CN111218621A - 一种超高强塑积trip钢及其制备方法 - Google Patents

一种超高强塑积trip钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种超高强塑积TRIP钢，包括以下质量百分比的化学成分：C为0.16％～0.28％，Mn为8％～12.5％，Al为1.5％～3％，S为0～0.005％，P为0～0.008％，余量为Fe及不可避免的杂质。制备方法包括：按照TRIP钢的化学成分进行冶炼，并浇铸成铸锭；先在1150℃～1250℃温度范围内保温2±0.5小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，空冷；将板坯在1120℃～1180℃内进行组织均匀化处理，保温时间为2±0.5小时，然后进行热轧获得热轧板，以空冷方式冷却至室温；进行第二次组织均匀化处理，将热轧板加热至600℃～650℃并保温2±0.5小时，并在600℃～650℃进行温轧，空冷至室温；在575～625℃内保温40min～1h，空冷至室温。本发明TRIP钢力学性能优良，强塑积可达70GPa％，符合低密度先进汽车钢的要求。

Description

一种超高强塑积TRIP钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及高强度钢技术领域，具体为一种超高强塑积TRIP钢及其制备方法。
背景技术
随着社会的发展，汽车产业对材料需求量不断增加，但与之具来的是材料市场竞争的加剧，汽车制造所需材料必须具有优良的使用性能，才能顺应材料行业的发展。作为汽车基本构成的钢铁材料，高的强度和强塑积、大的延伸率是其发展的方向，而降低汽车材料的生产成本是获取汽车制造利润的主要手段之一。
TRIP钢是指钢组织通过相变诱发和塑性变形而使钢的塑性有所提高的超强度钢，具有高强度的力学性能特征。在受到外力碰撞而发生变形时，裂纹区域的奥氏体会诱发马氏体的形成，而马氏体的形核需要吸收大量的能量，因此会阻碍裂纹的变大和传播，钢的强度和韧性得以提高。由于TRIP钢具有TRIP效应，常用于汽车底板、ABC柱和保险杠等防撞部位。
强塑积是指材料的室温抗拉强度与断裂时的总延伸率之间的乘积，常作为结构金属材料综合性能的判定指标之一。但是，金属材料的强度与塑性(用延伸率表示)通常不可兼得，即若获得高强度，则塑性降低；反之塑性提高，则强度降低，从而导致了材料的强塑积普遍较低。为了获取高强塑积的金属材料，有必要调整合金化学成分的组成以及开发更优的热处理工艺技术。
发明内容
鉴于现有技术中所存在的问题，本发明提供了一种超高强塑积TRIP钢，采用的技术方案是，包括以下质量百分比的化学成分：C为0.16％～0.28％，Mn为8％～12.5％，Al为1.5％～3％，S为0～0.005％，P为0～0.008％，余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明还提供了一种超高强塑积TRIP钢的制备方法，采用的技术方案是，按照以下步骤进行：
冶炼步骤：按照TRIP钢的化学成分进行冶炼，并浇铸成铸锭；
锻造步骤：先在1150℃～1250℃温度范围内保温2±0.5小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，空冷；
热轧步骤：将板坯在1120℃～1180℃内进行组织均匀化处理，保温时间为2±0.5小时，然后进行热轧获得热轧板，以空冷方式冷却至室温；
温轧步骤：进行第二次组织均匀化处理，将热轧板加热至600℃～650℃并保温2±0.5小时，并在600℃～650℃进行温轧，空冷至室温；
两相区退火步骤：在575～625℃内保温40min～1h，空冷至室温，得到超高强塑积的TRIP钢。
所述冶炼步骤中的冶炼设备为真空感应炉，在真空条件下通过电磁感应原理使熔炼材料获得感应电流，以达到加热目的，炉内温度为1550℃～1650℃。
所述锻造步骤中，锻造后的板坯厚度为18～22mm。
所述热轧步骤中，热轧后的热轧板厚度为5mm，热轧道次为7～8次。
开轧温度为1120℃～1180℃，终轧温度为900℃～950℃。
所述温轧步骤中，温轧后获得温轧板的厚度为2mm，温轧道次为3～4次。
所述两相区退火步骤中，热处理过程的加热速度2～8℃/s。
本发明中，各化学元素在TRIP钢中的作用分析如下：
C：碳是奥氏体形成和稳定化元素，起间隙固溶强化作用，奥氏体的稳定性随奥氏体中的含碳量的增加而升高。但低密度高强钢中的含碳量不能过高，否则会造成浇铸时成分偏析，导致碳化物析出，以此同时会影响焊接性能，对于Al和C合金化的Fe-Mn-Al-C系低密度钢，在500～750℃温度范围内时效时，会产生一定的К-碳化物，К-碳化物对该系列钢的强度和塑性有着极大的影响，分布均匀的超细К-碳化物能起强化作用，并且不会很明显地降低该低碳钢的塑性。但是粗大的К相会导致钢的脆性断裂，并严重影响钢的冲击韧性。结合C对材料性能影响的各因素，本发明的碳含量限定在0.16～0.28％内。
Mn：锰是Fe-Mn-Al-C系低密度钢的主要合金元素，锰对奥氏体的稳定性具有极大的影响，可以提高奥氏体的稳定性，起固溶强化作用，并降低奥氏体的相变温度，减小奥氏体变为马氏体的转变速率，随着锰含量的提高，降低马氏体临界转变速率的效果越好。Mn元素也影响着Fe-Mn-Al-C系低密度钢的层错能，能使钢在受到外力而形变时产生致密的孪晶，明显地提高该系列低密度钢的延伸率。但是过高的Mn含量会造成成分偏析以及焊接性能下降，对锰钢的综合性能的提高有负向作用。本发明Mn含量为8～12.5％。
Al：铝可以缩小奥氏体相区，能使A3温度升高，同时有效增强奥氏体的稳定性，增加Fe-Mn-Al-C系低密度钢的层错能，并影响着形变孪晶的产生，有利于形变孪晶的形成，从而提高Fe-Mn-Al-C系低密度钢的强塑性。一定的铝含量可以显著提高钢的热变形抗力，延迟动态再结晶，使奥氏体晶粒在动态再结晶后得到细化。但是高的铝含量不利于金属的浇铸，对铝含量需要进一步控制。故本发明的Al含量为1.5～3％。
P、S：磷和硫是钢成形的不利元素。硫在钢中以FeS、MnS等硫化物夹质的形式存在，硫化物通常发布在晶界中，当温度达到其熔点时便会熔化，在轧制和锻造时会导致钢热变形时的开裂。磷会严重影响钢的冷变形能力，随着磷含量的增加，其影响会急剧加剧，并出现冷脆现象。因此，本发明含有微量或不含硫、磷元素，以提高本超高强度TRIP钢的力学性能。
本发明的有益效果如下：本发明优化了化学组分，C和Mn元素提高了奥氏体的稳定性，减小奥氏体变为马氏体的转变速率，并起固溶强化作用，增强了钢的强度。由于Si对TRIP钢板的生产不利，本发明用Al代替了Si元素，抑制了碳化物的析出，可提高钢的拉伸性能，并且Al元素的加入可有效降低钢的密度，促进钢的轻量化发展。同时，本发明的化学组分中不含有Cr，Mo，Ti等贵重合金元素，降低了生产成本。
本发明通过优化工艺，温轧是金属在再结晶温度以下，回复温度以上的温度范围内进行的轧制变形工艺，采用温轧变形工艺获得的晶粒组织细小，有利于细晶强化的发生，因此轧后的材料强度较高。以此同时，温轧过程中材料的加工硬化得到了回复，材料的塑性会有一定的改善，变形能力有所提高。温轧变形工艺与冷轧相比较，温轧工艺获得材料的塑性和延伸率都较高。热处理步骤是利用该两相区退火工艺使铁素体再结晶，发生奥氏体逆转变，细化钢组织的晶粒，提高奥氏体的稳定性，增强奥氏体相变时的TRIP效应。以温轧结合两相区退火处理，大幅提高了退火组织内的残余奥氏体含量的同时精确调整了残余奥氏体的机械稳定性，使得该组织在变形时可逐步发生TRIP效应。在提高钢板的屈服和抗拉强度的同时，还具有优秀的成形性。
本发明的超高强塑积TRIP钢综合力学性能优良，抗拉强度在1300～1450MPa内，延伸率50～65％，强塑积可达70GPa％。性能优良，符合低密度先进汽车钢的要求，适应钢铁产业的发展，具有巨大的市场价值。
进一步地，采用真空感应炉冶炼，在真空条件下通过电磁感应原理使熔炼材料获得感应电流，以达到加热目的，在隔绝空气的条件下进行，避免了空气中的N、O等元素与锰铁发生反应生成氧化物和氮化物，而减小出现热脆性和时效脆性的可能。
附图说明
图1为本发明超高强塑积TRIP钢的制备方法的工艺流程图；
图2为本发明实施例1的超高强塑积TRIP钢变形前的SEM照片；
图3为本发明实施例1的超高强塑积TRIP钢变形后的SEM照片；
图4为本发明实施例1的超高强塑积TRIP钢的XRD图；
图5为本发明实施例1和对比例1～2的TRIP钢的应力-应变曲线图。其中，横坐标Engineering Strain为工程应变，纵坐标Engineering Stress为工程应力(MPa)。
图6为本发明实施例1的对比例3～4的TRIP钢的应力-应变曲线图。其中，横坐标Engineering Strain为工程应变，纵坐标Engineering Stress为工程应力(MPa)；
图7为本发明实施例1的超高强塑积TRIP钢的拉伸断口SEM图；
图8为本发明实施例1的超高强塑积TRIP钢的拉伸断口SEM图。
具体实施方式
下面通过具体实施例对本发明的技术方案进行详细说明。
实施例1
钢的化学成分及质量百分比如下：C：0.22％，Mn:11.47％,Al:1.95％,S：0.005％，P：0.007％，余量为Fe及不可避免的杂质。
本实施例的超高强塑积TRIP钢的制备方法，按如下步骤进行：
(1)按钢的化学成分加入到真空感应炉中，熔炼炉升温至1550℃～1650℃。然后将冶炼的钢水浇铸成铸锭。
(2)将铸锭在1200℃保温2小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，厚度为18～22mm，然后空冷。
(3)将空冷后的板坯在1150℃进行组织均匀化处理，保温时间为2小时，然后进行热轧处理获得热轧板，热轧道次为7～8次，轧后的板厚为5mm，以空冷方式冷却至室温。热轧开轧的温度为1150℃，终轧温度为950℃。
(4)将热轧板加热至600℃～650℃并保温2小时，并在600℃～650℃进行温轧，温轧道次为3～4次，温轧后获得温轧板的厚度为2mm，空冷至室温；
(5)两相区退火处理，将温轧板加热至600℃保温40分钟，空冷至室温。
将得到的TRIP钢在打磨氧化皮进行拉伸试验，得到抗拉强度、屈服强度和断后延伸率。
经步骤(5)退火处理后获得的超高强塑积TRIP钢的抗拉强度为1366.0MPa，断后延伸率为52.5％，强塑积为71.7GPa％。
对比例1
钢的化学成分及质量百分比如下：C：0.22％，Mn:11.47％,Al:1.95％,S：0.005％，P：0.007％，余量为Fe及不可避免的杂质。
本对比例1的超高强塑积TRIP钢的制备方法，按如下步骤进行：
(1)按钢的化学成分加入到真空感应炉中，熔炼炉升温至1550℃～1650℃。然后将冶炼的钢水浇铸成铸锭。
(2)将铸锭在1200℃保温2小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，厚度为18～22mm，然后空冷。
(3)将空冷后的板坯在1150℃进行组织均匀化处理，保温时间为2小时，然后进行热轧处理获得热轧板，热轧道次为7～8次，轧后的板厚为5mm，以空冷方式冷却至室温。热轧开轧的温度为1150℃，终轧温度为950℃。
(4)将热轧板加热至600℃～650℃并保温2小时，并在600℃～650℃进行温轧，温轧道次为3～4次，温轧后获得温轧板的厚度为2mm，空冷至室温；
(5)两相区退火处理，将温轧板加热至550℃保温40分钟，空冷至室温。
将得到的TRIP钢在打磨氧化皮进行拉伸试验，得到抗拉强度、屈服强度和断后延伸率。
该对比例与实施例1的不同之处在于退火处理时的温度为550℃，获得的TRIP钢的抗拉强度为1243.4MPa，断后延伸率为38.6％，强塑积为48.0GPa％。
对比例2
钢的化学成分及质量百分比如下：C：0.22％，Mn:11.47％,Al:1.95％,S：0.005％，P：0.007％，余量为Fe及不可避免的杂质。
本对比例2的超高强塑积TRIP钢的制备方法，按如下步骤进行：
(1)按钢的化学成分加入到真空感应炉中，熔炼炉升温至1550℃～1650℃。然后将冶炼的钢水浇铸成铸锭。
(2)将铸锭在1200℃保温2小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，厚度为18～22mm，然后空冷。
(3)将空冷后的板坯在1150℃进行组织均匀化处理，保温时间为2小时，然后进行热轧处理获得热轧板，热轧道次为7～8次，轧后的板厚为5mm，以空冷方式冷却至室温。热轧开轧的温度为1150℃，终轧温度为950℃。
(4)将热轧板加热至600℃～650℃并保温2小时，并在600℃～650℃进行温轧，温轧道次为3～4次，温轧后获得温轧板的厚度为2mm，空冷至室温；
(5)两相区退火处理，将温轧板加热至650℃保温40分钟，空冷至室温。
将得到的TRIP钢在打磨氧化皮进行拉伸试验，得到抗拉强度、屈服强度和断后延伸率。
该对比例与实施例1的不同之处在于退火处理时的温度为650℃，获得的TRIP钢的抗拉强度为1042.2MPa，断后延伸率为30.5％，强塑积为31.8GPa％。
对比例3
钢的化学成分及质量百分比如下：C：0.22％，Mn:11.47％,Al:1.95％,S：0.005％，P：0.007％，余量为Fe及不可避免的杂质。
本对比例3的超高强塑积TRIP钢的制备方法，按如下步骤进行：
(1)按钢的化学成分加入到真空感应炉中，熔炼炉升温至1550℃～1650℃。然后将冶炼的钢水浇铸成铸锭。
(2)将铸锭在1200℃保温2小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，厚度为18～22mm，然后空冷。
(3)将空冷后的板坯在1150℃进行组织均匀化处理，保温时间为2小时，然后进行热轧处理获得热轧板，热轧道次为7～8次，轧后的板厚为5mm，以空冷方式冷却至室温。热轧开轧的温度为1150℃，终轧温度为950℃。
(4)将热轧板加热至600℃～650℃并保温2小时，并在600℃～650℃进行温轧，温轧道次为3～4次，温轧后获得温轧板的厚度为2mm，空冷至室温；
(5)两相区退火处理，将温轧板加热至600℃保温20分钟，空冷至室温。
将得到的TRIP钢在打磨氧化皮进行拉伸试验，得到抗拉强度、屈服强度和断后延伸率。
该对比例与实施例1的不同之处在于退火处理的时间为20分钟，获得的TRIP钢的抗拉强度为1311.0MPa，断后延伸率为42.5％，强塑积为55.7GPa％。
对比例4
钢的化学成分及质量百分比如下：C：0.22％，Mn:11.47％,Al:1.95％,S：0.005％，P：0.007％，余量为Fe及不可避免的杂质。
本对比例4的超高强塑积TRIP钢的制备方法，按如下步骤进行：
(1)按钢的化学成分加入到真空感应炉中，熔炼炉升温至1550℃～1650℃。然后将冶炼的钢水浇铸成铸锭。
(2)将铸锭在1200℃保温2小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，厚度为18～22mm，然后空冷。
(3)将空冷后的板坯在1150℃进行组织均匀化处理，保温时间为2小时，然后进行热轧处理获得热轧板，热轧道次为7～8次，轧后的板厚为5mm，以空冷方式冷却至室温。热轧开轧的温度为1150℃，终轧温度为950℃。
(4)将热轧板加热至600℃～650℃并保温2小时，并在600℃～650℃进行温轧，温轧道次为3～4次，温轧后获得温轧板的厚度为2mm，空冷至室温；
(5)两相区退火处理，将温轧板加热至600℃保温5小时，空冷至室温。
将得到的TRIP钢在打磨氧化皮进行拉伸试验，得到抗拉强度、屈服强度和断后延伸率。
该对比例与实施例1的不同之处在于退火处理的时间为5小时，获得的TRIP钢的抗拉强度为1212.8MPa，断后延伸率为43.6％，强塑积为52.8GPa％。
为获得TRIP钢的组织与其百分比含量，经过上述具体操作步骤后，制取了实施例1的TRIP钢变形前与变形后的SEM照片和XRD图。
经分析，实施例1和对比例1～4的组织均为奥氏体、铁素体和马氏体，但各组织的百分比含量由于热处理工艺参数的不同而有所差别。
将实施例1和对比例1～4的性能参数列入表1
表1实施例1和对比例1～4性能参数表
Figure BDA0002359911700000071
本发明的超高强塑积TRIP钢的机理是TRIP效应，分析图2和图3可知，实施例1的TRIP钢在受到外界作用力时，钢中的奥氏体转变为马氏体，以吸收能量来抵制变形。分析图4知，实施例1的超高强塑积TRIP钢在拉伸试验前的奥氏体含量为73.2％，拉伸试验后的奥氏体含量为35.7％，其高的奥氏体转变率使得本发明的TRIP钢具有高的强塑积的特点，即在受外力作用时，可吸收大量的能量。
对表1和图5进行分析，热处理温度对钢材的性能具有极大的影响。实施例1和对比例1～2的工艺参数区别在于热处理温度的不同，从图2可直观看出实施例1获得的TRIP钢的综合力学性能明显高于对比例1～2的性能，当退火温度高于或低于本发明所要求的热处理温度时，所获得的材料性能均会降低。
对表1和图6进一步分析，热处理时间对钢材的性能也具有很大的影响。对比例3的热处理时间低于实施例1的热处理时间，由于其热处理时间较短，以致在轧制过程中所产生的内应力不能去除充分，残余内应力严重影响了材料的力学性能，所以对比例3的抗拉强度虽然可达1300MPa，但其延伸率和强塑积与实施例1相比较低。
而对比例4的热处理时间显著高于实施例1的热处理时间，其过长时间的热处理导致了奥氏体晶粒长大和铁素体相及马氏体相的减少，材料的强度和塑性均变小。
以上结果表明，本发明制备的超高强塑积TRIP钢综合性能优良，抗拉强度在1300MPa～1450MPa内，延伸率50％～65％，强塑积可达70GPa％，符合汽车产业对汽车钢的性能要求，具有极强的市场应用价值。
以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种超高强塑积TRIP钢，其特征在于，包括以下质量百分比的化学成分：C为0.16％～0.28％，Mn为8％～12.5％，Al为1.5％～3％，S为0～0.005％，P为0～0.008％，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.一种如权利要求1所述的超高强塑积TRIP钢的制备方法，其特征在于，按照以下步骤进行：
冶炼步骤：按照TRIP钢的化学成分进行冶炼，并浇铸成铸锭；
锻造步骤：先在1150℃～1250℃温度范围内保温2±0.5小时，使组织均匀化，然后将铸锭锻造成板坯，空冷；
热轧步骤：将板坯在1120℃～1180℃内进行组织均匀化处理，保温时间为2±0.5小时，然后进行热轧获得热轧板，以空冷方式冷却至室温；
温轧步骤：进行第二次组织均匀化处理，将热轧板加热至600℃～650℃并保温2±0.5小时，并在600℃～650℃进行温轧，空冷至室温；
两相区退火步骤：在575～625℃内保温40min～1h，空冷至室温，得到超高强塑积的TRIP钢。
3.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述冶炼步骤中的冶炼设备为真空感应炉，在真空条件下通过电磁感应原理使熔炼材料获得感应电流，以达到加热目的，炉内温度为1550℃～1650℃。
4.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述锻造步骤中，锻造后的板坯厚度为18～22mm。
5.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述热轧步骤中，热轧后的热轧板厚度为5mm，热轧道次为7～8次。
6.根据权利要求5所述的超高强塑积TRIP钢的制备方法，其特征在于，开轧温度为1120℃～1180℃，终轧温度为900℃～950℃。
7.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述温轧步骤中，温轧后获得温轧板的厚度为2mm，温轧道次为3～4次。
8.根据权利要求2所述的超高强塑积TRIP钢的制备方法，其特征在于，所述两相区退火步骤中，热处理过程的加热速度2～8℃/s。
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