一种高强高塑TWIP钢及其制备方法

摘要

本发明属于TWIP钢技术领域，提供了一种高强高塑TWIP钢及其制备方法，本发明利用Ce、Ba元素的夹杂物改性、细晶强化和孪晶纳米化来改善TWIP钢的综合性能，同时通过低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理调控晶粒尺寸，再结合Ce元素，降低了TWIP钢的层错能，促进了孪晶形成并分割晶粒，进一步减小位错运动平均自由程，从而提高屈服强度，最终得到高强高塑的TWIP钢。实施例的结果显示，本发明提供的制备方法制备的TWIP钢的屈服强度为863MPa，抗拉强度为1322MPa，伸长率为50.6％，强塑积为66.9GPa.％。

权利要求

1.一种高强高塑TWIP钢的制备方法，包括：将TWIP钢热轧板依次进行低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理，得到高强高塑TWIP钢；所述低温冷轧的轧制温度为‑100～‑50℃；

所述瞬时退火处理的退火温度为700～800℃；所述瞬时退火处理的退火时间为60～500s；

所述低温回火处理的回火温度为450～550℃；所述低温回火处理的回火时间为1～2h；按质量百分比计，所述高强高塑TWIP钢由以下组分组成：C 0.60～0.70％，Mn16.20～18.80％，Ce 0.01～0.05％，Ba 0.02～0.05％，O≤0.0015％，S≤0.003％，P≤0.012％和余量的铁。

2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述Ce以铁铈中间合金的形式加入；

所述铁铈中间合金中Ce的质量含量为5％；所述铁铈中间合金中固溶O含量＜0.005％；所述Ba以硅钡合金的形式加入；所述硅钡合金中Ba的质量含量为30％，Si的质量含量为35％，Fe的质量含量为35％。

3.根据权利要求1或2所述的制备方法，其特征在于，所述低温冷轧的总变形量为20～

50％。

4.权利要求1～3任一项所述制备方法制备的高强高塑TWIP钢，其特征在于，所述高强高塑TWIP钢的微观组织包括奥氏体组织的晶粒和纳米孪晶。

5.根据权利要求4所述的高强高塑TWIP钢，其特征在于，所述奥氏体组织的晶粒的粒径为1～5μm；所述纳米孪晶间的间距为1～2nm。

6.根据权利要求4或5所述的高强高塑TWIP钢，其特征在于，所述高强高塑TWIP钢的屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1200MPa，伸长率＞50％，强塑积＞65GPa.％。

说明书

一种高强高塑TWIP钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及TWIP钢技术领域，尤其涉及一种高强高塑TWIP钢及其制备方法。

背景技术

[0002] TWIP钢具有较高的强塑积，奥氏体基体以及TWIP效应而被广泛用于汽车防撞件和安全件，可以在保证用车安全的前提条件下，充分实现轻量化。然而由于TWIP钢屈服强度较低，存在室温动态应变时效以及H致延迟开裂等问题，限制了TWIP钢的实际应用。

[0003] 为了提高TWIP钢的屈服强度，专利CN102312158A公开了一种含Ti、Nb微合金化的TWIP钢，通过Nb、Ti的沉淀强化作用提高TWIP钢的屈服强度，但是该方法在一定程度上牺牲了TWIP钢的塑性，无法获得高强高塑 TWIP钢。

[0004] 此外，TWIP钢在熔炼过程中引入的H原子是影响H致开裂的关键因素，这种失效形式对高强钢的影响较大，原因是高强钢受到大的载荷时，内部应力大，H倾向于向应力大的区域扩散，会形成H的偏聚区域，最终导致裂纹的扩展。因此，如何去除或吸附H原子阻止其扩散也是获得高强高塑TWIP 钢亟需解决的问题。

发明内容

[0005] 本发明的目的在于提供一种高强高塑TWIP钢及其制备方法，本发明提供的制备方法制备的TWIP钢具有较高的屈服强度和塑性，且抑制了H致延迟开裂现象。

[0006] 为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：

[0007] 本发明提供了一种高强高塑TWIP钢的制备方法，包括：将TWIP钢热轧板依次进行低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理，得到高强高塑TWIP 钢；按质量百分比计，所述高强高塑TWIP钢包括以下组分：C 0.45～0.75％， Mn 16.20～18.80％，Ce 0.01～0.05％，Ba 0.02～0.05％，O≤0.0015％，S≤0.003％， P≤0.012％和余量的铁。

[0008] 优选地，所述Ce以铁铈中间合金的形式加入；所述铁铈中间合金中Ce 的质量含量为5％；所述铁铈中间合金中固溶O含量＜0.005％；所述Ba以硅钡合金的形式加入；所述硅钡合金中Ba的质量含量为30％，Si的质量含量为35％，Fe的质量含量为35％。

[0009] 优选地，所述低温冷轧的轧制温度为‑100～‑50℃。

[0010] 优选地，所述低温冷轧的总变形量为20～50％。

[0011] 优选地，所述瞬时退火处理的退火温度为700～800℃。

[0012] 优选地，所述瞬时退火处理的退火时间为60～500s。

[0013] 优选地，所述低温回火处理的回火温度为450～550℃；所述低温回火处理的回火时间为1～2h。

[0014] 本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备的高强高塑TWIP钢，所述高强高塑TWIP钢的微观组织包括奥氏体组织的晶粒和纳米孪晶。

[0015] 优选地，所述奥氏体组织的晶粒的粒径为1～5μm；所述纳米孪晶间的间距为1～2nm。

[0016] 优选地，所述高强高塑TWIP钢的屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞ 1200MPa，伸长率＞50％，强塑积＞65GPa.％。

[0017] 本发明提供了一种高强高塑TWIP钢的制备方法，包括：将TWIP钢热轧板依次进行低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理，得到高强高塑TWIP 钢；按质量百分比计，所述高强高塑TWIP钢包括以下组分：C 0.45～0.75％， Mn 16.20～18.80％，Ce 0.01～0.05％，Ba 0.02～0.05％，O≤0.0015％，S≤0.003％， P≤0.012％和余量的铁。本发明利用Ce、Ba元素的夹杂物改性，尤其是对 MnS夹杂，可以起到破碎的作用，还可通过细晶强化和孪晶纳米化来改善 TWIP钢的综合性能，借助Ce，Ba元素，消除了不利夹杂物的有害作用，通过其微合金化作用以及在晶界处的偏聚改善晶界特征，实现了TWIP钢塑性的提升，同时通过低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理调控晶粒尺寸，再结合Ce元素，降低了TWIP钢的层错能，促进了孪晶形成并分割晶粒，进一步减小位错运动平均自由程，从而提高屈服强度，最终得到高强高塑的 TWIP钢。此外，Ce原子所在位置可作为储H位点，吸附H原子，抑制H 原子向高应力处扩散并偏聚，从而抑制了H致延迟开裂现象。实施例的结果显示，本发明提供的制备方法制备的TWIP钢的屈服强度为863MPa，抗拉强度为1322MPa，伸长率为50.6％，强塑积为
66.9GPa.％。

附图说明

[0018] 图1为本发明提供的高强高塑TWIP钢的制备方法的流程图；

[0019] 图2为本发明实施例1制备的TWIP钢的场发射扫描电镜图；

[0020] 图3为本发明实施例1制备的TWIP钢的夹杂物电子探针图。

具体实施方式

[0021] 本发明提供了一种高强高塑TWIP钢的制备方法，包括：将TWIP钢热轧板依次进行低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理，得到高强高塑TWIP 钢；按质量百分比计，所述高强高塑TWIP钢包括以下组分：C 0.45～0.75％， Mn 16.20～18.80％，Ce 0.01～0.05％，Ba 0.02～0.05％，O≤0.0015％，S≤0.003％， P≤0.012％和余量的铁。

[0022] 本发明将TWIP钢热轧板依次进行低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理，得到高强高塑TWIP钢。本发明通过低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理调控晶粒尺寸，结合Ce元素，降低了TWIP钢的层错能，促进了孪晶的形成，孪晶分割晶粒，进一步减小了位错运动平均自由程，从而提高了屈服强度，最终得到了高强高塑的TWIP钢。

[0023] 在本发明中，所述TWIP钢热轧板的制备方法优选为：将TWIP钢锻锭进行均匀化退火和热轧，得到TWIP钢热轧板。

[0024] 本发明对所述均匀化退火和热轧的操作没有特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的均匀化退火和热轧的技术方案即可。在本发明中，所述均匀化退火的退火温度优选为1200～1250℃；所述均匀化退火的退火时间优选为 2～2.5h。在本发明中，所述热轧的轧制道次优选为5～6道次；所述热轧的道次压下量优选为＞30％；所述热轧的总压下率优选为
80～85％；所述热轧的开轧温度优选为1150～1180℃；所述热轧后的冷却方式优选为空冷。

[0025] 得到TWIP钢热轧板后，本发明将所述TWIP钢热轧板进行低温冷轧，得到冷轧板。本发明在低温下进行冷轧，位错滑移较为困难，且层错能较低，有利于孪晶的生成，而且大量一次形变孪晶、二次形变孪晶的交割作用又使晶粒细化至纳米级，有利于提高TWIP钢的屈服强度。并且，轧制温度较低时，可显著减弱DSA效应，防止轧制时TWIP钢表面起皱，有利于提高板材的表面质量。

[0026] 在本发明中，所述低温冷轧的轧制温度优选为‑100～‑50℃，更优选为 ‑80～‑55℃。本发明优选将所述低温冷轧的轧制温度控制在上述范围，有利于提高TWIP钢的屈服强度和TWIP钢板材的表面质量。在本发明中，所述低温冷轧的总变形量优选为20～50％，更优选为20～35％，最优选为20～30％。本发明对所述低温冷轧的道次压下量没有特殊的要求，只要确保板材不开裂即可。

[0027] 得到冷轧板后，本发明将所述冷轧板进行瞬时退火处理，得到退火态轧板。本发明通过瞬时退火处理使TWIP钢生成一部分极细小的晶粒，保证了 TWIP钢的加工硬化能力以及塑性。

[0028] 在本发明中，所述瞬时退火处理的退火温度优选为700～800℃，更优选为750～800℃。本发明优选将所述瞬时退火处理的退火温度控制在上述范围，所述瞬时退火处理的退火温度高于再结晶温度，有利于形成纳米孪晶与超细再结晶晶粒共存的组织，韧化TWIP钢。在本发明中，所述瞬时退火处理优选在保护气氛中进行。

[0029] 在本发明中，所述瞬时退火处理的退火时间优选为60～500s，更优选为 60～300s，最优选为60～120s。

[0030] 得到退火态轧板后，本发明将所述退火态轧板进行低温回火处理，得到高强高塑TWIP钢。本发明通过低温回火处理使纳米孪晶簇内塞积的位错发生恢复，并降低晶格畸变，降低材料内应力，防止H致延迟开裂的发生。

[0031] 在本发明中，所述低温回火处理的回火温度优选为450～550℃，更优选为450～500℃，最优选为450～490℃。本发明优选将所述低温回火处理的回火温度控制在再结晶温度以下的范围内，有利于调控晶粒尺寸，提高TWIP 钢的屈服强度，从而得到了高强高塑的TWIP钢。

[0032] 在本发明中，所述低温回火处理的回火时间优选为1～2h，更优选为1h。在本发明中，所述低温回火处理的装置优选为马弗炉。

[0033] 本发明提供的高强高塑TWIP钢的制备方法的流程图如图1所示，本发明通过将TWIP钢热轧板依次进行低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理，得到了高强高塑TWIP钢。

[0034] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢包括C 0.45～0.75％，优选为0.60～0.70％，更优选为0.62～0.65％。在本发明中，所述C元素在TWIP 钢中起到强烈固溶强化的作用，有利于提高TWIP钢的屈服强度；C元素的添加还提高了奥氏体的稳定性(增大γ‑马氏体相变所需的驱动力)，有利于保证TWIP钢的塑性。本发明将所述C的质量含量控制在上述范围，有利于得到高强高塑TWIP钢，当C元素含量过低时，会造成TWIP钢加工硬化能力的降低，进而影响TWIP钢的强度与塑性。

[0035] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢包括Mn 16.20～18.80％，优选为17.50～18.50％，更优选为17.62～17.82％。在本发明中，所述Mn元素的添加扩大了奥氏体相区且稳定了奥氏体，有利于提高TWIP 钢的塑性；Mn在γ‑Fe中的置换固溶还会与C原子表现出强烈的临近作用，因此Mn与C常成对出现。

[0036] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢包括Ce 0.01～0.05％，优选为0.02～0.05％，更优选为0.021～0.041％。在本发明中，所述Ce元素的添加有利于降低TWIP钢中C原子的迁移率，从而提高动态应变时效(DSA) 发生的临界应力，改善TWIP钢加工过程中由于DSA现象引起的变形不均匀现象，从而改善其塑性变形加工过程中表面质量；并且Ce原子所在位置可作为储H位点，吸附H原子，抑制H原子向高应力处扩散并偏聚，从而抑制了H致延迟开裂现象；此外，Ce元素的添加有利于降低钢的层错能，促进形变孪晶的生成，即TWIP效应得到增强。本发明将所述Ce元素的质量含量控制在上述范围，当Ce含量较高时，含Ce的夹杂物将产生聚集现象，大幅降低TWIP钢的塑性。在本发明中，所述Ce元素的化学性质活泼，能与O、S形成复合夹杂物，在钢液中密度较小从而易上浮，从而减少钢液中 O、S含量，达到净化钢液的作用；而当部分未上浮的夹杂物残留于基体中，由于这种夹杂物的形状为球形且硬度较低，引起的应力集中效应较Al2O3低，当塑性变形较大时(>40％)，可以改善微孔在夹杂物处形核长大的现象。

[0037] 在本发明中，所述Ce优选以铁铈中间合金的形式加入；所述铁铈中间合金中Ce的质量含量优选为5％；所述铁铈中间合金中固溶O含量优选＜0.005％。

[0038] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢包括Ba 0.02～0.05％，优选为0.02～0.04％，更优选为0.022～0.038％。在本发明中，所述Ba元素在 TWIP钢中作为净化剂，易与钢液中的O形成BaO，降低钢基体中的O含量，从而提高Ce的收得率，发挥Ce的微合金化作用，增强TWIP效应，且Ba 的氧化物硬度极低，不容易引起应力集中效应，导致微孔聚集长大，造成 TWIP钢强度的下降。在本发明中，所述Ce元素和Ba元素易与钢中的O、 S结合形成亚微米稀土复合夹杂物，从而除去大尺寸夹杂物，同时还能优化钢中可能残存的MnS和Al2O3夹杂物的尺寸和形态；并且Ce原子和Ba原子与Fe原子的原子半径相差较大，溶解在晶内造成的畸变能远大于溶解在晶界区的畸变能，因而它 们均会大量富集于晶界及附近，降低P、S等杂质元素的偏聚，从而实现晶界韧化，提高TWIP钢的塑性。

[0039] 在本发明中，所述Ba优选以硅钡合金的形式加入；所述硅钡合金中Ba 的质量含量优选为30％，Si的质量含量优选为35％，Fe的质量含量优选为 35％。

[0040] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢包括O≤0.0015％，优选为O≤0.001％。本发明将所述O元素的含量控制在上述范围，有利于得到高强高塑的TWIP钢。

[0041] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢包括S≤0.003％，优选为≤0.002％。本发明将所述S元素的含量控制在上述范围，有利于得到高强高塑的TWIP钢。

[0042] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢包括P≤0.012％，优选为P≤0.01％。本发明将所述P元素的含量控制在上述范围，有利于得到高强高塑的TWIP钢。

[0043] 按质量百分比计，本发明提供的高强高塑TWIP钢还包括除上述各元素外余量的铁。在本发明中，所述铁作为合金基体。

[0044] 本发明利用Ce、Ba元素的夹杂物改性、细晶强化和孪晶纳米化来改善 TWIP钢的综合性能，借助Ce，Ba元素，消除了不利夹杂物的有害作用，通过其微合金化作用以及在晶界处的偏聚改善晶界特征，实现了TWIP钢塑性的提升，同时通过低温冷轧、瞬时退火处理和低温回火处理调控晶粒尺寸，再结合Ce元素，降低了TWIP钢的层错能，促进了孪晶形成并分割晶粒，进一步减小位错运动平均自由程，从而提高屈服强度，最终得到高强高塑的 TWIP钢。此外，Ce原子所在位置可作为储H位点，吸附H原子，抑制H 原子向高应力处扩散并偏聚，从而抑制了H致延迟开裂现象。

[0045] 本发明还提供了上述技术方案所述制备方法制备的高强高塑TWIP钢，所述高强高塑TWIP钢的微观组织包括奥氏体组织的晶粒和纳米孪晶。在本发明中，所述纳米孪晶分割晶粒，进一步减小了位错运动平均自由程，从而提高了TWIP钢的屈服强度。

[0046] 在本发明中，所述奥氏体组织的晶粒的粒径优选为1～5μm；所述纳米孪晶间的间距优选为1～2nm。

[0047] 在本发明中，所述高强高塑TWIP钢的屈服强度优选为＞800MPa；抗拉强度优选为＞1200MPa；伸长率优选为＞50％；强塑积优选为＞65GPa.％。

[0048] 下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。

[0049] 实施例1

[0050] 成分(质量百分比)：C:0.65％，Mn:17.82％，Ce:0.021％，Ba:0.022％， O:0.0012％，S:0.002％，P:0.011％和余量的铁；

[0051] 制备过程：

[0052] (1)将含有各组分原料的混合物在1200℃下保温2h进行均匀化退火，之后在开轧温度1150℃下进行5道次热轧，道次压下量为35％，总压下率 85％，得到TWIP钢热轧板；其中，Ce以铁铈中间合金的形式加入，铁铈中间合金中Ce的质量含量为5％，固溶O含量＜0.005％；Ba以硅钡合金的形式加入，硅钡合金中Ba的质量含量为30％，Si的质量含量为
35％，Fe的质量含量为35％；

[0053] (2)将上述TWIP钢热轧板在‑50℃保温1h后冷轧，冷轧压下率为30％，得到冷轧板；将冷轧板在800℃的保护气氛炉中保温60s，空冷至室温，得到退火态轧板；将退火态轧板在
450℃马弗炉中进行回火处理，回火的时间为2h，空冷到室温，得到高强高塑的TWIP钢；其中，TWIP钢中奥氏体组织的晶粒的粒径为1～5μm；纳米孪晶间的间距为1～2nm。

[0054] 图2为本实施例制备的TWIP钢的场发射扫描电镜图。由图2可以看出，本实施例制备的TWIP钢具有高密度的纳米孪晶，为TWIP钢提供了高强度。

[0055] 图3为本实施例制备的TWIP钢的夹杂物电子探针图。由图3可以看出， Ce对夹杂物有改性作用，抑制了微孔的形核长大，推迟了颈缩发生，有利于提高TWIP钢的塑性。

[0056] 实施例2

[0057] 成分(质量百分比)：C:0.62％，Mn:17.62％，Ce:0.041％，Ba:0.024％， O:0.0012％，S:0.002％，P:0.011％和余量的铁；

[0058] 制备过程：

[0059] (1)将含有各组分原料的混合物在1200℃下保温2h进行均匀化退火，之后在开轧温度为1150℃下进行5道次热轧，道次压下量为35％，总压下率 85％，得到TWIP钢热轧板；其中，Ce以铁铈中间合金的形式加入，铁铈中间合金中Ce的质量含量为5％，固溶O含量＜
0.005％；Ba以硅钡合金的形式加入，硅钡合金中Ba的质量含量为30％，Si的质量含量为
35％，Fe的质量含量为35％；

[0060] (2)将上述TWIP钢热轧板在‑50℃保温1h后冷轧，冷轧压下率为30％，得到冷轧板；将冷轧板在800℃的保护气氛炉中保温120s，空冷至室温，得到退火态轧板；将退火态轧板在500℃马弗炉中进行回火处理，回火的时间为1h，空冷到室温，得到高强高塑的TWIP钢。

[0061] 实施例3

[0062] 成分(质量百分比)：C:0.63％，Mn:17.66％，Ce:0.031％，Ba:0.038％， O:0.0012％，S:0.002％，P:0.011％和余量的铁；

[0063] 制备过程：

[0064] (1)将含有各组分原料的混合物在1200℃下保温2h进行均匀化退火，之后在开轧温度为1150℃下进行5道次热轧，道次压下量为35％，总压下率 85％，得到TWIP钢热轧板；其中，Ce以铁铈中间合金的形式加入，铁铈中间合金中Ce的质量含量为5％，固溶O含量＜
0.005％；Ba以硅钡合金的形式加入，硅钡合金中Ba的质量含量为30％，Si的质量含量为
35％，Fe的质量含量为35％；

[0065] (2)将上述TWIP钢热轧板在‑55℃保温1h后冷轧，冷轧压下率为35％，得到冷轧板；将冷轧板在800℃的保护气氛炉中保温120s，空冷至室温，得到退火态轧板；将退火态轧板在490℃马弗炉中进行回火处理，回火的时间为1h，空冷到室温，得到高强高塑的TWIP钢。

[0066] 对比例1

[0067] 成分(质量百分比)：C:0.65％，Mn:17.86％，O:0.0012％，S:0.002％， P:0.011％和余量的Fe；

[0068] 制备方法同实施例1。

[0069] 对比例2

[0070] 成分(质量百分比)：C:0.63％，Mn:17.85％，Ce:0.532％，Ba:0.023％， O:0.0012％，S:0.002％，P:0.011％和余量的Fe；

[0071] 制备方法同实施例1。

[0072] 对比例3

[0073] 成分(质量百分比)：C:0.65％，Mn:17.82％，Ce:0.022％，O:0.0012％， S:0.002％，P:0.011％和余量的Fe；

[0074] 制备方法同实施例1。

[0075] 对比例4

[0076] 与实施例2的不同之处在于，低温冷轧的轧制温度为25℃，其余同实施例2。

[0077] 对比例5

[0078] 与实施例2的不同之处在于，瞬时退火处理的退火时间为1200s，其余同实施例2。

[0079] 对比例6

[0080] 与实施例2的不同之处在于，低温回火处理的回火温度650℃，其余同实施例2。

[0081] 对实施例1～3和对比例1～6制备的TWIP钢进行力学性能测试，测试结果见表1。

[0082] 表1实施例1～3和对比例1～6制备的TWIP钢的力学性能

[0083]

[0084] 由以上实施例可以看出，本发明提供的制备方法制备的TWIP钢具有较高的屈服强度和塑性，且抑制了H致延迟开裂现象；制备的TWIP钢的屈服强度为863MPa，抗拉强度为1322MPa，伸长率为50.6％，强塑积为66.9GPa.％。

[0085] 以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。