超高强韧性中锰相变诱发塑性钢及其制备方法
阅读：800发布：2020-05-15
专利汇可以提供超高强韧性中锰相变诱发塑性钢及其制备方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种超高强韧性中锰 相变 诱发塑性 钢 及其制备方法，按重量百分比，化学成分为：C：0.35％～0.36％、Mn：4.5％～7.5％、Al：3.2％、P 锻造 、 热轧 ，然后进行两相区 退火 +低温回火工艺；制备工艺二：熔炼、锻造、热轧、 冷轧 ，然后进行两相区退火+低温回火工艺，低温回火工艺能够消除应 力 ，提高奥氏体 稳定性 。本发明利用简单、可行性高的 热处理 工艺得到高强、高韧的先进钢种，强塑积可达到75GPa·％，满足第三代先进高强钢的性能要求；同时，本发明适当提高C含量(接近0.4wt.％)，目的是通过元素配分提高室温下奥氏体含量，保证TRIP效应的充分进行；成分中添加少量的Mn和Al元素，不添加其他贵重 合金 元素，降低生产成本。，下面是超高强韧性中锰相变诱发塑性钢及其制备方法专利的具体信息内容。
1.超高强韧性中锰相变诱发塑性钢的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
(1)依照成分进行合金配料：C：0.35％、Mn：7.5％、Al：3.2％、余量为Fe；采用中频真空感应熔炼炉进行冶炼，精炼真空脱气后，在氩气保护下浇注成柱状钢锭；
(2)将铸态钢锭在1200℃～1250℃均匀化退火1.5h-2h后进行锻造，开锻温度为1200±
5℃，终锻温度为850±5℃，随后冷却至室温，最终成型为100mm×30mm的板坯试样；
(3)将锻造板坯于1150℃～1200℃保温1.5h-2h，然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，热轧板厚度为4～6mm，空冷至室温；
(4)将热轧后样品在770～800℃保温1h然后淬火，之后再200℃回火20min，将回火后试样在1:3盐酸溶液中酸洗20min去除氧化层，无水乙醇清洗，干燥，然后进行冷轧，下压量控制在50％～75％，最终厚度为1～2mm；
(5)将冷轧板加热到两相区保温，然后水冷，接着进行低温回火，两相区保温温度范围为750℃，保温时间60±1min，回火温度为200±2℃，保温时间为20±1min，最终空冷至室温。
超高强韧性中锰相变诱发塑性钢及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明涉及一种先进高强度钢的制备方法，属于高强钢制备技术领域。
背景技术
[0002] 相变诱发塑性(Transformation Induced Plasticity,TRIP)钢利用亚稳态奥氏体形变过程诱发马氏体相变，提升强度的同时有效改善材料的韧性，中锰TRIP钢由于具有一定强度同时兼备良好塑性，是目前研究较为热点的先进钢种，其主要利用组织中存在的大量不同稳定性等级的亚稳态奥氏体组织在形变过程中诱发马氏体相变，提高材料强度；同时马氏体相变使形变过程应力集中得到释放及再分布，有效改善材料的韧性。因此，得到一定含量稳定性梯度的奥氏体是形变诱发塑性钢实现增强增塑的关键因素。目前研究的中锰钢中主要合金元素为C、Mn、Al或Si。C是影响亚稳态奥氏体稳定性的主要元素，含量一般不超过0.4wt.％。目前研究的中锰钢中C主要集中在0.1～0.3wt.％，这主要是基于钢材焊接性考虑，C含量过高时焊接过程容易形成碳化物，不利于得到优质的焊接接头。目前对于Mn含量为8～12wt.％的含铝中锰钢研究较多，强塑积也有达到60GPa·％[Cai ZH,Ding H,Misra RDK,Ying ZY.Austenite stability and deformation behavior in a cold-rolled transformation-induced plasticity steel with medium manganese content[J].Acta Materialia.2015,84:229-36]。但是对Mn含量为4～8wt.％，C含量为0.2～
0.4wt.％含铝中锰钢报道中，强塑积均比较低，不超过50GPa·％[Seo CH,Kwon KH,Choi K,Kim KH,Kwak JH,Lee S,et al.Deformation behavior of ferrite–austenite duplex lightweight Fe-Mn-Al-C steel[J].Scripta Materialia.2012,66(8):519-22；Li ZC,Ding H,Misra RDK,Cai ZH.Deformation behavior in cold-rolled medium-manganese TRIP steel and effect of pre-strain on the Lüders bands[J].Materials Science&Engineering A.2017,679:230-9]。
0.4wt.％含铝中锰钢报道中，强塑积均比较低，不超过50GPa·％[Seo CH,Kwon KH,Choi K,Kim KH,Kwak JH,Lee S,et al.Deformation behavior of ferrite–austenite duplex lightweight Fe-Mn-Al-C steel[J].Scripta Materialia.2012,66(8):519-22；Li ZC,Ding H,Misra RDK,Cai ZH.Deformation behavior in cold-rolled medium-manganese TRIP steel and effect of pre-strain on the Lüders bands[J].Materials Science&Engineering A.2017,679:230-9]。
[0003] 目前大部分TRIP钢采用奥氏体逆转变工艺，以马氏体组织为初始状态，在临界区退火过程逆转变为奥氏体，室温下可残留含量较多奥氏体组织，从而保证材料具有较好的综合力学性能。但由于两相区保温一般需要耗费较长的时间，需要数小时甚至数天，生产效率较低。如何通过成分设计和工艺优化，实现经济型、实用型先进高强度钢的研发和生产，是本领域研究人员致力追求的方向。
发明内容
[0004] 本发明目的在于提供一种中锰钢及其制备方法。成分设计简单，合金含量较低；通过合适的热处理技术，明显改善了组织中奥氏体的稳定性，得到超高强高韧的先进钢种。设计成分简单、工艺技术经济实用，可适用于高强高塑中锰钢的实际生产。
[0005] 本发明主要采用以下技术手段和措施来实现。
[0007] 优选的，一种超高强韧性中锰相变诱发塑性钢，按重量百分比，详细的化学成分为：C：0.36％、Mn：4.5％、Al：3.2％、P<0.007％、S<0.03％，余量为Fe，其室温组织为超细晶铁素体基体和体积分数为0％～44％的细小块状逆转变奥氏体组成的多相组织，其中，相变点Ac1温度为633℃，相变点Ac3温度超过900℃；中锰钢抗拉强度最高达1150MPa，伸长率最高为70％，强塑积最高为65GPa·％。
[0008] 优选的，一种超高强韧性中锰相变诱发塑性钢，按重量百分比，详细的化学成分为：0.35％、Mn：5.5％、Al：3.2％、P<0.007％、S<0.03％，余量为Fe，其室温组织为超细晶铁素体基体和体积分数为36％～50％的细小块状奥氏体组成的双相组织，其中，相变点Ac1为500℃，相变点Ac3超过900℃；中锰钢抗拉强度最高为1157MPa，伸长率最高为66％，强塑积最高为66GPa·％。
[0009] 优选的，一种超高强韧性中锰相变诱发塑性钢，按重量百分比，详细的化学成分为：0.35％、Mn：7.5％、Al：3.2％、P<0.007％、S<0.03％，余量为Fe，其室温组织为超细晶铁素体基体和体积分数为22％～36％的细小块状奥氏体组成的双相组织，其中，相变点Ac1为451℃，相变点Ac3超过900℃；中锰钢抗拉强度最高为1150MPa，伸长率最高为67％，强塑积最高为75GPa·％。
[0010] 上述超高强韧性中锰相变诱发塑性钢的制备方法，主要包括以下步骤：
[0011] (1)依据合金成分将原料真空熔炼后制成钢锭，去除氧化皮，铸态钢锭在1200℃～1250℃均匀化退火1.5h-2h后进行自由锻造，开锻温度为1200±5℃，终锻温度为850±5℃，随后冷却至室温，最终成型板坯试样；将锻造板坯于1150℃～1200℃保温1.5h-2h，然后在
1150±5℃开轧，880±5℃终轧，空冷至室温；
1150±5℃开轧，880±5℃终轧，空冷至室温；
[0012] (2)采用临界退火和回火工艺，将热轧板加热到两相区保温，然后水冷，接着进行低温回火，两相区保温温度为650～800℃，保温时间为59～61min，回火温度为200±2℃，保温时间为20±1min，回火后空冷至室温。
[0013] 或者，上述超高强韧性中锰相变诱发塑性钢的制备方法，主要包括以下步骤：
[0014] (1)依据合金成分将原料真空熔炼后制成钢锭，去除氧化皮，铸态钢锭在1200℃～1250℃均匀化退火1.5h-2h后进行自由锻造，开锻温度为1200±5℃，终锻温度为850±5℃，随后冷却至室温，最终成型板坯试样；将锻造板坯于1150℃～1200℃保温1.5h-2h，然后在
1150±5℃开轧，880±5℃终轧，空冷至室温；将热轧后样品在770～800℃保温1h然后淬火，之后再200℃回火20min，将回火后试样在1:3盐酸溶液中酸洗20min去除氧化层，无水乙醇清洗，干燥，然后进行冷轧，下压量控制在50％～75％，最终厚度为1～2mm；
1150±5℃开轧，880±5℃终轧，空冷至室温；将热轧后样品在770～800℃保温1h然后淬火，之后再200℃回火20min，将回火后试样在1:3盐酸溶液中酸洗20min去除氧化层，无水乙醇清洗，干燥，然后进行冷轧，下压量控制在50％～75％，最终厚度为1～2mm；
[0015] (2)采用临界退火和回火工艺，将热轧板加热到两相区保温，然后水冷，接着进行低温回火，两相区保温温度为650～800℃，保温时间为59～61min，回火温度为200±2℃，保温时间为19～21min，回火后空冷至室温。
[0016] C是奥氏体稳定化的主要元素，通过降低马氏体开始转变温度Ms而提高奥氏体的热稳定性。一般而言，当中锰钢中碳含量过低(﹤0.1wt.％)，室温下得到的奥氏体体积分数有限(﹤10wt.％)，当碳含量超过0.4wt.％，钢的焊接性能不能保证，所以，为了保证室温下得到一定体积分数的残余奥氏体，中锰钢中的碳含量一般为0.1wt.％～0.4wt.％。
[0017] Mn是奥氏体稳定化元素，能够降低马氏体开始转变温度Ms，延迟珠光体的形成，另外，Mn还可以通过固溶强化提高基体强度。中锰钢中Mn含量一般为5wt.％～12wt.％。
[0018] Al可以提高两相区转变温度Ac1，Ac3，Ms温度，降低临界保温时间。另外，Al是很强的铁素体形成元素，可以抑制渗碳体的形成，使碳元素向奥氏体扩散，提高奥氏体稳定性。
[0019] 与现有技术相比，本发明的显著优势在于：
[0020] 1.优异的综合力学性能：本发明利用简单、可行性高的热处理工艺得到高强、高韧的先进钢种，强塑积可达到75GPa·％，满足第三代先进高强钢的性能要求。
[0021] 2.成分优化处理，降低成本：适当提高C含量(接近0.4wt.％)，目的是通过元素配分提高室温下奥氏体含量，保证TRIP效应的充分进行；成分中添加少量的Mn和Al元素，不添加其他贵重合金元素，降低生产成本。附图说明
[0022] 图1为本发明中锰钢热处理工艺路线示意图，图中①表示两相区退火，②表示水冷，③表示回火，④表示空冷。
[0023] 图2为本发明实施例1不同工艺参数下试样的微观组织图(其中(a)为650℃；(b)为700℃；(c)为750℃；(d)为800℃)。
[0024] 图3为本发明实施例2不同工艺参数下试样的微观组织图(其中(a)为650℃；(b)为700℃；(c)为750℃；(d)为800℃)。图4为本发明实施例3不同工艺参数下试样的微观组织图(其中(a)为650℃；(b)为700℃；(c)为750℃；(d)为800℃)。
具体实施方式
[0025] 本发明提出了一种高强高韧中锰形变诱发塑性钢及制备方法，合理的成分设计，优化了热处理工艺的临界退火时间；合适的热处理技术，明显改善了组织中奥氏体的稳定性，得到超高强高韧的先进钢种。设计成分简单、工艺技术经济实用，可适用于高强高塑中锰钢的实际生产。
[0026] 实施例1
[0027] 1.依照表1成分进行合金配料，采用中频真空感应熔炼炉进行冶炼，精炼真空脱气后，在氩气保护下浇注成柱状钢锭。
[0028] 2.将铸态钢锭在1200℃～1250℃均匀化退火1.5h-2h后进行锻造，开锻温度为1200±5℃，终锻温度为850±5℃，随后冷却至室温，最终成型为100mm(宽)×30mm(厚)的板坯试样。
[0029] 3.将锻造板坯于1150℃～1200℃保温1.5h-2h，然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，热轧板厚度为4～6mm,最终空冷至室温。
[0030] 表1本发明中锰钢优选合金成分1
[0031]
[0032] 将热轧态材料进行热处理组织调控，主要采用临界退火+回火工艺，工艺路线如图1所示。具体工艺为：将热轧板加热到两相区保温，然后水冷，接着进行低温回火，目的是去除内应力，通过元素配分，进一步改善奥氏体稳定性。两相区保温温度范围为650℃～800℃(优选750℃)，保温时间60±1min，回火温度为200±2℃，保温时间为20±1min，最终空冷至室温。详细的工艺参数如表2所示，不同工艺参数下试样的微观组织演变如图2(a)～(d)所示，图中凹陷部分为铁素体，凸起部分为奥氏体组织。如图2(a)所示，当两相区保温温度为
650℃，组织主要为马氏体，且存在大量碳化物，主要分布于马氏体晶界处，可能是由于温度较低时碳化物无法固溶造成的；当温度升高，碳化物减少，实验钢组织主要为铁素体基体和残余奥氏体双相组织并且随着温度升高，晶粒尺寸变大，组织中有大块状残余奥氏体出现。
因此，中锰钢室温组织为超细晶铁素体基体和体积分数为0％～44％的细小块状逆转变奥氏体组成的多相组织。对应的力学性能如表3所示。通过热膨胀仪测定发现，相变点Ac1温度为633℃，相变点Ac3温度超过900℃。
650℃，组织主要为马氏体，且存在大量碳化物，主要分布于马氏体晶界处，可能是由于温度较低时碳化物无法固溶造成的；当温度升高，碳化物减少，实验钢组织主要为铁素体基体和残余奥氏体双相组织并且随着温度升高，晶粒尺寸变大，组织中有大块状残余奥氏体出现。
因此，中锰钢室温组织为超细晶铁素体基体和体积分数为0％～44％的细小块状逆转变奥氏体组成的多相组织。对应的力学性能如表3所示。通过热膨胀仪测定发现，相变点Ac1温度为633℃，相变点Ac3温度超过900℃。
[0033] 表2本发明中锰钢热处理工艺参数
[0034]
[0035] 表3本发明中锰钢不同临界退火工艺组织和力学性能演变
[0036]
[0037] 实施例2
[0038] 依照表4成分进行合金配料，采用中频真空感应熔炼炉进行冶炼，精炼真空脱气后，在氩气保护下浇注成柱状钢锭。
[0039] 2.将铸态钢锭在1200℃～1250℃均匀化退火1.5h-2h后进行锻造，开锻温度为1200±5℃，终锻温度为850±5℃，随后冷却至室温，最终成型为100mm(宽)×30mm(厚)的板坯试样。
[0040] 3.将锻造板坯于1150℃～1200℃保温1.5h-2h，然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，热轧板厚度为4～6mm,空冷至室温。
[0041] 4.将热轧后样品在770～800℃保温1h然后淬火，之后再200℃回火20min，将回火后试样在1:3盐酸溶液中酸洗20min去除氧化层，无水乙醇清洗，干燥，然后进行冷轧，下压量控制在50％～75％，最终厚度为1～2mm。
[0042] 表4本发明中锰钢优选合金成分2
[0043]
[0044] 将冷轧态材料进行热处理组织调控，主要采用临界退火+回火工艺，工艺路线如图1所示。具体工艺为：将冷轧板加热到两相区保温，然后水冷，接着进行低温回火，目的是去除内应力，通过元素配分，进一步改善奥氏体稳定性。两相区保温温度范围为650℃～800℃(优选750℃)，保温时间60±1min，回火温度为200±2℃，保温时间为20±1min，最终空冷至室温。详细的工艺参数如表2所示，不同工艺参数下试样的微观组织演变如图3(a)～(d)所示，图中凹陷部分为铁素体，凸起部分为奥氏体组织。如图3(a)所示，当两相区保温温度为
650℃，组织主要为马氏体，且存在大量碳化物，主要分布于马氏体晶界处，可能是由于温度较低时碳化物无法固溶造成的；当温度升高，碳化物减少，实验钢组织主要为铁素体基体和残余奥氏体双相组织并且随着温度升高，晶粒尺寸变大，组织中有大块状残余奥氏体出现。
因此，中锰钢室温组织为超细晶铁素体基体和体积分数为22％～36％的细小块状逆转变奥氏体组成的多相组织。对应的力学性能如表5所示。通过热膨胀仪测定发现，相变点Ac1温度为451℃，相变点Ac3温度超过900℃。
650℃，组织主要为马氏体，且存在大量碳化物，主要分布于马氏体晶界处，可能是由于温度较低时碳化物无法固溶造成的；当温度升高，碳化物减少，实验钢组织主要为铁素体基体和残余奥氏体双相组织并且随着温度升高，晶粒尺寸变大，组织中有大块状残余奥氏体出现。
因此，中锰钢室温组织为超细晶铁素体基体和体积分数为22％～36％的细小块状逆转变奥氏体组成的多相组织。对应的力学性能如表5所示。通过热膨胀仪测定发现，相变点Ac1温度为451℃，相变点Ac3温度超过900℃。
[0045] 表5本发明中锰钢不同临界退火工艺组织和力学性能演变
[0046]
[0047] 实施例3
[0048] 1.依照表6成分进行合金配料，采用中频真空感应熔炼炉进行冶炼，精炼真空脱气后，在氩气保护下浇注成柱状钢锭。
[0049] 2.将铸态钢锭在1200℃～1250℃均匀化退火1.5h-2h后进行锻造，开锻温度为1200±5℃，终锻温度为850±5℃，随后冷却至室温，最终成型为100mm(宽)×30mm(厚)的板坯试样。
[0050] 3.将锻造板坯于1150℃～1200℃保温1.5h-2h，然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，热轧板厚度为4～6mm,最终空冷至室温。
[0051] 表6本发明中锰钢优选合金成分3
[0052]
[0053] 将热轧态材料进行热处理组织调控，主要采用临界退火+回火工艺，工艺路线如图1所示。具体工艺为：将热轧板加热到两相区保温，然后水冷，接着进行低温回火，目的是去除内应力，通过元素配分，进一步改善奥氏体稳定性。两相区保温温度范围为650℃～800℃(优选750℃)，保温时间60±1min，回火温度为200±2℃，保温时间为20±1min，最终空冷至室温。详细的工艺参数如表2所示，不同工艺参数下试样的微观组织演变如图4(a)～(d)所示，图中凹陷部分为铁素体，凸起部分为奥氏体组织，随着退火温度升高，奥氏体晶粒尺寸增大，相邻的奥氏体板条有长大趋势，相互连接成块状。对应的力学性能如表7所示。
[0054] 表7本发明中锰钢不同临界退火工艺组织和力学性能演变
[0055]
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