專利名稱：一種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼及其生產方法
技術領域：
本發明涉及高強塑積鋼板及其生產方法，尤其是一種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼及其生產方 法。
背景技術：
新一代汽車用鋼的發展方向是使用高強和超強度鋼以實現汽車的輕量化、低排放、碰撞安全性和節能，高強塑積已經成為高性能汽車用鋼最重要的衡量指標。以DP、TRIP、TWIP和熱成形鋼等為代表的先進高強鋼在一定程度上暫時滿足了汽車エ業發展的目標。但隨著DP、TRIP等鋼在汽車上的推廣應用，其有限的強塑積(15 20GPa%)僅可以完成簡單構件的成形，而鋼種本身帶來的性能缺陷逐漸顯現，如隨著強度的提高、延伸率下降、沖壓回彈大；微觀組織的不均勻性及不同組織強塑性的差異導致其在彎曲和翻邊成形中出現裂紋；化學成分(尤其是碳、錳等元素)添加量的増加，引起焊接性能惡化；為了獲得所需要的組織而添加的ー些化學元素(如硅)，卻給冷軋板表面質量、涂鍍性等帶來不利的影響。而熱成形鋼在強度超過IOOOMPa后，塑性下降幅度加大，較低的強塑積(9 15GPa%)難以滿足復雜構件的成形需要。此后進行了具有較高強塑積的TWIP鋼的基礎開發，傳統TWIP鋼是在哈德菲爾(Hadfield)鋼的基礎上演變而來，其加工性能很差，主要原因是(I)超高含量的Mn元素(彡20%)降低了鋼的導熱率，且自由線收縮值(2· 49Γ3. 0%)是普通碳鋼的2 3倍，導致鋼的鑄態組織粗大，原始鑄坯/錠表面易產生熱裂紋，熱軋后裂紋加劇。(2)由于鋼中含有大量的Mn元素，鑄造時可能造成鋼中成分偏析以及S和P元素在晶界偏聚，弱化晶界，同時大量脆性碳化物(m23c6、m5c2)的析出使TWIP鋼在熱軋過程中極易產生沿晶裂紋。(3)高Mn鋼固有的高加工硬化速率，導致軋制變形抗カ較高，増加了軋機負荷，使其難以冷加工成形。(4)高錳鋼的動態應變時效對擴孔成形不利，沖壓高錳鋼的延遲脆性等都使得其在現有傳統的汽車板生產線上難以生產和大批量推廣應用。公開(公告)號為CN 101065503A的“具有TWIP性能的高強度鋼帶或薄鋼板以及通過鋼帶連鑄制備它的方法”和公開號為CN 101084073A的“由輕型結構鋼生產熱軋帶材的方法”兩項公開專利文獻中，提出采用鋼帶連鑄(DSC)エ藝結合熱軋、冷軋制備出復合添加聞娃、聞招及Ni、Cr、V、Ti和Nb等合金兀素的TWIP鋼。但招是一種鐵素體穩定化兀素，具有提高層錯能(SFE)、降低奧氏體穩定性的作用，將破壞由于應變誘導孿晶效應所產生的高強度和高塑性，因此，鋁的添加對奧氏體穩定性的影響，必須通過錳或其它奧氏體穩定化元素(如Ni等)來補償，這將提高鋼的成本；同時鋁的易氧化又使冶煉和澆鑄中夾雜物的控制難度加大，降低鋼質純凈度，對強塑性產生不利影響。當硅的加入量過多時，會使鋳造材料產生較多的復合脫氧產物，惡化其鑄態性能；并且在熱軋帶材表面出現粘性的氧化硅，降低涂鍍性。含有高硅、高鋁的孿晶誘導塑性鋼其熱加工性很差，熱軋往往會出現嚴重的邊裂，降低材料的利用率。大量Ni、Cr等合金元素的加入雖在一定程度上可以改善材料加工和部分力學性能，但其生產的經濟性卻大大降低。公開(公告)號為CN 101111622A，名為“具有高的強度和可成形性的奧氏體鋼，制造所述鋼的方法及其應用”的公開專利文獻中，為使冷軋薄板達到性能要求，需要采用長達4小時以上的分批退火，既增加能源消耗、提高生產成本，又大大降低了生產效率、延長產品生產周期。公開(公告)號為CN 101215672A和CN 101235464A的兩個中國專利文獻中，受到超高錳(> 20%)和高硅、高鋁(> 2%)的限制，熱軋TWIP鋼板的制備采用鑄錠、熱鍛，以改善熱軋板料的表面缺陷。然而熱鍛エ序必須離線進行，既破壞了生產的連續性又増加了生產成本?，F有TWIP鋼技術中，針對TWIP效應進行了鋼種成分和エ藝設計，其抗拉強度未能達到超高強度900MPa)要求；而具有TRIP效應的冷軋汽車鋼板其強度雖高，但塑性偏低(彡 30%)
發明內容
本發明提供了一種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼及其生產方法，生產汽車用薄鋼板，有效提高抗沖撞性、降低車體重量、實現燃油經濟性和降低廢氣排放造成的環境污染。本發明提供的ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼，其特征在于按重量百分比包含如下化學組分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%，其余為Fe和不可避免的雜質。所述ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼，其特征在于按重量百分比還包含如下化學組分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 種或任意 2 6 種。一種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼的綜合力學性能如下抗拉強度(Rm)800 I3OO MPa ；屈服強度(ReI)450 900 MPa ；延伸率(A5tl) 28% 45% ；加工硬化指數(η) O. 25 O. 45 ;強塑積(RmXA5tl)30 45GPa%。ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼的生產方法，其特征在于該方法包括以下步驟a.采用真空冶煉，澆鑄溫度控制在1450°C 1550°C，澆注成鑄坯；b.鑄坯熱軋，加熱溫度控制在1050°C 1150°C，保溫30 120min，開軋溫度控制在1100°C 800°C，終軋溫度控制在850°C 600°C，軋至3 mm 5mm，軋后鋼板快速冷卻，冷卻速率彡15°C /s，形成熱軋板；c.熱軋板在亞穩態組織形成區間退火，退火溫度60(Γ720 V，保溫時間5mirTl80min，以> 20°C /s冷速快冷至室溫，獲得成品亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼熱軋板；所述ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼的生產方法，其特征在于經過上述a. b步驟后,熱軋板經40% 80%的壓下率冷軋成厚度為O. 8mm 2. Omm的冷軋薄鋼板，然后在600°C 720°C溫度區間內，對冷軋薄鋼板進行等溫退火處理，保溫時間3 min 30min，以> 15°C /s冷速快冷至室溫，獲得適宜沖壓成形的亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼薄鋼板。在基于亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼，所采用的組分作用如下
C :有利于發明鋼獲得所需的強度指標；增加奧氏體的穩定性，以避免Mn降低后所引起的奧氏體穩定性的過度降低，在鋼中保持中(低)C，抑制鐵素體及ε —馬氏體的過早形成，因此，優選的C含量為O. 10% I. 0%。Mn :是奧氏體穩定化元素，它在臨界退火區會向奧氏體中擴散，使得Mn和C同時在奧氏體中富集和均勻化，故改變奧氏體在隨后冷卻過程中的穩定性和珠光體的形成。同時，Mn的加入使Ms點較低，殘余奧氏體的量増加。與現有技術相比，發明鋼在設計成分中大大降低了 Mn含量，降低了鑄坯凝固過程中的微觀偏析、軋制缺陷產生機會和加工硬化率過高造成的軋制困難。當Mn含量超過20%時，其TWIP效應強烈，不利于高強度的獲得；如Mn含量低于2%，則完全由表現為TRIP效應，不利于材料獲得高塑性。Si分布在鐵素體中，提高鐵素體中碳的化學位，促使鐵素體中的碳向奧氏體內部擴散，奧氏體中的碳濃度升高。由于Si在碳化物中不溶解，碳化物沉淀被Si所抑制，相應地在殘余奧氏體中可導致較多的碳的富集，使奧氏體具有更多的殘留或更高的穩定化傾向，同時還有利于強度的提高和材料的輕質化。P也可以提高奧氏體的含量及穩定性，部分代替Si也可以在貝氏體轉變時抑制C的沉淀，保留小晶粒奧氏體，另外通過固溶強化作用提高母體的約束カ來穩定殘余奧氏體。Mg :與其它脫氧劑不同，鎂與氧結合形成非常微細的析出物，這些微細析出物在鋼中均勻彌散分布，避免了大顆粒氧化物夾雜物滯留鋼中所產生的應カ集中，降低對塑、韌性的不利影響。此外，Ni是奧氏體穩定化元素，鋼中添加少量Ni可以穩定奧氏體顯微組織。V可以增加殘余奧氏體的量。本發明將合金成分設計、冶煉、軋制和熱處理工藝相結合，獲得具有一定數量原始組織為超細板條亞穩態奧氏體+鐵素體板條復合多相組織鋼板，亞穩態奧氏體在塑性變形中部分發生相變，轉變為ε + α馬氏體，即TRIP效應，通過相變中馬氏體的形成，產生體積膨脹抑制材料頸縮的形成而產生塑性增強，硬質相馬氏體的形成同時產生超高強度；而以超細板條態存在的鐵素體則在塑性變形中保持良好的塑性延展性，使材料具有高塑性。經過以上化學成分組合及制備エ藝所獲得的帶材具有以下組織特征I)熱軋+亞穩態臨界退火及冷軋+亞臨界退火處理后，鋼板的顯微組織包含30%(體積分數)以上的超細奧氏體板條+鐵素體板條的復相組織。2)單向拉伸變形后的組織包含馬氏體、超細板條亞穩態殘余奧氏體和超細板條狀鐵素體等多相復合組織。本發明與現有技術相比具有以下顯著有益效果I)在優選的成分和エ藝下，獲得具有一定組分配比的超細板條結構的亞穩態殘余奧氏體和鐵素體，利用亞穩態奧氏體相變的TRIP效應，產生超高強度和塑性增強，及軟相鐵素體組織的高塑性特性，獲得具有高強塑積、綜合性能優良的鋼板。2)發明鋼采用中/低C-Mn和Si、V合金系，大大降低了 Mn含量，且無高硅、高鋁和大量貴重合金的加入，不僅節約產品成本，還有效減少了復合脫氧產物及脆性相(Si02、Al2O3)和硫化物(MnS)的大量產生、聚集，提高鋼質潔凈度、可加工性和表面質量。3)采用連鑄板坯直接熱軋成形，無需采用DSCエ藝，節省設備投資和生產成本。4)無需長時間退火，且通過不同的亞穩態等溫退火處理工藝，獲得具有不同強塑積指標的鋼板，滿足不同強塑性構件成形的多樣化需求，實現資源和能源的有效利用。


圖I為ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼實施例I單向拉伸應力-應變曲線。圖2為ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼實施例2單向拉伸應力-應變曲線。圖3為ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼實施例4單向拉伸應力-應變曲線。圖4為ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼實施例I亞臨界等溫退火后的微觀組織結構。圖5為ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼實施例4亞臨界等溫退火后的微觀組織結構。圖6為ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼實施例I單向拉伸變形后的微觀組織結構。
具體實施例方式下面用實施例更詳細描述本發明。實施例1-5，一種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼所包含的化學成分，如表I所示，其余為Fe和不可避免的雜質。表I化學成分(wt %)
權利要求
1.ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼，其特征在于按重量百分比包含如下化學組分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%，其余為Fe和不可避免的雜質； 上述一種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼的綜合力學性能如下 抗拉強度(Rm) 800 1300 MPa ； 屈服強度(ReI) 450 900 MPa ；延伸率(A5tl ) 28% 45% ； 加工硬化指數(η) O. 25 O. 45 ; 強塑積(RmXA5tl) 30 45 GPa%。
2.根據權利要求書I所述的ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼，其特征在于按重量百分比還包含如下化學組分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 種或任意 2 6 種。
3.權利要求書I所述的ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼的生產方法，其特征在于該方法包括以下步驟 a.采用真空冶煉，澆鑄溫度控制在1450°C 1550°C，澆注成鑄坯； b.鑄坯熱軋，加熱溫度控制在1050°C 1150°C，保溫30 120min，開軋溫度控制在1100°C 800°C，終軋溫度控制在850°C 600°C，軋至3 mm 5mm，軋后鋼板快速冷卻，冷卻速率≥15°C/s，形成熱軋板； c.熱軋板在亞穩態組織形成區間退火，退火溫度60(T72(TC，保溫時間5mirTl80min，以> 15°C /s冷速快冷至室溫，獲得成品亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼熱軋板。
4.根據權利要求3所述的ー種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼的生產方法，其特征在于經過上述a. b步驟后，熱軋板經40% 80%的壓下率冷軋成厚度為O. 8mm 2. Omm的冷軋薄鋼板，然后在600°C 720°C溫度區間內，對冷軋薄鋼板進行等溫退火處理，保溫時間3 min 30min,以≥15°C /s冷速快冷至室溫,獲得適宜沖壓成形的亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼薄鋼板。
全文摘要
本發明公開了一種亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼及其生產方法，生產汽車用薄鋼板，有效提高抗沖撞性、降低車體重量、實現燃油經濟性和降低廢氣排放造成的環境污染。本發明提供的塑積鋼，按重量百分比包含如下化學組分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%，其余為Fe和不可避免的雜質。生產方法包括采用真空冶煉，澆注成鑄坯； 鑄坯熱軋，形成熱軋板；熱軋板在亞穩態組織形成區間退火，獲得成品亞穩態相變增塑的超細晶高強塑積鋼熱軋板。本發明利用亞穩態奧氏體相變的TRIP效應，采用中/低C-Mn和Si、V合金系，提高鋼質潔凈度、可加工性和表面質量；采用連鑄板坯直接熱軋成形，獲得具有不同強塑積指標的鋼板。
文檔編號C21D8/02GK102828109SQ20121034533
公開日2012年12月19日 申請日期2012年9月17日 優先權日2012年9月17日
發明者李激光, 張金棟, 黃海亮 申請人:遼寧科技大學