CN114703417B - 一种基于twip效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，包括冶炼、锻造、多道次热轧、多道次中温轧制及临界热处理步骤，冶炼步骤中按照C 0.05～0.2％,Mn 4～7％,Al 0～3％，Nb 0.01～0.1％，余量为Fe及不可避免杂质，进行配比；多道次中温轧制是将多道次热轧所得热轧板在350～500℃温度区间经6～7道次轧制。本发明通过对中锰钢进行组分优化和轧制工艺优化，使中锰钢在轧制过程中发生孪晶变形及碳化铌析出，进而实现晶粒细化的目的，改善中锰钢的力学性能。
Description
技术领域
本发明涉及金属热处理技术领域，具体涉及一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法。
背景技术
目前，汽车行业对国家经济发展和社会进步的促进作用越来越重要，已成为国民经济的主要支柱之一。汽车行业的发展带来了一系列的环境污染和能源短缺等问题。环保、节能和安全成为汽车制造业的发展主题。在节省油耗和降低废气排放的诸多措施中，汽车轻量化的效果最为明显。先进高强钢可在不增加汽车生产成本的前提下，显著降低车身重量，已成为目前汽车轻量化的主要材料。
中锰钢作为第三代先进高强钢的典型代表，其具有铁素体和奥氏体复相组织，其中奥氏体的体积分数高达20％以上，在一定热处理条件下，钢组织中奥氏体在塑性变形过程中能够发生TRIP(Transformation Induced Plasticity)效应，改善钢的强度和塑性，相比于传统TRIP钢和Q&P钢，具有相对优异的力学性能、较低的生产成本和生产工艺简单等优点，获得了科研学者和汽车工业专家的青睐。
现有中锰钢虽然可以满足目前汽车轻量化的需要，但是，由于其轧制工艺主要为热轧和冷轧工艺，所得中锰钢的晶粒尺寸主要分布在0.3μm～5μm的范围内，其综合力学性能不高，使汽车进一步轻量化受限。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提供一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，通过对中锰钢进行成分的优化和轧制工艺的改进，使中锰钢在轧制过程中发生孪晶变形及析出高密度体积分数的碳化铌，进而细化中锰钢晶粒，提高中锰钢的力学性能。
本发明采用的技术方案是：
一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，包括以下步骤；
步骤1，冶炼：按照C 0.05～0.2％,Mn 4～7％,Al 0～3％，Nb 0.01～0.1％，余量为Fe及不可避免杂质，进行配比、冶炼、浇铸获得钢锭；
步骤2，锻造：将钢锭加热到1200～1250℃，保温2～3h，锻造成钢坯；
步骤3，多道次热轧：将钢坯加热到1050～1200℃，保温2～3h；经6～7道次热轧，轧制温度区间为900～1000℃，随后冷却至350～500℃，获得热轧板；
在热轧过程中材料组织主要为奥氏体，此时随着轧制压下率不断增加，奥氏体晶粒被压扁且尺寸逐渐减小。
步骤4，多道次中温轧制：将上述热轧板在350～500℃温度区间经6～7道次轧制，获得温轧板；
轧制温度是本发明的控制核心，350～500℃温度区间处于AC1和马氏体转变开始温度MS之间，此时材料组织主要为奥氏体，且奥氏体的层错能满足发生TWIP效应的条件，随着轧制的进行，材料组织中奥氏体发生孪晶变形，奥氏体晶粒尺寸显著降低，且晶界及晶内析出一定体积分数的碳化铌。
步骤5，临界热处理：将上述温轧板在两相区温度600～700℃进行临界热处理，获得超细晶高强韧中锰钢。
在临界热处理过程中，材料组织发生奥氏体和铁素体相变，由于前期奥氏体发生了TWIP效应而使材料具有较小的晶粒尺寸，在此过程中，会在晶界及晶内发生再结晶，形成更为细小的组织，进一步细化晶粒尺寸，提升力学性能。
作为优选地，所述步骤2中，所得钢坯的厚度为30～40mm。
作为优选地，所述步骤3中，多道次热轧的总压下率为40～50％。利于提高多道次中温轧制的效果。
作为优选地，所述步骤4中，多道次中温轧制的总压下率为50～90％。在该压下率范围内，可以保证温轧过程中中锰钢TWIP效应的充分进行，以及碳化铌的充分析出，从而进一步细化晶粒。
作为优选地，所述步骤4中，所得温轧板中碳化铌析出物的体积分数≥10-3，碳化铌析出物的平均尺寸在1～20nm范围内。
作为优选地，热处理时间为30min～1h。
本发明的有益效果：
孪晶变形是一种材料塑性变形机制，也称为TWIP(twinning inducedplasticity)效应，它通常发生在高锰或高碳中锰钢材料中，在低锰或低碳中锰钢冷变形过程中，如Mn含量在7wt.％以下中锰钢，由于层错能不满足发生孪晶变形的条件，其变形机制主要为TRIP效应。然而，相比于TRIP效应，孪晶变形能显著细化材料的晶粒尺寸，实现强塑性的同步提高。本发明通过优化中锰钢的成分设计，以及采用在介于AC1和马氏体转变开始温度之间进行轧制工艺优化，使中锰钢中奥氏体层错能满足发生TWIP效应的条件，从而将孪晶变形引入到中锰钢的轧制过程，进而实现了高强韧超细中锰钢微观组织的制备。此外，在中低温轧制过程中，本发明充分利用微合金Nb元素的析出强化和细晶强化，提升中锰钢的强化潜能，从而进一步提升中锰钢的力学性能。
附图说明
图1是本发明实施例1所得超细晶高强韧中锰钢的微观组织形貌图。
图2是本发明实施例2所得超细晶高强韧中锰钢的碳化铌析出物形貌图。
图3是本发明实施例3所得超细晶高强韧中锰钢的XRD图谱。
具体实施方式
下面结合具体实例对本发明作进一步说明，以便于对本发明的理解，但并不因此而限制本发明。
实施例1
一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，包括以下步骤：
步骤1，冶炼：按照：C 0.05wt.％，Mn 4.0wt.％，Al 3.0wt.％，Nb 0.01wt.％，余量为Fe及不可避免的杂质，进行配比、真空熔炼、浇铸得到钢锭；
步骤2，锻造：将钢锭加热到1200℃，保温2h，锻造成100mm*40mm厚的钢坯；
步骤3，多道次热轧：将上述钢坯加热到1050℃，保温2h，经7道次热轧，轧制温度区间为900～1000℃，轧制成20mm厚的热轧板，随后冷却至350～500℃；
步骤4，多道次中温轧制：将上述热轧板在350℃～500℃温度区间经7道次轧制，轧制成10mm厚的温轧板；
步骤5，临界热处理：将上述温轧板在两相区温度600℃进行临界热处理，时间为30min，得到超细晶高强韧中锰钢A。
借助线切割将所得超细晶高强韧中锰钢A按照ASTM-E8-E8M标准加工成热拉伸试样，随后按照1.5mm/min拉伸速率进行拉伸性能测试，测试结果见表1。
借助线切割制备10mm×10mm的热处理试样，用不同型号的砂纸将所述热处理试样逐级研磨至2000#，随后进行抛光和腐蚀，对热处理试样进行微观组织观察，见图1。从图1可以看出，实施例1本发明所得超细晶高强韧中锰钢的平均晶粒尺寸能够细化至0.15μm。
实施例2
一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，包括以下步骤：
步骤1，冶炼：按照：C为0.2wt.％，Mn为6.2wt.％，Al为1.5wt.％，Nb为0.05wt.％，余量为Fe及不可避免的杂质，进行配比、真空熔炼、浇铸得到钢锭；
步骤2，锻造：将上述钢锭加热到1250℃，保温3h，锻造成100mm*30mm厚的钢坯；
步骤3，多道次热轧：将上述钢坯加热到1200℃，保温2.5h，经6道次热轧，轧制温度区间为900℃～1000℃，轧制成厚度为15mm的热轧板，随后冷却至350℃～500℃；
步骤4，多道次中温轧制：将上述热轧板在350℃～500℃温度区间经6道次轧制，轧制成厚度为2mm的温轧板；
步骤5，临界热处理：将上述温轧板在两相区温度650℃进行临界热处理，时间为1h，得到超细晶高强韧中锰钢B。
借助线切割将所得超细晶高强韧中锰钢B按照ASTM-E8-E8M标准加工成热拉伸试样，随后按照1.5mm/min拉伸速率进行拉伸性能测试，测试结果见表1。
借助线切割制备10mm×10mm的热处理试样，用不同型号的砂纸将所述热处理试样逐级研磨至50μm～55μm，并在冲孔器上冲出直径为3mm的圆片，随后采用3000#砂纸继续研磨至40μm～45μm；采用电解双喷方式进行减薄穿孔，电解液为5％高氯酸和95％冰醋酸混合溶液；借助透射电镜对试样进行析出物形貌分析，见图2。根据图2可知本发明所得超细晶高强韧中锰钢的碳化铌析出物的平均尺寸在1～20nm的范围内，碳化铌析出物的体积分数≥10-3。从图2可以看出，本发明除了利用TWIP效应细化中锰钢晶粒尺寸，还能产生大量的微合金析出物，进一步提高材料的力学性能。
实施例3
一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，包括以下步骤：
步骤1，冶炼：按照：C为0.2wt.％，Mn为7.0wt.％，Nb为0.1wt.％，余量为Fe及不可避免的杂质，进行配比、真空熔炼、浇铸得到钢锭；
步骤2，锻造：将上述钢锭加热到1250℃，保温2h，锻造成100mm*35mm厚的钢坯；
步骤3，多道次热轧：将上述钢坯加热到1250℃，保温3h，经7道次热轧，轧制温度区间为900℃～1000℃，轧制成厚度为20mm的热轧板，随后冷却至350℃～500℃；
步骤4，多道次中温轧制：将上述热轧板在350℃～500℃温度区间经7道次轧制，轧制成厚度为2mm的温轧板；
步骤5，临界热处理：将上述温轧板在两相区温度680℃进行临界热处理，时间为30min，得到超细晶高强韧中锰钢C。
借助线切割将超细晶高强韧中锰钢C按照ASTM-E8-E8M标准加工成热拉伸试样，随后按照1.5mm/min拉伸速率进行拉伸性能测试，测试结果见表1。
借助线切割制备10mm×10mm的热处理试样，用不同型号的砂纸将所述热处理试样逐级研磨至2000#，随后进行抛光和腐蚀，进行XRD分析，分析结果见图3。根据图3可以统计出本发明的超细晶高强韧中锰钢C中残余奥氏体体积分数为42％，较目前广泛报告的类似成分中锰钢中残余奥氏体体积分数提高了5％左右。这主要是因为本发明采用独特的细晶工艺，细化的奥氏体的晶粒尺寸，进而提高了其热稳定性。此外，较高的奥氏体体积分数能够利用常温变形过程中的TRIP效应，改善材料的力学性能。
实施例4
一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，包括以下步骤：
步骤1，冶炼：按照：C为0.05wt.％，Mn为4.0wt.％，Al为2wt.％，Nb为0.05wt.％，余量为Fe及不可避免的杂质，进行配比、真空熔炼、浇铸得到钢锭；
步骤2，锻造：将上述钢锭加热到1200℃，保温2h，锻造成100mm*30mm厚的钢坯；
步骤3，多道次热轧：将上述钢坯加热到1050℃，保温2h，经6道次热轧，轧制温度区间为900℃～1000℃，轧制成厚度为18mm的热轧板，随后冷却至350℃～500℃；
步骤4，多道次中温轧制：将上述热轧板在350℃～500℃温度区间经6道次轧制，轧制成厚度为3mm的温轧板；
步骤5，临界热处理：将上述温轧板在两相区温度600℃进行临界热处理，时间为30min，得到超细晶高强韧中锰钢D。
借助线切割将所得超细晶高强韧中锰钢按照ASTM-E8-E8M标准加工成热拉伸试样，随后按照1.5mm/min拉伸速率进行拉伸性能测试，测试结果见表1。
表1
| 屈服强度/MPa | 抗拉强度/MPa | 延伸率/％ | |
| 实施例1 | 1100 | 1405 | 46 |
| 实施例2 | 1246 | 1678 | 51 |
| 实施例3 | 1310 | 1704 | 40 |
| 实施例4 | 1060 | 1505 | 43 |
从表1可以看出，相比于现有技术，本发明所得超细晶高强韧中锰钢的屈服强度、抗拉强度、延伸率具有明显优势，这主要归因于本发明制备过程的TWIP效应和微合金析出。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也在本发明的保护范围内。
Claims (3)
1.一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，其特征在于，包括以下步骤；
步骤1，冶炼：按照C 0.05～0.2%, Mn 4～7%, Al 0～3%，Nb 0.01～0.1%，余量为Fe及不可避免杂质，进行配比、冶炼、浇铸获得钢锭；
步骤2，锻造：将钢锭加热到1200～1250℃，保温2～3h，锻造成钢坯；
步骤3，多道次热轧：将钢坯加热到1050～1200℃，保温2～3h；经6～7道次热轧，轧制温度区间为900～1000℃，随后冷却至350～500℃，获得热轧板；
步骤4，多道次中温轧制：将上述热轧板在350～500℃温度区间经6～7道次轧制，获得温轧板；
步骤5，临界热处理：将上述温轧板在两相区温度600～700℃进行临界热处理，获得超细晶高强韧中锰钢；
所述步骤2中，所得钢坯的厚度为30～40mm；
所述步骤3中，多道次热轧的总压下率为40～50%；
所述步骤4中，多道次中温轧制的总压下率为50～90%。
2.根据权利要求1所述的一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，其特征在于，所述步骤4中，所得温轧板中碳化铌析出物的体积分数≥10-3，碳化铌析出物的平均尺寸在1～20nm范围内。
3.根据权利要求1所述的一种基于TWIP效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法，其特征在于，热处理时间为30min～1h。
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