CN113073261B - 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法 - Google Patents

一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113073261B
CN113073261B CN202110300249.4A CN202110300249A CN113073261B CN 113073261 B CN113073261 B CN 113073261B CN 202110300249 A CN202110300249 A CN 202110300249A CN 113073261 B CN113073261 B CN 113073261B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
strength
rolling
elongation
percent
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.)
Active
Application number
CN202110300249.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113073261A (zh
Inventor
胡智评
刘仁东
林利
徐鑫
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.)
Angang Steel Co Ltd
Original Assignee
Angang Steel Co Ltd
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 Angang Steel Co Ltd filed Critical Angang Steel Co Ltd
Priority to CN202110300249.4A priority Critical patent/CN113073261B/zh
Publication of CN113073261A publication Critical patent/CN113073261A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113073261B publication Critical patent/CN113073261B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

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

Abstract

本发明涉及一种强塑积50GPa％汽车用Mn‑TRIP钢板及制备方法，所述钢板的化学成分以质量百分比计为，C：0.18％～0.28％，Si：0.3％～1.2％，Mn：2.8％～3.8％，Al：0.9％～1.9％，P≤0.05％，S≤0.05％，V：0.10％～0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明所述钢板中合金元素的添加量较传统中锰钢大幅度降低，更无需添加Cr、Mo等贵重合金元素，采用深冷轧制工艺与双退火工艺相结合，起到增强增塑的效果；且工艺稳定性良好，组织均匀化程度高，生产安全性高。

Description

一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法
技术领域
本发明涉及先进高强度钢制造领域，尤其涉及一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法。
背景技术
随着汽车轻量化要求的不断提高，越来越多的980MPa以上高强钢在车身结构及加强件上得以应用。目前，980MPa以上汽车用高强钢的主流产品类型主要包括双相钢(DP钢)、淬火配分钢(QP钢)、马氏体钢(MS钢)等。然而，即便是其中塑性最好的QP钢，其延伸率也仅达到20％。较低的塑性不仅限制了高强钢在车身结构件上的应用，亦加大了零件成形的难度。
随着中锰钢的发展，强塑积的概念越来越多地被提及，研究者将强度与塑性的乘积作为汽车钢划分的主要标准。中锰钢的强塑积可以达到30GPa％以上，即980MPa以上的强度匹配30％以上的延伸率。这标志着中锰钢与DP980、QP980等同级别汽车高强钢相比，拥有更好的成形能力，更适合做复杂或较为复杂的车身结构件。
根据中锰钢中锰含量的差异所导致奥氏体层错能的不同，中锰钢可分为Mn-TRIP钢及Mn-TRIP+TWIP钢，在较低层错能的阶段，奥氏体仅依靠TRIP效应完成加工硬化的中锰钢为Mn-TRIP钢。传统Mn-TRIP钢的锰含量为5％～10％。
公开号为CN104694816A的中国专利申请公开了一种“强塑积大于30GPa％的高Al中锰钢的制备方法”，其钢板各组分重量百分比为：C：0.10～0.35％，Mn：5.0～9.0％，Al：4.0～7.5％，余量为Fe及不可避免的杂质。该技术方案中大量添加了Mn及Al元素，大幅度提高了钢板的合金成本。高Al含量的添加虽然间接的促进奥氏体稳定化，但也促进了粗大δ铁素体的形成，且δ铁素体在冷轧纤维化后很难在临界区退火进程中进行有效的再结晶，带状组织将分布于组织中，严重影响钢板的横纵性能。
公开号为CN110408861A的中国专利申请公开了“一种具较低Mn含量的冷轧高强塑积中锰钢及其制备方法”，其钢板各组分重量百分比为：：C：0.15-0.6％，Mn：3.0-6.0％，Al：1.0-3.0％，Si：0.0-2.0％，Cr：0～5.0％，Ni：0～2.0％，余量为Fe及不可避免的杂质。采用该技术方案的产品可达到60GPa％以上的良好强塑性。但是Cr、Ni、V、Nb、 Ti、Cu、B、Mo、Zr、W、Co或R等元素的添加，大幅增加了材料的合金成本，而其生产工艺仍采用了中锰钢传统的临界区退火工艺。显然，其强塑积的显著提高主要源于大量的合金添加。
发明内容
本发明提供了一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法，钢板中合金元素的添加量较传统中锰钢大幅度降低，更无需添加Cr、Mo等贵重合金元素，采用深冷轧制工艺与双退火工艺相结合，起到增强增塑的效果；且工艺稳定性良好，组织均匀化程度高，生产安全性高。
为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：
一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板，所述钢板的化学成分以质量百分比计为，C： 0.18％～0.28％，Si：0.3％～1.2％，Mn：2.8％～3.8％，Al：0.9％～1.9％，P≤0.05％，S≤0.05％， V：0.10％～0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢板的屈服强度≥750MPa以上，抗拉强度≥1180MPa，断后延伸率≥40％，强塑积≥50GPa％。
一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板的制备方法，具体包括如下步骤：
1)根据化学成分要求冶炼钢水，铸造成板坯；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200～1250℃，等温2～3h；
3)将板坯进行多道次热轧变形，开轧温度1150～1180℃，终轧温度900～950℃；每道次压下率不小于30％，累积压下率≥95％；轧后待温至680～750℃进行卷取；
4)将热轧后经酸洗的钢板进行深冷轧制处理，具体是将热轧后的钢板置于液氮中浸泡30min以上，保证钢板温度达到-196℃以下；然后将钢板取出进行冷轧，冷轧道次压下为0.1～0.2mm，然后将钢板再次置于液氮中浸泡10min以上，保证温度降至-196℃以下，再次将钢板取出进行冷轧；如此反复，直至达到目标厚度；深冷轧制处理的累积总压下率为70％～84％；
5)将冷轧钢板加热至800～850℃，等温时间为100～300s，进行奥氏体逆相变退火，随后淬火至室温，冷却速度大于30℃/s；
6)将一次淬火后的钢板加热至720～780℃，等温时间为100～300s，进行二次奥氏体逆相变退火，随后空冷至室温，得到成品钢板。
所述步骤1)中，板坯的规格为长×宽＝80～120mm×80～120mm，所述冷轧钢板的厚度为0.8～1.5mm。
所述步骤3)中，在二辊轧机上对板坯进行多道次热轧变形。
所述步骤5)、步骤6)中，采用电阻式连续退火炉对冷轧钢板、一次淬火后的钢板进行加热。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
(1)本发明所述Mn-TRIP钢板的合金元素添加量较传统中锰钢大幅度降低，更无需添加Cr、Mo等贵重合金元素，其工艺稳定性良好，组织均匀化程度高，生产安全性高；而同样合金成分的中锰钢及TRIP钢按常规工艺生产远远达不到50GPa％以上的强塑积；
(2)本发明采用深冷轧制工艺，抑制冷轧过程中的位错回复，促进等温阶段铁素体的再结晶行为及奥氏体逆转变形核行为。
(3)本发明采用双退火工艺，有效的解决了铁素体再结晶与奥氏体逆相变的竞争问题，两者均可在较高的退火温度下快速进行；其次，采用较高的临界区退火温度，大幅度增强了Mn原子的扩散行为，较好的Mn扩散行为能够促进临界区奥氏体稳定化进程，保证了室温逆转奥氏体的含量及相稳定性。
(4)双退火工艺下得到的具有“双峰”晶粒尺寸的铁素体及逆转奥氏体组织，在后续的变形过程仍具备有效、连续的TRIP效应，从而起到增强增塑的效果。
附图说明
图1是本发明实施例所述一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板的金相组织照片。
具体实施方式
本发明所述一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板，所述钢板的化学成分以质量百分比计为，C：0.18％～0.28％，Si：0.3％～1.2％，Mn：2.8％～3.8％，Al：0.9％～1.9％，P≤0.05％，S≤0.05％，V：0.10％～0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢板的屈服强度≥750MPa以上，抗拉强度≥1180MPa，断后延伸率≥40％，强塑积≥50GPa％。
一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板的制备方法，具体包括如下步骤：
1)根据化学成分要求冶炼钢水，铸造成板坯；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200～1250℃，等温2～3h；
3)将板坯进行多道次热轧变形，开轧温度1150～1180℃，终轧温度900～950℃；每道次压下率不小于30％，累积压下率≥95％；轧后待温至680～750℃进行卷取；
4)将热轧后经酸洗的钢板进行深冷轧制处理，具体是将热轧后的钢板置于液氮中浸泡30min以上，保证钢板温度达到-196℃以下；然后将钢板取出进行冷轧，冷轧道次压下为0.1～0.2mm，然后将钢板再次置于液氮中浸泡10min以上，保证温度降至-196℃以下，再次将钢板取出进行冷轧；如此反复，直至达到目标厚度；深冷轧制处理的累积总压下率为70％～84％；
5)将冷轧钢板加热至800～850℃，等温时间为100～300s，进行奥氏体逆相变退火，随后淬火至室温，冷却速度大于30℃/s；
6)将一次淬火后的钢板加热至720～780℃，等温时间为100～300s，进行二次奥氏体逆相变退火，随后空冷至室温，得到成品钢板。
所述步骤1)中，板坯的规格为长×宽＝80～120mm×80～120mm，所述冷轧钢板的厚度为0.8～1.5mm。
所述步骤3)中，在二辊轧机上对板坯进行多道次热轧变形。
所述步骤5)、步骤6)中，采用电阻式连续退火炉对冷轧钢板、一次淬火后的钢板进行加热。
本发明所述一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板的化学成分设计原理如下：
C：作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度非常重要。过低的C含量不能保证钢在临界区退火过程中足够的C配分，从而降低了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。而过多的C含量使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，使钢的加工硬化行为受损，降低了钢的强度。因此本发明限定C 含量为0.18％～0.28％。
Mn：也是本发明所述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，能够降低钢的临界淬火速度，推迟奥氏体向珠光体的转变；同时可以降低钢中的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，导致钢的加工硬化行为。而过高的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。因此本发明限定Mn含量为2.8％～3.8％。
Al：是本发明所述钢板中的重要元素之一。Al在传统工艺中是炼钢过程中的脱氧剂，同时，Al还可以与钢中的N结合形成AlN并细化晶粒。但在本发明中，加入较多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Al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。因此本发明限定Al含量为0.9％～1.9％。
本发明适当添加了Si元素，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，促进了碳的局部富集。然而添加过多的Si会降低钢的表面质量。因此本发明限定Si含量为0.3％～1.2％。
本发明适当添加了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钢的性能。本发明限定V含量为0.10％～0.20％。
P、S为钢中有害元素，其含量越低越好，但考虑到生产成本，本发明控制P≤0.05％， S≤0.05％。
本发明对热轧后经酸洗的钢板进行深冷轧制处理，每道次压下量0.1～0.2mm，累积总压下率为70％～84％，得到0.8～1.5mm的冷轧钢板。该工艺步骤设计的核心机理在于：首先，在-196℃进行的深冷轧制变形，能够提供更高的位错密度，在随后的临界区奥氏体逆转变退火过程中，铁素体组织能在短时间内快速进行再结晶行为，且再结晶程度较冷轧退火大大加强；其次，细小的等轴再结晶铁素体大幅度的缩短了Mn由铁素体向奥氏体的扩散距离，加快Mn配分的进行；同时，深冷处理过后，C原子活跃在马氏体的晶界上，升温阶段能够快速形成渗碳体组织，在后续的等温阶段渗碳体作为奥氏体逆转变形核的中心，大大促进奥氏体的富C、Mn行为。铁素体内大量的位错亚结构促进了VC析出。
本发明通过深冷轧制技术，结合临界区奥氏体逆转变退火工艺，得到比例适当的超细晶铁素体+逆转奥氏体组织，大大提高了钢板的强塑力学性能。
冷轧前，钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为50％～75％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。
本发明采用双退火工艺的设计思路是：采用双配分工艺路线。第一次高温临界区退火温度均控制在800℃以上，在深冷轧制后，钢板中的纤维化组织迅速反应，铁素体进行快速再结晶，奥氏体逆转变也快速完成。同时高温退火工艺下，细小铁氏体/奥氏体间的Mn元素扩散得到促进，提高了奥氏体稳定性；第二次退火采用优化的临界区退火温度，C、Mn元素的扩散在保留的细小奥氏体及铁素体间持续进行，板条马氏体逆相变成边条状的逆转奥氏体，提高了逆转奥氏体的稳定性。
以下实施例在以本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例。下述实施例中所用方法如无特别说明均为常规方法。
【实施例】
本实施例中，钢的化学成分见表1，钢的连铸和热轧工艺参数见表2，钢的冷轧和连续退火工艺参数见表3，钢的力学性能见表4。
表1钢的化学成分，wt％
实施例 C Mn Si Al V P S
1 0.20 3.5 0.8 1.5 0.15 0.002 0.005
2 0.22 3.2 0.7 1.6 0.12 0.003 0.002
3 0.25 3.0 0.5 1.8 0.14 0.003 0.003
4 0.20 3.2 0.4 1.5 0.2 0.002 0.002
5 0.24 3.0 0.5 1.4 0.15 0.002 0.005
6 0.23 3.1 0.6 1.2 0.13 0.005 0.003
7 0.22 3.6 0.5 1.4 0.16 0.003 0.004
8 0.19 3.8 1.0 1.7 0.2 0.005 0.004
表2钢的连铸和热轧工艺参数
实施例 加热温度/℃ 开轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 压下量/％
1 1230 1150 920 680 96
2 1250 1170 900 700 97
3 1230 1180 930 680 95
4 1200 1160 905 700 95
5 1230 1150 900 710 95
6 1250 1150 920 720 97
7 1250 1180 900 700 95
8 1230 1150 910 680 96
表3钢的冷轧退火工艺参数
Figure BDA0002985955340000061
Figure BDA0002985955340000071
表4钢的力学性能
实施例 Rp<sub>0.2</sub>/MPa Rm/MPa A<sub>50</sub>/％ PSE(GPa％) RA/vol.％
1 755 1185 43 50.9 29.0
2 765 1200 42 50.4 27.0
3 800 1230 41 50.4 26.5
4 820 1220 41.2 50.2 28.2
5 850 1250 40.1 50.1 26.3
6 760 1190 41.5 50.3 28.5
7 770 1200 41.3 50.6 28.0
8 775 1205 40.5 50.8 25.4
表4中Rp0.2为屈服强度，Rm为抗拉强度，A50为延伸率，PSE为强塑积，RA为残余奥氏体含量。
本实施例证明，采用本发明的化学成分设计、深冷轧制及双退火工艺，能够制备出抗拉强度1180MPa以上，屈服强度750MPa以上，延伸率40％以上，强塑积50GPa％以上的高强高塑Mn-TRIP钢板。
本实施例中，一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板的金相组织照片如图1所示。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (2)

1.一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板，其特征在于，所述钢板的化学成分以质量百分比计为，C：0.23％～0.28％，Si：0.6％～1.2％，Mn：3.6％～3.8％，Al：0.9％～1.9％，P≤0.05％，S≤0.05％，V：0.13％～0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢板的屈服强度≥750MPa以上，抗拉强度≥1180MPa，断后延伸率≥40％，强塑积≥50GPa％；所述强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板的制备方法，具体包括如下步骤：
1)根据化学成分要求冶炼钢水，铸造成板坯；
2)将板坯进行组织均匀化处理，加热至1200～1250℃，等温2～3h；
3)在二辊轧机上对板坯进行多道次热轧变形，开轧温度1160～1180℃，终轧温度900～950℃；每道次压下率不小于30％，累积压下率≥95％；轧后待温至680～750℃进行卷取；
4)将热轧后经酸洗的钢板进行深冷轧制处理，具体是将热轧后的钢板置于液氮中浸泡30min以上，保证钢板温度达到-196℃以下；然后将钢板取出进行冷轧，冷轧道次压下为0.1～0.2mm，然后将钢板再次置于液氮中浸泡10min以上，保证温度降至-196℃以下，再次将钢板取出进行冷轧；如此反复，直至达到目标厚度；深冷轧制处理的累积总压下率为70％～84％；
5)采用电阻式连续退火炉对冷轧钢板进行加热，将冷轧钢板加热至800～850℃，等温时间为100～250s，进行奥氏体逆相变退火，随后淬火至室温，冷却速度大于30℃/s；
6)采用电阻式连续退火炉对一次淬火后的钢板进行加热，将一次淬火后的钢板加热至720～780℃，等温时间为100～250s，进行二次奥氏体逆相变退火，随后空冷至室温，得到成品钢板。
2.根据权利要求1所述的一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤1)中，板坯的规格为长×宽＝80～120mm×80～120mm，所述冷轧钢板的厚度为0.8～1.5mm。
CN202110300249.4A 2021-03-22 2021-03-22 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法 Active CN113073261B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110300249.4A CN113073261B (zh) 2021-03-22 2021-03-22 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110300249.4A CN113073261B (zh) 2021-03-22 2021-03-22 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113073261A CN113073261A (zh) 2021-07-06
CN113073261B true CN113073261B (zh) 2022-08-16

Family

ID=76613089

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110300249.4A Active CN113073261B (zh) 2021-03-22 2021-03-22 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113073261B (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113549745B (zh) * 2021-07-27 2022-09-13 内蒙古工业大学 一种低成本第三代汽车钢加工工艺
CN114247758B (zh) * 2021-12-22 2023-07-14 安徽工业大学 一种工业纯铁增强增塑的方法
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
CN114855098A (zh) * 2022-04-22 2022-08-05 东北大学 一种工程机械用高强中锰钢及其制备方法
CN116377320B (zh) * 2023-03-23 2024-06-18 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积的冷轧汽车用超高强钢及其制造方法

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104694816A (zh) * 2015-03-13 2015-06-10 北京科技大学 强塑积大于30GPa·%的高Al中锰钢的制备方法
CN106435131B (zh) * 2016-08-31 2019-07-23 东北大学 深冷轧制-快速退火制备纳米晶奥氏体不锈钢板的方法
CN107419196B (zh) * 2017-09-18 2019-12-20 东北大学 屈强比可控的超低碳易焊接中锰汽车用钢及其制备方法
CN108998734A (zh) * 2018-08-23 2018-12-14 东北大学 一种超高强塑性冷轧Mn-Al系TRIP钢板及其快速退火制备方法
CN109082590A (zh) * 2018-08-23 2018-12-25 东北大学 一种高强塑性热轧中锰钢板及其临界区轧制制备方法
CN108950406B (zh) * 2018-08-23 2019-12-27 东北大学 一种1000MPa级低锰双配分冷轧薄钢板及其制备方法
CN112430787B (zh) * 2019-08-26 2022-04-15 上海梅山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度冷轧热镀锌钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN113073261A (zh) 2021-07-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110724877B (zh) 一种汽车用1180MPa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法
CN113073261B (zh) 一种强塑积50GPa％汽车用Mn-TRIP钢板及制备方法
EP3653736B1 (en) Hot-rolled steel strip and manufacturing method
EP3235913B1 (en) High-strength and high-toughness steel plate with 800 mpa grade tensile strength and method for manufacturing the same
EP3235920A1 (en) Low-yield-ratio ultra-high-strength hot-rolled q&amp;p steel and production method therefor
CN103255341B (zh) 一种高强度高韧性热轧耐磨钢及其制造方法
CN113186461B (zh) 一种高强塑积深冷轧制钢板及制备方法
CN113549823B (zh) 一种低屈强比高扩孔率900MPa级热轧酸洗复相钢及其生产方法
CN109680129A (zh) 一种500MPa级冷轧微合金高强度钢及其制备方法
CN102199732B (zh) 一种含硼热处理用钢板及其制造方法
CN101871078A (zh) 一种超高强度冷轧钢及其制造方法
CN113403529B (zh) 冷冲压用1470MPa级合金化镀锌钢板及其制备方法
CN112760554A (zh) 一种延展性优异的高强度钢及其制造方法
CN113403544A (zh) 汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及制备方法
JPH0250916A (ja) 細粒化組織の低合金高張力シームレス鋼管の製造法
CN111647818B (zh) 一种超细晶粒尺寸薄规格高锰高铝钢及生产方法
CN111945076B (zh) 一种汽车用980MPa级贝氏体基Q＆P钢及生产方法
KR20000043762A (ko) 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법
CN117127099B (zh) 1300MPa超高强塑冷轧Mn-TRIP钢及其制备方法
JPH04358026A (ja) 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法
JP2805112B2 (ja) 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
CN116574978B (zh) 一种多阶段热处理细晶压力容器钢板及其制造方法
JP7436823B2 (ja) ホットスタンプ部品用鋼板およびその製造方法
KR20240098839A (ko) 재질균일성이 우수한 고항복비형 고강도 강판 및 그 제조방법
JPH0734126A (ja) 細粒化組織の低合金シームレス鋼管の製造法

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