專利名稱：一種中溫形變納米奧氏體增強增塑鋼及其制備方法
技術領域：
本發明屬高強度和高塑性汽車鋼板材、型材及棒線材技術領域，特別是提供了一種中溫形變納米奧氏體增強增塑鋼及其制備方法，通過中溫形變來穩定和細化亞穩奧氏體的納米奧氏體和鐵素體雙相鋼。該鋼的奧氏體和鐵素體尺寸在50-250nm的級別，低成本易生產，具有高強度高塑性，其屈服強度在0. 6GPa-l. 3GPa，抗拉強度在1. OGPa-1. 5GPa，而塑性在20-50%。同時由于晶粒尺寸細化到了納米級別，因而該鋼具有較高的低溫韌性。
背景技術：
隨著社會的發展和進步，汽車工業的發展有了巨大的飛躍，汽車用鋼的要求及標準也在不斷提高，汽車產業已經發展為國民經濟重要支柱之一，推動著社會的進步和發展。節能減排是汽車鋼發展的重要方向，通過降低汽車的重量和應用具有高強度和高塑性鋼板是一種有效提高汽車安全性的方法。目前在汽車輕量化與節能減排要求的驅動下，國內外在第一代和第二代汽車用鋼的基礎上，投入大量人力物力進行新型高強度和高塑性汽車鋼的研發。為了實現這一目的，美國材料學者在2007年提出了強塑積介于第一代汽車鋼和第二代汽車鋼的低成本高性能的第三代汽車鋼，如圖1所示。第三代汽車用鋼的基本目標為抗拉強度(Rm)為600_2000MPa，塑性(A)在15-50%的級別，即強塑積(RmXA)不小于30GPa%，介于其性能介于第一代和第二代汽車用鋼之間。從圖1可以看出第一代汽車用鋼和第二代汽車用鋼主要組織分別為BCC和FCC結構。對于第三代汽車鋼而言，它的組織則應該是具有高強特點的BCC相和較高組分的具有高塑性特點的FCC相的復合組織結構。圖2所給出的各種汽車鋼的強塑積與亞穩奧氏體含量間的近似線性關系也表明，具有高強特點的BCC相和較高組分的具有高塑性特點的FCC相的復合組織結構至少是第三代汽車鋼的組織結構的一種，即鐵素體與奧氏體雙相組織是第三代汽車鋼的一個非常具有前景的研發方向。目前在國內外 已經商業化的高塑性高強度TRIP鋼就是鐵素體與奧氏體雙相鋼的典型之一。但是傳統TRIP鋼中鐵素體的晶粒尺寸在5-10 u m,而奧氏體的晶粒尺寸也在1-2 u m。因而傳統TRIP鋼的屈服強度僅僅達到500MPa上下的屈服強度和600_800MPa的抗拉強度。如果其晶粒尺寸得到進一步細化，那么鋼的強度和塑性都會得到大幅度的提高。對于高強高塑性第三代汽車鋼而言，目前國內外均是通過逆相變或淬火配分等熱處理方式在鋼中引入奧氏體進行組織調控，得到在馬氏體或超細晶鐵素體的基體上引入大量亞穩奧氏體的復合組織，從而顯著提高鋼的綜合力學性能，達到甚至超過30GPa%的強塑積。但是這種僅僅靠熱處理熱處理方法得到的第三代汽車鋼，晶粒或亞晶尺寸僅僅達到0. 5-1 u m。這樣的晶粒尺寸僅僅使鋼的強度達到IOOOMPa的水平，很難進一步提高。根據對傳統TRIP鋼和第三代汽車鋼的奧氏體穩定性結構與性能的理解，具有奧氏體組織的鋼的塑性主要是鋼中奧氏體的含量和鋼中奧氏體的穩定性所決定的奧氏體的體積分數越大、穩定性在一定的范圍內越大，則鋼的塑性越好。但是鋼的強度則主要決定于鋼的晶粒尺寸和鋼中的位錯密度。根據晶粒細化強化和位錯強化理論，進一步細化鋼中晶粒尺寸、增加位錯密度和納米析出等措施，可以大幅度提聞鋼的強度。傳統的細化晶粒和提高位錯密度的措施有很多，可以在工業流程上應用的有傳統的熱軋和冷軋。傳統的熱軋可以細化晶粒，但它的細化能力是有限的，進行能夠達到10 y m級別的水平，導致塑性和韌性都很差。而傳統的冷軋可以通過減小晶粒尺寸和增加位錯來提高鋼的強度，但是鋼的塑性會大幅度降低，一般冷軋鋼的塑性僅僅在10%的水平，不利于鋼板的進一步成形。因此為了進一步提高鋼的強度，可以對具有鐵素體和奧氏體的雙相鋼進行形變處理，一方面細化晶粒并增加位錯密度，另一方面通過軋制細化奧氏體晶粒尺寸，增加奧氏體的穩定性，從而通過奧氏體的TRIP效應來提高鋼的塑性。為此本發明提出逆相變與熱變形相結合的處理方式，即先進行奧氏體逆相變處理，然后在奧氏體穩定的溫度區間內進行形變，從而得到尺寸更小(納米尺度)，含量更多，而且穩定性更高的納米亞穩奧氏體與納米晶粒鐵素體復合的雙相高強高塑性鋼。利用本發明思路得到的高強高塑性鋼，比僅僅通過逆相變處理得到的高強高塑性鋼的綜合力學性能得到大幅度提升。比如屈服強度提高100-500MPa，抗拉強度提高100_400MPa，延伸率比傳統冷軋鋼板提高了 20-30%。基于以上原因，本發明提出通過對合金成分進行設計，通過奧氏體逆相變熱處理獲得奧氏體和鐵素體雙相鋼，在此基礎上，在保證奧氏體穩定的基礎上，選擇合適的溫度進一步利用形變來細化鋼中奧氏體與鐵素體晶粒尺寸和提高鋼的位錯密度。由于合理的合金元素添加，在所選擇的溫度范圍內進行形變，奧氏體僅僅發生尺寸減小和位錯密度增大，不發生奧氏體向其它組織的轉變，這樣的組織結構可以同時提高鋼的強度和塑性。通過逆轉變和熱溫變形相結合，鋼的奧氏體和鐵素體的尺寸可以達到50-250nm的級別；該鋼低成本易生產，具有高強度高塑性，其屈服強度在0. 6GPa-l. 3GPa，抗拉強度在0. 8GPa_l. 5GPa，而塑性在20-50%。本發明提出了通過鋼的逆相變處理與熱軋或鍛造等熱形變方式結合，制備高強高塑性鋼板材、型材或棒線材制備技術，該技術可應用于現有的鋼鐵冶金工業生產流程,生產出高強度高塑性的板材,型材或棒線材。
發明內容
本發明的目的在于提供一種中溫形變納米奧氏體增強增塑鋼及其制備方法，易于工業生產的納米級晶粒尺寸，同時具有高強高塑性的鋼。本發明通過合金化設計，即以碳和錳為基本添加元素，以利于通過逆相變形成亞穩奧氏體和鐵素體雙相組織；以鋁、硅和鉻為輔助添加元素抑制逆相變過程中的碳化物析出，保證亞穩奧氏體和鐵素體雙相組織的形成；以T1、Zr、Nb和V等強碳化物析出元素形成納米析出強化，進一步提高本發明鋼的屈服強度和抗拉強度。為了達到細化組織和提高位錯密度的目的，首先將設計鋼通過逆轉變退火在鋼中引入亞穩奧氏體，達到初步組織和形成亞穩奧氏體和鐵素體的雙相組織，然后經過一定的溫度區域(100°C到AC1+50°C)進行熱溫形變，將逆轉變形成的亞穩奧氏體和鐵素體進一步細化到50-250nm的尺度，將鋼中的位錯密度提高到1014m_2到1015m_2，遠遠高于熱軋退火鋼的IO1V2-1O12nT2位錯密度。同時由于奧氏體的尺寸細化到納米級別，亞穩奧氏體的穩定性和亞穩奧氏體的含量得到進一步提高。這樣經過逆相變和熱溫變形相結合的工藝，使鋼的強度和塑性同時得到大幅度地提高。本發明所述鋼的化學成分質量百分數為C 0. 03-0. 39wt%、Mn:2. 0-9. 0wt%、Al 0-2. 0%、Si 0-2. 0%、Cr 0~2. 0% ；P ( 0. 020wt%, S 彡 0. 02wt%,余量為 Fe 及不可避免的不純物。在此基礎上可以另加以下一種或多種元素N1:0. 1-3. Owt%, Mo:0. 1-0. 8wt%,Cu :0. 5-2. 0wt%、B 0. 0005-0. 005wt%、Nb :0. 02-0. 10wt%、[N] :0. 002-0. 25wt%、Ti
0.05-0. 25wt%> V 0. 02-0. 25wt%> RE (稀土) :0. 002一0. 005wt%> Ca: 0. 005-0. 03wt%。本發明各元素的作用及配比依據如下C :作為主要的間隙固溶強化元素，對淬火馬氏體鋼的強度起決定作用。本發明中碳有三個作用，一是在熱軋冷卻過程中保證鋼的強烈淬透性，保證熱軋鋼板的組織為馬氏體或貝氏體組織；二是在隨后的奧氏體逆相變處理過程中，通過碳的配分形成亞穩奧氏體與鐵素體復合的雙相組織；三是通過碳在雙相組織中的奧氏體中的存在，保證熱溫形變過程中奧氏體僅僅發生形變而不發生相變。但考慮本發明鋼的焊接要求，C含量應控制在
`0.03_0. 39wt% 范圍內。Mn Mn在本發明中不僅具有C的上述三個作用，即保證淬透性、利用配分形成雙相組織和保證熱溫形變過程中奧氏體的穩定性；同時Mn大大降低鋼的臨界溫度Acl，從而降低熱溫形變溫度，增加奧氏體中的位錯密度。為保證鋼的塑性和強度，Mn含量應控制在
2.0-9. 0%范圍內。Al :在本發明中Al是抑制碳化物形成元素，同時也是促進亞穩奧氏體與鐵素體雙相組織形成元素，可以調節熱形變組織中的鐵素體與奧氏體的含量。同時Al是降低鋼密度的元素，可以降低鋼的密度。但過高加入Al促進鑄態網狀碳化物的形成。因此Al含量應該控制在0-2. 0%的范圍內。S1:在本發明中Si也是抑制碳化物形成元素，同時也是促進亞穩奧氏體與鐵素體雙相組織形成元素，可以調節熱形變組織中的鐵素體與奧氏體的含量。同時Si可以通過固溶提高鋼的強度。Si含量高于2. 30%時以上強化作用飽和，并可能影響韌性。因此Si含量應該控制在0-2. 0%的范圍內。Cr:促進亞穩奧氏體與鐵素體雙相組織形成元素，可以調節熱形變組織中的鐵素體與奧氏體的含量。同時能夠有效提高鋼的淬透性和防止高溫表面氧化。本發明鋼中的Cr含量應控制在0-2. 0wt%。Ni Ni是奧氏體化穩定元素，可以有效降低Ms點，同時可以提高材料塑性和低溫韌性，但Ni價格高，其含量應控制在3. 0%以下。P :在鋼液凝固時形成微觀偏析，隨后在奧氏體后溫度加熱時偏聚到晶界，使鋼的脆性顯著增大，從而使氫致延遲斷裂敏感性升高。因此，P含量應控制在0.020%以下。S :不可避免的不純物，形成MnS夾雜物和在晶界偏析會惡化鋼的韌性，從而降低鋼的韌塑性，并使氫致延遲斷裂敏感性升高。因此，S含量應控制在0. 015%以下。Mo:有效地提高鋼的淬透性，還能夠強化晶界。含量小于0.20%難以起到上述作用，但含量超過0. 80%則上述作用效果飽和，且成本較高，應控制在0. 2-0. 8wt%范圍內。Cu:通過析出e -Cu實現析出強化，提高鋼的強度，添加范圍0. 5-2. 00wt%,需要與Ni進行配合添加，要求Cu =Ni的比值不大于2。B:能夠顯著提高鋼的淬透性和凈化晶界。含量低于0.0005%時以上作用不明顯，高于0. 0050%時作用增加不明顯。因此，如添加，B含量應控制在0. 0005-0. 0050wt%范圍內。Nb :形成碳氮化物能夠細化晶粒，同時固溶鈮可以提高未再結晶區溫度，易于通過控制軋制實現奧氏體的扁平化。低于0. 02%時上述作用不明顯，高于0. 10%時作用增加不明顯，達到飽和。Nb含量應控制在0. 02-0. 10 七％范圍內。T1:是一種強碳氮化物形成元素，可以形成細小彌散分布的碳氮化物，起到細化奧氏體晶粒的作用。Ti含量應控制在0. 05-0. 25wt%范圍內。V :以細小的碳氮化物形成存在時，能夠細化晶粒；以固溶形式存在時，能夠提高淬透性，從而提高強度。適量加入可以改善性能，高于0. 15%時易形成大顆粒碳氮化物，反而使韌塑性下降。另外，V還具有析出強化作用，可進一步提高鋼的強度。V含量應控制在
0.02_0. 50wt% 范圍內。[N]:與Al,Ti,Nb,V等結合形成化合物，從而細化晶粒，但也會偏聚晶界而降低晶界強度。另外，[N]為奧氏體區擴大元素，它可以提高逆轉變奧氏體的穩定性。[N]含量應控制在0. 002-0. 35wt%范圍內。RE :起到脫氧和脫硫作用，并且使夾雜物變性，從而能夠提高鋼的韌塑性。低于
0.001%時以上作用不明顯，高于0. 050%時作用增加不明顯，達到飽和。因此，如添加，RE含量應控制在0. 001-0. 050wt%范圍內。Ca:脫氧和脫硫，并且使夾雜物變形，從而能夠提高鋼的韌塑性。Ca的添加量與鋼水中的S含量為3 :1。因此，Ca含量應控制在0.005-0. 030界七％范圍內。本發明的制造工藝及條件為本發明鋼的生產工藝為鑄造、熱變形、逆相變退火和熱溫形變(或加最后退火)等制造工藝過程，具體工藝步驟如下(I)鋼的冶煉與凝固適用于轉爐、電爐和感應爐冶煉，采用連鑄生產鑄坯或模鑄
生產鑄錠。(2)鑄坯的熱軋熱連軋板材將鑄坯經1100-1250°C加熱，先粗軋后精軋，軋后快冷到300-500°C范圍內進行空冷，鋼中奧氏體全部變成馬氏體或貝氏體。(3)逆相變處理獲得含亞穩奧氏體的雙相組織將熱軋鋼在一定的溫度區間內進行逆相變處理(溫度為Acl-50°C到Acl+50°C的溫度區間內進行30分鐘到36小時的保溫處理，形成亞穩奧氏體與鐵素體的雙相組織。(4)雙相組織的熱溫形變將逆相變處理的雙相組織鋼在一定的溫度區域(100°C到Acl+50°C)進行熱溫形變到一定的形變量，得到50-250nm尺度的亞穩奧氏體和鐵素體雙相組織，同時將鋼中的位錯密度提高到1014m_2到1015m_2。熱形變后的雙相組織還可以通過后續退火進行處理，進一步調整鋼的性能。本發明鋼的化學成分從經濟性角度出發，以碳錳鋼為基礎，輔助添加Al、S1、Cr等元素以利于亞穩奧氏體和鐵素體雙相組織的形成，T1、Zr、Nb和V等強碳化物析出元素形成納米析出強化，進一步提高本發明鋼的屈服強度和抗拉強度；因此鋼的化學成分設計、熱溫控制工藝的組織控制技術和及其對應的工業生產技術路線等是本發明的關鍵。本發明的創新之處為
1、在鋼的化學成分上，主要是通過 0. 03-0. 39wt% C、2. 00-9. 00wt%Mn、0_2. 0%A1、0-2. 0%Si和0-2. 0%Cr合金化成分，使該成分系鋼以下兩個特點(a)C元素和Mn元素配合，使鋼具有良好的淬透性，保證熱軋鋼板或型材空冷、卷后空冷硬相的馬氏體或貝氏體組織；(b)逆轉變處理使鋼具有亞穩奧氏體和鐵素體雙相組織；2、在組織形態上，逆相變前的組織可以是馬氏體、貝氏體或冷軋態；均需要在熱溫形變前進行逆相變處理，獲得亞穩奧氏體和鐵素體雙相組織；3、在熱變形工藝上，主要通過100°C到Acl+50°C的溫度區間內進行熱溫軋制或鍛造，形成納米層片狀的鐵素體和奧氏體組織；形成的雙相組織有以下三個特點(a)穩奧氏體和鐵素體的晶粒尺寸達到50-250nm的尺度；(b)形變組織中含有大量的位錯；(c)形變組織可以通過進一步退火處理來改善鋼的其他性能。4.在力學性能上，本發明鋼具有更加優異的力學性能。抗拉強度為0. 8-1. 5GPa，屈服強度為0. 6-1. 3GPa，室溫延伸率達到20-50%的水平；5.在上述基礎上還可以通過下列技術進一步提高或達到性能1、可以添加N1、Mo、B等進一步提高鋼的淬透性或低溫沖擊韌性、添加Nb、V、Ti和適量的稀土元素等細化原奧氏體晶粒、添加Cu、V等通過析出強化提高鋼的強度、添加[N]調節奧氏體的穩定性
坐寸o本發明鋼制備工藝的優點在于，通過逆相變與熱溫形變相結合，大幅度提升鋼的性能，其屈服強度在0. 6GPa-l. 3GPa，抗拉強度在0. 8GPa_l. 5GPa，而塑性達到20_50%。同時本發明鋼易于工業大批量生產高強高塑鋼板材或棒線材。
圖1第一代汽車鋼與第二代汽車鋼塑性與抗拉強度間的關系，其中陰影部分為需要研發的低成本高強塑積的第三代汽車鋼。圖2為汽車鋼的強 塑積與鋼中亞穩奧氏體含量間的近似線性的關系。
圖3為利用投射電鏡表征的A3號鋼的納米組織結構圖。圖4利用透射電鏡表征的A3鋼中的納米厚度奧氏體的暗場像。圖5利用掃描電鏡表征的A6鋼的3000倍下的納米組織顯微結構。圖6利用掃描電鏡表征的A6鋼的10000倍下的納米組織顯微結構。
具體實施例方式實施例本實施例主要針對于鑄坯熱軋、逆相變退火后進行熱溫軋獲得高強度高塑性的鋼板。試驗過程模擬鋼板的熱連軋、逆相變退火和熱溫軋工藝(部分熱溫軋后退火)。但該工藝同樣適用于型材和棒線材的生產。鋼的冶煉本發明鋼由試驗室真空感應爐冶煉，澆鑄錠型為50kg的圓錠。共冶煉10爐鋼，其中化學成分見表I。表I發明鋼的化學成分余量為Fe及不可避免的不純物
權利要求
1.一種中溫形變納米奧氏體增強增塑鋼，其特征在于，化學成分質量百分數為C:0. 03-0. 39wt%、Mn:2. 0-9. 0wt%、Al 0~2. 0%、Si 0~2. 0%、Cr 0~2. 0% ；P ( 0. 020wt%,S ≤ 0. 02wt%，余量為Fe及不可避免的不純物。
2.根據權利要求1所述的中溫形變納米奧氏體增強增塑鋼，其特征在于，另加以下一種或多種兀素N1:0. 1-3. 0wt%> Mo:0. 1-0. 8wt%> Cu:0. 5-2. 0wt%> B :0. 0005-0. 005wt%>Nb :0. 02-0. 10wt%、[N] :0. 002-0. 25wt%、T1:0. 05-0. 25wt%、V :0. 02-0. 25wt%、RE:0. 002—0.005wt%> Ca :0.005-0. 03wt%。
3.—種權利要求1所述的中溫形變納米奧氏體增強增塑鋼的制備方法，其特征在于，工藝步驟如下 (1)鋼的冶煉與凝固用轉爐、電爐和感應爐冶煉，采用連鑄生產鑄坯或模鑄生產鑄淀; (2)鑄坯或鑄錠的熱軋或熱連軋或鍛造 熱連軋板材將鑄坯經1100-1250°C加熱，先粗軋后精軋，軋后快冷到300-500°C范圍后控冷，鋼中奧氏體全部變成馬氏體或貝氏體； (3)逆相變處理獲得含亞穩奧氏體的雙相組織 將熱軋或冷軋鋼在兩相區溫度區間內進行逆相變處理，獲得含亞穩奧氏體的雙相組織；所述的逆相變處理是指溫度為Acl-50°C到Acl+50°C的溫度區間內進行30分鐘到36小時的保溫處理后冷卻到室溫； (4)雙相組織的熱溫形變 將逆相變處理的雙相組織鋼在100°C到AC1+50°C的溫度區域進行熱溫形變，得到50-250nm尺度的亞穩奧氏體和鐵素體雙相組織，同時將鋼中的位錯密度提高到1014m_2到1015nr2。
4.根據權利要求3所述的制備方法，其特征在于，該鋼綜合力學性能為屈服強度·0.6GPa-l. 3GPa，抗拉強度:1. OGPa-1. 5GPa，塑性20-50%
全文摘要
一種中溫形變納米奧氏體增強增塑鋼及其制備方法，屬高強度和高塑性汽車鋼板材、型材及棒線材技術領域。所述鋼的化學成分質量百分數為C0.03-0.39wt%、Mn2.0-9.0wt%、Al0-2.0%、Si0-2.0%、Cr0-2.0%；P≤0.020wt%，S≤0.02wt%，余量為Fe及不可避免的不純物。可另加以下一種或多種元素 Ni0.1-3.0wt%、Mo0.1-0.8wt%、Cu0.5-2.0wt%、B0.0005-0.005wt%、Nb0.02-0.10wt%、[N]0.002-0.25wt%、Ti0.05-0.25wt%、V0.02-0.25wt%、RE0.002—0.005wt%、Ca0.005-0.03wt%。優點在于，該鋼的奧氏體和鐵素體尺寸在50-250nm，低成本易生產，具有高強度高塑性，屈服強度0.6GPa-1.3GPa，抗拉強度1.0GPa-1.5GPa，塑性20-50%。同時具有較高的低溫韌性。
文檔編號C22C38/14GK103060678SQ20121057318
公開日2013年4月24日 申請日期2012年12月25日 優先權日2012年12月25日
發明者曹文全, 董翰, 時捷, 王存宇, 李曉源, 翁宇慶 申請人:鋼鐵研究總院