專利名稱：一種高延伸率和高擴(kuò)孔率的孿晶誘發(fā)塑性鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于金屬材料技術(shù)領(lǐng)域，尤其涉及一種采用熱軋、冷軋及熱處理方式生產(chǎn)的孿晶誘發(fā)塑性鋼。
背景技術(shù)：
現(xiàn)代汽車工業(yè)向節(jié)能、降耗、環(huán)保及安全的方向發(fā)展，促使開發(fā)高強(qiáng)和超高強(qiáng)度鋼、實現(xiàn)汽車輕量化成為研發(fā)的重點。用于車體骨架構(gòu)件、補(bǔ)強(qiáng)構(gòu)件和防撞吸能構(gòu)件的超高強(qiáng)度鋼板對減輕車體重量起著重要作用。但強(qiáng)度提高往往帶來加工成形性的惡化，因此對汽車用鋼的塑性和成形性也同時提出更高的要求。在兼具高強(qiáng)度和高延展性的汽車用鋼開發(fā)當(dāng)中，相繼開發(fā)并應(yīng)用了雙相(DP)鋼、相變誘發(fā)塑性(TRIP)鋼和復(fù)相(CP)鋼等高強(qiáng)度鋼，以及準(zhǔn)備在汽車制造業(yè)上商業(yè)化試用的孿晶誘導(dǎo)塑性(TWIP)鋼等新一代高強(qiáng)汽車用鋼，其中以TWIP鋼的綜合性能最佳。高強(qiáng)度鋼板的應(yīng)用使加工方式由原來的深沖壓加工轉(zhuǎn)向單純的模鍛、彎曲加工或延伸凸緣加工，為此，還要求汽車用鋼具備盡可能高的成形性、 擴(kuò)孔性等綜合性能。采用現(xiàn)有技術(shù)生產(chǎn)的高強(qiáng)鋼，如DP、TRIP和CP等鋼種，由于其組織內(nèi)部不同組成相之間的強(qiáng)塑性差異較大，在上述加工過程中其延展性和擴(kuò)孔性等性能相對較差，加工構(gòu)件存在裂紋等缺陷發(fā)生，無法實現(xiàn)穩(wěn)定的產(chǎn)品加工。而優(yōu)良的延展性和擴(kuò)孔性與組織構(gòu)成、狀態(tài)和加工方式等相關(guān)，因此在現(xiàn)有加工方式下，改善材料內(nèi)部的組織結(jié)構(gòu)對提高其加工成形性至關(guān)重要。第一代TWIP鋼(25 % Mn-3 % Si-3 % Al)是在哈德菲爾(Hardfield)鋼的基礎(chǔ)上演變而來，其超高M(jìn)n含量降低了鋼的導(dǎo)熱率，過大的自由線收縮值導(dǎo)致鋼的鑄態(tài)組織粗大，原始鑄坯/錠表面易產(chǎn)生熱裂紋，熱軋后裂紋加劇。鋼中成分偏析以及S和P元素在晶界偏聚，弱化晶界，在熱軋過程中極易產(chǎn)生沿晶裂紋。高的加工硬化速率，導(dǎo)致軋制變形抗力較高，增加了軋機(jī)負(fù)荷，使其難以冷加工成形。由于材料的延伸率和擴(kuò)孔率隨著抗拉強(qiáng)度的升高而下降，在AHSS鋼中，DP和TRIP 鋼雖有較優(yōu)良的伸長率，但由于硬質(zhì)馬氏體相的存在而使這些鋼板的延伸凸緣性能惡化， 可見，具有合適的組織狀態(tài)，實現(xiàn)強(qiáng)塑性優(yōu)化配比對提高汽車用鋼的綜合力學(xué)性能和加工成形性能是至關(guān)重要的。公開號為CN 101215672A和CN 101235464A的兩個中國專利中， 受到超高錳(彡20% )和高硅、高鋁(彡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。然而熱鍛工序必須離線進(jìn)行，不僅破壞了生產(chǎn)的連續(xù)性而且增加了生產(chǎn)成本。在公開號為CN 101066503A和CN 101084073A的兩個中國專利中， 采用了 DSC(Direct Strip Casting)的鋼帶連鑄工藝來進(jìn)行鑄造帶材的制備，經(jīng)冷軋后獲得TWIP薄鋼板。但DSC技術(shù)在實際工業(yè)生產(chǎn)中存在性能穩(wěn)定性差和高成本等不足。荷蘭克里斯塔爾公司的專利(PCT/EP2006/001034)中，薄鋼帶的退火時間長達(dá)4小時，極大地制約了連續(xù)生產(chǎn)進(jìn)程。韓國專禾U (PCT/KR2007/006780)中分別采用的是中高C(彡0. 6% )、 高Al( > 1.4% )合金體系，較高的碳當(dāng)量和高Al成分降低了可焊性也增加了連鑄工序的難度。ARCEL0R 與 THYSSENKRUPP 的專利(PCT/IB2007/001866)在中高 C( ^ 0. 6% )的
3基礎(chǔ)上添加了部分Ni、Nb、Mo、V等微合金元素，一定程度上增加了產(chǎn)品成本。公開號為 CN 101036921A的中國專利中采用鐵素體+殘余奧氏體+回火馬氏體(或少量貝氏體)的多相組織實現(xiàn)高延伸率和擴(kuò)孔性，制備的產(chǎn)品強(qiáng)塑積(TSXEL) 18500MPa%，其中延伸率為 20 %，擴(kuò)孔率40 %。該性能指標(biāo)中，在強(qiáng)塑積和擴(kuò)孔率上都與TWIP鋼有一定差距。研制開發(fā)具有高延展性和高擴(kuò)孔性的孿晶誘發(fā)塑性鋼，使其實現(xiàn)強(qiáng)塑性的良好匹配，用于制造汽車的加強(qiáng)部件及抗撞擊吸收等部件，在汽車輕量化的進(jìn)程中將發(fā)揮重要作用，具有良好的應(yīng)用前景。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于克服上述現(xiàn)有技術(shù)的不足，提供一種具有高強(qiáng)度、高塑性和高擴(kuò)孔率，適用于汽車加強(qiáng)部件及抗撞擊吸收等部件的抗拉強(qiáng)度高于SOOMPa的孿晶誘發(fā)塑性鋼及其制造方法。本發(fā)明是這樣實現(xiàn)的，該一種高延伸率和高擴(kuò)孔率的孿晶誘發(fā)塑性鋼的化學(xué)組成以重量百分比計為C 0. 30% 0. 70%, Si ^ 1. 0%, Mn 10% 20%，Al ^ 1. 0%, P 0. 005% 0. 20%, Re 0. 05% 0. 30%, N 0. 004% 0. 05%, Nb ^ 0. 2%, V^O. 3%,
Cu^ 1%，余量為!^e和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明所述孿晶誘發(fā)塑性鋼的組織包含> 85%體積百分比的過冷奧氏體， (15%體積百分比的α b。。-馬氏體+ ε h。p-馬氏體；過冷奧氏體基體組織呈等軸狀，并包含大量層錯和晶界平直的退火孿晶，奧氏體晶粒尺寸5 20 μ m。本發(fā)明高延伸率和高擴(kuò)孔率的孿晶誘發(fā)塑性鋼的制造方法的特點在于①冶煉 采用真空爐冶煉，鋼液靜置3 5min后澆鑄，澆鑄溫度為1450 1550°C ；②熱軋鑄坯加熱溫度為1150 1200°C，升溫速率10 15°C /min，保溫20 40min，開軋溫度1150 850°C，終軋溫度900 600°C，軋后以彡20°C /s的速率快速冷卻至室溫，熱軋板的厚度為3 5mm ；③冷軋熱軋板以40% 80%的壓下率進(jìn)行冷軋，冷軋薄板的厚度為1. 2 2mm ；④熱處理在600 1000°C的靜態(tài)爐中對冷軋薄板進(jìn)行熱處理，保溫3 IOmin后以彡20 0C /s的冷速快冷至室溫。本發(fā)明將合金成分設(shè)計、冶煉、軋制和熱處理工藝相結(jié)合，保證了材料具有高強(qiáng)度的同時還具有高延伸率和高擴(kuò)孔率。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明鋼在設(shè)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(chǎn)生機(jī)會和加工硬化率過高造成的軋制困難，Re元素阻止了低熔點化合物在晶界的偏聚，改善了鑄坯加工性。在設(shè)定的澆鑄工藝下，獲得高達(dá)35% (Vol%)的中心等軸晶組織的鑄坯，減少了不利于加工成形的粗大柱狀晶比例。由于高錳鋼的熔點較低，固液相線溫差小，鑄坯要避免高溫快速加熱，采用較低加熱速率的均勻升溫。為減少脆性相(M23C6、M5C2、M3P)和/或析出物的產(chǎn)生，其終軋溫度保持在900 600°C之間，軋后快速冷卻(彡200C /s)，避開了相變溫度區(qū)間，獲得具有大量殘余奧氏體的熱軋態(tài)組織。熱軋過程中對脆性相和大量析出物的抑制，有效改善了鋼的強(qiáng)塑性、加工性和表面質(zhì)量。為避免Mn含量減少所引起的奧氏體穩(wěn)定性降低，在鋼中需保持中C含量，抑制鐵素體及馬氏體的過早形成。同時，加入一定量的強(qiáng)化元素，如Nb、V、P、N和Cu。其中N、P、 Cu的加入提高了過冷奧氏體的穩(wěn)定性，抑制馬氏體相變，促進(jìn)有利于高延展性的孿晶誘發(fā)
4塑性效應(yīng)的產(chǎn)生。而N分別與適量添加的Nb、V產(chǎn)生細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化效應(yīng)。形變前后單一的奧氏體組織所發(fā)生的孿晶誘發(fā)塑性效應(yīng)及其對馬氏體相變的抑制作用，則避免了因組分強(qiáng)塑性差異而導(dǎo)致的擴(kuò)孔率降低。為了獲得良好的強(qiáng)塑性，本發(fā)明鋼需要經(jīng)過熱處理。不同的熱處理溫度、保溫時間和冷卻速率使鋼板具有不同的組織結(jié)構(gòu)、晶粒尺寸，并獲得不同的性能指標(biāo)。本發(fā)明經(jīng)上述處理的鋼板具有如下特征連續(xù)屈服、低屈強(qiáng)比、高延伸率、高η值和高擴(kuò)孔率。物相組成為過冷奧氏體+少量馬氏體，受合金元素、第二相和熱處理工藝的影響，發(fā)明鋼的原始過冷奧氏體晶粒尺寸約為5 20 μ m，小于傳統(tǒng)TWIP鋼的晶粒尺寸(20 50 μ m)，且其中含有大量的層錯。本發(fā)明鋼在單向拉伸時，由于滑移所需應(yīng)力遠(yuǎn)遠(yuǎn)小于孿生所需的應(yīng)力，因此鋼的塑性變形方式首先是滑移，拉伸曲線為平滑的連續(xù)屈服。隨著變形應(yīng)力的增大，當(dāng)滑移和交滑移難以繼續(xù)進(jìn)行時，熱處理后保留的退火孿晶在高應(yīng)力、應(yīng)變作用下，促進(jìn)了孿生變形機(jī)制的發(fā)生，形成形變孿晶。形變孿晶的生成包括形核與擴(kuò)展兩個階段，由于孿晶形核所需應(yīng)力遠(yuǎn)高于擴(kuò)展所需應(yīng)力，只有提高外力才能引發(fā)變形的持續(xù)進(jìn)行，從宏觀上表現(xiàn)為流變應(yīng)力提高；而當(dāng)孿晶出現(xiàn)時，將推動塑性變形的進(jìn)行，伴隨著載荷下降，因此，從拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線上可見，在形變過程中伴隨著孿晶的不斷形成拉伸曲線呈鋸齒狀變化，且隨著應(yīng)變程度增大，鋸齒更加密集，直至達(dá)到塑性失穩(wěn)而斷裂。可見，孿生的切變促進(jìn)了塑性變形的持續(xù)進(jìn)行，微合金元素對組織細(xì)化和形變孿晶界對基體的分割產(chǎn)生的雙重“細(xì)晶”效應(yīng)，充分提高了材料的強(qiáng)度和塑性。本發(fā)明鋼具有如下機(jī)械性能特征抗拉強(qiáng)度(Rm)800 llOOMPa，屈服強(qiáng)度 (1^。.2) 270 60010^，斷裂延伸率(A80) 40% 73%，屈強(qiáng)比(Rp0.2/Rm)0. 35 0. 54，加工硬化指數(shù)(η) 0. ；35 0. 47，強(qiáng)塑積(Rm X A80) 40000 60000MPa %，擴(kuò)孔率(λ ) 30 % 50 %。本發(fā)明的優(yōu)點是1.綜合機(jī)械性能優(yōu)良。在優(yōu)選的成分下，控制熱軋和熱處理工藝可以獲得細(xì)晶的奧氏體組織，充分發(fā)揮細(xì)晶強(qiáng)化和析出強(qiáng)化作用，在保證高強(qiáng)度的同時，獲得高塑性，單一的組織結(jié)構(gòu)避免了因組織強(qiáng)塑性差異導(dǎo)致的擴(kuò)孔率降低，從而獲得具有高延伸率和高擴(kuò)孔率等綜合性能優(yōu)良的孿晶誘發(fā)塑性鋼。2.發(fā)明鋼加工制備方法簡單，加工性和表面質(zhì)量好。采用中C-Mn和中(低)Si、 Al合金系，通過控制出鋼溫度和鋼液靜置時間獲得高等軸晶比例的鑄坯組織。與公開號為 CN 101215672Α和CN 101235464Α的兩個中國專利相比，大大降低了 Mn含量，與高硅、高鋁和貴重合金(如Ni)的合金系相比，不僅節(jié)約產(chǎn)品成本，還有效減少了復(fù)合脫氧產(chǎn)物及脆性相(Si02、Al2O3)和硫化物(MM)的大量產(chǎn)生、聚集，大大提高鋼質(zhì)潔凈度、可加工性和表面質(zhì)量。3.生產(chǎn)成本低。本發(fā)明鋼無需添加貴重合金元素，以錳、硅、鋁為主，強(qiáng)化元素選擇微量的鈮、釩和銅，其強(qiáng)化效果明顯。與公開號為CN101111622A的專利相比，無需長時間退火，且通過不同熱處理溫度獲得不同強(qiáng)塑性的孿晶誘發(fā)塑性鋼，實現(xiàn)能源和資源的有效利用。


5
附圖1為本發(fā)明實施例1包含退火孿晶的奧氏體組織。附圖2為本發(fā)明實施例1的層錯形貌。附圖3為本發(fā)明實施例1的XRD物相分析。附圖4為本發(fā)明實施例1的單向拉伸應(yīng)力-應(yīng)變曲線。
具體實施例方式下面通過實施例對本發(fā)明作進(jìn)一步的描述。本發(fā)明實施例鋼的化學(xué)組成見表1。表1本發(fā)明實施例鋼的化學(xué)成分(wt % )
權(quán)利要求
1.一種高延伸率和高擴(kuò)孔率的孿晶誘發(fā)塑性鋼，其特征在于該鋼的化學(xué)組成重量百分為C 0. 30% 0. 70%, Si ^ 1. 0%, Mn 10% 20%，Al ^ 1. 0%, P 0. 005% 0. 20%, Re 0. 05% 0. 30%, N 0. 004% 0. 05%, Nb ^ 0. 2%, V ^ 0. 3%, Cu ^ 1%，余量為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的孿晶誘發(fā)塑性鋼，其特征在于所述孿晶誘發(fā)塑性鋼的組織包含彡85%體積百分比的過冷奧氏體，彡15%體積百分比的α bcc-馬氏體+ε hep-馬氏體， 所述奧氏體的晶粒尺寸為5 20 μ m。
3.—種權(quán)利要求1或2所述孿晶誘發(fā)塑性鋼的制造方法，其特征在于①冶煉采用真空爐冶煉，鋼液靜置3 5min后澆鑄，澆鑄溫度為1450 1550°C ；②熱軋鑄坯加熱溫度為1150 1200°C，升溫速率10 15°C /min，保溫20 40min，開軋溫度1150 850°C，終軋溫度900 600°C，軋后以彡200C /s的速率快速冷卻至室溫；③冷軋熱軋板以40% 80%的壓下率進(jìn)行冷軋；④熱處理在600 1000°C的靜態(tài)爐中對冷軋薄板進(jìn)行熱處理，保溫3 IOmin后以彡20°C /s的冷速快冷至室溫。
4.根據(jù)權(quán)利要求3所述的孿晶誘發(fā)塑性鋼的制造方法，其特征在于所述熱軋板的厚度為3 5mm ；所述冷軋薄板的厚度為1. 2 2mm。
全文摘要
本發(fā)明提供一種高延伸率和高擴(kuò)孔率的孿晶誘發(fā)塑性鋼及其制造方法，其組成C 0.30％～0.70％，Si≤1.0％，Mn 10％～20％，Al≤1.0％，P0.005％～0.20％，Re 0.05％～0.30％，N 0.004％～0.05％，Nb≤0.2％，V≤0.3％，Cu≤1％，余為Fe。其方法①冶煉采用真空爐冶煉，鋼液靜置3～5min后澆鑄，澆鑄溫度為1450～1550℃；②熱軋鑄坯加熱溫度為1150～1200℃，升溫速率10～15℃/min，保溫20～40min，開軋溫度1150～850℃，終軋溫度900～600℃，軋后以≥20℃/s的速率快速冷卻至室溫；③冷軋熱軋板以40％～80％的壓下率進(jìn)行冷軋；④熱處理溫度600～1000℃，保溫3～10min后以≥20℃/s的冷速快冷至室溫。本發(fā)明鋼種成本低，方法簡單，產(chǎn)品表面質(zhì)量好，加工性能及綜合機(jī)械性能優(yōu)良。
文檔編號C22C38/04GK102400036SQ201010276620
公開日2012年4月4日 申請日期2010年9月7日 優(yōu)先權(quán)日2010年9月7日
發(fā)明者嚴(yán)玲, 劉仁東, 孫建倫, 孟貝, 徐鑫, 林利, 王旭, 王科強(qiáng), 郭金宇 申請人:鞍鋼股份有限公司