一种低退火温度敏感性中锰钢及其制备工艺

本发明涉及钢铁材料，尤其涉及一种低退火温度敏感性中锰钢及其制备工艺。

背景技术：

1、为响应“双碳”战略，汽车轻量化已成为现代汽车工业的重要发展方向，并推动了汽车用先进高强度钢的研发与应用。锰含量为3~12wt%的中锰钢作为第三代汽车用先进高强度钢的代表之一，因具有30gpa·%以上的较高强塑积和较低合金成本而备受关注。然而，该类钢的优异力学性能通常高度依赖于两相区退火工艺，尤其对退火温度变化极为敏感，微小的波动即可引起强度、塑性等关键指标的显著变化。这种高退火温度敏感性导致中锰钢难以适应实际工业生产条件，例如在工业罩式退火炉内，温度分布的不均匀性易造成同一钢卷不同部位的力学性能产生明显差异，严重制约了中锰钢的工业化生产。

2、中锰钢的高强塑积主要得益于其组织中的残余奥氏体可在变形过程中向硬质马氏体转变，发挥相变诱导塑性（trip）效应，从而增强应变硬化能力、延缓颈缩，并实现优异的强塑性匹配。因此，中锰钢的力学性能很大程度上取决于组织中残余奥氏体的含量及其机械稳定性。对于现有中锰钢而言，其组织中的残余奥氏体主要来源于初始马氏体在两相区退火过程中发生逆相变而形成的奥氏体，通常被称为逆相变奥氏体。基于此，现有中锰钢的力学性能可进一步归结为由组织中逆相变奥氏体的含量及其机械稳定性所主导。然而，大量文献研究表明，逆相变奥氏体的含量及其机械稳定性与退火温度之间存在强依赖关系，在不同退火温度下，逆相变奥氏体含量及其机械稳定性会产生显著差异，进而影响中锰钢在变形过程中的trip行为，导致其拉伸性能显著依赖于退火温度，这正是导致现有中锰钢具有高退火温度敏感性的本质原因。因此，为了实现中锰钢的工业化生产，亟需提出一种低退火温度敏感性中锰钢及其制备工艺，降低退火温度与逆相变奥氏体含量及其机械稳定性之间的强关联性，降低退火温度不均匀性对于中锰钢力学性能的影响，在保证中锰钢具有优异力学性能的前提下，推动低退火温度敏感性中锰钢板及其成形构件的工业化生产和应用。

技术实现思路

1、有鉴于此，本发明旨在提出一种低退火温度敏感性中锰钢及其制备工艺，以解决退火温度与中锰钢中逆相变奥氏体含量及其机械稳定性之间的强关联性问题，通过降低中锰钢微观组织及力学性能对退火温度变化的高度敏感性，确保工业生产条件下中锰钢及其成形构件能够满足汽车用第三代先进高强度钢的强塑积要求，保持良好且稳定的力学性能和成形性。

2、为了达到上述发明目的，本技术的技术方案是这样实现的：

3、第一方面，本发明提供了一种低退火温度敏感性中锰钢，所述中锰钢的化学成分以质量百分比计包含，c：0.1~0.3%，mn：8~12%，al：1~3%，mo：0~0.300%，cr：0~0.500%，ni：0~1.000%，v：0~0.200%，nb：0~0.100%，ti：0~0.100%，b：0~0.005%，余量为fe及不可避免的杂质；其中，c、mn、al含量满足以下条件：

4、0.2≤exp[-0.011×(672-502×c0.5-37×mn+20×al)]≤0.4 （式1）；

5、中锰钢中初始奥氏体的mn含量为中锰钢的平均mn含量，所述中锰钢中初始奥氏体的c含量为中锰钢中平均c含量的1.4~2.5倍；

6、中锰钢中逆相变奥氏体的mn含量为中锰钢中平均mn含量的1.3~1.7倍，所述中锰钢中逆相变奥氏体的c含量为中锰钢中平均c含量的1.4~2.5倍。

7、本发明提供了一种低退火温度敏感性中锰钢，所述中锰钢的化学成分以质量百分比计包含，c：0.1~0.3%，mn：8~12%，al：1~3%，mo：0~0.300%，cr：0~0.500%，ni：0~1.000%，v：0~0.200%，nb：0~0.100%，ti：0~0.100%，b：0~0.005%，余量为fe及不可避免的杂质；

8、中锰钢的微观组织以体积百分比计包含20~40%的初始奥氏体、20~40%的逆相变奥氏体和20~60%的铁素体；

9、中锰钢中初始奥氏体的mn含量为中锰钢的平均mn含量，所述中锰钢中初始奥氏体的c含量为中锰钢中平均c含量的1.4~2.5倍；

10、中锰钢中逆相变奥氏体的mn含量为中锰钢中平均mn含量的1.3~1.7倍，所述中锰钢中逆相变奥氏体的c含量为中锰钢中平均c含量的1.4~2.5倍。

11、进一步的，所述中锰钢的马氏体相变开始温度为80~150℃。

12、进一步的，所述中锰钢的c、mn、al含量还满足以下条件：16×c+0.5×mn-7×al≤0（式2）。

13、进一步的，当两相区退火温度在±20℃范围内变化时，所述中锰钢的屈服强度偏差≤40mpa，抗拉强度偏差≤90mpa，总延伸率偏差≤7%。

14、进一步的，所述逆相变奥氏体为板条状。

15、进一步的，所述中锰钢的强塑积≥34gpa%。第二方面，本发明还提供了一种低退火温度敏感性中锰钢制备工艺，包括以下步骤：

16、s1.铸造

17、经过配料、冶炼、连铸或模铸、锻造得到坯料；

18、所述坯料化学成分以质量百分比计包含，c：0.1~0.3%，mn：8~12%，al：1~3%，mo：0~0.300%，cr：0~0.500%，ni：0~1.000%，v：0~0.200%，nb：0~0.100%，ti：0~0.100%，b：0~0.005%，余量为fe及不可避免的杂质；其中，c、mn、al含量满足以下条件：

19、0.2≤exp[-0.011×(672-502×c0.5-37×mn+20×al)]≤0.4 （式1）；

20、16×c+0.5×mn-7×al≤0 （式2）；

21、s2.热轧

22、将坯料加热后进行多道次热轧，得到热轧钢材；

23、其中，热轧钢材的微观组织以体积百分比计包含20~40%的初始奥氏体和60~80%的马氏体；

24、s3.一次退火

25、将热轧钢材加热至退火温度，保温8~120h，进行两相区退火，冷却后得到一次退火钢材，由此制得低退火温度敏感性中锰钢；其中，退火温度的上下限分别为(500×c-10×mn+50×al+520)±20℃ （式3）。

26、进一步的，所述制备工艺还包括以下步骤：

27、s4.冷轧

28、对一次退火钢材进行轧制，得到冷轧钢材；

29、s5.二次退火

30、对冷轧钢材进行退火处理，冷却后得到二次退火钢材；

31、其中，二次退火钢材的微观组织以体积百分比计包含20~40%的初始奥氏体和60~80%的马氏体；

32、s6.三次退火

33、将二次退火钢材加热至退火温度，保温8~120h，进行两相区退火，冷却后得到三次退火钢材，由此制得低退火温度敏感性中锰钢；其中，退火温度的上下限分别为(500×c-10×mn+50×al+520)±20℃ （式3）。

34、进一步的，二次退火的退火处理工艺包括：将冷轧钢材加热至800~950℃，保温5~10min。

35、进一步的，所述低退火温度敏感性中锰钢的微观组织以体积百分比计包含20~40%的初始奥氏体、20~40%的逆相变奥氏体和20~60%的铁素体。

36、更进一步的，所述初始奥氏体的mn含量为中锰钢的平均mn含量，所述初始奥氏体的c含量为中锰钢中平均c含量的1.4~2.5倍。

37、更进一步的，所述逆相变奥氏体的mn含量为中锰钢中平均mn含量的1.3~1.7倍，所述逆相变奥氏体的c含量为中锰钢中平均c含量的1.4~2.5倍。

38、进一步的，所述逆相变奥氏体为板条状。

39、进一步的，所述低退火温度敏感性中锰钢的屈服强度为650~730mpa，抗拉强度为1100~1300mpa，总延伸率为29~43%，拉伸曲线无明显屈服平台产生。

40、进一步的，两相区退火温度在±20℃范围内变化时，所述低退火温度敏感性中锰钢的屈服强度偏差≤40mpa，抗拉强度偏差≤90mpa，总延伸率偏差≤7%。

41、进一步的，所述热轧工艺包括：将坯料加热至1050~1250℃，保温2~4h，经多道次热轧，终轧温度≥750℃，累计压下量≥90%。

42、进一步的，所述中锰钢的强塑积≥34gpa%。

43、与现有技术相比，本技术提供了一种低退火温度敏感性中锰钢及其制备工艺，本发明至少具有以下有益效果：

44、（1）本发明首先通过合金成分的限定（式1），在退火前的中锰钢组织中引入体积分数为20~40%的初始奥氏体。与现有技术中依赖两相区退火形成的逆相变奥氏体不同，该初始奥氏体的含量一定，且其mn含量不易在退火过程中发生改变，因此其含量及机械稳定性受退火温度影响较小。本发明利用这一特性，使该部分初始奥氏体替代逆相变奥氏体，作为发挥trip效应的主要来源。这样一来，既能保证trip效应得以发挥而获得良好的力学性能，又能摆脱传统上逆相变奥氏体的含量及机械稳定性与退火温度之间的强依赖关系，从而从根本上降低中锰钢对退火温度的敏感性。

45、（2）满足式1的限定条件后，组织中虽已引入体积分数为20~40%的初始奥氏体，但其未必具备适宜的机械稳定性以发挥良好的trip效应；同时，组织中剩余的马氏体仍会在两相区退火过程中形成与退火温度强相关的逆相变奥氏体，进而干扰中锰钢的最终力学性能。为使初始奥氏体获得适宜的机械稳定性，并使生成的逆相变奥氏体获得极高的机械稳定性（从而难以在变形过程中发挥trip效应并影响最终力学性能），本发明进一步采取以下措施，即满足三个必要条件：

46、首先，通过调整c、mn、al含量以满足式2条件，使渗碳体完全溶解温度始终低于最低总奥氏体含量要求（40%）所对应的平衡退火温度，避免碳化物析出，确保全量c元素同时配分进入初始奥氏体和逆相变奥氏体。这是使初始奥氏体具有适宜机械稳定性、且使逆相变奥氏体具有极高机械稳定性的必要条件之一。其次，在本发明所述两相区退火温度区间内，初始奥氏体的mn含量不易发生变化，或者说，mn元素难以在本发明的两相区退火温度下扩散至初始奥氏体内部，故将两相区退火保温时间控制为8~120h，以保证mn元素仅可充分扩散并富集至逆相变奥氏体中，这是保证逆相变奥氏体能获得极高机械稳定性的另一必要条件。最后，将两相区退火温度限定在式3范围内，防止因奥氏体总量过高导致其c、mn元素被过度稀释，从而降低初始奥氏体与逆相变奥氏体机械稳定性被整体严重降低的风险，这是实现初始奥氏体获得适宜的机械稳定性且逆相变奥氏体获得极高的机械稳定性第三个必要条件。

47、通过上述措施的协同作用，最终实现了：初始奥氏体仅通过c元素的富集获得适宜的机械稳定性；逆相变奥氏体则因c、mn元素的双重富集而获得了极高的机械稳定性。因此，在单轴拉伸过程中，仅由含量一定、机械稳定性适宜且不易受退火温度影响的初始奥氏体发挥trip效应，而逆相变奥氏体因过度稳定难以发生相变，无法产生trip效应。这就有效消除了逆相变奥氏体与退火温度之间的强依赖关系对力学性能的影响，保证了优良且稳定的力学性能。实验表明，当两相区退火温度在±20℃范围内变化时，本发明中锰钢的屈服强度差异≤40mpa，抗拉强度差异≤90mpa，总延伸率差异≤7%。

48、（3）通过采用本发明的两相区退火处理工艺，使得热轧钢材中除初始奥氏体以外的马氏体基体相，完全转变为由亚微米级板条状逆相变奥氏体和铁素体构成的双相组织，并与保留的初始奥氏体相共同形成为具有异质结构的中锰钢。由此，可以确保本发明低退火温度敏感性中锰钢的屈服强度为650~730mpa，抗拉强度为1100~1300mpa，总延伸率为29~43%，强塑积为34~52gpa%，并且在单轴拉伸过程中无明显屈服平台产生。因此，本发明一方面满足了汽车用第三代先进高强度钢对强塑积的要求，另一方面因避免了吕德斯带的产生而有利于优化中锰钢的成形性。