高应变速率中低碳中低合金超塑性钢及制备方法

摘要

一种高应变速率中低碳中低合金超塑性钢及制备方法，属高强度钢超塑性钢材以及超塑性成形技术领域。化学成分重量百分数为：C：0.01‑0.49％、Mn:2.5‑13.0％、Al：0‑12.0％、Si：0‑3.0％、Cr：0‑3.0％，Ni:0‑3.0％、余量为Fe及不可避免的不纯物；在此基础上还可另加以下一种或多种元素：Mo:0‑0.2％、Nb:0‑0.20％、Ti：0‑0.20％、V：0‑0.20％、RE：0‑0.20％。通过传统的冶炼、铸造、热轧、热处理和冷轧等工序生产出具有超塑性能的中低碳低合金的热轧和冷轧超塑性钢材。优点在于，具有优异的100‑1500％的超塑性性能和700‑1500MPa的超塑性变形后室温抗拉强度。

说明书

技术领域

本发明属高强度钢超塑性钢材以及超塑性成形技术领域，特别是提供了一种系列化高应变速率中低碳中低合金超塑性钢及制备方法。

技术背景

塑性是指在特定的条件下，即在低的应变速率(ε＝10^-2～10^-4s^-1)，一定的变形温度(约为热力学熔化温度的一半)和稳定而细小的晶粒度(0.5～5μm)的条件下，某些金属或合金呈现低强度和超过100％的伸长率的一种特性。超塑性现象最早的报道是在1920年，Rosenhain等发现Zn-4Cu-7Al合金在低速弯曲时，可以弯曲近180°。1934年，C.P.Pearson发现Pb-Sn共晶合金在室温低速拉伸时可以得到2000％的延伸率。1945年A.A.Bochvar等发现Zn-Al共析合金具有异常高的延伸率并提出“超塑性”这一名词。1964年，W.A.Backofen对Zn-Al合金进行了系统的研究，并提出了应变速率敏感性指数m值这个新概念，为超塑性研究奠定了基础。

20世纪70年代起人们注意开发工业牌号合金的超塑性、基于上述组织条件，在超塑性变形或成形前要对材料进行细化晶粒的预处理，包括热处理和形变热处理，有些处理工艺相当繁杂，消耗了能源、人力和材料。在研究中发现许多工业合金在供货态件下，虽然不能完全满足均匀等轴细晶的组织条件，但是也具有良好的超塑性(Ti-6Al-4V就是其中的一个典型)。这样不用或少用细化处理工艺，可以大大提高起塑性技术的经济性。因此供货态超塑性合金的研发已成为超塑性材料和超塑性成型研发的一个重要研发方向。

到目前为止，人们发现了众多铝及铝合金、镁及镁合金、钛及钛合金以及其它金属具有超塑性，但在中低碳低合金钢领域很难实现超塑性成形。上世纪70年代，美国科学家O.D.Sherby等掀起了以1.0-2.1％C的超高碳钢超塑性的研究工作，发现超高碳钢并申请了一系列具有超塑性的超高碳钢专利，打开了研究钢铁材料超塑性的基础研究与应用研究工作。另外在高合金的不锈钢领域(奥氏体不锈钢与双相不锈钢，其Ni、Cr、Mn、Mo等贵重合金含量达到了30％左右)，人们也发现在900-1200℃的温度范围内，可以获得100-2500％的超塑性。鉴于超高碳钢的可焊性差和不锈钢的合金含量高等缺点，一直在探索开发中低碳低合金钢的超塑性及其产业化。但到目前为止，中低碳钢超塑性的研究表明，现有的中低碳低合金钢很难实现超塑性，更没有开发出无需热处理和形变热处理的可大规模工业化的供货态的超塑性低中碳钢铁材料。

本发明提出通过对合金成分进行设计和传统的轧制(热轧和冷轧)，得到一种热轧或冷轧供货态超塑性的中低碳板材，在550-1200℃的中高温温区和在0.1-0.001/秒的形变速率下获得200％-1500％延伸率的中低碳超塑性的热轧和冷轧钢材。本发明钢具有0.01-0.49％C的中低碳含量，超塑性成形后的钢板或零部件具有良好的焊接性能和成形后具有700-1500MPa的室温抗拉强度。该超塑性钢板可以通过常规的冶炼、连铸、热轧和冷轧进行大规模工业化生产，不需要超塑性变形前的复杂的热处理，成为一种可以大规模工业化生产的供货态的低中碳低合金超塑性钢，打破了中低碳低合金钢不具有超塑性的局限，为超复杂零部件钢板成形提供了工业化供货态的超塑性材料基础。

发明内容

本发明的目的在于提供一种系列化高应变速率中低碳中低合金超塑性钢及制备方法，通过Mn、Al和C为主要添加元素和以Ti、Zr、Nb、V和稀土等强碳化物析出的微合金元素的合金化设计；通过传统的冶炼、铸造、热轧、热处理和冷轧等工序生产出具有超塑性能的中低碳低合金的热轧和冷轧超塑性钢材。

在550-1250℃温度和在0.1-0.001/秒的形变速率范围内获得100％-1500％延伸率的超塑性冷轧钢材及其制备方法。相对于传统1.0-2.1％C的超高碳超塑性钢，本发明钢具有0.01-0.49％C的中低碳含量，通过冶炼、热轧和冷轧得到具有超塑性性能的热轧态和冷轧态的供货态板材，可以通过超塑性成型实现高强板材和其它复杂零部件的近净成形。超塑性成形后的钢板或零部件具有良好的焊接性能和700-1500MPa的室温抗拉强度。该超塑性钢板低成本易生产，可以通过常规的冶炼、连铸、热轧和冷轧进行大规模工业化生产，弥补了传统超高碳超塑性钢的不可焊接性能和传统低中碳钢在供货态下不具有超塑性的缺陷，为复杂零部件钢板成形、减少焊接以及轻量化提供了材料基础。

本发明的化学成分重量百分数为：C：0.01-0.49％、Mn:2.5-13.0％、Al：0-12.0％、Si：0-3.0％、Cr：0-3.0％，Ni:0-3.0％、余量为Fe及不可避免的不纯物；在此基础上还可另加以下一种或多种元素：Mo:0-0.2％、Nb:0-0.20％、Ti：0-0.20％、V：0-0.20％、RE：0-0.20％。

该成分体系可以保证在超塑性成形过程中具有超细的铁素体与奥氏体双相组织，且铁素体与奥氏体的晶粒尺寸不超过5微米；通过Ti、Mo、Nb、V和稀土等微合金元素的析出钉轧抑制晶粒长大，进一步将铁素体与奥氏体的在超塑性条件下的晶粒尺寸控制到不超过2微米，从而充分发挥设计钢的超塑性能力。2、在超塑性变形工艺上，主要在550-1200℃变形，超塑性变形过程中晶粒尺寸在0.2-5微米的范围内，以保证超高的高温延伸率和变形无孔洞产生。3.在性能上，本发明钢具有优异的100-1500％的超塑性性能和700-1500MPa的超塑性变形后室温抗拉强度。

本发明各元素的作用及配比依据如下：

C：作为主要的间隙固溶强化元素，对超塑性形变过程中的铁素体与奥氏体含量进行调节，保证超塑性的双相组织和成形后的强度。但考虑焊接要求，C含量应控制在不大于0.49wt％范围内。

Mn：Mn是奥氏体稳定化元素，在高温区形变过程中，Mn保证高温奥氏体和双相组织的晶粒细小。为此Mn含量应控制在2.50-13.00％范围内。

Al：在本发明中Al是促进高温奥氏体与铁素体双相组织的形成元素，可以调节热形变组织中的铁素体与奥氏体的含量。同时考虑Al是降低钢密度的元素和抗表面氧化元素，可以大幅降低钢的密度和提高超塑性变形过程中的抗表面演化能力。但过高的Al含量对不利于工业化生产和提高中低碳钢的材料成本，因此Al含量应该控制在0-12.0％的范围内。

Si：在本发明中Si也是促进亚稳奥氏体与铁素体双相组织形成元素，可以调节热形变组织中的铁素体与奥氏体的含量。同时Si可以通过固溶提高钢的强度。但超过3％的Si含量会带来冶炼、连铸与热轧的问题。因此Si含量应该控制在0-3.0％的范围内。

Cr:促进高温奥氏体与铁素体双相组织形成元素，可以调节热形变组织中的铁素体与奥氏体的含量。同时能够有效提高钢的抗高温表面氧化能力。但考虑到低中碳钢的成本，Cr含量控制在0-3.0wt％。

Ni：Ni和Mn具有同样的作用，可以调节高温条件下奥氏体与铁素体的体积分数和抑制晶粒长大，可以有效提高超塑性成形后的材料和零部件的韧性。但Ni金属的价格高，其含量应控制在3.0％以下。

Mo、Nb、Ti和V:均是强碳化物形成的微合金化元素，可以在超塑性成形过程中抑制晶粒长大。同时，添加这些强碳化物形成元素可以提高超塑性成形后材料的抗氢脆敏感性能。但考虑到成本，这些元素含量控制在0-0.2wt％范围内。

本发明的制造工艺及控制的技术参数为：

本发明钢的生产工艺为冶炼、铸造、热轧、退火和冷轧等制造工艺过程，工艺中控制的技术参数如下：

(1)钢的冶炼与凝固：适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭。

(2)铸坯或铸锭的热轧或热连轧或锻造：

热连轧板材：将铸坯经1100-1250℃加热，先粗轧后精轧，轧后在300-700℃范围内进行卷取成钢卷，可获得工业化供货态的超塑性热轧钢材。

(3)软化退火与冷轧

对热变形后的钢材在550-850℃的范围内进行软化退火处理以降低钢板硬度。退火后进行0-90％的不同压下量冷轧，可获得工业化供货态的超塑性冷轧钢材。

(4)冷轧板材的逆相变退火

对冷轧变形后的钢材在550-750℃的范围内进行退火处理以获得20-50％的室温高塑性，可获得工业化供货态的超塑性冷轧退火钢材。

附图说明

图1为5#样的超塑性拉伸试样在变形前后的尺寸变化图。

图2为6#钢的超塑性拉伸曲线图。

图3为6#钢超塑性拉伸前后试样尺寸的变化图。

具体实施方式

实施例：

本实施例主要针对于铸坯热轧、逆相变退火后进行热温轧获得高强度高塑性的钢板。试验过程模拟钢板的热连轧、逆相变退火和热温轧工艺(部分热温轧后退火)。但该工艺同样适用于型材和棒线材的生产。

钢的冶炼：

本发明钢由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭。共冶炼10炉钢，其中化学成分见表1。其中1-10炉钢为发明钢，而CP钢、DP钢和PH钢则为模拟传统多相钢而冶炼的低中碳钢对比钢。

表1发明钢与对比钢的化学成分(wt％)

本发明钢制备工艺流程实施事例如下：

步骤1：钢的冶炼

由试验室真空感应炉冶炼，浇铸锭型为50kg的圆锭。

步骤2：钢的锻造和热轧：

1-10#钢的钢锭经过1250℃加热，保温5h，进行锻造开坯。初锻造温度为1200℃，终锻温度为800℃，锻后空冷。最终锻造成尺寸为30mm×100mm×150mm的坯料。将上述锻造坯料经1200℃加热，保温5h后，由试验热轧机通过7道次轧制，最终钢板成品厚度为6mm。轧制过程模拟热连轧工业生产过程，获得具有热轧态的超塑性钢板。

步骤3：热轧钢的软化退火：

将1-10#钢在650℃进行退火处理，保温6小时，以降低热轧板硬度不高于350HB便于冷轧。

步骤4：钢的冷轧：

将步骤3得到的钢进行冷轧，轧制到70％的形变量。得到具有超塑性的冷轧低中碳超塑性钢。

步骤5：冷轧钢的逆相变退火：

将步骤4得到的冷轧钢在650℃进行逆相变退火，得到具有较高塑性的退火冷轧低中碳钢，获得超塑性的冷轧退火钢材。

步骤6.超塑性测定

方案A：将步骤2得到的热轧6mm厚的钢板在表2所示的实验温度和拉伸速率下进行超塑性拉伸实验，试验钢与对比钢的高温拉伸延伸率如表2所示。

表2方案A热轧钢板高温拉伸超塑性能

通过表2可以看出，发明钢经过热轧后得到了170-392％的超塑性，远远高于对比钢的高温塑性，说明发明钢经过热轧后具有超塑性。同时该结果也告诉我们现有CP钢、DP钢和PH钢等工业化中低碳钢铁产品不具有热轧供货态的超塑性性能。

方案B：将步骤4得到的冷轧钢板在表3所示的实验温度和拉伸速率下拉伸，得到高温拉伸下的延伸率如表3所示。

表3方案B冷轧量为70％的钢板高温拉伸超塑性能

通过表3可以看出，发明钢经过热轧后得到了350-1510％的超塑性，远远高于对比钢的高温塑性，说明发明钢经过冷轧后具有超塑性。同时该结果也告诉我们现有CP钢、DP钢和PH钢等工业化中低碳钢铁产品不具有冷轧供货态的超塑性性能。

方案C：将步骤5得到的冷轧钢板在表4所示的实验温度和拉伸速率下拉伸，得到高温拉伸下的延伸率如表4所示。

表4方案C逆相变退火板材的高温拉伸超塑性能

通过表4可以看出，发明冷轧态钢板经过逆相变退火后得到了159-812％的超塑性，远远高于对比钢的高温塑性，说明发明钢经过冷轧和逆相变退火后也具有超塑性。同时该结果也告诉我们现有CP钢、DP钢和PH钢等工业化中低碳钢铁产品不具有冷轧退火供货态的超塑性性能。

图1给出了5#钢冷轧70％后在超塑性温度600-800℃及变形速度0.1-0.001/秒的条件下得到的超塑性拉伸试样图。

图2给出了6#钢冷轧态板材的超塑性拉伸曲线。

图3给出了6#钢冷轧态的超塑性拉伸前后试样尺寸的变化。