CN115961130A - 一种高强高塑中锰钢及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本公开提供了一种高强高塑中锰钢及其制备方法。该制备方法采用快速加热热成形工艺，包括：对轧制的中锰钢板进行逆相变退火；对逆相变退火后的所述中锰钢板进行快速加热至奥氏体单相区温度范围内，在该奥氏体单相区温度范围内进行热冲压成形，然后冷却至室温；以及对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤，得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢。高强高塑中锰钢的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.05‑0.35wt％，Mn的质量百分比为2.0‑5.0wt％，Si的质量百分比为0.1‑2.0wt％。用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢抗拉强度超过1600MPa，强塑积大于30GPa％，且易于加工生产，加工效率高。
Description
技术领域
本公开涉及高强度高塑性汽车钢制造技术领域，更具体地，涉及一种高强高塑中锰钢及其制备方法。
背景技术
钢铁材料约占汽车车身重量的60％，汽车轻量化和碰撞安全性的要求促使钢铁材料向高强度的方向发展。在高强度汽车钢的研究方面，目前已经发展到第三代先进高强钢。第一代先进高强钢包括双相钢、复相钢、TRIP钢、马氏体钢、贝氏体钢等，强塑积一般低于15GPa％。第二代先进高强钢包括TWIP钢、奥氏体不锈钢等，其强塑积可达50GPa％，但其合金含量较高、对生产条件要求严格导致成本提升。目前发展的第三代先进高强钢包括中锰钢、Q&P钢、TBF钢等，合金含量介于第一代和第二代先进高强钢之间，以“多相、亚稳和多尺度”为组织调控的设计思路，在降低成本的基础上提高钢的强度和塑性。但钢强度的增加往往伴随着加工性能的降低。高强度汽车钢的冷成形需要的成形载荷大，对模具的磨损严重，并面临严重的回弹问题。先进高强钢冷成形加工的困难，促进了热成形技术的发展和应用。
热成形技术目前已经在国内外广泛应用于各种车辆的汽车车身，被普遍认为是实现整车轻量化、提高碰撞性能和降低车身制造成本的有效手段。目前工业上发展成熟的热成形钢主要是锰硼系列热成形钢。广泛应用的22MnB5热成形钢具有1500MPa的抗拉强度，但塑性一般不超过7％。增加碳的含量可以提高热成形钢的强度，但韧性进一步降低。中锰钢是第三代先进高强钢。相比锰硼系列热成形钢而言，中锰钢的加工硬化率高，应变诱导塑性(Transformation Induced Plasticity)效应可以使其具备较高强度的同时保持较高的韧性。因而，中锰钢是目前热成形工艺发展的重要方向。但随着Mn含量的增加，中锰钢冶炼和加工的难度增大。降低锰含量对于中锰钢热成形工艺的推广意义重大。
在实现本公开构思的过程中，发明人发现现有技术中至少存在如下问题：热成形工艺中钢板的升温和等温过程耗时长、生产效率较低是阻碍热成形工艺推广的一个重要因素。快速加热工艺的引入可以缩短加热时间，提高热成形生产效率。同时，快速加热过程可以在钢中引入化学界面，化学界面是晶体结构相同、但化学成分截然不同的两个区域的边界。由于化学界面处没有晶体结构上的差异，其相较于晶界、相界等传统物理界面具有更好的热稳定性。在后续的热处理中，通过化学界面对固态相变进行调控，得到不同于传统热成形工艺的微观组织，提高热成形钢的综合性能。
发明内容
有鉴于此，本公开的实施例提供了一种高强高塑中锰钢及其制备方法。
根据本公开的一个方面，提供了一种高强高塑中锰钢的制备方法，该方法采用快速加热热成形工艺，包括：对轧制的中锰钢板进行逆相变退火；对逆相变退火后的所述中锰钢板进行快速加热至奥氏体单相区温度范围内，在该奥氏体单相区温度范围内进行热冲压成形，然后冷却至室温；以及对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤，得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢。
根据本公开的实施例，所述对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤，得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢的步骤中，所述奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[10，25]％，所述马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[70，90]％，所述铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.05，0.35]wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[2.0，5.0]wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.1，2.0]wt％。
根据本公开的实施例，所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.17，0.27]wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[3.5，4.5]wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.3，0.5]wt％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Nb，所述Nb的质量百分比为[0，0.2]wt％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Mo，所述Mo的质量百分比为[0，3.0]wt％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括质量百分比为[0，1.0]wt％的V、质量百分比为[0，0.5]wt％的Ti、质量百分比为[0，5.0]wt％的Ni和质量百分比为[0，5.0]wt％的Cu中的至少一种。
根据本公开的实施例，所述对轧制的中锰钢板进行逆相变退火的步骤中，所述退火的温度为550-700℃，所述退火的时间为1-10h。
根据本公开的实施例，所述退火的温度为620-650℃，所述退火的时间为2-8h。
根据本公开的实施例，所述对逆相变退火后的所述中锰钢板进行快速加热至奥氏体单相区温度范围内，在该奥氏体单相区温度范围内进行热冲压成形，然后冷却至室温的步骤中，所述快速加热的速率为20-300℃/s，所述奥氏体单相区温度为780-1000℃，所述热冲压成形的时间为0-180s，所述冷却的速率5-1000℃/s。
根据本公开的实施例，所述快速加热的速率为40-100℃/s，所述奥氏体单相区温度为820-920℃，所述热冲压成形的时间为0-5s，所述冷却的速率20-300℃/s。
根据本公开的实施例，所述对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤的步骤中，所述烘烤的温度为100-400℃，所述烘烤的时间为5-180min。
根据本公开的实施例，所述烘烤的温度为150-250℃，所述烘烤的时间为10-60min。
根据本公开的实施例，所述对轧制的中锰钢板进行逆相变退火的步骤之前，还包括：按照中锰钢板的化学组分以质量百分比配比，采用真空冶炼技术，浇铸成铸坯；将所述铸坯经1000-1250℃下等温2-5h，在终锻温度不低于900℃条件下锻造并轧制成板材；将所述板材于1000-1250℃下等温2-5h；将所述等温后的板材轧制成所述中锰钢板。
本公开的另一个方面提供了一种由上述制备方法制得的高强高塑中锰钢，所述高强高塑中锰钢的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.05，0.35]wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[2.0，5.0]wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.1，2.0]wt％。
根据本公开的实施例，所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.17，0.27]wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[3.5，4.5]wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.3，0.5]wt％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢具有微观组织，所述微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体，其中所述奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[10，25]％，所述马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[70，90]％，所述铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Nb，所述Nb的质量百分比为[0，0.2]wt％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Mo，所述Mo的质量百分比为[0，3.0]wt％。
根据本公开的实施例，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括质量百分比为[0，1.0]wt％的V、质量百分比为[0，0.5]wt％的Ti、质量百分比为[0，5.0]wt％的Ni和质量百分比为[0，5.0]wt％的Cu中的至少一种。
从上述技术方案可以看出，本公开提供的高强高塑中锰钢及其制备方法的有益效果如下：
1.本公开提供的高强高塑中锰钢及其制备方法，通过将快速加热热成形工艺应用于高强高塑中锰钢的制备，得到的高强高塑中锰钢的抗拉强度超过1600MPa，强塑积大于30GPa％，且锰含量低，易于加工生产，合金化成本低，同时加工效率提升、使用范围广，满足多个行业的要求；
2.本公开提供的高强高塑中锰钢及其制备方法，通过将快速加热热成形工艺应用于高强高塑中锰钢的制备，避免了传统冷加工中锰钢存在的问题，同时通过快速加热，提高了热成形工艺的生产效率，拓展了热成形工艺的应用范围和发展前景；
3.本公开提供的高强高塑中锰钢及其制备方法，通过对合金成分、加工过程中保温时间和轧制压下量以及热处理工艺的设计，控制高强高塑中锰钢的微观组织中残余奥氏体的体积分数、形状以及分布状态，使其在变形过程中能够充分地发生TRIP效应，极大地提升了高强高塑中锰钢的综合力学性能。
附图说明
通过以下参照附图对本公开实施例的描述，本公开的上述以及其他目的、特征和优点将更为清楚，在附图中：
图1A示意性示出了本公开实施例中快速加热热成形工艺示意图；
图1B示出了本公开实施例中采用快速加热热成形工艺制备高强高塑中锰钢的方法流程图；
图2为本公开实施例1中轧制的中锰钢板逆转变退火后的SEM图；
图3为本公开实施例1中轧制的中锰钢板逆转变退火后的EBSD图；
图4为本公开实施例1中采用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢的EBSD图；以及
图5为本公开实施例1中采用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢的应力-应变曲线。
具体实施方式
以下，将参照附图来描述本公开的实施例。但是应该理解，这些描述只是示例性的，而并非要限制本公开的范围。在下面的详细描述中，为便于解释，阐述了许多具体的细节以提供对本公开实施例的全面理解。然而，明显地，一个或多个实施例在没有这些具体细节的情况下也可以被实施。此外，在以下说明中，省略了对公知结构和技术的描述，以避免不必要地混淆本公开的概念。
在此使用的术语仅仅是为了描述具体实施例，而并非意在限制本公开。在此使用的术语“包括”、“包含”等表明了所述特征、步骤、操作和/或部件的存在，但是并不排除存在或添加一个或多个其他特征、步骤、操作或部件。
在使用类似于“A、B或C等中至少一个”这样的表述的情况下，一般来说应该按照本领域技术人员通常理解该表述的含义来予以解释(例如，“具有A、B或C中至少一个的***”应包括但不限于单独具有A、单独具有B、单独具有C、具有A和B、具有A和C、具有B和C、和/或具有A、B、C的***等)。术语“第一”、“第二”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性或者隐含指明所指示的技术特征的数量。由此，限定有“第一”、“第二”的特征可以明示或者隐含地包括一个或者更多个所述特征。
图1A示意性示出了本公开实施例中快速加热热成形工艺示意图，图1B示出了本公开实施例中采用快速加热热成形工艺制备高强高塑中锰钢的方法流程图。
如图1A和1B所示，本公开的实施例提供了一种高强高塑中锰钢的制备方法，该方法采用快速加热热成形工艺，包括：
步骤1：对轧制的中锰钢板进行逆相变退火，获得超细的铁素体-亚稳奥氏体混合组织；
步骤2：对逆相变退火后的所述中锰钢板进行快速加热至奥氏体单相区温度范围内，该温度为完全奥氏体区，然后在该奥氏体单相区温度范围内保温，同时进行热冲压成形，然后冷却至室温；
步骤3：对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤，得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢。
在本公开的实施例中，步骤3中所述对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤，得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢的步骤中，所述奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为10-25％，所述马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为70-90％，所述铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
在本公开的实施例中，步骤3中所述高强高塑中锰钢的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.05-0.35wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为2.0-5.0wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.1-2.0wt％。通过C、Mn、Si配比的主体化学成分设计，使合金在逆转变退火后可以得到室温下贫Mn、贫C的铁素体和富Mn、富C的亚稳奥氏体双相组织。在随后的快速加热热成形过程中，铁素体逆转变为奥氏体，并且在奥氏体晶粒中形成高密度的Mn化学界面。而在全奥氏体组织的冷却过程中，化学界面将马氏体相变限制在贫Mn区域发生，即原逆转变退火奥氏体区域中富集的Mn元素使奥氏体保留至室温，而原铁素体区域的奥氏体则由于稳定性不足形成马氏体组织。因此得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢
可选的，在本公开的实施例中，所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.17-0.27wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为3.5-4.5wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.3-0.5wt％。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Nb，所述Nb的质量百分比为0-0.2wt％。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Mo，所述Mo的质量百分比为0-3.0wt％。
需要说明的是，在设计高强高塑中锰钢的化学组分含量时，考虑的因素如下：
1.由于C是在确保热成形钢的强度上有效的元素，因此将C含量设为0.05wt％以上。但是，当C含量过高时，会使热成形钢板的韧性降低，并且加剧对热成形模具的磨损。因此，将C含量设为0.035wt％以下。另外C含量的上限值优选为0.27wt％，下限值优选为0.17wt％；
2.在中锰钢中，Si可以有效抑制渗碳体的析出，以此保证钢中奥氏体的含量。但当Si含量过高时，会使钢的奥氏体化温度升高，不利于热成形加工。因此，将Si含量设为0.1-2.0wt％；
3.Mn是稳定奥氏体的主要元素，Mn含量的增加可以提高体系内的奥氏体含量。但Mn含量过高时，钢的冶炼和加工性能变差。因此，将Mn含量设为2.0-5.0wt％；
4.Nb、Mo等微合金元素的加入可以细化双相组织的晶粒，提高屈服强度和延伸率。但当其含量过高时，钢材的成本会相应提升。因此，将Nb的含量设为0-0.2wt％，将Mo含量设为0-3.0wt％。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括质量百分比为0-1.0wt％的V、质量百分比为0-0.5wt％的Ti、质量百分比为0-5.0wt％的Ni和质量百分比为0-5.0wt％的Cu中的至少一种。上述微合金元素的加入可以抑制界面迁移，达到细化晶粒的作用，以实现更优秀的综合力学性能。
如图1A和1B所示，在本公开的实施例中，步骤1中所述对轧制的中锰钢板进行逆相变退火的步骤中，所述退火的温度为550-700℃，所述退火的时间为1-10h。
可选的，在本公开的实施例中，所述退火的温度为620-650℃，所述退火的时间为2-8h。
如图1A和1B所示，在本公开的实施例中，步骤2中所述对逆相变退火后的所述中锰钢板进行快速加热至奥氏体单相区温度范围内，在该奥氏体单相区温度范围内进行热冲压成形，然后冷却至室温的步骤中，所述快速加热的速率为20-300℃/s，所述奥氏体单相区温度为780-1000℃，所述热冲压成形的时间为0-180s，所述冷却的速率5-1000℃/s。
可选的，在本公开的实施例中，所述快速加热的速率为40-100℃/s，所述奥氏体单相区温度为820-920℃，所述热冲压成形的时间为0-5s，所述冷却的速率20-300℃/s。
如图1A和1B所示，在本公开的实施例中，步骤3中所述对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤的步骤中，所述烘烤的温度为100-400℃，所述烘烤的时间为5-180min。
可选的，在本公开的实施例中，所述烘烤的温度为150-250℃，所述烘烤的时间为10-60min。
在本公开的实施例中，步骤1中所述对轧制的中锰钢板进行逆相变退火的步骤之前，还包括：
步骤10：将原材料按照上述高强高塑中锰钢的化学成分配比，采用真空冶炼技术，浇铸成铸坯，其中可以采用转炉、电炉或感应炉进行冶炼，并采用连铸生产铸坯；
步骤20：将所述铸坯经1000-1250℃下等温2-5h，在终锻温度不低于900℃条件下锻造并轧制成板材；
步骤30：将所述板材于1000-1250℃下等温2-5h；将所述等温后的板材轧制成所述中锰钢板。
需要说明的是，步骤10中所述真空冶炼中锰钢板时，原材料的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：C在原材料中的质量百分比为0.05-0.35wt％，Mn在原材料中的质量百分比为2.0-5.0wt％，Si在原材料中的质量百分比为0.1-2.0wt％。
可选的，在本公开的实施例中，步骤10中所述所述C在原材料中的质量百分比为0.17-0.27wt％，所述Mn在原材料中的质量百分比为3.5-4.5wt％，所述Si在原材料中的质量百分比为0.3-0.5wt％。
根据本公开的实施例，所述原材料的化学组分还包括Nb，所述Nb的质量百分比为0-0.2wt％。
根据本公开的实施例，所述原材料的化学组分还包括Mo，所述Mo的质量百分比为0-3.0wt％。
根据本公开的实施例，所述原材料的化学组分还包括质量百分比为0-1.0wt％的V、质量百分比为0-0.5wt％的Ti、质量百分比为0-5.0wt％的Ni和质量百分比为0-5.0wt％的Cu中的至少一种。
基于上述图1A和1B所示的采用快速加热热成形工艺制备高强高塑中锰钢的方法，本公开的实施例还提供了一种采用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，所述高强高塑中锰钢的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.05-0.35wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为2.0-5.0wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.1-2.0wt％。
可选的，在本公开的实施例中，所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.17-0.27wt％，所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为3.5-4.5wt％，所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为0.3-0.5wt％。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢具有微观组织，所述微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体，其中所述奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为10-25％，所述马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为70-90％，所述铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
可选的，在本公开的实施例中，所述奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为15-20％。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Nb，所述Nb的质量百分比为0-0.2wt％。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Mo，所述Mo的质量百分比为0-3.0wt％。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括质量百分比为0-1.0wt％的V、质量百分比为0-0.5wt％的Ti、质量百分比为0-5.0wt％的Ni和质量百分比为0-5.0wt％的Cu中的至少一种。
在本公开的实施例中，所述高强高塑中锰钢的抗拉强度为1200-2000MPa，延伸率为10％-25％，强塑积为20-35GPa％。
本公开的实施例通过对C、Mn元素的主成分设计，以较低的Mn含量在室温下保留了15％-20％的亚稳奥氏体。同时在此基础上，适当添加了Si元素，起到了抑制渗碳体析出的作用。本公开的实施例所采用的超快速加热热成形工艺，在超快速加热过程中，Mn作为置换型合金元素的扩散较慢，由于加热速度快，Mn的长程扩散被抑制。因此，在逆转变退火过程中形成的富Mn和贫Mn区域得以保留，形成高密度化学界面。冷却过程中，化学界面将马氏体相变限制到了亚微米尺度的贫Mn区域，导致周围富Mn的奥氏体发生剧烈的塑性变形，并且在富Mn奥氏体中产生高密度纳米孪晶，最终形成了超细马氏体+纳米孪晶奥氏体组织。纳米孪晶提高了奥氏体的强度，同时奥氏体的相变诱导塑性效应提升了合金的加工硬化率，而细化的马氏体组织大幅提高了热成形钢材的强度。快速加热之后的烘烤过程中发生了碳从马氏体向奥氏体的扩散，降低了马氏体的脆性，提高了马氏体和奥氏体间的变形协调能力，进一步改善了材料的韧性。因此，通过主成分设计并经过快速加热热成形工艺处理，能够得到具有更好的强度和塑性的高强高塑中锰钢。
下面将结合实施例及相关实验，对本公开的高强高塑中锰钢性能进行详细说明。
实施例1
一种采用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，所述高强高塑中锰钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.23，Mn：3.7％，Si：0.4％，Nb：0.05％，Mo：0.05％，余量为Fe及不可避免的P、S、N等杂质。
上述采用快速加热热成形工艺制备高强高塑中锰钢的方法包括如下步骤：
(1)将原材料按照上述高强高塑中锰钢的化学成分配比，采用真空冶炼技术，浇铸成铸坯；
(2)将铸坯经1200℃下等温2小时，在终锻温度不低于900℃条件下锻造形成板材；
(3)将锻造所得板材于1200℃下等温2小时，轧至厚度为5.0mm的热轧板，终轧温度不低于900℃；
(4)对热轧所得的板材经80％的总压下率，轧成厚度为1.0mm的冷轧板；
(5)将所得到的板材线切割得到标距10mm的标准板状拉伸样；
(6)将(5)得到的板状拉伸样使用箱式炉在630℃进行逆相变退火5h，其微观组织及相分布的SEM图和EBSD图分别如图2和图3所示，可以看到，其微观组织包括超细的铁素体1和亚稳奥氏体2混合组织；
(7)对获得的逆相变退火样品使用热膨胀相变仪以100℃/s的加热速率快速加热至860℃，保温1s后以40℃/s的速率冷却至室温；
(8)对得到的快速加热样品使用热膨胀相变仪在170℃下等温20min，制得高强高塑中锰钢。
采用上述快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，其微观组织的EBSD图如图4所示，其中，高Mn含量和C含量的残余奥氏体2在高强高塑中锰钢中的体积比为15-20％，低Mn含量和C含量马氏体3在高强高塑中锰钢中的体积比为70-90％，铁索体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
单向拉伸用上述快速加热热成形二[艺制备的高强高塑中锰钢，得到的应力-应变曲线如图5所示。
实施例2
一种采用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，所述高强高塑中锰钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.23，Mn：3.7％，Si：0.4％，Nb：0.05％，Mo：0.05％，余量为Fe及不可避免的杂质。
上述采用快速加热热成形工艺制备高强高塑中锰钢的方法包括如下步骤：
(1)将原材料按照上述高强高塑中锰钢的化学成分配比，采用真空冶炼技术，浇铸成铸坯；
(2)将铸坯经1200℃下等温2小时，在终锻温度不低于900℃条件下锻造形成板材；
(3)将锻造所得板材于1200℃下等温2小时，轧至厚度为5.0mm的热轧板，终轧温度不低于900℃；
(4)对热轧所得的板材经80％的总压下率，轧成厚度为1.0mm的冷轧板；
(5)从所得到的板材线切割得到标距10mm的标准板状拉伸样；
(6)将(5)得到的板状拉伸样使用箱式炉在630℃进行逆相变退火5h，获得超细的铁素体-亚稳奥氏体混合组织；
(7)对获得的逆转变退火样品使用热膨胀相变仪以50℃/s的加热速率快速加热至860℃，保温1s后以40℃/s的速率冷却至室温；
(8)对得到的快速加热样品使用热膨胀相变仪在170℃下等温20min，制得高强高塑中锰钢。
采用上述快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，其微观组织中高Mn含量和C含量的残余奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为15-20％，低Mn含量和C含量马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为70-90％，铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
实施例3
一种采用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，所述高强高塑中锰钢的化学成分按质量百分比计为：C：0.23，Mn：3.7％，Si：0.4％，Nb：0.05％，Mo：0.05％，余量为Fe及不可避免的杂质。
上述采用快速加热热成形工艺制备高强高塑中锰钢的方法包括如下步骤：
(1)将原材料按照上述高强高塑中锰钢的化学成分配比，采用真空冶炼技术，浇铸成铸坯；
(2)将铸坯经1200℃下等温2小时，在终锻温度不低于900℃条件下锻造形成不同规格的板材；
(3)将锻造所得板材于1200℃下等温2小时，轧至厚度为5.0mm的热轧板，终轧温度不低于900℃；
(4)对热轧所得的板材经80％的总压下率，轧成厚度为1.0mm的冷轧板；
(5)从所得到的板材线切割得到标距10mm的标准板状拉伸样；
(6)将(5)得到的板状拉伸样使用箱式炉在630℃进行逆相变退火8h，获得超细的铁素体-亚稳奥氏体混合组织；
(7)对获得的逆转变退火样品使用热膨胀相变仪以100℃/s的加热速率快速加热至860℃，保温1s后以40℃/s的速率冷却至室温；
(8)对得到的快速加热样品使用热膨胀相变仪在170℃下等温20min，制得高强高塑中锰钢。
采用上述快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，其微观组织中高Mn含量和C含量的残余奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为15-20％，低Mn含量和C含量马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为70-90％，铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
对比例1：
该对比例中，所使用的中锰钢化学成分按质量百分比计为：C：0.23，Mn：3.7％，Si：0.4％，Nb：0.05％，Mo：0.05％，余量为Fe及不可避免的杂质。
将该成分的中锰钢冶炼后按照如下操作进行处理：
(1)将铸坯经1200℃下等温2小时，在终锻温度不低于900℃条件下锻造形成板材；
(2)将锻造所得板材于1200℃下等温2小时，轧至厚度为5.0mm的热轧板，终轧温度不低于900℃；
(3)对锻造和热轧所得的板材经80％的总压下率，轧成厚度为1.0mm的冷轧板；
(4)从所得到的板材线切割得到标距10mm的标准板状拉伸样；
(5)将(4)得到的板状拉伸样使用箱式炉在630℃进行逆相变退火5h，获得超细的铁素体-亚稳奥氏体混合组织；
将实施例1-3和对比例1制得的中锰钢板进行拉伸性能检测，测试结果如表1所示：
表1中锰钢板拉伸性能结果表
| 抗拉强度/MPa | 延伸率/％ | 强塑积/GPa％ | |
| 实施例1 | 1788 | 19.4 | 34.7 |
| 实施例2 | 1773 | 17.2 | 30.5 |
| 实施例3 | 1629 | 18.2 | 29.6 |
| 对比例1 | 828 | 38.8 | 32.1 |
从表1可以看出，本公开实施例的采用快速加热热成形工艺制备的高强高塑中锰钢，由于在单向拉伸时微观组织中的奥氏体充分发生TRIP效应相变为马氏体，使得其抗拉强度显著提高，并保持了较高的塑性。
本领域技术人员可以理解，本公开的各个实施例和/或权利要求中记载的特征可以进行多种组合和/或结合，即使这样的组合或结合没有明确记载于本公开中。特别地，在不脱离本公开精神和教导的情况下，本公开的各个实施例和/或权利要求中记载的特征可以进行多种组合和/或结合。所有这些组合和/或结合均落入本公开的范围。
以上对本公开的实施例进行了描述。但是，这些实施例仅仅是为了说明的目的，而并非为了限制本公开的范围。尽管在以上分别描述了各实施例，但是这并不意味着各个实施例中的措施不能有利地结合使用。本公开的范围由所附权利要求及其等同物限定。不脱离本公开的范围，本领域技术人员可以做出多种替代和修改，这些替代和修改都应落在本公开的范围之内。
Claims (20)
1.一种高强高塑中锰钢的制备方法，其特征在于，该方法采用快速加热热成形工艺，包括：
对轧制的中锰钢板进行逆相变退火；
对逆相变退火后的所述中锰钢板进行快速加热至奥氏体单相区温度范围内，在该奥氏体单相区温度范围内进行热冲压成形，然后冷却至室温；以及
对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤，得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤，得到微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体的高强高塑中锰钢的步骤中，所述奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[10，25]％，所述马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[70，90]％，所述铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：
所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.05，0.35]wt％，
所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[2.0，5.0]wt％，
所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.1，2.0]wt％。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，
所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.17，0.27]wt％，
所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[3.5，4.5]wt％，
所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.3，0.5]wt％。
5.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Nb，所述Nb的质量百分比为[0，0.2]wt％。
6.根据权利要求3或5所述的制备方法，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Mo，所述Mo的质量百分比为[0，3.0]wt％。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括质量百分比为[0，1.0]wt％的V、质量百分比为[0，0.5]wt％的Ti、质量百分比为[0，5.0]wt％的Ni和质量百分比为[0，5.0]wt％的Cu中的至少一种。
8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述对轧制的中锰钢板进行逆相变退火的步骤中，所述退火的温度为550-700℃，所述退火的时间为1-10h。
9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，所述退火的温度为620-650℃，所述退火的时间为2-8h。
10.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述对逆相变退火后的所述中锰钢板进行快速加热至奥氏体单相区温度范围内，在该奥氏体单相区温度范围内进行热冲压成形，然后冷却至室温的步骤中，所述快速加热的速率为20-300℃/s，所述奥氏体单相区温度范围为780-1000℃，所述热冲压成形的时间为0-180s，所述冷却的速率5-1000℃/s。
11.根据权利要求10所述的制备方法，其特征在于，所述快速加热的速率为40-100℃/s，所述奥氏体单相区温度范围为820-920℃，所述热冲压成形的时间为0-5s，所述冷却的速率20-300℃/s。
12.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述对冷却至室温的所述中锰钢板进行烘烤的步骤中，所述烘烤的温度为100-400℃，所述烘烤的时间为5-180min。
13.根据权利要求12所述的制备方法，其特征在于，所述烘烤的温度为150-250℃，所述烘烤的时间为10-60min。
14.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述对轧制的中锰钢板进行逆相变退火的步骤之前，还包括：
按照中锰钢板的化学组分以质量百分比配比，采用真空冶炼技术，浇铸成铸坯；
将所述铸坯经1000-1250℃下等温2-5h，在终锻温度不低于900℃条件下锻造并轧制成板材；
将所述板材于1000-1250℃下等温2-5h；
将所述等温后的板材轧制成所述中锰钢板。
15.一种由权利要求1-14任一项所述的制备方法制得的高强高塑中锰钢，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分包括C、Mn、Si和Fe，其中：
所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.05，0.35]wt％，
所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[2.0，5.0]wt％，
所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.1，2.0]wt％。
16.根据权利要求15所述的高强高塑中锰钢，其特征在于，
所述C在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.17，0.27]wt％，
所述Mn在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[3.5，4.5]wt％，
所述Si在所述高强高塑中锰钢中的质量百分比为[0.3，0.5]wt％。
17.根据权利要求15所述的高强高塑中锰钢，其特征在于，所述高强高塑中锰钢具有微观组织，所述微观组织包括奥氏体、马氏体以及铁素体，其中所述奥氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[10，25]％，所述马氏体在高强高塑中锰钢中的体积比为[70，90]％，所述铁素体在高强高塑中锰钢中的体积比小于5％。
18.根据权利要求15所述的高强高塑中锰钢，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Nb，所述Nb的质量百分比为[0，0.2]wt％。
19.根据权利要求15或18所述的高强高塑中锰钢，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括Mo，所述Mo的质量百分比为[0，3.0]wt％。
20.根据权利要求19所述的高强高塑中锰钢，其特征在于，所述高强高塑中锰钢的化学组分还包括质量百分比为[0，1.0]wt％的V、质量百分比为[0，0.5]wt％的Ti、质量百分比为[0，5.0]wt％的Ni和质量百分比为[0，5.0]wt％的Cu中的至少一种。
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Legal Events
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| PB01 | Publication | ||
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| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
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