决现有技术问题，本发明的目的在于克服已有技术存在的不足，提供一种利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能的热处理工艺，提升了高铝轻质钢的力学性能，采用成分和组织控制相结合的方法，通过冷轧钢退火条件下发生的γ→α同素异构转变，来改善单轴拉伸过程中位错在两相的滑移能力，提高两相的变形协调性。同时，本发明工艺制备的fe-mn-al-c双相高铝轻质钢的奥氏体体积分数的减少促进了c、mn原子的再分配，提高了奥氏体内的碳含量，固溶强化作用增强，钢板屈服强度明显提高。本发明最终获得一种同时提高双相钢强度和塑性的热处理工艺，全面优化和提升了fe-mn-al-c双相高铝轻质钢的品质。

为达到上述目的，本发明采用如下技术方案：

一种利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能的热处理工艺，使fe-mn-al-c钢材在奥氏体在晶界处发生γ→α同素异构转变，制备fe-mn-al-c双相钢，包括如下步骤：

a.将fe-mn-al-c钢进行热轧，其中fe-mn-al-c钢的成分按质量百分比为：c:0.3～0.8％，mn:10.0～15.0％，al:7.0～10.0％，si:0～3.0％，并且al和si元素的质量分数之和为10％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素；

b.将经过所述步骤a热轧制后的fe-mn-al-c钢进行高温等温后水冷热处理；

c.将经过所述步骤b高温等温后水冷的fe-mn-al-c钢进行室温轧制处理；

d.将经过所述步骤c室温冷轧处理后的fe-mn-al-c钢进行高温退火处理，得到具有奥氏体和铁素体双相组织的fe-mn-al-c双相钢。

作为本发明优选的技术方案，在所述步骤a中，将热锻fe-mn-al-c钢进行热轧，开轧温度为1373k～1473k，终轧温度为1073k～1173k。

作为本发明优选的技术方案，在所述步骤b中，将经过所述步骤a中的热轧处理后的fe-mn-al-c钢再进行高温等温处理，控制等温温度范围为1273～1373k，保温时间为30min～1h，然后进行水冷至室温。作为更进一步的优选技术方案，高温等温温度为1373k，保温时间为1h。

作为本发明优选的技术方案，在所述步骤c中，将经过所述步骤b中的高温等温水冷处理后得到的fe-mn-al-c钢再进行室温冷轧处理，控制冷轧变形量为50～80％，冷轧道次为25～35次，每道次下压量为2～3％。作为更进一步的优选技术方案，控制冷轧变形量为70％，冷轧道次为25次。

作为本发明优选的技术方案，在所述步骤d中，将经过所述步骤c中的冷轧处理后的fe-mn-al-c钢再进行高温退火处理，退火温度为奥氏体+铁素体两相区温度，且退火温度低于所述步骤b的高温等温温度，退火时间为10s～5min。作为本发明进一步优选的技术方案，在所述步骤d中进行高温退火处理时，控制退火温度为1173～1273k，退火时间为10s～5min。作为本发明更进一步优选的技术方案，退火温度为1173k，退火时间为2min，最终得到高品质fe-mn-al-c双相钢。

作为本发明优选的技术方案，在所述步骤d中，所制备的γ和α的双相组织中的奥氏体内固溶c质量百分比含量不低于1.30％，其中α铁素体质量百分比含量不低于11％。

作为本发明优选的技术方案，在所述步骤d中，所制备的γ和α的双相组织的取向满足k-s关系，即{111}γ//{110}α和<110>γ//<111>α。

作为本发明优选的技术方案，在所述步骤a中，fe-mn-al-c钢的成分按质量百分比为：c:0.30～0.80％，mn:10.00～15.00％，al:8.50～10.00％，si:0～1.50％，并且al和si元素的质量分数之和为10％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素。

作为进一步的优选技术方案，所述fe-mn-al-c双相钢的c含量为0.80％，mn含量为15.00％，al含量为8.50％，si含量为1.50％，其余为fe元素及不可避免的杂质元素。

本发明与现有技术相比较，具有如下显而易见的突出实质性特点和显著优点：

1.本发明制备的高品质fe-mn-al-c双相钢，奥氏体在晶界处发生γ→α同素异构转变，产生约11％的α铁素体，两者取向满足k-s关系，即{111}γ//{110}α和<110>γ//<111>α，有效改善两相变形协调性，塑性能提升6％以上；

2.本发明制备的高品质fe-mn-al-c双相钢的奥氏体内固溶c含量从1.0％提高到1.30％，固溶强化作用提供的屈服强度增加量近200mpa；

3.本发明制备的高品质fe-mn-al-c双相钢的奥氏体晶界处发生γ→α转变的双相组织，γ相和α相取向满足k-s关系，同时奥氏体内c的固溶量增加，实现了钢材屈服强度和韧性的提升，全面优化和提升了fe-mn-al-c双相高铝轻质钢的品质。

附图说明

图1为本发明优选实施例fe-mn-al-c双相钢热处理工艺制度示意图。

图2为本发明实施例一中fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢热轧后高温等温1h水冷的扫描电镜照片。

图3为本发明实施例一中fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢冷轧后退火2min后的扫描电镜照片。

图4为本发明实施例一中fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢冷轧后退火2min后的ebsd相图。

图5为本发明实施例一中fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c冷轧钢的同素异构转变量随退火时间的变化曲线。

图6为本发明实施例一中fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢冷轧后退火30s、1min和2min的工程应力应变曲线。

图7为本发明实施例二中fe-15mn-10al-0.3c钢热轧后高温等温1h水冷的光学显微组织照片。

图8为本发明实施例二中fe-15mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s后的扫描电镜照片。

图9为本发明实施例二中fe-15mn-10al-0.3c钢冷轧后退火2min后的扫描电镜照片。

图10为本发明实施例二中fe-15mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s和2min的工程应力应变曲线。

图11为本发明实施例三中fe-15mn-7al-3si-0.8c钢热轧后高温等温1h水冷的光学显微组织照片。

图12为本发明实施例三中fe-15mn-7al-3si-0.8c钢冷轧后退火5min的光学显微组织照片。

图13为本发明实施例三中fe-15mn-7al-3si-0.8c钢高温等温1h水冷及冷轧后退火5min的工程应力应变曲线。

图14为本发明实施例四中fe-10mn-10al-0.3c钢热轧后高温等温1h水冷的光学显微组织照片。

图15为本发明实施例四中fe-10mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s后的扫描电镜照片。

图16为本发明实施例四中fe-10mn-10al-0.3c钢冷轧后退火2min后的扫描电镜照片。

图17为本发明实施例四中fe-10mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s和2min的工程应力应变曲线。

具体实施方式

以下结合具体的实施例子对上述方案做进一步说明，本发明的优选实施例详述如下：

实施例一：

在本实施例中，一种fe-mn-al-c双相钢，其成分按质量百分比为：c:0.80％，mn:15.0％，al:8.50％，si:1.50％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素，fe-mn-al-c双相钢为奥氏体和铁素体组织。本实施例fe-mn-al-c双相钢为奥氏体基体双相钢。

在本实施例中，参见图1，一种利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能的热处理工艺，使fe-mn-al-c钢材在奥氏体晶界处发生γ→α同素异构转变，制备fe-mn-al-c双相钢，包括如下步骤：

a.将fe-mn-al-c钢进行热轧，其中fe-mn-al-c钢的成分按质量百分比为：c:0.80％，mn:15.0％，al:8.50％，si:1.50％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素；采用真空感应冶炼炉进行冶炼得到82mm的铸锭，将铸锭在1423k保温30min热锻成20mm厚的钢板；将热锻板进行热轧，初轧温度为1373k，热轧成2.8mm的厚板，终轧温度不低于1153k，随后空冷至室温，得到fe-mn-al-c热轧钢板；

b.将经过所述步骤a热轧制后的fe-mn-al-c热轧钢板置于1373k真空炉中进行高温等温后水冷热处理，保温1h后水冷至室温；

c.将经过所述步骤b高温等温后水冷的fe-mn-al-c钢板进行室温轧制处理，控制下压量为70％，进行冷轧的轧制道次约25次，每道次下压量为3％；

d.将经过所述步骤c室温冷轧处理后的fe-mn-al-c钢在盐浴炉中进行高温退火处理，退火温度为1173k，退火时间分别为30s、1min、2min，随后水冷至室温，最终得到具有奥氏体和铁素体的双相组织的fe-mn-al-c高铝轻质钢。本实施例将冷轧处理后的fe-mn-al-c钢板再进行高温退火处理，退火温度为奥氏体+铁素体两相区温度，且退火温度低于所述步骤b的高温等温温度，最终得到高品质fe-mn-al-c双相钢。

实验测试分析：

本实施例步骤b得到的fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢热轧后高温等温1h水冷至室温的扫描电镜照片如图2所示。由图2可知组织组成为奥氏体基体和δ-铁素体，奥氏体相连续且无析出相。

根据gb/t228-2010“金属材料室温拉伸试验方法”，将本实施例经过30s、1min、2min退火处理后得到的fe-mn-al-c双相高铝轻质钢分别加工成拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。冷轧退火组织、ebsd相图、同素异构转变量随时间变化曲线及典型工程应力应变曲线如附图3、4、5和6所示。图3为本实施例fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢冷轧后退火2min后的扫描电镜照片。图4为本实施例fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢冷轧后退火2min后的ebsd相图。图5为本实施例fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c冷轧钢的同素异构转变量随退火时间的变化曲线。图6为本实施fe-15mn-8.5al-1.5si-0.8c钢冷轧后退火30s、1min和2min的工程应力应变曲线。从图中可以看到，退火过程中奥氏体晶界处发生γ→α转变，两相取向从近邻关系到满足k-s关系，转变量增加到11％。退火时间从30s延长到2min时，该冷轧退火钢板屈服强度增大了200mpa，延伸率提高6％。本实施例fe-mn-al-c双相钢为奥氏体和铁素体的双相组织，双相组织中的奥氏体内固溶c质量百分比含量不低于1.30％，其中α铁素体质量百分比含量不低于11％，γ和α的取向满足k-s关系，即{111}γ//{110}α和<110>γ//<111>α。本实施例得到一种奥氏体晶界处发生γ→α转变的双相组织，γ相和α相取向满足k-s关系，同时奥氏体内c的固溶量增加，实现了钢材屈服强度和韧性的提升。

实施例二：

本实施例与实施例一基本相同，特别之处在于：

在本实施例中，一种fe-mn-al-c双相钢，其成分按质量百分比为：c:0.30％，mn:15.00％，al:10.00％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素，fe-mn-al-c双相钢为奥氏体和铁素体组织。本实施例fe-mn-al-c双相钢为铁素体基体双相钢。

在本实施例中，参见图1，一种利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能的热处理工艺，使fe-mn-al-c钢材在奥氏体晶界处发生γ→α同素异构转变，制备fe-mn-al-c双相钢，包括如下步骤：

a.将fe-mn-al-c钢进行热轧，其中fe-mn-al-c钢的成分按质量百分比为：c:0.30％，mn:15.00％，al:10.00％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素；采用真空感应冶炼炉进行冶炼得到82mm的铸锭，将铸锭在1423k保温30min热锻成20mm厚的钢板；将热锻板进行热轧，初轧温度为1373k，热轧成2.8mm的厚板，终轧温度不低于1153k，随后空冷至室温，得到fe-mn-al-c热轧钢板；

b.将经过所述步骤a热轧制后的fe-mn-al-c热轧钢板置于1303k真空炉中进行高温等温后水冷热处理，保温1h后水冷至室温；

c.将经过所述步骤b高温等温后水冷的fe-mn-al-c钢板进行室温轧制处理，控制下压量为70％，进行冷轧的轧制道次约30次，每道次下压量为2％；

d.将经过所述步骤c室温冷轧处理后的fe-mn-al-c钢在盐浴炉中进行高温退火处理，退火温度为1173k，退火时间分别为10s和2min，随后水冷至室温，最终得到具有奥氏体和铁素体的双相组织的fe-mn-al-c高铝轻质钢。本实施例将冷轧处理后的fe-mn-al-c钢板再进行高温退火处理，退火温度为奥氏体+铁素体两相区温度，且退火温度低于所述步骤b的高温等温温度，最终得到高品质fe-mn-al-c双相钢。

实验测试分析：

本实施例步骤b得到的fe-15mn-10al-0.3c钢热轧后高温等温1h水冷至室温的扫描电镜照片如图7所示。由图7可知组织组成为δ-铁素体基体和岛状奥氏体，岛状奥氏体内无析出相存在。

根据gb/t228-2010“金属材料室温拉伸试验方法”，将本实施例经过10s和2min退火处理后得到的fe-mn-al-c双相高铝轻质钢分别加工成拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。冷轧退火组织及典型工程应力应变曲线如附图8、9和10所示。图8为本实施例fe-15mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s后的扫描电镜照片。图9为本实施例fe-15mn-10al-0.3c钢冷轧后退火2min后的扫描电镜照片。图10为本实施例fe-15mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s和2min的工程应力应变曲线。从图中可以看到，退火过程中奥氏体晶界处发生γ→α转变，转变量随等温时间延长从0.7％增加到1.68％。退火时间从10s延长到2min时，γ和α相的取向关系从近邻关系到满足k-s关系，该冷轧退火钢板的延伸率提高8％。本实施例得到一种奥氏体晶界处发生γ→α转变的双相组织，γ相和α相取向满足k-s关系，实现了钢材韧性的提升。

实施例三：

本实施例与前述实施例基本相同，特别之处在于：

在本实施例中，一种fe-mn-al-c双相钢，其成分按质量百分比为：c:0.8％，mn:15.0％，al:7.00％，si:3.00％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素，fe-mn-al-c双相钢为奥氏体和铁素体组织。本实施例fe-mn-al-c双相钢为奥氏体基体双相钢。

在本实施例中，参见图1，一种利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能的热处理工艺，使fe-mn-al-c钢材在奥氏体晶界处发生γ→α同素异构转变，制备fe-mn-al-c双相钢，包括如下步骤：

a.将fe-mn-al-c钢进行热轧，其中fe-mn-al-c钢的成分按质量百分比为：c:0.80％，mn:15.00％，al:7.00％，si:3.00％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素；采用真空感应冶炼炉进行冶炼得到82mm的铸锭，将铸锭在1423k保温30min热锻成20mm厚的钢板；将热锻板进行热轧，初轧温度为1473k，热轧成2.8mm的厚板，终轧温度为1173k，随后空冷至室温，得到fe-mn-al-c热轧钢板；

b.将经过所述步骤a热轧制后的fe-mn-al-c热轧钢板置于1373k真空炉中进行高温等温后水冷热处理，保温1h后水冷至室温；

c.将经过所述步骤b高温等温后水冷的fe-mn-al-c钢板进行室温轧制处理，控制下压量为50％，进行冷轧的轧制道次约25次，每道次下压量为2％；

d.将经过所述步骤c室温冷轧处理后的fe-mn-al-c钢在盐浴炉中进行高温退火处理，退火温度为1273k，退火时间为5min，随后水冷至室温，最终得到具有奥氏体和铁素体的双相组织的fe-mn-al-c高铝轻质钢。本实施例将冷轧处理后的fe-mn-al-c钢板再进行高温退火处理，退火温度为奥氏体+铁素体两相区温度，且退火温度低于所述步骤b的高温等温温度，最终得到高品质fe-mn-al-c双相钢。

实验测试分析：

将本实施例步骤b得到的fe-15mn-7al-13si-0.8c钢热轧后高温等温1h水冷的fe-mn-al-c钢板加工成拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。对本实施例fe-15mn-7al-3si-0.8c钢进行金相组织微观观察及典型工程应力应变测试，如图11和图13所示。由图11可知组织组成为奥氏体基体和δ-铁素体，奥氏体相连续且无析出相。由图13可知该状态下实验钢屈服强度为769mpa，延伸率为43.9％，强塑积为33.76gpa*％。

根据gb/t228-2010“金属材料室温拉伸试验方法”，将本实施例经过5min退火处理后得到的fe-mn-al-c双相高铝轻质钢加工成拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。冷轧退火组织及典型工程应力应变曲线如附图12和13所示。图12为本实施例fe-15mn-7al-3si-0.8c钢冷轧后退火5min后的金相照片。图13为本实施fe-15mn-7al-3si-0.8c钢冷轧后退火5min的工程应力应变曲线。由图12可知退火过程中奥氏体晶界处发生γ→α转变，转变量约为9％，两相取向从近邻关系到满足k-s关系。与本实例步骤b得到实验钢力学性能相比，该冷轧退火钢板屈服强度增大了134mpa，且延伸率无降低。本实施例得到一种奥氏体晶界处发生γ→α转变的双相组织，γ相和α相取向满足k-s关系，同时奥氏体内c的固溶量增加，实现了钢材屈服强度和韧性的提升。与实施例一相比，两者均为奥氏体基体双相钢，本实施例的实验钢退火温度较高，γ→α的相转变的转变量减少，因而由于同素异构转变导致的屈服强度的提升量降低，同时实验钢塑性不损失。

实施例四：

本实施例与前述实施例基本相同，特别之处在于：

在本实施例中，一种fe-mn-al-c双相钢，其成分按质量百分比为：c:0.30％，mn:10.0％，al:10.00％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素，fe-mn-al-c双相钢为奥氏体和铁素体组织。本实施例fe-mn-al-c双相钢为铁素体基体双相钢。

在本实施例中，参见图1，一种利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能的热处理工艺，使fe-mn-al-c钢材在奥氏体晶界处发生γ→α同素异构转变，制备fe-mn-al-c双相钢，包括如下步骤：

a.将fe-mn-al-c钢进行热轧，其中fe-mn-al-c钢的成分按质量百分比为：c:0.30％，mn:10.0％，al:10.00％，余量为fe元素及不可避免的杂质元素；采用真空感应冶炼炉进行冶炼得到82mm的铸锭，将铸锭在1423k保温30min热锻成20mm厚的钢板；将热锻板进行热轧，初轧温度为1373k，热轧成2.8mm的厚板，终轧温度为1073k，随后空冷至室温，得到fe-mn-al-c热轧钢板；

b.将经过所述步骤a热轧制后的fe-mn-al-c热轧钢板置于1303k真空炉中进行高温等温后水冷热处理，保温30min后水冷至室温；

c.将经过所述步骤b高温等温后水冷的fe-mn-al-c钢板进行室温轧制处理，控制下压量为80％，进行冷轧的轧制道次约40次，每道次下压量为2％；

d.将经过所述步骤c室温冷轧处理后的fe-mn-al-c钢在盐浴炉中进行高温退火处理，退火温度为1173k，退火时间为10s和2min，随后水冷至室温，最终得到具有奥氏体和铁素体双相组织的fe-mn-al-c高铝轻质钢。本实施例将冷轧处理后的fe-mn-al-c钢板再进行高温退火处理，退火温度为奥氏体+铁素体两相区温度，且退火温度低于所述步骤b的高温等温温度，最终得到高品质fe-mn-al-c双相钢。

实验测试分析：

本实施例步骤b得到的fe-10mn-10al-0.3c钢热轧后高温等温1h水冷至室温的金相组织照片如图14所示。由图14可知组织组成为δ-铁素体基体和岛状奥氏体，岛状奥氏体内无析出相存在。

根据gb/t228-2010“金属材料室温拉伸试验方法”，将本实施例经过10s和2min退火处理后得到的fe-mn-al-c双相高铝轻质钢分别加工成拉伸试样，拉伸速度固定为2mm/min。冷轧退火组织及典型工程应力应变曲线如附图15、16和17所示。图15为本实施例fe-10mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s后的扫描电镜照片。图16为本实施例fe-10mn-10al-0.3c钢冷轧后退火2min后的扫描电镜照片。图17为本实施例fe-10mn-10al-0.3c钢冷轧后退火10s和2min的工程应力应变曲线。从图中可以看到，退火过程中奥氏体晶界处发生γ→α转变，转变量随等温时间延长从0.5％增加到1.7％。退火时间从10s延长到2min时，γ和α相的取向关从近邻关系到满足k-s关系，该冷轧退火钢板的延伸率提高6％。本实施例得到一种奥氏体晶界处发生γ→α转变的双相组织，γ相和α相取向满足k-s关系，实现了钢材韧性的提升。与实施例二相比，两者均为铁素体基体双相钢，由于本实施例中实验钢mn含量降低导致奥氏体含量减少，从而实验钢的延伸率较低且通过γ→α转变对塑性的提升较小。

总之，上述实施例采用热处理工艺，控制热制度和轧制工艺，利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能，属于汽车用钢技术领域。上述实施例钢材在热轧后加热至1273k～1373k，保温30min～1h，然后进行水冷至室温，随后进行冷轧处理，冷变形量50％～80％。选择两相区温度对冷轧钢板进行退火处理，退火温度不高于冷轧前的保温温度，退火时间10s～5min，工艺热处理如附图1。上述实施例得到一种在奥氏体晶界处发生γ→α转变的双相组织，γ相和α相取向满足k-s关系，同时奥氏体内c的固溶量增加，实现了钢材屈服强度和韧性的提升。

上面对本发明实施例结合附图进行了说明，但本发明不限于上述实施例，还可以根据本发明的发明创造的目的做出多种变化，凡依据本发明技术方案的精神实质和原理下做的改变、修饰、替代、组合或简化，均应为等效的置换方式，只要符合本发明的发明目的，只要不背离本发明利用γ→α同素异构转变提升fe-mn-al-c双相钢力学性能的热处理工艺的技术原理和发明构思，都属于本发明的保护范围。