CN108950406A - 一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法 - Google Patents

一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108950406A
CN108950406A CN201810968412.2A CN201810968412A CN108950406A CN 108950406 A CN108950406 A CN 108950406A CN 201810968412 A CN201810968412 A CN 201810968412A CN 108950406 A CN108950406 A CN 108950406A
Authority
CN
China
Prior art keywords
cold
1000mpa
preparation
reduced
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN201810968412.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108950406B (zh
Inventor
许云波
胡智评
邹英
顾兴利
彭飞
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Northeastern University China
Original Assignee
Northeastern University China
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Northeastern University China filed Critical Northeastern University China
Priority to CN201810968412.2A priority Critical patent/CN108950406B/zh
Publication of CN108950406A publication Critical patent/CN108950406A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108950406B publication Critical patent/CN108950406B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明属于金属材料领域，涉及一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法。冷轧薄钢板的成分按质量百分比为：C：0.18～0.22％、Si：0.30～0.50％、Mn：2.5～3.5％、Al：1.0～2.0％、V：0.08～0.12％、P≤0.005％、S≤0.005％、N≤0.006％、O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质元素。制备方法：1)熔炼及锻造；2)固溶处理；3)热轧；4)冷轧；5)一次临界区淬火：采用高温(800～850℃)临界区等温淬火；6)二次临界区退火：采用较低温(740～780℃)退火，使冷轧薄钢板的屈服强度750MPa以上，抗拉强度为1000MPa以上，断后延伸率35％以上，强塑积35GPa％以上。本发明制备方法生产成本、难度均低于现有传统工艺，同时解决现有工艺温度逆转变奥氏体敏感性强致使生产成材率差的技术瓶颈，可行性高且使用安全性高。

Description

一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，涉及一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法，其所涉钢种为屈服强度750MPa以上，抗拉强度在1000MPa以上，断后延伸率35％以上，强塑积35GPa％以上的低锰双配分冷轧钢薄板。
背景技术
为了应对节能减排、绿色环保和提高安全性能的巨大压力，开发高强度、高韧塑性、轻质低密度的汽车用钢已成为钢铁和汽车行业所面临的迫切任务。先进高强钢(Advanced high strength steel，AHSS)的研究和开发大致经历三个阶段，第一代主要以无间隙原子钢，高强度低合金钢、C-Mn钢、烘烤硬化、双相钢、应变诱导塑性钢、复相钢、马氏体钢为代表，这也是目前主流的商业化汽车钢品种，但是较低的合金含量导致强塑性能不能兼顾，强塑积通常在10-20GPa％范围内。随着人们对强度及韧塑性要求的不断提高，以轻质诱导塑性钢(L-IP)、孪晶诱导塑性钢(TWIP)以及微观带诱导塑性钢(M-IP)为代表的第二代钢凭借奥氏体内部孪生、微观带等主导的特殊变形机制大幅度提高强塑性能，强塑积可以达到50-70GPa％，但是该类合金钢添加大量的锰、硅、镍和铝等合金元素，导致其成本较高、工艺性能较差、冶炼及生产困难度极大。为了同时满足低成本、高性能和易于工业化的要求，以淬火配分钢(Quenching and partitioning steel,Q&P)、中锰钢(Mediummanganese steel)、纳米晶钢(Nano-steel)为代表的第三代汽车钢应运而生，凭借高于第一代钢的性能优势及低于第二代钢的成本优势而备受青睐，其中中锰钢被认为最具潜力的新一代汽车用钢材料之一。
中国专利(公开号CN101603144A)一种700MPa级高强冷轧碳铝锰钢板及其制造方法，该钢板各组分的重量百分比为：C：0.18～0.23％、Mn：1.50～1.80％、Al：1.20～1.50％、Si：≤0.50％、P≤0.04％、S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。该钢板采用临界区退火及贝氏体区等温工艺路线，得到铁素体、贝氏体及残余奥氏体组织，强塑积10～20GPa％。该钢板综合衡量，其强塑级别偏低，很难迎合第三代汽车用先进高强钢的强塑级别，且就强塑积小于20GPa％的角度衡量亦无明显的成本优势。
中国专利(公开号CN101638749A)一种低成本高强塑积汽车钢及其制备方法，合理优化成分设计控制马氏体相变、C/Mn溶质再次配分和奥氏体逆相变以获得多相、亚稳及多尺度的M3型结构，该钢板各组分的重量百分比为：C：0.01～0.50％、Mn：3.5～9.0％、Al：0.015～0.06％、Si：0.3～2.3％、P≤0.02％、S≤0.02％，其余为Fe及不可避免的杂质，该产品钢板强塑积为30GPa％。综合考虑，该发明中合金比例较高，且热处理工艺采用长时间的临界区退火(模拟工业罩式退火)，无明显工艺成本优势，同时罩式退火的温度波动严重影响钢板的力学性能起伏，大大降低成材率。
本发明在国家自然科学基金项目(51674080)资助下完成。
发明内容
鉴于上述问题，本发明的目的在于提供一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法，在降低中锰钢合金成本基础上，结合冷轧后双重临界区退火配分工艺，生产出1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，获得微观组织为先共析铁素体+临界铁素体+残余奥氏体，其抗拉强度为1000MPa以上，断后延伸率为35％以上，强塑积35GPa％以上。
本发明的技术方案是：
一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板，冷轧薄钢板的成分按质量百分比为：C：0.18～0.22％、Si：0.30～0.50％、Mn：2.5～3.5％、Al：1.0～2.0％、V：0.08～0.12％、P≤0.005％、S≤0.005％、N≤0.006％、O≤0.003％，其余为Fe；钢板厚度为0.8～1.5mm。
所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板，冷轧薄钢板的屈服强度750MPa以上，抗拉强度为1000MPa以上，断后延伸率35％以上，强塑积35GPa％以上。
所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板的制备方法，按以下步骤进行：
1)根据上述化学成分进行熔炼，铸造成板坯，其纵截面尺寸为100×100mm；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1180～1250℃，等温2～3h；
3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1080～1150℃，终轧温度900～950℃，每道次压下率为30％，累积压下率≥95％，热轧后待温至680～730℃进行卷取；
4)将热轧板酸洗钢板进行冷轧，每道次压下量0.1～0.2mm，累积总压下率为70～90％，得到0.8～1.5mm的冷轧钢板；
5)采用电阻式连续退火炉将冷轧钢板加热至800～850℃，等温时间为300～500s，进行奥氏体逆相变退火，随后淬火至室温；
6)采用电阻式连续退火炉将一次淬火后的钢板加热至740～780℃，等温时间为300～500s，进行二次奥氏体逆相变退火，随后空冷至室温，得到所需产品；
所述的步骤1)中，熔炼温度为1550～1600℃。
所述的步骤5)、6)中，加热速率为10～20℃/s。
所述的步骤5)中，淬火至室温的冷却速度在30℃/s以上。
所述的步骤6)中，空冷至室温的冷却速度在10℃/s以上。
本发明的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板的化学成分的作用及含量控制如下：
C元素为钢中最基本的元素，同时也是本发明1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板中最为重要的元素之一。C作为钢中的间隙原子，对提高实验钢的强度非常重要。过低的C含量不能保证实验钢临界区退火过程中足够的C配分进行，从而降低临界区奥氏体的相稳定性，甚至影响室温下残余奥氏体的相稳定性。过多C含量是过于稳定的残余奥氏体在后续的变形过程中不能较好地进行TRIP效应，使实验钢的加工硬化行为受损，降低实验钢的强度；Mn也是本发明1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板中最为重要的元素之一。
Mn是扩大奥氏体相区的重要元素，降低实验钢的临街淬火速度，推迟奥氏体向珠光体的转变；同时可以降低实验钢中的Ms点(马氏体转变开始温度)，稳定奥氏体且保证残余奥氏体适当的相稳定性。过低的Mn含量不足以在临界区稳定足够含量的奥氏体，且降低室温下残余奥氏体的相稳定性，导致实验钢较差的加工硬化行为。过高的Mn含量容易产生Mn偏析，使连铸坯发生热裂，不利于生产效率提高；其次较高的Mn含量将提高钢板的碳当量，严重影响焊接性能。
Al为本发明1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板重要元素之一，Al在传统工艺中是炼钢过程中的脱氧剂，同时，Al还可以有钢中的N结合形成AlN并细化晶粒。但在本发明中加入较多的Al的主要目的为加快冷却过程中奥氏体向铁素体的转变动力学过程，同时同Si一起抑制渗碳体的析出，同时提高奥氏体化温度，便于更好的选取工艺窗口。过少的Al含量对奥氏体化温度影响有限，同时减缓冷却时铁素体的析出速度；而过高的Al含量将造成连铸过程中水口堵塞，影响生产效率。适当添加Si为促进铁素体生成元素同时可以避免配分过程中碳以碳化物的形式析出，从而为碳原子在配分过程中的扩散提供条件，促进碳的局部富集。然而添加过多的Si会降低钢的表面质量。适当添加V等微合金元素，利用其特有的晶粒细化及析出强化作用提高性能。
本发明的技术思路是：打破传统中锰钢的制备思路，采用“低Mn+C”的双配分工艺路线，摒弃罩式退火工序，避免中锰钢中奥氏体温度敏感性较高的瓶颈问题，对热轧卷取后的钢板直接冷轧，随后进行两次临界区退火。第一次高温临界区退火温度均控制在800℃以上，在此温度区间退火将有效的解决铁素体再结晶与奥氏体逆相变的竞争关系，同时高温退火工艺下，大幅度提高Mn元素的扩散系数，提高扩散激活能，促进C、Mn元素快速富集在形核的奥氏体晶粒中，提高其稳定性，淬火后得到晶粒细小的块状再结晶铁素体及逆转奥氏体，同时大块的临界区奥氏体在高冷速下相变成板条马氏体；第二次退火采用优化的临界区退火温度，C、Mn的扩散在一次淬火保留的小块状再结晶铁素体与逆转奥氏体间继续进行，同时一次淬火后得到的板条马氏体逆相变成边条状的逆转奥氏体，提高逆转奥氏体的稳定性。这样，双重的逆转奥氏体形态及不同的稳定性在变形过程中发生连续有效的TRIP效应，保证钢板的高强高塑性。
与现有技术相比，本发明的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的双重临界区退火配分制备方法，其优点及有益效果为：
(1)本发明的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板合金元素添加量较传统中锰钢大幅度降低，更无Cr、Mo等贵重合金元素，工艺稳定性良好，组织均匀化，生产安全性高；同时，同样合金成分的中锰钢及TRIP远远达不到1000MPa及35％以上的强塑性匹配。
(2)本发明与传统中锰钢比较省去热轧卷取后的长时间罩式退火，卷取后组织以铁素体及贝氏体为主，较传统中锰钢卷取后的马氏体组织硬度明显下降，可直接进行冷轧工艺。
(3)本发明第一次临界区退火均在800℃以上，较高的临界区退火温度有效的解决铁素体再结晶与奥氏体逆相变的竞争关系，两者均可在较高的退火温度下快速进行；其次，较高的临界区退火温度大幅度增强Mn原子的扩散行为，较传统中锰钢“低温长时间退火”的工序相比，Mn原子的扩散速率受温度参数影响较大，较好的Mn扩散行为促进临界区奥氏体稳定化进程，保证室温逆转奥氏体的含量及相稳定性。
(4)本发明在第一次淬火基体上进行的第二次临界区退火，一次淬火后保留的小尺寸(小于1μm)的再结晶铁素体持续在奥氏体退火中的向逆转奥氏体进行C、Mn配分行为，一次淬火后得到的大块马氏体组织在二次退火中进行逆相变，形成板条相间的临界区铁素体及逆转奥氏体(200～300nm)，这样“双峰”晶粒尺寸的铁素体及逆转奥氏体组织在后续的变形过程进行有效、连续的TRIP效应，起到增强增塑的效果。
附图说明
图1：本发明实施例1的中轧制及临界区退火工艺示意图；
图2：本发明实施例1制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板SEM形貌；
图3：本发明实施例1制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板TEM精细形貌，其中：(a)明场；(b)暗场；(c)奥氏体衍射斑；
图4：本发明实施例1制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的应力应变曲线；其中，横坐标Engineering strain代表工程应变；纵坐标Engineering stress代表工程应力(MPa)。
具体实施方式
下面，通过实施例和附图对本发明进一步详细阐述。
实施例1
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，成分按质量百分比为C：0.18％，Si：0.5％，Mn：3.5％，Al：1.5％，V：0.10％，P：0.004％，S：0.003％，N：0.004％，O：0.002％，余量为Fe；钢板厚度为1.5mm。
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的双重临界区退火配分制备方法，包括如下步骤：
1)按强塑积1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的成分配比，在温度为1580℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的钢坯；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1180℃，等温2h；
3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1150℃，终轧温度900℃，每道次压下率为30％，累积压下率95％，热轧后待温至700℃进行卷取；
4)将热轧板酸洗钢板进行冷轧，每道次压下量0.15mm，累积总压下率为70％，得到厚度为1.5mm的冷轧钢板；
5)采用电阻式连续退火炉将冷轧钢板以10℃/s的速率加热至800℃，等温时间为500s，进行奥氏体逆相变，随后淬火至室温，冷却速度80℃/s；
6)采用电阻式连续退火炉将淬火后冷轧钢板以10℃/s的速率加热至740℃，等温时间为500s，进行二次奥氏体逆相变，随后空冷至室温，冷却速度10℃/s，得到所需产品。
本实施例制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，屈服强度为800MPa，抗拉强度为1070MPa，断后延伸率及强塑积分别为39％和41.73GPa％。
如图1所示，本发明实施例1的中轧制及临界区退火工艺示意图，可以看出，首先将钢板升温至奥氏体化温度进行充分的固溶处理，随后经热轧后卷取保留至室温，经酸洗、冷轧后将钢板升温至较高临界区温度进行部分奥氏体化淬火，随后再次进行临界区退火。
如图2所示，本发明实施例1制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板SEM形貌，可以看出，组织由等轴状先共析铁素体、块状相间的逆转奥氏体及临界区铁素体，以及板条状的逆转奥氏体。
如图3所示，本发明实施例1制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板TEM精细形貌，可以看出，二次退火过后得到的板条逆转奥氏体板条宽度为200nm左右，细小的板条持续大大提高奥氏体的稳定性。
如图4所示，本发明实施例1制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的应力应变曲线，可以看出，低锰含量、微合金化中锰钢，凭借双配分的退火工艺及双形态的奥氏体结构，获得同比高合金中锰钢才具备的高强塑性能匹配。
实施例2
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，成分按质量百分比为C：0.22％，Si：0.3％，Mn：2.5％，Al：2.0％，V：0.12％，P：0.004％，S：0.003％，N：0.005％，O：0.0015％，余量为Fe；钢板厚度为1.2mm。
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的双重临界区退火配分制备方法，包括如下步骤：
1)按强塑积1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的成分配比，在温度为1580℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的钢坯；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1250℃，等温3h；
3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1080℃，终轧温度950℃，每道次压下率为30％，累积压下率95％，热轧后待温至680℃进行卷取；
4)将热轧板酸洗钢板进行冷轧，每道次压下量0.15mm，累积总压下率为76％，得到厚度为1.2mm的冷轧钢板；
5)采用电阻式连续退火炉将冷轧钢板以15℃/s的速率加热至850℃，等温时间为300s，进行奥氏体逆相变，随后淬火至室温，冷却速度70℃/s；
6)采用电阻式连续退火炉将淬火后冷轧钢板以15℃/s的速率加热至780℃，等温时间为300s，进行二次奥氏体逆相变，随后空冷至室温，冷却速度15℃/s，得到所需产品。
本实施例制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，屈服强度为765MPa，抗拉强度为1030MPa，断后延伸率及强塑积分别为37％和38.11Pa％。
实施例3
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，成分按质量百分比为C：0.20％，Si：0.5％，Mn：2.8％，Al：1.4％，V：0.11％，P：0.004％，S：0.003％，N：0.004％，O：0.002％，余量为Fe；钢板厚度为1.0mm。
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的双重临界区退火配分制备方法，包括如下步骤：
1)按强塑积1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的成分配比，在温度为1580℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的钢坯；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200℃，等温2.5h；
3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1150℃，终轧温度950℃，每道次压下率为30％，累积压下率95％，热轧后待温至730℃进行卷取；
4)将热轧板酸洗钢板进行冷轧，每道次压下量0.15mm，累积总压下率为80％，得到厚度为1.0mm的冷轧钢板；
5)采用电阻式连续退火炉将冷轧钢板以20℃/s的速率加热至820℃，等温时间为400s，进行奥氏体逆相变，随后淬火至室温，冷却速度80℃/s；
6)采用电阻式连续退火炉将淬火后冷轧钢板以20℃/s的速率加热至750℃，等温时间为300s，进行二次奥氏体逆相变，随后空冷至室温，冷却速度20℃/s，得到所需产品。
本实施例制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，屈服强度为788MPa，抗拉强度为1010MPa，断后延伸率及强塑积分别为36.5％和36.86GPa％。
实施例4
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，成分按质量百分比为C：0.21％，Si：0.5％，Mn：3.0％，Al：1.0％，V：0.08％，P：0.004％，S：0.003％，N：0.002％，O：0.0025％，余量为Fe；钢板厚度为0.8mm。
本实施例的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的双重临界区退火配分制备方法，包括如下步骤：
1)按强塑积1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板的成分配比，在温度为1580℃进行熔炼，后锻造获得纵截面尺寸为100mm×100mm的钢坯；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200℃，等温2h；
3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1150℃，终轧温度900℃，每道次压下率为30％，累积压下率95％，热轧后待温至720℃进行卷取；
4)将热轧板酸洗钢板进行冷轧，每道次压下量0.15mm，累积总压下率为84％，得到厚度为0.8mm的冷轧钢板；
5)采用电阻式连续退火炉将冷轧钢板以15℃/s的速率加热至800℃，等温时间为300s，进行奥氏体逆相变，随后淬火至室温，冷却速度30℃/s；
6)采用电阻式连续退火炉将淬火后冷轧钢板以15℃/s的速率加热至740℃，等温时间为300s，进行二次奥氏体逆相变，随后空冷至室温，冷却速度15℃/s，得到所需产品。
本实施例制得的1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板，屈服强度为770MPa，抗拉强度为1021MPa，断后延伸率及强塑积分别为37.2％和37.98GPa％。
实施例结果表明，本发明制备方法生产成本、难度均低于现有传统工艺，同时解决现有工艺温度逆转变奥氏体敏感性强致使生产成材率差的技术瓶颈，可行性高且使用安全性高。

Claims (7)

1.一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板，其特征在于，冷轧薄钢板的成分按质量百分比为：C：0.18～0.22％、Si：0.30～0.50％、Mn：2.5～3.5％、Al：1.0～2.0％、V：0.08～0.12％、P≤0.005％、S≤0.005％、N≤0.006％、O≤0.003％，其余为Fe；钢板厚度为0.8～1.5mm。
2.根据权利要求1所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板，其特征在于，冷轧薄钢板的屈服强度750MPa以上，抗拉强度为1000MPa以上，断后延伸率35％以上，强塑积35GPa％以上。
3.一种权利要求1所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板的制备方法，其特征在于，按以下步骤进行：
1)根据上述化学成分进行熔炼，铸造成板坯，其纵截面尺寸为100×100mm；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1180～1250℃，等温2～3h；
3)将板坯在二辊轧机进行多道次热轧变形，开轧温度1080～1150℃，终轧温度900～950℃，每道次压下率为30％，累积压下率≥95％，热轧后待温至680～730℃进行卷取；
4)将热轧板酸洗钢板进行冷轧，每道次压下量0.1～0.2mm，累积总压下率为70～90％，得到0.8～1.5mm的冷轧钢板；
5)采用电阻式连续退火炉将冷轧钢板加热至800～850℃，等温时间为300～500s，进行奥氏体逆相变退火，随后淬火至室温；
6)采用电阻式连续退火炉将一次淬火后的钢板加热至740～780℃，等温时间为300～500s，进行二次奥氏体逆相变退火，随后空冷至室温，得到所需产品。
4.根据权利要求3所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板的制备方法，其特征在于，其特征在于，所述的步骤1)中，熔炼温度为1550～1600℃。
5.根据权利要求3所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板的制备方法，其特征在于，其特征在于，所述的步骤5)、6)中，加热速率为10～20℃/s。
6.根据权利要求3所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板的制备方法，其特征在于，其特征在于，所述的步骤5)中，淬火至室温的冷却速度在30℃/s以上。
7.根据权利要求3所述的1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板的制备方法，其特征在于，其特征在于，所述的步骤6)中，空冷至室温的冷却速度在10℃/s以上。
CN201810968412.2A 2018-08-23 2018-08-23 一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法 Active CN108950406B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810968412.2A CN108950406B (zh) 2018-08-23 2018-08-23 一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810968412.2A CN108950406B (zh) 2018-08-23 2018-08-23 一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108950406A true CN108950406A (zh) 2018-12-07
CN108950406B CN108950406B (zh) 2019-12-27

Family

ID=64473854

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201810968412.2A Active CN108950406B (zh) 2018-08-23 2018-08-23 一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN108950406B (zh)

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111349771A (zh) * 2020-04-22 2020-06-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有优异塑性的980MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法
CN112853224A (zh) * 2021-01-06 2021-05-28 东北大学 一种高强高塑性低碳中锰trip钢及其制备方法
CN113061698A (zh) * 2021-03-16 2021-07-02 北京理工大学 一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法
CN113073261A (zh) * 2021-03-22 2021-07-06 鞍钢股份有限公司 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法
CN113186461A (zh) * 2021-04-15 2021-07-30 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积深冷轧制钢板及制备方法
CN113502382A (zh) * 2021-06-28 2021-10-15 东北大学 一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法
CN114262778A (zh) * 2021-12-27 2022-04-01 中国科学院金属研究所 一种中锰钢板及其制备方法
CN114875221A (zh) * 2022-04-15 2022-08-09 山东建筑大学 一种随炉升温ia-q&p工艺提升中锰钢强度的方法
CN115323275A (zh) * 2022-09-05 2022-11-11 东北大学 一种高强高韧的稀土温轧低碳低锰trip钢及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108396237A (zh) * 2017-02-05 2018-08-14 鞍钢股份有限公司 一种高塑性冷轧板及其生产方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108396237A (zh) * 2017-02-05 2018-08-14 鞍钢股份有限公司 一种高塑性冷轧板及其生产方法

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111349771A (zh) * 2020-04-22 2020-06-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有优异塑性的980MPa级冷轧Q&P钢及其制造方法
CN112853224A (zh) * 2021-01-06 2021-05-28 东北大学 一种高强高塑性低碳中锰trip钢及其制备方法
CN112853224B (zh) * 2021-01-06 2021-11-05 东北大学 一种高强高塑性低碳中锰trip钢及其制备方法
CN113061698A (zh) * 2021-03-16 2021-07-02 北京理工大学 一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法
CN113073261A (zh) * 2021-03-22 2021-07-06 鞍钢股份有限公司 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法
CN113186461A (zh) * 2021-04-15 2021-07-30 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积深冷轧制钢板及制备方法
CN113502382A (zh) * 2021-06-28 2021-10-15 东北大学 一种980MPa级超高延展性冷轧高强钢的制备方法
CN114262778A (zh) * 2021-12-27 2022-04-01 中国科学院金属研究所 一种中锰钢板及其制备方法
CN114262778B (zh) * 2021-12-27 2023-01-06 中国科学院金属研究所 一种中锰钢板及其制备方法
CN114875221A (zh) * 2022-04-15 2022-08-09 山东建筑大学 一种随炉升温ia-q&p工艺提升中锰钢强度的方法
CN114875221B (zh) * 2022-04-15 2023-07-18 山东建筑大学 一种随炉升温ia-q&p工艺提升中锰钢强度的方法
CN115323275A (zh) * 2022-09-05 2022-11-11 东北大学 一种高强高韧的稀土温轧低碳低锰trip钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN108950406B (zh) 2019-12-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108950406A (zh) 一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法
CN103361547B (zh) 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板
CN101008066B (zh) 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法
CN101191174B (zh) 抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法
CN104040010B (zh) 冷轧钢板及冷轧钢板的制造方法
JP6466582B2 (ja) 降伏強度８００ＭＰａ級高強度鋼及びその製造方法
CN109504900B (zh) 一种超高强度冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法
CN103805869B (zh) 一种高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN103233161B (zh) 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
EP3653736A1 (en) Hot-rolled steel strip and manufacturing method
CN104532126A (zh) 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN104593675A (zh) 一种同时具有twip与trip效应金属材料制备方法
CN104520460A (zh) 冷轧钢板、其制造方法以及热冲压成型体
CN102971442A (zh) 延展性以及耐延迟断裂特性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN110093564A (zh) 一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法
CN107012398B (zh) 一种铌微合金化trip钢及其制备方法
CN103320701B (zh) 一种铁素体贝氏体先进高强度钢板及其制造方法
CN109136482A (zh) 低成本屈服强度≥960Mpa高强度中厚板及其生产方法
CN103305755B (zh) 一种薄带连铸低碳微合金高强钢带制造方法
CN103732778B (zh) 室温和温态下的成形性优异的高强度钢板及其温态成形方法
CN106811698A (zh) 一种基于组织精细控制的高强钢板及其制造方法
CN104513927A (zh) 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN110284066B (zh) 一种薄规格低屈强比管线钢及其制造方法
CN103805851A (zh) 一种超高强度低成本热轧q&p钢及其生产方法
CN103014545B (zh) 一种屈服强度900MPa级高强度钢板及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant