一種釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼及製備方法
2023-06-21 02:21:56
一種釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼及製備方法
【專利摘要】本發明公開了一種1000MPa級以上釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼及製備方法，該熱軋相變誘導塑性鋼按質量百分比包括C：0.18～0.23％，Si≤0.50％，Mn：1.0～1.5％，V：0.16～0.20％，N：0.01～0.03％，並限制P≤0.06％，S≤0.005％，餘量為Fe及其他不可避免的雜質。本發明通過合理的成分設計及工藝控制，使得抗拉強度≥1000MPa，斷後延伸率≥22.0％，屈強比≤0.69，加工硬化指數≥0.22，擴孔率≥90％；顯微組織中殘餘奧氏體體積分數≥12.0％，基體中彌散地分布著直徑為2～5nm的細小V(C，N)析出粒子。
【專利說明】一種釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼及製備方法
【技術領域】
[0001]本發明屬於冶金材料【技術領域】,具體涉及一種1000MPa級以上I凡微合金化熱軋相變誘導塑性鋼及製備方法。
【背景技術】
[0002]隨著地球溫室效應的影響和二氧化碳排放量的日益增加，在提高安全性能的同時實現汽車輕量化成為汽車工業發展的主要趨勢，高強鋼和先進位造技術的廣泛應用是解決此難題的有效方法。
[0003]相變誘導塑性鋼雖然同時具備高強度和高塑性的優點，但其需要添加一定量的Si (1.5%左右)抑制滲碳體析出，以便於在室溫下獲得一定體積分數的殘餘奧氏體，然而高Si含量會導致鋼板熱軋時表面形成大量氧化物且這些氧化物在隨後的酸洗過程中不能被輕鬆去除，其影響了相變誘導塑性鋼的廣泛應用。
[0004]高強相變誘導塑性鋼可採用如下的手段提升其性能:/
[0005](I)Al替代部分Si:A1與Si類似，均可抑制或者延遲滲碳體析出，因此使用Al代Si可改善表面質量，然而由於Al不能提供與Si相同的固溶強化作用，在降低了抗拉性能的同時還會顯著提高Ms點，降低帕運的穩定性；
[0006](2)增加C含量:將C含量增加到0.3~0.4%，可使相變誘導塑性鋼的強度達到1000MPa以上，然而如此高的C含量會嚴重影響焊接性能，以及使熱軋變得困難；
[0007](3)增加馬氏體含量:採用在最終組織中產生少量馬氏體，可提高強度，但會損失了韌性和成型性。
[0008]利用成分及工藝的設計來提高綜合性能，仍是高強TRIP鋼發展的主要趨勢。
【發明內容】
[0009]針對高強相變誘導塑性鋼在發展過程中存在的諸多問題，本發明提供了一種1000MPa級以上釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼及製備方法，採用本發明的成分設計及製備方法，可以生產出具有良好表面質量和綜合力學性能的1000MPa級以上熱軋相變誘導塑性鋼，其可以有效緩解汽車工業面臨著環境保護和安全性的問題。該鋼材除可用於製造高質量的汽車板、底盤部件、車門、衝擊梁，還可以用於製造結構件、加強件、安全件等構件。
[0010]本發明提供的鋼材的按質量百分比包括C:0.18~0.23%, Si ( 0.50%, Mn:
1.0 ~1.5%, V:0.16 ~0.20%, N:0.01 ~0.03%, P ≤ 0.06%, S ≤ 0.005%，餘量為 Fe及其他不可避免的雜質。
[0011]優選的，所述熱軋相變誘導塑性鋼的軋制過程中，再結晶區開軋溫度為1100~1150°C，累計壓下率≥80% ;未再結晶區開軋溫度為900~950°C，累計壓下率≥81% ;所述軋制過程的終軋溫度為800~840°C。
[0012]採用兩階段控制軋制，較大的累積壓下率加之適當降低最後幾個道次的軋制溫度，一方面使得奧氏體晶粒被反覆拉伸壓扁，增加Υ/α的界面長度，晶界區因為內吸附作用，可偏聚較多的碳，有利於粒狀貝氏體中小島的形成；另一方面，增加晶粒中的層錯能，從而增加了自由能和固溶原子的擴散速率，而固溶原子擴散速率增加的進一步影響是使未相變的奧氏體中富含碳，從而增加其穩定性，有利於穩定殘餘奧氏體的保留，最終產品鋼中殘餘奧氏體體積分數≥ 12.0%。
[0013]優選的，所述熱軋相變誘導塑性鋼的製備方法包括冷卻過程，所述冷卻過程包括:首先以20~30°C /s的冷速層流冷卻至710~740°C，然後空冷至650~690°C，最後採用氣霧冷卻，以≥500C /s的冷速冷卻至380~420°C。
[0014]採用三段式冷卻(層流冷卻一空冷一氣霧冷卻)，並嚴格控制冷卻速度和冷卻溫度，可使得最終微觀組織形成多邊形鐵素體+島狀貝氏體+殘餘奧氏體三相複合組織，基體中彌散地分布著直徑為2~5nm的細小V (C，N)析出粒子。根據有關的方法進行估算，其對材料強度的貢獻≥ 200MPa。本發明的相變誘導塑性鋼具備優良的綜合性能，其抗拉強度≥lOOOMPa，斷後延伸率≥22.0%，屈強比≥0.69，加工硬化指數≥0.22，擴孔率≥90%。
[0015]優選的，所述熱軋相變誘導塑性鋼中殘餘奧氏體體積分數≥ 12.0%，基體中彌散地分布著直徑為2~5nm的細小V (C，N)析出粒子。
[0016]本發明還提供了一種鋼材的製備方法，包括:
[0017](1)鋼錠加熱至1200±10°C，鍛造成厚度為100~220mm的板坯；
[0018](2)將板坯加熱到1200~1250°C，保溫I~2h ; [0019](3)軋制；
[0020](4)冷卻；
[0021](5)卷取，將冷卻至380~420°C溫度的鋼帶卷取成鋼卷，自然冷至室溫即得到本發明的成品鋼卷；所述鋼錠按質量百分比包括c:0.18~0.23%，Si≤0.50%，Mn:1.0~
1.5%, V:0.16 ~0.20%, N:0.01 ~0.03%, P ≤0.06%, S ≤ 0.005%，餘量為 Fe 及其他不可避免的雜質。
[0022]優選的，所述軋制過程中，再結晶區開軋溫度為1100~1150°C，累計壓下率≥80% ;未再結晶區開軋溫度為900~950°C，累計壓下率≤81% ;所述軋制過程的終軋溫度為800~8400C ο
[0023]優選的，所述熱軋相變誘導塑性鋼的製備方法包括冷卻過程，所述冷卻過程包括:首先以20~30°C /s的冷速層流冷卻至710~740°C，然後空冷至650~690°C，最後採用氣霧冷卻，以≥500C /s的冷速冷卻至380~420°C。
[0024]本發明技術方案製備得到的釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼的成品鋼卷厚度為3~9mm，其抗拉強度≥lOOOMPa，斷後延伸率≥22.0%，屈強比≤0.69，加工硬化指數≥ 0.22，擴孔率≥ 90% ;顯微組織由鐵素體、貝氏體和殘餘奧氏體組成，其中殘餘奧氏體體積分數≥12.0%，基體中彌散地分布著直徑為2~5nm的細小V(C，N)析出粒子。
[0025]與現有技術相比較，本發明具有如下的有益效果:
[0026](I)本發明採用低Si成分設計，提高鋼板的表面質量，利於塗鍍；
[0027](2)本發明省去了脫磷工序，有效利用P與Si都可固溶強化鐵素體和奧氏體的類似作用，彌補降低Si含量引起的強度損失；
[0028](3)本發明添加了 0.16~0.20%的V，並通過增加氮含量至0.01~0.03%，使鋼中固溶狀態的V更多的轉變為析出狀態，起到了更多的沉澱強化作用；而且N的增加還會促進碳(氮)化釩在奧氏體和鐵素體界面的析出，有效阻止鐵素體晶粒的長大，起到了細化鐵素體晶粒的作用。
【專利附圖】
【附圖說明】
[0029]圖1為本發明實施例工藝1- VI製備的相變誘導塑性鋼的微觀組織金相圖；
[0030]圖2為本發明實施例工藝1- VI製備的相變誘導塑性鋼的掃描組織；
[0031]圖3為本發明實施例工藝1- VI製備的相變誘發塑性鋼在透射電鏡下觀察到的殘餘奧氏體形貌；
[0032]其中(a):殘餘奧氏體的明場形貌，(b):殘餘奧氏體的暗場形貌，(c): (a)中圓形區域所標識的衍射花樣。
[0033]圖4為本發明實施例工藝1- VI製備的相變誘發塑性鋼在透射電鏡下觀察到的析出形貌；
[0034]其中(a):析出相的TEM形貌，(b): (a)中區域A的EDS分析結果。
[0035]圖5為本發明實施例工藝1- VI中製備的相變誘發塑性鋼在透射電鏡下觀察到的基體組織中存在的高密度位錯；
[0036]圖6為本發明實施例工藝1-1、1-11、1-111、1-1￥和1_ VI製備的相變誘發塑性鋼的拉伸曲線圖。
【具體實施方式】
[0037]以下實施例中選用的鋼材的化學組成按質量百分比為C:0.18~0.23%，Si ≤ 0.50 %，Mn:1.0 ~1.5 %，V:0.16 ~0.20 %，N:0.01 ~0.03 %，P ≤ 0.06 %，S≤0.005%，餘量為Fe和其他不可避免的雜質。
[0038]以下實施例均按照如下方法製備:
[0039](I)鍛造，按照成分要求冶煉成鋼錠，加熱至1200±10°C，鍛造成厚度為100~220mm的板還；
[0040](2)加熱，將板坯裝入加熱爐中加熱到1200~1250°C，保溫I~2h ;
[0041](3)軋制，採用兩階段控制軋制，再結晶區開軋溫度為1100~1150°C，累計壓下率^80% ;未再結晶區開軋溫度為900~950°C，累計壓下率≥81%，在軋制過程中適當降低最後幾個道次的軋制溫度，使得終軋溫度為800~840°C ；
[0042](4)冷卻，熱軋後的鋼帶採用三段式冷卻(層流冷卻一空冷一氣霧冷卻)，首先以20~30°C /s的冷速層流冷卻至710~740°C，然後空冷至650~690°C，最後採用氣霧冷卻，以≥50°C /s的冷速冷卻至380~420°C ；
[0043](5)卷取，將冷卻至380~420°C溫度的鋼帶卷取成鋼卷，自然冷至室溫得到本發明的成品鋼卷。
[0044]實施例中對於樣品的性能測試採用如下的方法進行:
[0045]沿製備得到的成品鋼卷上取樣，在LEICA DMIRM多功能光學顯微鏡下進行顯微組織分析，金相試樣經研磨、拋光後，採用(Na2S203.Η20108+Η20100πι1)和4%硝酸酒精複合侵蝕，經這種方法侵蝕後，鐵素體呈淺灰色，殘餘奧氏體為白色，貝氏體為黑色。
[0046]沿製備得到的成品鋼卷上取樣進行透射和X射線衍射分析，利用Η-800型透射電鏡分別觀察釩的碳氮化物析出、位錯以及殘餘奧氏體形貌和體積分數。用D/max2400型X射線衍射儀測定試樣中殘餘奧氏體相對量時，測定(220) y和(200) α峰的衍射強度，採用式Vy = 1.41 r (Ια+1.4Ιy)求得殘餘奧氏體的相對量；鐵素體晶粒尺寸取5張組織圖進行分析計算，然後取平均值，晶粒尺寸採用割線法來測定。
[0047]從製備得到的成品鋼卷上取樣按標準製成拉伸試樣，有效標距為50X15mm，在SANA萬能實驗機上進行力學性能測試,拉伸速度5mm/min。
[0048]從製備得到的厚度≤6mm的成品鋼卷上取3個試樣，按照國標GB/T15825.4-2008進行製備樣品，在萬能薄板成型試驗機上進行擴孔試驗，其中壓邊力為50KN，錐頭凸模運動速度為6mm/min。
[0049]下面對本發明的【具體實施方式】作進一步詳細說明，但本發明的實施方式不限於此。
[0050]實施例1
[0051]本實施例所選用鋼材的化學組成按質量百分比為C:0.18%, S1:0.24%, Mn:
1.36%, V:0.16%, N:0.01%, P:0.054%, S:0.003%，餘量為 Fe 及其他不可避免的雜質。[0052]按照上述成分要求冶煉成鋼錠，加熱至1200°C，鍛造成厚度為IOOmm的板坯。將板坯裝入加熱爐中加熱到1190°C，保溫2h，然後採用兩階段控制軋制:再結晶區開軋溫度為1100~1120°C，累計壓下率為80%，得到20mm厚的中間坯；未再結晶區開軋溫度為900~915°C，在軋制過程中適當降低最後幾個道次的軋制溫度，使得終軋溫度為800~840°C，累計壓下率為85%，帶鋼厚度為3.0mm。
[0053]熱軋後的帶鋼採用三段式冷卻(層流冷卻一空冷一氣霧冷卻)，首先以~20°C /s的冷速層流冷卻至710~720°C (表中簡稱此溫度為一段終溫)，然後空冷至650~6900C (表中簡稱此溫度為二段終溫)，最後採用氣霧冷卻，以~50°C /s的冷速冷卻至貝氏體溫度區間390~420°C (表中簡稱此溫度卷取溫度)；隨後將鋼帶卷取成鋼卷，自然冷至室溫即得到本發明的成品鋼卷。具體控軋控冷工藝參數如表1所示。
[0054]表1實施例1的控軋控冷工藝參數
[0055]
【權利要求】
1.一種釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼，其特徵在於，所述的熱軋相變誘導塑性鋼按質量百分比包括 C:0.18 ~0.23%, Si ( 0.50%, Mn:1.0 ~1.5%, V:0.16 ~0.20%, N:0.01~0.03%, P ( 0.06%, S≤0.005%，餘量為Fe及其他不可避免的雜質。
2.根據權利要求1所述的熱軋相變誘導塑性鋼，其特徵在於，熱軋相變誘導塑性鋼的軋制過程中，再結晶區開軋溫度為1100~1150°C，累計壓下率≥80% ;未再結晶區開軋溫度為900~950°C，累計壓下率≤81% ;所述軋制過程的終軋溫度為800~840°C。
3.根據權利要求1所述的熱軋相變誘導塑性鋼，其特徵在於，熱軋相變誘導塑性鋼的製備方法包括冷卻過程，所述冷卻過程包括:首先以20~30°C /s的冷速層流冷卻至710~740°C，然後空冷至650~690°C，最後採用氣霧冷卻，以≥50°C /s的冷速冷卻至380~420。。。
4.根據權利要求1所述的熱軋相變誘導塑性鋼，其特徵在於，所述熱軋相變誘導塑性鋼中殘餘奧氏體體積分數> 12.0%，基體中彌散地分布著直徑為2~5nm的V (C，N)析出粒子。
5.一種釩微合金化熱軋相變誘導塑性鋼的製備方法，包括: (1)鋼錠加熱至1200±10°C，鍛造成厚度為100~220mm的板坯； (2)將板坯加熱到1200~1250°C，保溫I~2h; (3)軋制； (4)冷卻； (5)卷取，將冷卻至380~420°C溫度的鋼帶卷取成鋼卷，自然冷至室溫即得到本發明的成品鋼卷； 所述鋼錠按質量百分比包括C:0.18~0.23%, Si ( 0.50%, Mn:1.0~1.5%，V:0.16~0.20%, N:0.01~0.03%, P≤0.06%, S≤0.005%，餘量為Fe及其他不可避免的雜質。
6.根據權利要求5所述的方法，其特徵在於，所述軋制過程中，再結晶區開軋溫度為1100~1150°C，累計壓下率≥80 % ;未再結晶區開軋溫度為900~950 V，累計壓下率^ 81% ;所述軋制過程的終軋溫度為800~840°C。
7.根據權利要求5所述的方法，其特徵在於，所述冷卻過程包括:首先以20~30°C/s的冷速層流冷卻至710~740°C，然後空冷至650~690°C，最後採用氣霧冷卻，以≥50°C /s的冷速冷卻至380~420°C。
【文檔編號】C22C38/12GK103898404SQ201410174042
【公開日】2014年7月2日 申請日期:2014年4月28日 優先權日:2014年4月28日
【發明者】侯曉英, 王業勤, 韓傑, 許榮昌 申請人:萊蕪鋼鐵集團有限公司