一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢及其制备方法

1.本发明涉及先进高强钢板生产技术领域，具体涉及一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢及其制备方法。


背景技术：

2.中锰钢(锰含量为4-13％)作为第三代先进高强钢的典型代表，引起了国内外学者及业界的广泛关注，在汽车用钢、矿山机械、海洋平台用钢(海工钢)等领域具有巨大的应用前景。随着国家节能减排、低碳环保逐渐加严，高强度与高塑性匹配的先进高强钢成为上述领域用钢的首选。中锰钢一般由奥氏体与铁素体两相组织构成，形变过程中发生相变诱导塑性(trip)效应而获得高强度高塑性优异性能(强塑积可达到30gpa
·
％)。然而，目前中锰钢屈服强度较低，一般介于500-650mpa之间，难以满足当前上述领域对高品质钢的需求，如高端海工钢的屈服强度须达到690mpa或更高级别。又如，为了保证乘车人员安全及汽车轻量化需求，研发具有更高屈服强度的汽车钢板成为当前汽车用钢所追求的目标。目前提高中锰钢屈服强度的主要方法有析出强化或在基体中增加马氏体等强相组织。然而，上述技术将会导致钢材的塑性大幅降低，进而使其强塑积不足，难以适应实际的服役环境。因此，如何进一步提高中锰钢的强度而不显著降低其塑性已然成为该领域的一大挑战。


技术实现要素：

3.(一)要解决的技术问题
4.鉴于现有技术的上述缺点、不足，本发明提供一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢的制备方法，该方法是利用微合金化技术并配合扭转剪切变形(产生切应变)及临界退火工艺，使传统中锰钢中获得奥氏体与铁素体在基体中呈梯度分布的新型微观组织特征，从而使中锰钢获得高强度高塑性，其制备的中锰钢屈服强度在740mpa以上且强塑积在45gpa
·
％以上，由此解决了目前通过析出强化或增加马氏体等强相组织所导致的中锰钢屈服强度高但强塑积不足的技术问题。
5.(二)技术方案
6.为了达到上述目的，本发明采用的主要技术方案包括：
7.一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢的制备方法，其包括：
8.按照预定的中锰钢合金成分进行冶炼、锻造、热轧和两相区退火，得到退火后的板坯，将板坯加工成棒状试样，在室温下进行扭转处理，扭转处理后，立即再次进行两相区退火并空冷至室温；所述扭转处理是将经过两相区退火后的板坯加工成棒状试样，然后在常温下以70-120
°
/min速率扭转90-180
°
。
9.其中，在扭转处理之前，冶炼、锻造、热轧、两相区退火等工序均可参照传统/常规的中锰钢制备工艺进行。
10.作为本发明的较佳实施例，本发明中，扭转的总角度为90-180
°
。扭转角度过小，可能导致钢棒基体剪切应力或应变不足，奥氏体相变量较小(马氏体含量不足)，不能生成有
效的梯度结构；相反，扭转角度过大，切应变量过大，基体中有大量缺陷(特别是表面区域)，如裂纹萌生等，材料性能大幅下降。
11.根据本发明的较佳实施例，所述扭转处理之前两相区退火条件为：将板坯在650-700℃下保温1-2h后空冷至室温；所述扭转处理之后的两相区退火条件为：将板坯在650-700℃下保温5-20min后空冷至室温。
12.根据本发明的较佳实施例，所述制备方法包括如下步骤：
13.s1、冶炼、锻造与热轧：根据中锰钢合金成分准备冶炼原料，进行真空熔炼制成钢锭，将钢锭加热至1200℃保温1.5-3h后锻造成厚度为30-50mm板坯，将板坯加热至1200℃保温1-2h后，再经多道次轧制成5-15mm厚度板坯，终轧温度不低于900℃，得到热轧板坯；
14.s2、一次两相区退火：将热轧板坯在650-700℃退火1-2h后空冷至室温，得到热轧钢板；
15.s3、室温扭转 二次两相区退火：将热轧钢板加工成棒状试样，以70-120
°
/min速率扭转90-180
°
，然后在650-700℃保温5-20min后空冷至室温。
16.中锰钢锻造或热轧前均需要均匀化处理，均匀化处理的常规温度为1200℃，以保证中锰钢在锻造及热轧过程中钢坯不发生开裂。均匀化处理的温度一般选取1200℃，温度过高原奥氏体晶粒尺寸过于粗大，强度不足，温度过低均匀化程度不够。两相区的温度范围与中锰钢合金成分直接相关。一次两相区退火保温时间为60-120min；过长可能会产生晶粒尺寸粗大，再结晶过于充分，导致强度不足等现象，而保温时间过短则奥氏体含量不足，塑性难以保证。
17.其中，二次两相区退火保温时间仅为5-20min(比一次退火保温时间短)，这是因为热轧 退火态中锰钢经过扭转后，基体中有大量的位错等缺陷，因此再次退火过程中，中锰钢再结晶及奥氏体逆相变的动力充足，短时间即可完成上述过程，因此二次退火时间不宜过长。据实验过程中发现，若二次退火时间超过20min后中锰钢的强度反而降低，而塑性也没有得到提高。
18.根据本发明的较佳实施例，所述中锰钢的合金成分以质量百分比计，为：c：0.15-0.3％、mn:6-10％、al:1.5-3％、ni:1.5-3％、ce：0.04-0.08％，余量为fe。
19.在中锰钢合金成分中，一定的c含量可以确保钢中奥氏体含量增加及奥氏体稳定性提高，且可调配中锰钢的层错能；而增加质量分数1-3％的al和ni，可产生nial析出从而增加析出强化效果；同时适量的ni可以增加奥氏体的含量比例。此外，添加al和ni可以调控中锰钢的层错能，提高奥氏体的稳定性。添加稀土ce用于纯净化基体，细化中锰钢晶粒尺寸，提高奥氏体稳定性。高的奥氏体稳定性有利于提高扭转过程中圆棒由表及里马氏体梯度率。则在二次退火过程中，圆棒由表及里奥氏体逆相变及铁素体再结晶动力差别显著，从而产生明显的奥氏体与铁素体相分布梯度。
20.需说明的是，本发明对中锰钢的合金成分并无特殊限定，只要热轧退火钢坯中奥氏体含量》40％且奥氏体具有较高的稳定性即可，经过热轧 一次两相区退火 扭转 二次两相区退火工艺的处理均可获得高强度高塑性梯度结构中锰钢。而前述记载的中锰钢合金成分可满足“退火后钢坯基体中奥氏体含量》40％且奥氏体具有较高的稳定性”的要求。
21.本发明主要是通过对钢坯热轧后退火以产生奥氏体 铁素体两相组织，然后利用扭转使圆棒产生扭转变形，由于梯度切应变的存在，钢棒由表及里切应变存在较大的梯度，
使其不同部位发生不同程度的马氏体相变，由此产生不同位错密度等缺陷。在扭转后再次进行两相区退火过程中，圆棒由表及里由于具有不同含量马氏体及缺陷密度，其奥氏体逆相变动力有所不同(奥氏体形核与长大差异)，此外，铁素体退火过程中再结晶动力亦有所不同，最终形成由表及里奥氏体与铁素体相梯度分布的微观组织特征，在形变过程中持续trip效应与应变梯度强化效应协同作用，与传统制备方法制备的相同成分中锰钢相比，本发明的中锰钢屈服强度不仅显著提高，同时实现了塑性的同步大幅提升。
22.本发明提供一种具有梯度结构的高强塑积中锰钢，其采用上述方案制备得到。
23.本发明制备的梯度结构的中锰钢，屈服强度》740mpa，抗拉强度》1110mpa，延伸率：38-47％，强塑积＞42gpa
·
％，最高强塑积达到52gpa
·
％。
24.(三)有益效果
25.本发明的有益效果是：
26.本发明梯度结构高强塑积中锰钢具有下列特点：(1)该制备方法简单易行，所需设备均为常规设备，工艺相对简单，周期短，梯度结构中锰钢制备方法适合于绝大多数传统中锰钢和具有trip效应的多数钢种。本发明通过热轧和两相区退火后再进行扭转处理 两相区退火的工艺步骤，可在上述钢种成品中实现具有梯度结构分布微观组织，并显著提高其强度与塑性。(2)制备的中锰钢由表及里铁素体与奥氏体呈现梯度分布的微观组织，在形变过程中持续trip效应与应变梯度强化效应协同作用，与传统相同合金成分的均质结构的中锰钢相比，其屈服强度不仅大幅提高，强塑积可同时提高60％以上，实现了强度与塑性同步大幅提升。(3)本发明梯度结构中锰trip钢力学性能满足抗拉强度大于1100mpa，屈服强度大于740mpa，延伸率38-47％，强塑积最高可达52gpa
·
％。
附图说明
27.图1为本发明实施例1具有梯度结构高强塑积中锰钢不同部位的ebsd相图。
28.图2为本发明实施例1具有梯度结构高强塑积中锰钢由中心至表面位置硬度分布曲线。
29.图3为本发明实施例1的具有梯度结构高强塑积中锰钢与对比例工程应力应变曲线。
30.图4为本发明实施例2的具有梯度结构高强塑积中锰钢与对比例工程应力应变曲线。
31.图5为本发明实施例3的具有梯度结构高强塑积中锰钢与对比例工程应力应变曲线。
具体实施方式
32.为了更好的解释本发明，以便于理解，下面结合附图，通过具体实施方式，对本发明作详细描述。
33.当钢材基体中晶粒尺寸、位错、相组成、元素含量、织构等在材料内部呈现连续梯度分布时，可有效克服金属材料屈服强度-塑性倒置关系。目前梯度结构在铜、镁合金、if钢、twip钢、高熵合金等均有报道，但是尚未见于中锰钢。申请人基于中锰钢形变诱导马氏体，并产生大量位错这一本质，利用扭转工艺使基体由表及里产生切应变的梯度分布，进而
实现相变马氏体与位错密度的梯度分布特征，再配合后续两相区退火技术，成功实现逆转变奥氏体与铁素体在基体中由表及里呈连续梯度分布的微观组织特征，制得兼顾高屈服强度和高强塑积的中锰钢。
34.本发明思路或设计思想为：将具有trip效应中锰钢，利用扭转方式实现扭转变形，由于梯度切应变的存在，钢棒由表及里切应变存在较大的梯度，使其不同部位发生不同程度的马氏体相变，由此产生不同位错密度等缺陷。在扭转后再次进行两相区退火处理，上述不同部位马氏体的奥氏体逆相变动力有所不同(奥氏体形核与长大差异)，此外，由于基体缺陷密度有所不同，铁素体再结晶动力亦有所不同，最终形成由表及里奥氏体与铁素体相梯度分布的微观组织特征。
35.实施例1
36.本实施例提供一种梯度结构高强塑积中锰钢，化学成分按重量百分比为：c：0.2％、mn:8％、al:2％、ni:2％、ce：0.05％、p《0.008％、s《0.008％，余量为fe。所述梯度结构高强塑积中锰钢的制备方法如下：
37.(1)冶炼、锻造与热轧：根据合金成分真空熔炼制成钢锭，钢锭在1200℃保温2h后锻成厚度为40mm板坯，空冷至室温。然后将板坯加热至1200℃，保温2h，经3次轧制成15mm厚度板坯，终轧温度不低于900℃；
38.(2)两相区退火：将热轧板坯在680℃退火1h后空冷至室温；
39.(3)室温扭转 两相区退火：热轧钢板加工成棒状试样，以90
°
/min速率扭转180
°
，然后在680℃保温10min后空冷至室温。
40.本实施例制备的梯度结构中锰钢由中心至表面不同部位的微观组织(ebsd相图)如图1所示，灰色为奥氏体，黑色为铁素体，中心位置奥氏体含量为38.5％、中间位置(中心位置的周围)奥氏体含量为64％，表面位置奥氏体含量为73.7％。梯度结构中锰钢硬度由中心至表面逐渐增大(如图2所示)，梯度结构中锰钢的工程应力应变曲线如图3所示，其抗拉强度为1119mpa，屈服强度为771mpa，延伸率为46.2％，强塑积高达52gpa
·
％。
41.对比例
42.本对比例的中锰钢合金成分与实施例1和3相同，但制备方法不同。主要是在实施例1和3的基础上，未进行扭转及后续两相区退火处理，其余步骤包括“冶炼、均匀化处理、锻造、热轧 两相区退火”等与实施例1和3相同。最终，制备得到均质结构中锰钢。
43.本对比例均质结构中锰钢的工程应力应变曲线如图5所示，抗拉强度为1249mpa，屈服强度545mpa，总延伸率23％，强塑积为28.7gpa
·
％。其屈服强度及强塑积明显低于本发明梯度结构中锰钢。
44.经比较可知，实施例1的梯度结构的中锰钢与对比例均质结构中锰钢相比，屈服强度提升41.46％，总延伸率提升100％，强塑积提升81.1％。
45.实施例2
46.本实施例提供一种梯度结构高强塑积中锰钢，其合金成分按重量百分比为：c：0.2％、mn:6％、al:1.5％、ni:1.5％、ce：0.05％、p《0.008％、s《0.008％，余量为fe。所述梯度结构高强塑积中锰钢的制备方法如下：
47.(1)冶炼、锻造与热轧：根据合金成分真空熔炼制成钢锭，钢锭在1200℃保温2h后锻成厚度为50mm板坯，空冷至室温。然后将板坯加热至1200℃，保温2h，经4次轧制成15mm厚
度板坯，终轧温度不低于900℃；
48.(2)两相区退火：将热轧板坯在700℃退火1h后空冷至室温；
49.(3)室温扭转 两相区退火：热轧钢板加工成棒状试样，以120
°
/min速率扭转180
°
，然后在700℃保温10min后空冷至室温。
50.本实施例的梯度结构中锰钢的工程应力应变曲线如图4所示，其抗拉强度为1141mpa，屈服强度为752mpa，延伸率为41.1％，强塑积高达47gpa
·
％。
51.经比较可知，实施例2的梯度结构的中锰钢与对比例均质结构中锰钢相比，屈服强度提升38％，总延伸率提升48.7％，强塑积提升63.76％。
52.实施例3
53.本实施例提供一种梯度结构高强塑积中锰钢，其合金成分与实施例1相同，且制备方法中，步骤(1)-(2)与实施例1也相同，区别仅在于步骤(3)为：室温扭转 两相区退火：热轧退火钢板加工成棒状试样，以90
°
/min速率扭转180
°
，然后在700℃保温5min后空冷至室温。
54.本实施例的梯度结构中锰钢的工程应力应变曲线如图5所示，其抗拉强度为1101mpa，屈服强度为782mpa，延伸率为38.8％，强塑积高达43gpa
·
％。
55.经比较可知，实施例3的梯度结构的中锰钢与对比例均质结构中锰钢相比，屈服强度提升43.48％，总延伸率提升68.7％，强塑积提升49.83％。
56.最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本发明的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本发明进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本发明各实施例技术方案的范围。