CN104928568A

CN104928568A - 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法

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Publication number: CN104928568A
Application number: CN201510383428.3A
Authority: CN
Inventors: 杨旗; 王利
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2015-06-30
Filing date: 2015-06-30
Publication date: 2015-09-23
Anticipated expiration: 2035-06-30
Also published as: CN104928568B

Abstract

一种铁素体低密度高强钢及其制造方法，其化学成分质量百分数为：C：0.05～0.40％，Mn：4.0～12.0％，Al：3.0～7.0％，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.01％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：1.0＜Mn/Al，3.5＜1.5Mn/Al+10C，Mn/Al+10C＜5.2。本发明经热轧、热轧后退火、酸洗、冷轧和冷轧后退火生产工艺制备出低密度高强钢板，该钢板的主要显微组织结构除铁素体外还含有6～40％的残余奥氏体。本发明的低密度高强钢板的抗拉强度≥800MPa、延伸率≥25％、密度＜7500kg/m³。

Description

一种铁素体低密度高强钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及高强钢，特别涉及一种铁素体低密度高强钢及其制造方法。

背景技术

应用高强钢和先进高强钢替代传统低强度级别钢材，可以提高汽车用钢的比强度(强度与密度之比)和减小结构件的厚度，实现汽车结构轻量化。提高汽车用钢比强度的另一种有效途径是在维持上述高强钢优良力学性能的基础上，降低钢材的密度。因此，目前开发低密度、高强韧性钢板正是为了应对进一步实现汽车轻量化的迫切需求。

高强钢的力学性能由其化学成分和制造工艺这两类因素共同决定，这两类因素通过影响高强钢的微观组织来影响其力学性能。现有技术中以奥氏体为主要组成相的低密度、高强度钢，其钢的主要化学成分为：C含量介于0.6～1.0％之间，Mn含量介于15～30％之间，以及为降低密度而添加的主要合金元素Al。这类钢由于合金元素含量过高，其生产成本昂贵并且可制造性差。

现有技术中以铁素体为主要组成相的低密度、高强度钢，其钢中C含量介于0.1～0.5％之间，Ti含量介于0.1～1.0％之间，C+Ti含量为0.2～1.5％；并且，利用Ti(CN)颗粒细化铸态组织以获取等轴晶和提高低密度钢的后续轧制变形能力。对冷轧钢板采用常规再结晶退火热处理工艺，所开发的钢板强度低(小于780MPa)。

现有技术中以铁素体为主要组成相、包含一定体积含量残余奥氏体的低密度、高强度钢，为了提高此类钢种的强度和延伸率，往往需要添加高含量的C、Mn和Al元素。但是，当合金元素含量过高时，钢种的可制造性明显降低；并且，添加过量的Al会抑制铁素体钢的相变诱导塑性的强韧化机制的发生，反而会降低钢板的强度和塑性。另外，当钢中C含量过高时，钢板在热加工过程中会发生表层严重脱碳问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种铁素体低密度高强钢及其制造方法，所述高强钢具有高强度、低密度、高比强度及优良延展性等特点，钢板的抗拉强度≥800MPa，延伸率≥25％，密度＜7500kg/m³，适用于制造汽车结构件。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种铁素体低密度高强钢，其化学成分质量百分数为：C：0.05～0.40％，Mn：4.0～12.0％，Al：3.0～7.0％，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.01％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：1.0＜Mn/Al，3.5＜1.5Mn/Al+10C，Mn/Al+10C＜5.2。

进一步，所述铁素体低密度高强钢的化学成分还包括至少一种或一种以上的如下元素：Si：0.01～1.5％，Ti：0.005～0.6％，Nb：0.005～0.2％，V：0.005～0.5％，Cr：0.01～0.5％，Mo：0.01～0.5％，Ni：0.05～2.0％，Cu：0.05～1.0％，B：0.0005～0.003％，Zr：0.005～0.2％，Re：0.005～0.1％，Ca：0.001～0.2％。

所述铁素体低密度高强钢的化学成分中Al：3.0～6.0％。

再，所述铁素体低密度高强钢的显微组织结构主要是铁素体和体积分数为6～40％的残余奥氏体。

所述铁素体低密度高强钢的抗拉强度≥800MPa，延伸率≥25％，密度＜7500kg/m³。

在本发明的成分设计中：

C：C是重要固溶强化元素，可以显著提高钢板的屈服强度和抗拉强度。与Mn的作用相类似，C是促进奥氏体形成和稳定化元素。C与Mn和(或)Al元素一道通常在钢的基体中形成κ碳化物(Fe，Mn)₃AlC或渗碳体(Fe，Mn)₃C。在富含Al的低密度钢中，当C含量过高时，钢板表面脱碳严重。因此，本发明控制C含量为0.05～0.40％。

Mn：Mn在本发明中是主要合金元素。Mn能增加奥氏体稳定性和促进奥氏体生成。Mn降低钢淬火时临界冷却速度以及提高钢的淬透性，会促进热轧钢板的基体中形成马氏体组织。这些马氏体组织可以经退火热处理转变生成亚稳态奥氏体，从而增加热轧钢板的冷轧变形能力以及最终退火钢板的强塑性。Mn能够提高钢的加工硬化能力，从而提高钢板强度。Mn还可以减弱或消除S所引起的钢的热脆性，从而改善钢的热加工性能。但是，过高Mn含量会引起铸造板坯中Mn偏析以及热轧板中明显的带状组织分布，从而最终降低冷轧退火钢板的弯曲性能；并且，过高Mn含量会使钢中奥氏体组织过分稳定而无法被形变诱导马氏体相变。因此，本发明控制Mn含量为4.0～12.0％。

Al：Al在本发明中是主要合金元素。添加Al元素可显著降低钢板密度，故控制Al含量的下限为3.0％。Al是强铁素体形成元素，添加过量Al会抑制奥氏体形成，以及促进(Fe，Al)金属间化合物在钢的基体中形成，从而降低钢板的轧制变形能力和力学性能。另外，Al元素能显著增加钢中奥氏体的堆垛层错能，添加过量的Al会抑制钢中残余奥氏体在形变时被诱发马氏体相变，从而使钢板无法获得良好的强度和塑性匹配。这一现象尤其会发生在Mn含量同时处于较高水平的情况下。因此，本发明控制Al含量为3.0～7.0％，优选3.0～6.0％。

本发明中Mn、Al和C元素的含量需要同时满足1.0＜Mn/Al、3.5＜1.5Mn/Al+10C以及Mn/Al+10C＜5.2。本发明在成分设计上充分考虑利用Al来降低钢板密度，同时限定1.0＜Mn/Al和3.5＜1.5Mn/Al+10C，使冷轧钢板在退火过程中通过包括奥氏体逆相变在内的转变机制形成多于6％(体积分数)的亚稳态残余奥氏体，并且残余奥氏体具有良好稳定性，使所制备钢板的抗拉强度≥800MPa、延伸率≥25％；反之，则所制备钢板的显微组织中包含大量铁素体组织，钢板的强度和塑性均较低。

本发明限定Mn/Al+10C＜5.2，以维持钢板具有良好的冷轧可变形性；另外，当钢种成分满足这一条件时，钢板的显微组织中包含适量的高温铁素体，从而使钢板具有良好的焊接性，并且使退火钢板中所含残余奥氏体的体积分数小于40％。如果残余奥氏体的体积分数高于40％，会引起钢板的扩孔性能明显降低。

P：P是固溶强化元素；但是P会增加钢的冷脆性，降低钢的塑性，使冷弯性能和焊接性能变坏。因此，限定钢中P含量≤0.02％。

S：S使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，使焊接性能变坏，降低钢的耐蚀性。因此，限定S含量≤0.01％。

N：N与Al形成AlN，凝固过程中可细化柱状枝晶，但N含量过高时，形成的粗大AlN颗粒影响钢板的延展性。另外，过量AlN会降低钢的热塑性。因此，限定N含量≤0.01％。

Si：Si是铁素体固溶强化元素，可提高强度；另外，添加Si可以显著提高残余奥氏体的力学稳定性，有助于钢板获取良好强度和塑性的匹配。但是，过高Si含量会降低钢板的塑性；另外，对于热镀锌钢板来说，过高Si含量使基板的可镀性变差。因此，本发明限定Si含量为0.01～1.50％。

Ti：Ti与C、N结合会形成Ti(C，N)、TiN和TiC，可细化铸态组织以及抑制热加工时晶粒粗化。添加过量Ti会使钢的成本增加，并使上述析出物含量增加进而降低钢的延展性。因此，本发明限定Ti含量为0.005～0.6％。

Nb：Nb与C、N结合会形成Nb(C，N)，可有效地抑制热加工过程中晶粒粗化。Nb会强烈抑制动态再结晶的发生，从而增加轧制变形抗力。Nb可以细化铁素体晶粒。但添加过量的Nb会减弱钢的热加工性能和钢板的韧性。因此，本发明限定Nb含量为0.005～0.2％。

V：V有助于细化晶粒组织和提高组织热稳定性，V还可以提高钢的强度和韧性，但是添加V增加了钢的成本。因此，本发明限定V含量为0.005～0.5％。

Cr：Cr可以细化晶粒组织和抑制热加工时晶粒粗化。Cr是铁素体形成元素，可促进C向奥氏体扩散。Cr可以使奥氏体分解速度减缓，降低淬火时临界冷却速度。过高Cr含量会破坏钢的延展性。因此，本发明限定Cr含量为0.01～0.5％。

Mo：Mo的作用与Cr相似，本发明限定Mo含量为0.01～0.5％。Cr、Mo元素含量过高时会增加生产成本，一般控制(Cr+Mo)≤0.5％。

Ni：Ni是奥氏体稳定化元素，可阻碍高温下晶粒粗化，但是Ni的价格昂贵从而增加生产成本。因此，本发明限定Ni含量为0.05～2.0％。

Cu：Cu的作用和Ni相近，但Cu含量过高时对热变形加工不利。因此，本发明限定Cu含量为0.05～1.0％。

B：B阻碍热轧过程中钢的再结晶，有利于由累积变形量引起的微观组织结构细化。添加过量的B会生成BC从而降低钢的延展性。因此，本发明限定B含量为0.0005～0.003％。

Zr：Zr在钢中的作用与Ti、Nb和V的作用类似，含量低时有脱氧、净化和细化晶粒的作用。但是Zr的价格昂贵会增加生产成本。因此，本发明限定Zr含量为0.005～0.2％。

Re：稀土元素Re可以改善钢的铸态组织和增强钢的耐蚀性，但稀土元素价格昂贵会增加生产成本。因此，本发明限定Re含量为0.005～0.1％。

Ca：Ca用来脱S以改善钢的热加工性能，过量的Ca会降低钢的延展性。因此，本发明限定Ca含量为0.001～0.2％。

本发明的一种铁素体低密度高强钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述设计成分冶炼、连铸；

2)热轧

采用1000～1250℃加热铸坯，保温时间为0.5～3h，终轧温度≥800℃，在低于750℃下卷取热轧板。

3)热轧后退火

当热轧板组织中马氏体组织的体积分数≥25％时，进行热轧后罩式炉退火，将热轧板加热至均热温度660～780℃，均热时间为0.5～48h；

当热轧板组织中马氏体组织的体积分数＜25％时，不进行热轧后罩式炉退火。

4)酸洗

5)冷轧

对酸洗后的热轧板进行冷轧，冷轧压下量为30～90％。

6)连续退火

将冷轧板加热至均热温度750～950℃后保温30～600s，之后将均热后钢板直接冷却至配分稳定化温度200～500℃，保温0～600s；其中，冷轧钢板的加热速率为1～20℃/s；均热处理后的钢板从均热温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为1～150℃/s；或，

将冷轧板加热至均热温度750～950℃后保温30～600s，先冷却至中间温度，再冷却至配分稳定化温度200～500℃，保温0～600s，其中，冷轧钢板的加热速率为1～20℃/s；600℃≤中间温度＜950℃；均热处理后的钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率为1～10℃/s；均热处理后的钢板从中间温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为1～150℃/s，并且该冷却速率不小于钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率。

7)冷却

退火后，将钢板以小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。

本发明提供的铁素体低密度高强钢的另一种制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述设计成分冶炼、连铸；

2)热轧

3)热轧后退火

4)酸洗

5)冷轧

对酸洗后的热轧板进行冷轧，冷轧压下量为30～90％。

6)冷轧后退火

对冷轧钢板采用罩式炉退火，将冷轧板加热至均热温度660～780℃，均热时间为0.5～48h；退火后，钢板随炉冷却至室温。

进一步，在钢板经冷轧后连续退火或冷轧后罩式炉退火处理后，立刻通过常规热镀工艺在钢板的每一侧生成厚度为5～200μm的镀层，所述镀层材料选自Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si、Al-Mg-Si中的一种；热镀结束后将板材冷却至室温。

本发明的制造工艺设计的理由如下：

(1)热轧工艺：

加热温度为1000～1250℃，加热温度超过1250℃时，会造成板坯过烧，板坯内晶粒组织粗大从而使其热加工性能降低，并且超高温会引起板坯表层脱碳严重；加热温度低于1000℃时，板坯经高压水除鳞和初轧后，精轧温度过低而造成板料的变形抗力过大，从而难以制造出既无表面缺陷又具有规定厚度的热轧钢板。

本发明热轧时保温时间为0.5～3h，保温时间超过3h，会造成板坯内晶粒组织粗大和板坯表层脱碳严重；保温时间低于0.5h，板坯内部温度尚未均匀。

本发明需要控制终轧温度在800℃以上完成对铸坯的热轧，终轧温度过低会造成板坯变形抗力过高，从而难以制造出所需厚度规格并且无表面和边部缺陷的热轧钢板和冷轧钢板；另外，对于本发明的成分体系来说，当终轧温度低于800℃时，板坯内部热轧条状高温铁素体(也称δ铁素体)无法获得充分回复和再结晶而细化。

本发明在低于750℃下卷取热轧板，如果卷取温度高于750℃，容易引起扁卷，并且热轧卷的头部、中部和尾部材料显微组织不均匀性增加。

(2)热轧后退火工艺

对热轧钢板采用罩式炉退火热处理。罩式炉退火过程是将钢卷加热至均热温度后保温。本发明中，均热温度T_b0为660～780℃，均热时间为t_b0为0.5～48h。此工艺的目的是使热轧钢板基体中马氏体组织经逆相变后转化为奥氏体组织、细化条状δ铁素体和降低热轧板的变形抗力，从而使罩式炉退火后热轧钢板在后序冷轧变形时具有良好的轧制变形能力。

本发明的罩式炉退火工艺条件与钢种合金成分密切相关，当均热温度T_b0低于660℃时，则没有发生明显逆相变过程，并且条状δ铁素体也未发生明显的再结晶细化；当均热温度T_b0高于780℃时，经逆相变形成的奥氏体的稳定性差，罩式炉退火结束后奥氏体又会重新转化为马氏体，罩式炉退火后钢板的冷轧变形能力没有得到充分改善。因此，本发明控制均热温度T_b0为660～780℃。

罩式炉退火工艺中，均热时间t_b0可以通过适当改变均热温度T_b0来调节，保温时间过长影响生产效率，因此，本发明控制均热时间t_b0不超过48小时。

本发明中当热轧板组织中马氏体组织的体积分数小于25％时，热轧钢板已经具备良好的冷轧变形能力，因而该罩式炉退火工序可以省略。

(3)冷轧工艺

对酸洗后的热轧钢板实施冷轧变形至规定厚度，冷轧压下量为30～90％，优选50～80％。增加冷轧压下量，可以在后续退火过程中提高奥氏体形成速率、有助于细化形变δ铁素体以及提高退火钢板的组织均匀性，从而提高退火钢板的延展性。但冷轧压下量过大，因加工硬化导致材料的变形抗力非常高，使得制备规定厚度和良好板形的冷轧钢板变得异常困难。

(4)冷轧后连续退火工艺

本发明冷轧后采用连续退火工艺热处理冷轧钢板，主要包括均热过程和配分稳定化过程，退火工艺如图1所示。退火工艺参数与钢种设计成分密切相关，它决定退火钢板内部残余奥氏体的体积含量和力学稳定性。

如图1所示，将所述冷轧钢板以加热速率v₀加热至均热温度T1后保温t1(均热时间)时间段，选取v₀＝1～20℃/s，T1＝750～950℃，t1＝30～600s。如果均热温度T1低于750℃和均热时间t1短于30s，对应于本发明中的设计成分，冷轧钢板基体中马氏体尚未充分发生奥氏体逆相变生成奥氏体颗粒，冷轧钢板基体中碳化物尚未完全溶解生成奥氏体颗粒，并且条状δ铁素体无法充分进行动态再结晶而细化。

当均热温度T1高于950℃和均热时间t1长于600s，均热处理后钢板基体组织中奥氏体晶粒粗化，钢中奥氏体稳定性降低，从而引起退火冷却后钢板基体中残余奥氏体含量减少，并且残余奥氏体力学稳定性也会降低。相应地，退火后钢板的力学性能恶化。

将均热处理后的钢板先以缓冷速率v₂缓冷至中间温度T2后立即以快冷速率v₃快冷至配分稳定化温度T3后保温t3(配分稳定化时间)时间段。缓冷速率v₂和中间温度T2的选取主要是考虑：避免均热处理形成的奥氏体在缓冷段分解生成碳化物、易于操作控制使退火热处理顺利从均热段过渡到快冷段，以及维持冷轧钢板的板形。针对本发明中设计成分，选取v₂＝1～10℃/s，600℃≤T2＜950℃。当T2＝T1时，退火工艺曲线中紧随均热处理段后无缓冷段。

针对本发明的成分设计，选取v₃＝1～150℃/s，并且v₃≥v₂，优选v₃＝10～50℃/s；当T2＝T1时，v₃＝1～150℃/s，优选v₃＝10～50℃/s，快冷速率v₃的选取需要避免钢板在冷却过程中奥氏体发生分解。

配分稳定化处理段中配分稳定化温度T3＝200～500℃，配分稳定化时间t3＝0～600s。本发明采用配分稳定化处理(即奥氏体等温淬火)，有助于稳定钢板的基体组织以及进一步提高奥氏体稳定性。配分稳定化过程中，部分奥氏体会转化为贝氏体铁素体，同时碳化物的形成受到抑制，从而提高残余奥氏体的含C量和稳定性。

配分稳定化温度T3＞500℃时会引起奥氏体分解和生成碳化物，从而消耗掉奥氏体中C和降低残余奥氏体稳定性；而配分稳定化温度T3＜200℃则延缓配分稳定化过程的进行。为避免奥氏体在长时间配分过程中发生分解，并且从实效性和经济性上考虑，选取配分稳定化时间t3≤600s。当配分稳定化时间t3＝0，则表示奥氏体已经具有足够的稳定性，配分稳定化过程不需要保温而直接冷却钢板。配分稳定化处理结束后，将钢板以冷却速率v₄缓冷至室温，v₄＝1～20℃/s。该缓冷段兼有去除钢板残余应力的功能。

(5)冷轧后罩式炉退火工艺

退火采用罩式炉退火，均热温度T_b1为660～780℃，均热时间t_b1为0.5～48h。对应于本发明中设计成分，当均热温度T_b1低于660℃时，冷轧钢板基体中马氏体尚未充分经逆相变生成奥氏体，基体碳化物尚未完全溶解生成奥氏体颗粒。当均热温度T_b1高于780℃时，均热处理后钢板基体组织中奥氏体颗粒粗化且奥氏体C含量降低，两者均使钢中奥氏体稳定性降低，从而引起退火冷却后钢板基体中残余奥氏体含量减少，并且残余奥氏体力学稳定性也会降低。相应地，退火钢板的力学性能恶化。而且从实效性和经济性上考虑，本发明选取均热时间t_b1不超过48h。

(6)本发明为保证冷轧退火钢板具有良好的耐蚀性，在钢板经退火工艺热处理后，立刻通过常规热镀工艺在钢板的每一侧生成厚度为5～200μm的镀层，所述镀层材料选自Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si、Al-Mg-Si中的一种。

本发明采用上述成分设计、轧制工艺和退火工艺，所制备的钢板的显微组织主要为铁素体和残余奥氏体，其中残余奥氏体的体积分数为6～40％(过高含量的残余奥氏体会降低钢板扩孔性能)，并且残余奥氏体具有良好的力学稳定性。本发明利用残余奥氏体在外部形变作用下被诱发转变生成马氏体，来提高钢板的变形加工硬化，从而提高钢板强度和改善延展性。

本发明为确保上述残余奥氏体的体积分数和力学稳定性，除了控制Mn、Al和C含量在规定范围内，还需要满足：1.0＜Mn/Al、3.5＜1.5Mn/Al+10C以及Mn/Al+10C＜5.2。另外还需要通过严格控制轧制和退火工艺来实现，最终得到钢板的力学性能为：抗拉强度≥800MPa、延伸率≥25％，密度＜7500kg/m³。

本发明中涉及的关系式：1.0＜Mn/Al、3.5＜1.5Mn/Al+10C、Mn/Al+10C＜5.2中元素符号表示对应元素的质量百分数×100，例如，当Mn的质量百分数为4.1％时，则取Mn＝4.1代入上述关系式中计算。

本发明的有益效果：

1.同低密度高强度奥氏体钢相比较，本发明富含Al元素，C和Mn含量均大幅降低，因此，本发明钢种的可制造性显著提高，生产成本显著降低。

2.本发明主要通过添加Al元素来降低钢板密度，使钢板密度＜7500kg/m³；主要通过添加中等Mn含量在退火钢板基体中形成适量残余奥氏体，并且残余奥氏体主要通过富集Mn而具有良好的力学稳定性；另外，本发明的成分设计中降低C含量，以防止钢板在热加工过程中发生表层严重脱碳。

3.本发明钢板的显微组织以铁素体为主要组成相，包含6～40％体积分数的残余奥氏体。本发明利用相变诱导塑性机制即残余奥氏体在外部形变作用下发生马氏体相变，使冷轧退火钢板具有良好的强度和塑性匹配。本发明钢板的抗拉强度≥800MPa、延伸率≥25％，钢板可以用于汽车零部件的制造，实现汽车结构进一步轻量化的目标。

4.本发明的制造工艺可以在现有先进高强钢生产线上完成而无需做较大调整。因此，本发明具有很好的推广应用前景。

附图说明

图1为本发明冷轧后连续退火工艺的工艺曲线示意图。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1为本发明实施例及对比例钢种的成分，表2为本发明实施例及对比例钢种的制造工艺，表3为本发明实施例及对比例钢板显微组织中残余奥氏体的体积分数及钢板的力学性能。

具有表1所示成分的钢料经冶炼和浇铸后制成板坯。在1200℃加热温度下加热板坯，保温时间1.5h后热轧所述板坯，在860℃以上的终轧温度下完成热轧精轧，热轧钢板的厚度约为3.2mm。将所述热轧钢板快速冷却至300～600℃温度下保温1小时，然后随炉冷却至室温，这一过程用以模拟热轧板卷的卷取温降过程。

热轧板经热轧后罩式炉退火和酸洗后，被冷轧至1.2mm厚。其中，罩式炉退火的均热温度T_b0为660～780℃，均热时间t_b0为4～36h，冷轧压下量约为62％。

若采用冷轧后连续退火工艺热处理上述冷轧钢板：将冷轧钢板以5℃/s加热至均热温度750～950℃后保温30～600s。将均热处理后的钢板以8℃/s缓冷至中间温度675℃后再立即以36℃/s快冷至配分稳定化温度200～500℃实施配分稳定化处理，保温0～300s。配分稳定化结束后，钢板以4℃/s的速率缓冷至室温。

若采用冷轧后罩式炉退火工艺热处理上述冷轧钢板：将冷轧钢板随炉升温至均热温度660～780℃后保温4～48小时，然后随炉冷却至室温。

由表3可知，本发明通过合理的成分和工艺设计可以获取具有优良强度和塑性的低密度高强钢板，该钢板的抗拉强度≥800MPa，延伸率≥25％、密度＜7500kg/m³。

Claims

1.一种铁素体低密度高强钢，其化学成分质量百分数为：C：0.05～0.40％，Mn：4.0～12.0％，Al：3.0～7.0％，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.01％，其余为Fe和不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：1.0＜Mn/Al，3.5＜1.5Mn/Al+10C，Mn/Al+10C＜5.2。

2.根据权利要求1所述的铁素体低密度高强钢，其特征在于，所述铁素体低密度高强钢的化学成分还包括至少一种或一种以上如下元素：Si：0.01～1.5％，Ti：0.005～0.6％，Nb：0.005～0.2％，V：0.005～0.5％，Cr：0.01～0.5％，Mo：0.01～0.5％，Ni：0.05～2.0％，Cu：0.05～1.0％，B：0.0005～0.003％，Zr：0.005～0.2％，Re：0.005～0.1％，Ca：0.001～0.2％。

3.根据权利要求1所述的铁素体低密度高强钢，其特征在于，所述铁素体低密度高强钢的化学成分中Al：3.0～6.0％。

4.根据权利要求1-3任一项所述的铁素体低密度高强钢，其特征在于，所述铁素体低密度高强钢的显微组织结构主要是铁素体和体积分数为6～40％的残余奥氏体。

5.根据权利要求1-3任一项所述的铁素体低密度高强钢，其特征在于，所述铁素体低密度高强钢的抗拉强度≥800MPa，延伸率≥25％，密度＜7500kg/m³。

6.如权利要求1-3任一项所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述权利要求1或2或3的成分冶炼、连铸；

2)热轧

采用1000～1250℃加热铸坯，保温时间为0.5～3h，终轧温度≥800℃，在低于750℃下卷取热轧板；

3)热轧后退火

当热轧板组织中所含马氏体组织的体积分数≥25％时，进行热轧后罩式炉退火，将热轧板加热至均热温度660～780℃，均热时间为0.5～48h；

当热轧板组织中所含马氏体组织的体积分数＜25％时，不进行热轧后罩式炉退火工序；

4)酸洗

5)冷轧

对酸洗后的热轧板进行冷轧，冷轧压下量为30～90％；

6)连续退火

将冷轧板加热至均热温度750～950℃后保温30～600s，先冷却至中间温度，再冷却至配分稳定化温度200～500℃，保温0～600s，其中，冷轧钢板的加热速率为1～20℃/s；600℃≤中间温度＜950℃；均热处理后的钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率为1～10℃/s；均热处理后的钢板从中间温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为1～150℃/s，并且该冷却速率不小于钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率；

7)冷却

退火后，将钢板以小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。

7.根据权利要求6所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，步骤5)中冷轧压下量为50～80％。

8.根据权利要求6所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，步骤6)中均热处理后的钢板从均热温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为10～50℃/s。

9.根据权利要求6所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，步骤6)中均热处理后的钢板从中间温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为10～50℃/s。

10.根据权利要求6所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，步骤6)连续退火后，通过热镀工艺在钢板的每一侧热镀生成厚度为5～200μm的镀层，镀层材料选自Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si、Al-Mg-Si中的一种；热镀结束后将钢板冷却至室温。

11.如权利要求1-3任一项所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述权利要求1或2或3的成分冶炼、连铸；

2)热轧

3)热轧后退火

4)酸洗

5)冷轧

对酸洗后的热轧板进行冷轧，冷轧压下量为30～90％；

6)冷轧后退火

12.根据权利要求11所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，步骤5)中冷轧压下量为50～80％。

13.根据权利要求11所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，步骤6)退火后，通过热镀工艺在钢板的每一侧热镀生成厚度为5～200μm的镀层，镀层材料选自Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si、Al-Mg-Si中的一种；热镀结束后将钢板冷却至室温。

14.根据权利要求6-13任一项所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，所述铁素体低密度高强钢的显微组织结构主要是铁素体和体积分数为6～40％的残余奥氏体。

15.根据权利要求6-13任一项所述的铁素体低密度高强钢的制造方法，其特征在于，所述铁素体低密度高强钢的抗拉强度≥800MPa，延伸率≥25％，密度＜7500kg/m³。