CN117265419A - 强度1000-1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

强度1000‑1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板及其制造方法，钢板为基体面心立方和表面体心立方复合结构；基体包含高密度孪晶(1～10)×105m‑1和低密度位错(1～10)×1013m‑1；基体成分重量百分比为：C 0.5～0.8％、Mn 12～20％、Si 0.1～0.5、Al 1.2～1.8％、N 0.01～0.1％、RE 0.01～0.1％，余Fe及不可避免杂质，且Mn+25C‑1.5Al≥28％、Si+20RE≥1.0％。本发明通过冷轧‑连续退火工艺选择，钢板可实现抗拉强度1000‑1600MPa，延伸率20‑55％；磷化性能优异，冷弯半径0t，是汽车高强度安全结构件的一体化材料设计用钢。

Description

强度1000-1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板及其制 造方法
技术领域
本发明属于高锰冷轧钢领域，具体涉及一种强度1000-1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
在日益严苛的环保和低碳背景下，在汽车车身上大量使用强度在780MPa级别以上的超高强度钢板替代传统汽车用钢，通过提高钢板的强度以减薄钢板的厚度已经成为汽车实现“减重节能、提高安全性和降低制造成本”的技术共识。汽车重量每减轻10％，可节约燃油消耗5％～8％，同时可相应减少CO2温室气体以及NOx、SO2等污染物的排放。
但是传统钢材的微观组织和冶金机理难以满足汽车工业未来对高成形性汽车用超高强度钢的需求。这就使得钢厂不得不开发分别满足强度、成形性、使用性能的各种个性化材料，以满足车身用材的不同性能需求，造成车身材料种类复杂，在强度上跨越340～1500MPa的范围，在延伸率上跨越3～50％的范围，种类包含铁素体钢、析出强化钢、马氏体钢、双相钢、复相钢，涵盖几十种不同产品，给钢铁企业和汽车企业都带来了材料方案复杂、生产管理成本高、制造工艺频繁切换等问题，严重影响了企业的生产稳定性、生产效率和成本控制。近年来，通过引入先进冶金机理和材料设计，开发出成分简单、组织性能调整范围大的新型钢铁材料，通过加工工艺的调整，即可实现单种成分设计涵盖大范围的性能需求。这种材料设计思路被称为一体化材料方案(Uni-material)，可大幅度降低汽车材料复杂度，不仅实现了汽车企业材料管理和设计的简化，而且对于成分设计起决定性影响的焊接、涂装等工序上也可以实现单一工艺设计和管理。同时对于钢铁企业，相对简约的产品设计，可实现炼钢、连铸和热轧工序的高度一致性，有效提升效率降低成本，提升企业的市场竞争力。
在各种一体化材料方案中，以相变强化为主的先进高强度汽车用钢的开发和应用已经成为世界各大钢铁公司研究的主流课题之一。高C、Mn含量的全奥氏体钢，其抗拉强度达到1000MPa时，延伸率可达50％以上。但是全奥氏体钢没有热处理相变，因此存在组织性能不易调控的问题，特别是较难实现更高的强度。如不能有效解决，将无法在汽车行业实现应用。而且，这类高锰全奥氏体钢由于易氧化元素Mn的含量较高，存在因表面氧化导致的涂镀性能差的问题。
目前，在高锰钢中调控性能的方法主要有添加Nb、V、Ti、Cr、Mo等合金元素，相关制造专利较多，但是这些元素的添加在冶金上都存在各自的问题。V的作用不稳定，控制难度较大，在工业化使用上存在较大问题；Nb、Ti主要提升材料屈服强度，对抗拉强度作用不明显；Mo的作用稳定，但是价格昂贵，且显著提升材料热强度，对热轧等工序带来了较大的技术难点。
欧洲专利EP3492618B1公开了一种1500MPa级高强塑积汽车用钢，其化学元素质量百分比为：C 0.1％、0.3％、Si 0.1％～2.0％、Mn 7.5％～12％、A1 0.01％～2.0％；余量为铁和其他不可避免的杂质；该发明钢的微观组织为奥氏体+马氏体+铁素体或奥氏体+马氏体，能够达到1500MPa级，且其强塑积不小于30GPa％。但是该发明微观组织中奥氏体为亚稳组织，在变形过程中会发生马氏体转变，因此低温韧性和剪切边等性能会有不利影响。而且该发明钢需要非常复杂耗时的多步热处理，其生产效率和成本非常不利。
中国专利CN106191404B公开了一种高强度高塑性TWIP钢的制备方法，是通过超大变形量异步轧制加冷轧结合退火处理的方法，获得1μm以下的超细晶粒，同时辅以Nb、Ti等微合金的加入，可实现1400MPa的抗拉强度和7％以上的延伸率。该发明要求400℃下温轧后冷轧，总变形量超过95％，且需要采用异步轧制，工艺复杂，难度很大，并不具备大规模工业生产的可行性。
国际专利WO2014097184A4公开了一种高强度高塑性奥氏体不锈钢，其成分为(wt.％)C：0.01-0.50、N0.11-0.50、Mn：6-12、Ni：0.01-6.0、Cu：0.01-6.0、Si：0.001-0.5、Al：0.001-2.0、Cr：11-20、Nb：0.001-0.5、Mo：0.01-2.0、Co：0.01-2.0、Ti：0.001-0.5％。可实现1200MPa的抗拉强度和60％延伸率。材料性能优越，但是需要添加较多的Cr、Ni、Mo、Co等昂贵合金元素，只能用于特种应用场合，在一般汽车等应用上基本不具备经济性和可行性。
美国专利US20120288396(A1)公开了一种超高延性的奥氏体钢，其成分为Mn：8～16％，Cu：≤3％，C：满足33.5C+Mn≤25和33.5-Mn≥22，并可能加入Cr、Ti、Nb、N等其它元素，余为Fe和杂质，该发明中钢的奥氏体分数在99％以上，屈服强度300～630MPa，延伸率30％左右，对于汽车用钢，Cu的加入对于控制成本较为不利，且30％左右的延伸率与传统高强钢相变也不具备明显优势。
国际专利WO2009084792(A1)公开了一种高强度抗延迟开裂高Mn钢及其制造方法，其成分为：C：0.3～0.9，Mn：15～25％，Si≤0.1～2％，Al：0.01～4％，Cr≤10％，N≤0.6％，Cu≤3％，另外，可能加入V、Ti、Mo、Nb、Cr、W等元素，该发明中，钢的抗拉强度在920MPa以上，延伸率≥55％。该发明钢性能优越，但是Mn、Cr含量偏高，成本控制较为不利。
中国专利200810239893.X公开了一种P强化的TWIP钢及其制备工艺，其成分为：C：0.01～0.08，Mn：15～35％，Si≤1～6％，Al：1～6％，P：0.062～0.2％，余为Fe及杂质，该发明中钢的抗拉强度610～915MPa，屈服强度225～610MPa，延伸率45～85.5％，钢的成形性能优越，但屈服强度和抗拉强度偏低，较难满足未来汽车用超高强度钢的要求。另外，采用P强化的高强钢在与其它钢种进行焊接时也有较大困难。
发明内容
本发明的目的在于提供一种强度1000-1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板及其制造方法，所述钢板具有性能大范围可调的特点，可实现屈服强度(YS)700-1400MPa，抗拉强度(TS)1000-1600MPa，延伸率(EL)20-55％的多种性能组合，且满足TS2×EL≥49TPa2％；磷化涂装性能优异，弯曲性能优异，弯心半径可达0t，适用于汽车上多种不同强度和成形性要求的汽车结构件和安全件。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
强度1000-1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板，其为包括基体及表层的复合结构；
所述基体为面心立方相结构，包含高密度孪晶和低密度位错，其中，孪晶密度(1～10)×105m-1，位错密度(1～10)×1013m-1；所述基体的化学成分重量百分比为：
C：0.5～0.8％；
Mn：14～18％；
Si：0.1～0.5％；
RE：0.01～0.10％；
P：≤0.020％；
S：≤0.010％；
Al：1.2～1.8％；
N：0.01～0.1％；
余量包含Fe及其它不可避免的杂质，且同时满足：Mn+25C-1.5Al≥28％、Si+20RE≥1.0％；
所述表层为体心立方相结构的铁合金层，其成分包含：C≤0.03wt％、Mn≤0.5wt％、Al≤0.1wt％；
所述钢板的屈服强度为700～1400MPa，抗拉强度1000～1600MPa，延伸率20～55％，且满足TS2×EL≥49TPa2％。
优选的，C含量为0.5～0.7wt％。
优选的，Mn含量为15～17wt％。
优选的，Al含量为1.2～1.5wt％。
优选的，Si含量为0.2～0.4wt％。
优选的，所述钢板表层厚度为0.5-2μm。
在本发明所述高锰冷轧钢板的成分设计中：
C：是钢中最有效的奥氏体稳定化元素，可有效提高材料层错能，抑制奥氏体相变，从而提高奥氏体稳定性。在高锰钢中，加入适量的C，可在相同的奥氏体稳定性水平下，显著降低Mn含量，从而降低材料成本。但是过高的C含量不仅恶化材料焊接性能，且会带来炼钢连铸过程的技术困难。本发明C含量范围0.5～0.8％重量百分比。
Mn：是有效的奥氏体稳定化元素。在高锰钢中，Mn的作用与C类似，可有效提高材料层错能，降低马氏体转变温度Ms，提高奥氏体稳定性。另外，与普通碳钢中Mn的作用不同，在高锰奥氏体钢中，Mn含量的提高会导致材料强度的降低，因此，在确保材料奥氏体稳定性的前提下，需要尽量降低Mn含量。本发明Mn含量范围14～18％重量百分比。
Al：可有效改善材料的抗延迟开裂性能。但是Al的加入会显著恶化钢材的冶炼和连铸性能，极易导致连铸时堵水口。而且在冶炼和连铸过程中，大量Al2O3的形成会降低钢液流动性，以导致卷渣、板坯开裂等问题。在确保材料延迟开裂性能合格的前提下，Al含量需要尽量降低。本发明Al含量范围1.2～1.8％重量百分比。
Mn+25C-1.5Al≥28％：由于C和Mn都能起到稳定奥氏体，实现全奥氏体组织的作用，因此C和Mn可以在一定程度上相互促进。但是Al具有显著降低奥氏体稳定性的效果，与C/Mn的效果存在对冲。本发明通过大量试验数据分析，确认当Mn、C和Al的加入量满足关系式Mn+25C-1.5Al≥28％时，可以确保本发明钢中奥氏体具有足够的稳定性，以实现室温微观组织为全奥氏体。
RE：一般认为RE(稀土)在钢中的作用是改善夹杂物形态、净化钢质、提高材料强度和成形性。但是在本发明钢中，RE起到了更加重要的作用。一方面，二次冷轧加热处理是提高高锰奥氏体钢强度的有效方法，但是高锰奥氏体钢加工硬化能力很高，二次冷轧通常会带来塑性的明显下降。在冷变形之后，添加RE可有效推迟孪晶生成，从而降低材料变形初期的加工硬化能力，提高材料的冷加工后塑性，有利于材料进行二次冷加工生产。在退火阶段，RE在材料中形成的大量细小弥散颗粒，可有效钉扎孪晶界，提升孪晶在热处理过程中的稳定性，实现本发明尽量保留冷变形孪晶，提升材料强度，同时不损害材料变形能力的目的。另一方面，RE是良好的吸氢材料，可与H反应形成稳定的氢化物，从而降低材料内的可扩散H含量，提高材料抗延迟开裂性能。但是过多的RE添加存在在钢液中分散困难的问题，产生大量稀土夹杂物，反而会影响钢液洁净度。因此，本发明设计RE范围为0.01～0.1％。
Si：在高锰钢中，Si可有效抑制渗碳体析出，提升材料晶粒中的洁净度，从而提升材料的塑形。但是Si会降低奥氏体稳定性，过多添加量对于保持完全奥氏体组织不利，因此在本发明中，Si作为一种提升材料塑形的合金元素，含量限制在0.1～0.5％，同时要满足Si+20×RE≥1.0％。
P：有一定的固溶强化作用，但是P的加入会显著恶化材料塑性，降低焊接性能。在本发明中将P作为杂质元素，尽量控制在低水平。
S：作为杂质元素其含量尽量控制在较低的水平。
N：作用与C类似，是有效的奥氏体稳定化元素。在高锰钢中，提高N含量有利于增加奥氏体稳定性，提高材料性能。但是过多的N添加容易导致N2析出，在材料中形成N2气泡，严重恶化材料的连续性和性能。本发明中N含量控制在0.01～0.1％。
本发明采用C、Mn、Si、Al、RE成分设计方案，不添加昂贵的合金元素，即可获得材料成本低廉、产品可制造性好、性能优越的高Mn冷轧全奥氏体钢产品。
本发明所述的强度1000-1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸坯
按上述成分冶炼，铸造成板坯；
2)热轧
板坯加热，加热温度为1170～1230℃；热轧终轧温度为970～1030℃，卷取温度650～850℃；
3)冷轧
酸洗、冷轧，冷轧变形量10～40％；
4)退火
退火采用连续退火，退火温度T为250～400℃，退火时间t为120～180s，同时退火温度和退火时间符合如下关系：1100≤(T+273)lgt≤1400，发生奥氏体回复，最后稳定至室温；且，可根据成品钢板的抗拉强度1000～1600MPa性能范围选择相应的冷轧和退火工艺：
抗拉强度1000～1250MPa，冷轧变形量10～20％，退火工艺满足：1100≤(T+273)lgt≤1200；
抗拉强度1250～1350MPa，冷轧变形量20～30％，退火工艺满足：1200≤(T+273)lgt≤1250；
抗拉强度1350～1500MPa，冷轧变形量30～35％，退火工艺满足：1250≤(T+273)lgt≤1350；
抗拉强度1500～1600MPa，冷轧变形量35～40％，退火工艺满足：1350≤(T+273)lgt≤1400。
优选的，步骤1)冶炼采用电炉或转炉冶炼。
优选的，步骤1)、步骤2)采用常规连铸+热轧，或采用薄板坯连铸连轧工艺。
在本发明所述高锰冷轧钢板的制造方法中：
本发明的钢为全奥氏体组织，不存在其它类型相变，采用热轧高温加热炉保温的作用为降低轧制负荷、使铸坯成分均匀化。
本发明采用较高的卷取温度，是为了使钢板表面在高温下发生外氧化，造成明显的C、Si、Mn等易氧化元素在钢板表面的富集，形成次表面的贫元素层；配合后续酸洗工序，即可在钢板表面形成一层贫元素的BCC结构层，实现表面BCC相结构铁合金层和基体FCC相结构铁合金层的复合结构，显著提升材料的磷化涂装性能。
在本发明钢的回复退火中，增加退火温度和退火时间都有利于元素扩散，促进奥氏体的回复过程。因此退火温度和退火时间之间存在一定程度的互相补偿作用。本发明通过大量试验数据分析，确认当退火温度T和退火时间t满足关系式1100≤(T+273)lgt≤1400时，可以确保退火后获得合适的全奥氏体回复组织，以确保本发明钢的性能。在退火阶段，RE提升孪晶在热处理过程中的稳定性，保持了最终材料中的高密度孪晶和低密度位错，实现了更优越的强度延伸率组合性能。
本发明可根据成品钢板的强度要求，对冷轧和退火工艺可选地进行调整，实现抗拉强度1000-1600MPa大范围内调控性能，且成形性能优越，可满足汽车车身上不同部位的性能和成形性要求。如，抗拉强度1000MPa级的钢板适用于A、B、C柱内板、地板横梁、纵梁等零部件；抗拉强度1200MPa级适用于A、B、C柱加强板、门槛、门防撞杆等零部件；抗拉强度1500MP a级适用于前后防撞梁、门环加强板等零部件。具体如下：
抗拉强度1000-1250MPa，冷轧变形量10％-20％，退火工艺满足：1100≤(T+273)lgt≤1200；
抗拉强度1250-1350MPa，冷轧变形量20％-30％，退火工艺满足：1200≤(T+273)lgt≤1250；
抗拉强度1350-1500MPa，冷轧变形量30％-35％，退火工艺满足：1250≤(T+273)lgt≤1350；
抗拉强度1500-1600MPa，冷轧变形量35％-40％，退火工艺满足：1350≤(T+273)lgt≤1400。
另外，本发明采用连续退火，因为连续退火具有组织、性能优越、生产效率高、节能等明显优势，在退火过程中，高锰钢完成变形组织的回复过程。
与现有技术相比，本发明的有益效果：
本发明所述钢板为表面体心立方(BCC)相结构铁合金层和基体面心立方(FCC)相结构铁合金层的复合结构；钢板具有性能调控范围大的特点，可实现屈服强度(YS)700-1400MPa，抗拉强度(TS)1000-1600MPa，延伸率(EL)20-55％的多种性能组合；磷化涂装和弯曲性能优异，适用于汽车上多种不同强度和成形性要求的汽车结构件和安全件。
本发明主要是利用高锰钢在冷变形下易产生大量形变孪晶的特点，通过对成分设计、冷变形和后续热处理的精细控制，实现最终材料中的高密度孪晶和低密度位错共存，既显著提升了材料的强度级别，又不损害材料的塑形变形能力。特别是稀土元素RE的添加，能在变形时有效抑制孪晶出现，控制孪晶密度在合适的范围，又能在后续热处理中保持孪晶的稳定性，实现位错密度的有效降低，但不影响已形成的孪晶密度。
本发明可根据成品钢板的强度要求，对冷轧和退火工艺可选地进行调整，即通过调控孪晶和位错密度，可实现同种成分设计高锰钢性能的大范围调控，强度级别覆盖抗拉强度(TS)1000-1600MPa，延伸率(EL)覆盖20-55％，可满足汽车白车身上不同部位、大部分零部件的力学性能和成形性要求。
本发明在高锰钢中添加稀土元素，可有效推迟孪晶生成，从而降低材料变形初期的加工硬化能力，提高材料的冷加工后塑性，有利于材料进行回复退火；同时利用稀土元素的净化、析出和储氢性能，获得高成形性、高强度和较好抗延迟开裂性能的同时，材料的冶炼、连铸性能显著改善。本发明钢采用电炉或转炉冶炼、常规连铸或薄板坯连铸、热轧、酸洗冷轧、连退生产方式，生产效率高、产品性能均匀性好。
另外，本发明充分利用热轧卷取之后的缓冷阶段，通过控制卷取温度，调节钢板表面易氧化元素Si、Mn等的氧化富集，在钢板表面形成一定厚度的贫C、Si、Mn铁合金BCC相结构层，显著提升酸洗冷轧后钢板的磷化涂装性能。
本发明通过适当的成分设计和冷轧-连退工艺控制，就可以实现性能涵盖抗拉强度1000～1600MPa和延伸率20～55％的范围，可满足未来车身上大部分结构件和安全件的性能需求，是实现车身一体化材料方案的有力选项。
本发明所述钢板在汽车安全结构件中将具有较好的应用前景，特别适合于制造形状非常复杂、对成形性能要求很高的车辆结构件和安全件，如车门防撞杆、保险杠及B柱等。
附图说明
图1为本发明所述高锰冷轧钢板的复层结构示意图；
图2为本发明所述高锰冷轧钢板的复层结构中基体面心立方(FCC)相结构的照片；
图3为为本发明所述高锰冷轧钢板的复层结构中基体RE析出相的照片；
图4为本发明实施例钢与比较例钢在冷轧变形条件下的延伸率变化数据的示意图；
图5为本发明实施例钢与比较例钢冷变形和热处理之后的强度-延伸率性能组合的示意图。
具体实施方式
以下结合实施例和附图对本发明作进一步说明。
本发明实施例的成分经冶炼、热轧、冷轧、退火和平整后得产品，其成分如表1所示，钢板表层和基体特性如表2所示，生产工艺如表3所示，力学性能参见表4。
从表1和表2可看出，本发明经过适当的成分设计及工艺配合，得到表面BCC相结构铁合金层和基体FCC相结构铁合金层的复合结构，如图1～图3所示。
本发明对上述实施例钢板进行性能检测，指标包括表面BCC层成分、力学性能(屈服强度、抗拉强度、延伸率)、孪晶密度、位错密度。
其中，力学性能的检测方法参考美国材料与试验协会标准ASTM E8/E8M-13《金属材料抗拉试验方法(Standard Test Methods For Tension Testing of MetallicMaterials)》，拉伸试验采用ASTM标准50mm标距拉伸试样，拉伸方向垂直于轧制方向。
孪晶密度检测采用EBSD，统计视场中孪晶界长度与晶粒面积之比。位错密度检测方法参考“Y.Zhong，F.Yin，T.Sakaguchi，K.Nagai，K.Yang，Dislocation structureevolution and characterization in the compression deformed Mn–Cu alloy，ActaMaterialia，Volume 55，Issue 8，2007，Pages2747-2756”。
具体为：从钢板上切取10×20mm尺寸试样，经表面抛光后测试XRD(X-raydiffraction)图谱，对图谱采用MWAA(Modified Warren–Averbach Analysis)法进行全谱拟合及计算，获得样品中位错密度值。检测结果参见表4。
从表4可以看出，本发明钢在合适的成分、工艺设计下，可实现大范围的性能调控，获得屈服强度(YS)600～1300MPa，抗拉强度(TS)1000～1600MPa，延伸率(EL)20～55％的超高强度冷轧钢板。
如图4所示，在冷变形之后，本发明延伸率要明显优于比较例钢。说明本发明的RE加入有助于减缓钢板在冷轧变形下延伸率下降的程度，有利于进行二次冷轧加工后仍保持较高的成形性，为后续热处理提供更好的微观组织特性。
如图5所示，本发明在经过冷变形和热处理之后，材料的强度和延伸率性能组合优于比较例钢。说明在退火阶段，本发明通过RE提升孪晶在热处理过程中的稳定性，保持了最终材料中的高密度孪晶和低密度位错，实现了更优越的强度延伸率组合性能。
表1 单位：重量百分比
表2
表3
表4
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Claims (9)

1.强度1000-1600MPa的高成形性、易磷化高锰冷轧钢板，其特征在于，其为包括基体及表层的复合结构；
所述基体为面心立方相结构，包含高密度孪晶和低密度位错，其中，孪晶密度(1～10)×105m-1，位错密度(1～10)×1013m-1；所述基体的化学成分重量百分比为：
C：0.5～0.8％；
Mn：14～18％；
Si：0.1～0.5％；
RE：0.01～0.10％；
P：≤0.020％；
S：≤0.010％；
Al：1.2～1.8％；
N：0.01～0.1％；
余量包含Fe及其它不可避免的杂质，且同时满足：Mn+25C-1.5Al≥28％、Si+20RE≥1.0％；
所述表层为体心立方相结构的铁合金层，其成分包含：C≤0.03wt％、Mn≤0.5wt％、Al≤0.1wt％；
所述钢板的屈服强度为700～1400MPa，抗拉强度1000～1600MPa，延伸率20～55％，且满足TS2×EL≥49TPa2％。
2.如权利要求1所述的高锰冷轧钢板，其特征在于，C含量为0.5～0.7wt％。
3.如权利要求1所述的高锰冷轧钢板，其特征在于，Mn含量为15～17wt％。
4.如权利要求1所述的高锰冷轧钢板，其特征在于，Al含量为1.2～1.5wt％。
5.如权利要求1所述的高锰冷轧钢板，其特征在于，Si含量为0.2～0.4wt％。
6.如权利要求1～5中任何一项所述的高锰冷轧钢板，其特征在于，所述钢板表层厚度为0.5-2μm。
7.如权利要求1～6中任何一项所述的高锰冷轧钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸坯
按权利要求1～5中任何一项所述成分冶炼，铸造成板坯；
2)热轧
板坯加热，加热温度为1170～1230℃；热轧终轧温度为970～1030℃，卷取温度650～850℃；
3)冷轧
酸洗、冷轧，冷轧变形量10～40％；
4)退火
退火采用连续退火，退火温度T为250～400℃，退火时间t为120～180s，同时退火温度和退火时间符合如下关系：1100≤(T+273)lgt≤1400，最后稳定至室温；
且，可根据成品钢板的抗拉强度1000～1600MPa性能范围选择相应的冷轧和退火工艺：
抗拉强度1000～1250MPa，冷轧变形量10～20％，退火工艺满足：1100≤(T+273)lgt≤1200；
抗拉强度1250～1350MPa，冷轧变形量20～30％，退火工艺满足：1200≤(T+273)lgt≤1250；
抗拉强度1350～1500MPa，冷轧变形量30～35％，退火工艺满足：1250≤(T+273)lgt≤1350；
抗拉强度1500～1600MPa，冷轧变形量35～40％，退火工艺满足：1350≤(T+273)lgt≤1400。
8.如权利要求7所述的高锰冷轧钢板的制造方法，其特征是，步骤1)冶炼采用电炉或转炉冶炼。
9.如权利要求7或8所述的高锰冷轧钢板的制造方法，其特征是，步骤1)、步骤2)采用常规连铸+热轧，或采用薄板坯连铸连轧工艺。
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KR100851158B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법
GB2493302A (en) * 2010-03-29 2013-01-30 Kobe Steel Ltd Ultra high strength steel plate having excellent workability, and protection method for same
IT1403129B1 (it) * 2010-12-07 2013-10-04 Ct Sviluppo Materiali Spa Procedimento per la produzione di acciaio ad alto manganese con resistenza meccanica e formabilità elevate, ed acciaio così ottenibile.
CN106319355A (zh) * 2015-06-17 2017-01-11 宝山钢铁股份有限公司 一种含稀土高锰冷轧钢板及其制造方法
CN106319356A (zh) * 2015-06-17 2017-01-11 宝山钢铁股份有限公司 一种含稀土高锰热镀锌钢板及其制造方法
CN114457290B (zh) * 2022-01-25 2022-11-01 哈尔滨工程大学 一种1200MPa级沉淀强化含钒高锰奥氏体钢及其制备方法

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