專利名稱：超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板及制法的制作方法
技術領域：
本發明屬于高強度高塑性的熱軋鋼技術領域，尤其是涉及到一種具有超高強度、 高塑性的低碳 TRIP/TWIP (TRIP 與 TWIP 分別為 Transformation Induced Plasticity (相變誘發塑性)與Twinning Induced Plasticity (孿晶誘發塑性)的簡稱)熱軋鋼板及其
生產方法。
背景技術：
高錳TRIP鋼與TWIP鋼作為極具潛力的新一代兩種典型的高強韌性鋼，近些年受到廣泛重視。這兩種鋼都展現了良好的綜合力學性能，其共同的突出特點就是具有很高的強塑積(抗拉強度和延伸率的乘積)，因此具有很強吸收撞擊能量的能力，能夠廣泛用于工程機械和高附加值的汽車工業等領域。通常，鋼鐵材料的強度和塑性一直是相互矛盾的，一般強度的提升，塑性都會有所下降。強度和塑性綜合性能的提高一直是材料工作者追求的目標。TRIP鋼在拉伸時，高應變應力區的殘余奧氏體通過應變或應力誘發馬氏體相變，延遲鋼的頸縮，進而保證鋼的高強度的同時，提高了鋼的塑性。通過調整成分配比，并結合一定的工藝，控制鐵素體、貝氏體或者馬氏體以及殘余奧氏體組織的體積分數比，可以獲得較高強度級別的TRIP鋼，經過冷軋后的TRIP鋼板，其最高強度可以達到1800-2000MPa。盡管利用TRIP效應生產的TRIP鋼具有很高的抗拉強度，但是，其延伸率，尤其是冷軋后的鋼板，大多不會超過30 %。而TWIP 鋼基本組織通常為單一的奧氏體，其塑性本身較好，加之拉伸過程中發生TWIP效應，于高應變區會應變誘發孿晶，極大的提高了塑性。通常通過合理的成分和工藝控制，TWIP鋼的延伸率一般都可以達到50%以上，有的甚至超過90%。但是由于高錳TWIP鋼奧氏體結構的固有性質，其強度很難達到TRIP鋼的程度，TWIP鋼的強度大多只能達到600 900MPa中等抗拉強度。綜合TRIP鋼與TWIP鋼的優缺點，通過合理成分與工藝的設計，來制備同時具有 TffIP效應與TRIP效應的高錳TRIP/TWIP鋼，能夠實現同時兼具超高強度(即大于900MPa) 以及50%以上的延伸率，這也是十分有意義研究工作。目前對于TRIP鋼和TWIP鋼的單獨研究技術文獻報道的較多，但是對于同時具有相變誘發和孿晶誘發的TRIP/TWIP鋼的設計及其生產技術卻非常少。由于Mn元素對材料的層錯能有較大的影響，進而決定了材料是發生TRIP效應還是TWIP效應，因此，Mn的含量對材料設計起到至關重要的作用。一般情況下，對于中低碳的高錳鋼而言，通過適當合金元素諸如Si、Al類等的添加和調整，通常高錳TRIP鋼能夠發生 TRIP效應的鋼的Mn含量都不高于20wt%，而高錳TWIP鋼都要高于20wt%，最具代表性的高錳 TRIP 和 TWIP 鋼成分分別為Fe-15Mn-3Si-3Al 和 Fe-25Mn-3Si_3Al。而在較高 Si、Al 含量(含量分別在)的情況下，同時發生TRIP效應與TWIP效應的典型TRIP/TWIP 鋼的 Mn 的含量在 15%-20%之間。(出自文獻 international Journal of Plasticity, 2000, Vol 16 :1319-1409 ；ISIJ international, 2003, Vol 43，No3 :438-446))。通常高錳TWIP鋼加工性能較差，其主要原因在于TWIP鋼超高的Mn含量降低了鋼的導熱率，并且自由線收縮值達到了 2. 4 3. 0%，這是普碳鋼的2 3倍，導致鋼的鑄態組織粗大，原始鑄坯表面易產生熱裂紋，熱軋后裂紋更加加劇；其次，由于鋼中大量Mn元素的存在，鑄造時可能造成鋼中成分偏析及S和P元素在晶界的偏聚，弱化了晶界，同時容易造成大量脆性碳化物，諸如M23C6或M5C2等的析出進而導致熱軋過程極易產生沿晶裂紋；最后，高Mn鋼固有的高的加工硬化速率，導致軋制變形抗力較高，增加了軋機的負荷，使其難以冷加工成形。因此開發具有相對較低Mn含量的TRIP/TWIP鋼也更加具有實用性。POSCO公司申請的專利號為WO 2007075006的高錳鋼板，其權利要求聲稱其可用于熱軋鋼板，該發明Mn含量在10-25wt%之間，但是該鋼板強度并不高，最高抗拉強度只有 SOOMPa。但是，其碳含在0. 2-1. 5wt%的較高與較寬的范圍內，這嚴重影響了鋼的焊接性能， 此外，Si、Al的添加最高也分別達到了 2. Owt^和3. Owt%，這也導致該鋼的鑄造性能、表面鍍層性能較差。專利文獻DE1公開了一種高錳含量的高強鋼板，其主要成分的重量百分比為:C :0. 05 1. 0%,Mn :9. 0 25%, Al :0. 1 11%, Si ( 6. 0%，余量為 Fe 和不可避免的雜質。該鋼同時具有TRIP與TWIP效應，但是其C、A1和Si的含量都很高，同樣對材料的焊接、澆鑄和鍍層質量產生不利影響。公開號為CN 101928876A的發明公開了一種TRIP/TWIP鋼，其主要成分是 CO. 10 0.45%，Mn 10% 20%，Nb彡0. 1 %，此外還加入了一定量的稀土，從其成分上看，該鋼屬于中高碳含量的高錳鋼，這樣高的碳含量必然影響材料的焊接性能，同時其經過冷軋處理后的抗拉強度也只有700 llOOMpa，其延伸率也只有40 70%。對于這樣的性能指標，一般的TWIP鋼經過一定的成分與工藝設計，就可以完全達到，比如公開號為CN 101429590A的發明TWIP鋼，其抗拉強度可以達到750-1200之間，延伸率在50-70 %范圍內，所以，從綜合性能的角度來看，該發明并沒有充分發揮TRIP/TWIP鋼的優勢。盡管高錳鋼的使用歷史悠久，但是其主要用于制造抗沖擊磨損、無磁性或者不銹鋼不見部件，而很少在高強鋼方面得到應有的重視，而高錳鋼作為熱軋高強鋼板方面的生產與應用，現有專利文獻中的記載也較少。

發明內容
本發明的目的就是為了克服上述現有技術存在的缺陷而提供一種具有TWIP和 TRIP綜合效應的超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板及制法。本發明的目的可以通過以下技術方案來實現一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其特征在于，其成分質量百分比為c 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0 %, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %， P ^ 0. 008%, S彡0. 005%，余量為！^e ；其中當C彡0. 05%且Mn彡16. 0%時，還包含 NO. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10%。本發明的如上成分的設計思路在于(1)以往的技術中，高錳鋼中為了提高鋼的強度，尤其在傳統高錳TWIP鋼中，一般 C和Al的含量都相對較高。高C、高Al的添加增加了鋼板的焊接冷裂紋傾向，提高了鋼板焊接時的預熱溫度，極大地降低了材料的可焊性并降低了 HAZ韌性。同時，較高的Al的存在容易在澆鑄時形成Al2O3，堵塞水口，造成澆鑄困難。本發明中的TRIP/TWIP鋼不含Al并且碳含量控制在小于0. 的較低水平，極大的改善了現有技術中焊接性能和鑄造性較差的缺陷。(2)鋼成分中C的含量對鋼的強度的影響是最大的，但是為了改善可焊性，本發明降低了碳含量，為了彌補由于C的量的減小而造成的強度的降低，本發明在成分中加入了其它合金元素1)加入了一定量的Nb，其主要作用是通過控制Nb的碳或者碳氮化物的析出來利用對晶界的釘扎以及固溶Nb原子的溶質拖曳作用來抑制晶粒長大。對于熱軋鋼，Nb的加入也可以提高鋼的未再結晶溫度，通過在未再結晶區進行大壓下量軋制，通過動態再結晶細化奧氏體晶粒。此外，Nb的析出也能充分發揮其二相粒子強化作用。2)在當C含量很低，小于0.05wt%時，添加了 N元素，同時除了添加微合金元素Nb 外，還在添加了 Ti。適當范圍N的加入可顯著提高層錯能，一定程度上取代部分Al元素的缺失產生的影響，同時N還具有很好的固溶強化和抗腐蝕性效果。Ti的加入，主要起到高溫形成Ti的碳氮化物或者與Nb配合形成Nb、Ti的復合碳氮化物，形成Ti析出相具有極好的高溫穩定性，可以有效提高焊接的線能量，細化熱影響區組織。此外也起抑制熱軋后的回復再結晶晶粒長大進而細化晶粒，并且發揮二相粒子的強化基體作用。(3)為了改善高錳鋼的加工性能，Mn含量控制在20wt%以下，同時為了保證具有 TRIP效應的同時也兼具TWIP效應，Mn含量也不應低于IOwt %。(4)雖然Si對于冷軋薄板的表面鍍層有影響，但是對于熱軋鋼板，尤其制備高錳含量的中厚熱軋板，適當Si可以有效獲得較大的TRIP效應，更有助于材料的輕質化和強度的提高，因此其適量的添加對于熱軋TRIP/TWIP鋼板是有利的，但是其控制范圍不宜超過 3. 0% ；(5)鋼種P、S含量盡量低，避免在鋼坯凝固過程中形成硫化物或由于P在晶界的偏聚導致鋼的脆性。一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，該方法包括以下步驟1)成分超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，成分質量百分比為C 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0%, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %，P 彡 0. 008 %， S彡0. 005%，余量為!^e和不可避免的雜質；其中當C彡0. 05%且Mn彡16. 0%時，還包含 N 0. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10% ；2)冶煉按上述成分在轉爐或電爐冶煉，再經真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯或鑄錠；3)加熱鑄坯或者鑄錠再加熱至1150 1200°C，保溫1 2兩小時；4)高壓水除鱗；5)熱軋粗軋后精軋，開軋溫度1100 1150°C，100(TC以上多道次熱軋的累計變形量大于50%，終軋溫度820 880°C ；6)在終軋入水前或者精軋后幾個道次進行待溫或弛豫處理；7)冷卻熱軋后的鋼板以15 50°C /s速度冷卻至350 550°C，然后空冷至室溫，得到使用狀態的熱軋板材。冷卻步驟可以采用兩段式層流冷卻方式，其中前段快冷，后段緩冷來合理控制
5TRIP效應和個組織的百分含量。 在采用上述工藝過程中，較好的方式是步驟( 所述的1000°C以上多道次熱軋的累計變形量為80%，終軋溫度860°C。 為了更好的控制奧氏體的晶粒尺寸，可以選擇在終軋入水前或者精軋后幾個道次進行待溫或弛豫處理，使得細小的Nb或者Nb和Ti的碳或者復合碳氮化物能足夠析出，充分發揮二相粒子的強化作用。按照上述制備TRIP/TWIP熱軋鋼板，熱軋后的鋼板可以進行后續的熱處理，步驟(6)所述的待溫或弛豫處理工藝為在850 950°C保溫15 60min， 以大于15°C /s的冷速快速冷卻至室溫。所述的鋼板的厚度不大于32mm。本發明根據以上成分及其工藝制備的高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，具有以下的組織特點所述的鋼板的抗拉強度可以達到1220 1558MPa以上，其延伸率為52% 75%。所述的鋼板熱軋后冷卻至室溫下的顯微組織主要為奧氏體，其余為HCP結構的馬氏體和少量鐵素體，其中馬氏體和鐵素體體積分數之和不大于32%，其拉伸變形后的顯微組織為大于40%的形變孿晶奧氏體、BCC結構的馬氏體和少量的鐵素體。所述的鋼板拉伸后的顯微組織為奧氏體、鐵素體和BCC結構的馬氏體。所述的鋼板熱軋后的Nb和/或Ti的復合碳或碳氮化物的粒子尺寸不大于20nm。所述的鋼板熱軋后的奧氏體晶粒尺寸不大于30 μ m。在熱軋后的使用狀態的熱軋鋼板包含細小且彌散分布的析出相的粒子，其尺寸不大于20nm，析出相的摩爾分數不小于0. 1%。本發明通過合理的控軋控冷工藝，并充分發揮微合金元素的作用，使得該材料具備優異的綜合性能。本發明制備的熱軋高強度、高塑性鋼板可具有非常優異的綜合力學性能，可以用于汽車制造、石油管道、鐵路交通、工程機械、建筑、橋梁、船舶以及軍工用品等行業，具有非常重要的價值和極大的潛在應用空間。與現有技術相比，本發明具有以下優點(1)成分設計上，采用低碳或超低碳、不含鋁，極大改善了材料的焊接性能和鑄造性能；(2)性能優異、應用前景廣泛。本發明充分應用TWIP與TRIP效應的有效結合，制備的熱軋鋼板兼具超高強度和高塑性的特點，其優良綜合力學性能遠遠高于其它傳統鋼鐵材料。制備的材料可以廣泛應用于諸如汽車制造、石油管道、鐵路交通、工程機械、建筑、橋梁、船舶以及軍工用品等行業；(3)生產方法簡單、材料性價比高。本發明的熱軋TRIP/TWIP鋼，主要合金元素為廉價的Mn，只微量添加了合金元素Nb或/和Ti，而不需要大量添加其它貴金屬，同時其生產工藝簡單，應用傳統的熱軋設備和軋制技術就可以獲得性能優異的熱軋鋼板，降低了材料的成本以及生產成本，增強了市場競爭力；(4)可以通過簡單地調整控軋控冷工藝就可以生產所需的各強度級別的熱軋高強度鋼板。比如調整未再結晶區弛豫時間來控制微合金的析出量，調整軋制道次及每道次壓下量和道次時間間隔等控、冷卻速度、終軋與終冷溫度等，來控制晶粒尺寸并獲得不同的熱軋組織與優化各組織所占的比例，從而能靈活的根據用戶所需來來生產具有不同強度級別的鋼板。


圖1為本發明的熱軋工藝示意圖；圖2為本發明實施例1的拉伸變形前的典型光學顯微組織；圖3為本發明實施例1的拉伸變形后的透射電鏡照片及其衍射圖像；圖4為本發明實施例1的拉伸應力應變曲線。
具體實施例方式下面結合附圖和具體實施例對本發明進行詳細說明。圖1為本發明熱軋高強度高塑性相變與孿晶誘發塑性鋼板的生產工藝示意圖， 包括如下步驟按照成分C彡0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0 %，Sil. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25%,P^ 0. 008%, S彡0. 005%，余量為!^e和不可避免的雜質；其中當C彡0. 05%且 Mn < 16. 0%時，還包含N 0. 02-0. 082%和Ti 0. 045 0. 10%，在轉爐或者電爐冶煉，再經真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯或鑄錠，鑄坯或者鑄錠再加熱至1150 1200C，保溫1 2兩小時后進行熱軋，開軋溫度 1100 1150°C，1000°C以上累計變形量大于50%，終軋溫度820 880°C，軋后水冷15 300C /s速度冷卻至350 550°C，然后空冷至室溫，得到使用狀態的熱軋板材。具體的實施例中成分和工藝性能分別參見表1和表2。表1各實施例中的成分列表
權利要求
1.一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其特征在于，其成分質量百分比為C 彡 0. 10%，Mn 13. 6-20. 0%，Sil. 5 3. 0%，Nb 0. 05 0. 25%，P 彡 0. 008%，005%，余量為 Fe ；其中當 C <0.05%且MnS 16. 0%時，還包含 N 0.02-0. 082%和 TiO. 045 0. 10%。
2.根據權利要求1所述的一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板的抗拉強度不小于1220Mpa，其延伸率不低于52%。
3.根據權利要求1所述的一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板熱軋后室溫下的顯微組織主要為奧氏體，其余為HCP結構的馬氏體和少量鐵素體，其中馬氏體和鐵素體體積分數之和不大于32%。
4.根據權利要求1所述的一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板拉伸后的顯微組織為奧氏體、鐵素體和BCC結構的馬氏體。
5.根據權利要求1所述的一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板熱軋后的Nb和/或Ti的復合碳或碳氮化物的粒子尺寸不大于20nm。
6.根據權利要求1所述的一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板熱軋后的奧氏體晶粒尺寸不大于30 μ m。
7.—種如權利要求1所述的超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，該方法包括以下步驟1)成分超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，成分質量百分比為C 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0%, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %，P 彡 0. 008 %， S彡0. 005%，余量為!^e和不可避免的雜質；其中當C彡0. 05%且Mn彡16. 0%時，還包含 N 0. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10% ；2)冶煉按上述成分在轉爐或電爐冶煉，再經真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯或鑄錠；3)加熱鑄坯或者鑄錠再加熱至1150 1200°C，保溫1 2兩小時；4)高壓水除鱗；5)熱軋粗軋后精軋，開軋溫度1100 1150°C，1000°C以上多道次熱軋的累計變形量大于50%，終軋溫度820 880°C ；6)在終軋入水前或者精軋后幾個道次進行待溫或弛豫處理；7)冷卻熱軋后的鋼板以15 50°C/s速度冷卻至350 550°C，然后空冷至室溫，得到使用狀態的熱軋板材。
8.根據權利要求7所述的超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，步驟( 所述的1000°C以上多道次熱軋的累計變形量為80%，終軋溫度 860 "C。
9.根據權利要求7所述的超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，步驟(6)所述的待溫或弛豫處理工藝為在850 950°C保溫15 60mino
10.根據權利要求7所述的超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，所述的鋼板的厚度不大于32mm。
全文摘要
本發明涉及一種超高強度高塑性低碳相變與孿晶誘發塑性熱軋鋼板，其成分質量百分比為C≤0.10％，Mn 13.6-20.0％，Si 1.5～3.0％，Nb 0.05～0.25％，P≤0.008％，S≤0.005％，余量為Fe和不可避免的雜質；其中當C≤0.05％且Mn≤16.0％時，還包含N 0.02-0.082％和Ti 0.045～0.10％。制備方法為按上述成分冶煉，再經真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯，加熱至1150～1200℃，保溫1～2兩小時，高壓水除魚鱗后進行熱軋，開軋溫度1100～1150℃，粗軋后精軋，1000℃以上累計變形量大于50％。終軋溫度820～880℃，終軋入水前或者精軋后幾個道次進行待溫或弛豫處理，軋后15～50℃/s速度冷卻至350～550℃，然后空冷至室溫。與現有技術相比，本發明所制備的熱軋板材抗拉強度不小于1220MPa，延伸率不低于52％。
文檔編號C22C33/04GK102296232SQ20111026520
公開日2011年12月28日 申請日期2011年9月8日 優先權日2011年9月8日
發明者付立銘, 單愛黨 申請人:上海交通大學