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CN107012398B - 一种铌微合金化trip钢及其制备方法 - Google Patents

一种铌微合金化trip钢及其制备方法 Download PDF

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CN107012398B CN201710276874.3A CN201710276874A CN107012398B CN 107012398 B CN107012398 B CN 107012398B CN 201710276874 A CN201710276874 A CN 201710276874A CN 107012398 B CN107012398 B CN 107012398B
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Abstract

本发明提供了一种铌微合金化TRIP钢的制备方法，对铌微合金钢在800～1000℃条件下保温处理3～5min后进行淬火处理，得到部分奥氏体化合金钢；其中，铌微合金钢包括以下质量百分含量的组分：C 0.15～0.3％，Mn 1.0～3.0％，P 0.05～0.15％，Si≤0.3％，Al 0.5～3.0％，Nb 0.01～0.1％，余量的Fe；随后对得到的部分奥氏体合金钢在720～900℃条件下退火处理1～10min后冷却，再在460～480℃的条件下热镀锌处理10～60s，得到铌微合金化TRIP钢。本发明提供的方法无需要求较高的含Si量即可得到具有较高强度和延伸率的TRIP钢，确保满足热镀锌工艺成分要求。

Description

一种铌微合金化TRIP钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及高强钢技术领域，尤其涉及一种铌微合金化TRIP钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车车身轻量化的不断发展与乘客安全性要求的不断提高，780MPa及以上级别的超高强度钢已越来越多的应用于汽车结构件及加强件中，以达到节能减排和提高整车碰撞安全性效果。而冷轧TRIP钢因其强度高、加工硬化能力强、总延伸率和均匀延伸率大、易冲压成形、良好的塑性和韧性匹配诸多优点，倍受汽车工业界的青睐。
同时汽车用钢多需要经过热镀锌过程提高汽车用钢的耐腐蚀性和美观性，但是备受汽车用钢青睐的高强度780MPa级TRIP钢难以用于热镀锌工艺，原因在于，热镀锌工艺要求成分设计中Si含量不易超过0.3wt％，而对于TRIP钢而言，Si元素是确保TRIP钢优异性能的重要元素，不能低于0.5wt％，尽管有研究表明在0.5％的Si也能热镀锌，但是条件很苛刻，不利于工业化生产。因此急需一种满足热镀锌工艺处理成分要求并且确保TRIP钢较高强度和延伸率优异力学性能的TRIP钢。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种铌微合金化TRIP钢及其制备方法，本发明提供的方法，得到具有较高强度和延伸率的TRIP钢的同时满足热镀锌工艺成分要求。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
一种铌微合金化TRIP钢的制备方法，包括以下步骤：
对铌微合金钢进行保温处理后进行淬火处理，得到部分奥氏体化合金钢；所述保温处理的温度为800～1000℃，所述保温处理的时间为3～5min；所述铌微合金钢包括以下质量百分含量的组分：C 0.15～0.3％，Mn 1.0～3.0％，P0.05～0.15％，Si≤0.3％，Al 0.5～3.0％，Nb 0.01～0.1％，余量的Fe；
退火处理所述部分奥氏体化合金钢后进行冷却处理，得到退火态合金钢；所述退火处理的温度为720～900℃，所述退火处理的时间为1～10min；
对所述退火态合金钢进行热镀锌处理后冷却，得到铌微合金化TRIP钢；所述热镀锌处理的温度为460～480℃，所述热镀锌处理的时间为10～60s。
优选的，所述保温处理的温度和所述退火处理的温度分别独立地以加热的方式达到，所述加热的速率独立地为1～10℃/s。
优选的，所述退火处理后的冷却速率为20～30℃/s，所述冷却处理达到的温度为所述热镀锌处理的温度。
优选的，所述保温处理前还包括对所述铌微合金钢的预处理，所述预处理具体包括以下步骤：
(1)对钢坯进行预保温处理后热轧，得到初级热轧态钢坯；
(2)对所述初级热轧态钢坯进行相变保温，得到热轧态钢坯；
(3)对所述热轧态钢坯进行冷轧。
优选的，所述步骤(1)中保温处理的温度为1200～1300℃，所述保温处理的时间为1.5～3h。
优选的，所述步骤(1)中热轧包括粗轧和精轧，所述热轧的温度为850～1200℃，所述热轧的变形量为85～95％。
优选的，所述粗轧的开轧温度为1150～1200℃，所述粗轧的终轧温度为1100～1150℃，所述粗轧的变形量为40～50％；所述精轧的开轧温度为900～950℃，所述精轧的终轧温度为850～900℃，所述精轧的变形量为75～80％。
优选的，所述步骤(2)中相变保温的温度为400～450℃，所述相变保温的时间为1.5～2h。
优选的，所述步骤(3)中冷轧的变形量为65～75％。
本发明还提供了上述技术方案制备得到的铌微合金化TRIP钢，包括以下体积百分含量的组织：铁素体45～65％，贝氏体15～30％，退火马氏体25～45％，奥氏体5～20％，马氏体3～5％。
本发明提供了一种铌微合金化TRIP钢的制备方法，对铌微合金钢在800～1000℃条件下保温处理3～5min后进行淬火处理，得到部分奥氏体化合金钢；其中，铌微合金钢包括以下质量百分含量的组分：C 0.15～0.3％，Mn1.0～3.0％，P 0.05～0.15％，Si≤0.3％，Al 0.5～3.0％，Nb 0.01～0.1％，余量的Fe；随后对得到的部分奥氏体合金钢在720～900℃条件下退火处理1～10min后冷却，再在460～480℃的条件下热镀锌处理10～60s，得到铌微合金化TRIP钢。本发明提供的方法得到的组织中含有一定量的马氏体，确保高强度的获得；而延伸率的保障，则是通过保温处理后淬火再结合后续的退火处理三阶段热处理，使得残余奥氏体分布在退火马氏体板条内，提高了稳定性，从而保障了延伸率，实现了无需要求较高的含Si量即可得到具有较高强度和延伸率的TRIP钢，确保满足热镀锌工艺成分要求；本发明提供的方法经过在800～1000℃条件下3～5min的保温处理和后续的淬火处理得到铁素体加的组织，实现部分奥氏体化过程；结合720～900℃的退火处理，进行临界区退火，促进退火马氏体的形成，得到铁素体加奥氏体以及退火马氏体组织，确保残余奥氏体的存在，获取TRIP钢所需的大量的残余奥氏体，有助于提高合金钢的塑韧性；后续10～60s的460～470℃热镀锌处理过程中，发生贝氏体相变，最终得到包括铁素体、贝氏体、退火马氏体、奥氏体组织和马氏体的TRIP合金钢。本发明实施例的结果表明，按照本发明提供的热处理方法得到的TRIP钢的抗拉强度达770MPa以上，断后延伸率在27.5～34％之间，两者的乘积达23000MPa·％以上。
附图说明
下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。
图1为本发明实施例5得到的铌微合金化TRIP钢的微观组织图；
图2为本发明实施例5得到的铌微合金化TRIP钢拉伸应力应变曲线；
图3为本发明实施例6得到的铌微合金化TRIP钢的微观组织图；
图4为本发明实施例6得到的铌微合金化TRIP钢拉伸应力应变曲线；
图5为本发明实施例7得到的铌微合金化TRIP钢的微观组织图；
图6为本发明实施例7得到的铌微合金化TRIP钢拉伸应力应变曲线；
图7为本发明实施例8得到的铌微合金化TRIP钢的微观组织图；
图8为本发明实施例8得到的铌微合金化TRIP钢拉伸应力应变曲线。
具体实施方式
本发明提供了一种铌微合金化TRIP钢的制备方法，对铌微合金钢在800～1000℃条件下保温处理3～5min后进行淬火处理，得到部分奥氏体化合金钢；其中，铌微合金钢包括以下质量百分含量的组分：C 0.15～0.3％，Mn 1.0～3.0％，P 0.05～0.15％，Si≤0.3％，Al 0.5～3.0％，Nb 0.01～0.1％，余量的Fe；随后对得到的部分奥氏体合金钢在720～900℃条件下退火处理1～10min后冷却，再在460～480℃的条件下热镀锌处理10～60s，得到铌微合金化TRIP钢。
本发明提供的方法得到的组织中含有一定量的马氏体，确保高强度的获得；而延伸率的保障，则是通过保温处理后淬火再结合后续的退火处理三阶段热处理，使得残余奥氏体分布在退火马氏体板条内，提高了稳定性，从而保障了延伸率，实现了无需要求较高的含Si量即可得到具有较高强度和延伸率的TRIP钢，确保满足热镀锌工艺成分要求。
本发明对铌微合金钢进行保温处理。在本发明中，所述铌微合金钢包括以下质量百分含量的组分：C 0.15～0.3％，Mn 1.0～3.0％，P 0.05～0.15％，Si≤0.3％，Al 0.5～3.0％，Nb 0.01～0.1％，余量的Fe。
在本发明中，所述C的质量百分含量为0.15～0.3％，优选为0.19～0.23％，更优选为0.20％。在本发明中，所述C作为室温下稳定奥氏体的的元素，是确保奥氏体残留的必要元素；所述C的质量百分含量对于残余奥氏体的体积分数有决定性作用，并且能改善残余奥氏体在加工时的稳定性，同时确保残余奥氏体的含量，并且避免了C含量过高导致的对冲压加工的可成形性的损害以及可焊性的降低。
在本发明中，所述Mn的质量百分含量为1.0～3.0％，优选为1.10～2.0％，更优选为1.20～1.60％。在本发明中，所述Mn同样作为奥氏体稳定化元素，同时能够阻止渗碳体生成，有助于C在奥氏体中的富集；在本发明中，所述质量百分含量的Mn能够避免Mn含量过低导致的残余奥氏体体积分数较少以及Mn含量过高导致的对铁素体或贝氏体的硬化，进而避免对可加工性和韧性的降低。
在本发明中，所述P的质量百分含量为0.05～0.15％，优选为0.08～0.14％，更优选为0.10～0.12％。在本发明中，所述P在350～600℃等温时不溶于渗碳体，从而能够抑制渗碳体在该温度范围内析出；同时发挥极强的固溶强化能力，提高固溶强化作用。在本发明中，所述质量百分含量的P，既有利P的固溶强化效果发挥，亦不产生负面影响。
在本发明中，所述Si的质量百分含量≤0.3％，优选为0.05～0.25％，更优选为0.06～0.1％。在本发明中，所述Si作为铁素体稳定化元素，有助于增加铁素体的体积分数，改善钢板的可加工性。此外，Si会阻止渗碳体的形成，从而使C有效富集在奥氏体中，所述Si结合C元素的添加，对于在室温下将奥氏体稳定在一适当的体积分数是必需的。
在本发明中，所述Al的质量百分含量为0.5～3.0％，优选为0.8～2.5％，更优选为1.0～1.5％。在本发明中，所述Al作为铁素体稳定化元素，助于增加铁素体的体积分数，改善钢板的可加工性。此外，Al会阻止渗碳体的形成，从而使C有效富集在奥氏体中，有效弥补Si含量的降低对铁素体形成的影响，确保残余奥氏体的稳定存在。同时，所述Al的质量百分含量避免了Al含量过高对冲压加工的可成形性的损害以及可焊性的降低；再者，Al结合Mn元素和Si元素实现对铁素体和贝氏体基体的固溶强化。
在本发明中，所述Nb的质量百分含量为0.01～1.0％，优选为0.02～0.08％，更优选为0.03～0.05％。本发明在部分奥氏体化阶段，所述Nb元素充分发挥对奥氏体晶粒生长的阻碍作用，细化晶粒的同时避免大量析出物对残余奥氏体稳定性的影响。
本发明对所述铌微合金钢的来源没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的即可；在本发明的实施例中，可以采用铌微合金钢的市售产品，也可以采用本领域技术人员所熟知的制备铌微合金钢的技术方案自行制备。
本发明对所述铌微合金钢进行保温处理。在本发明中，所述保温处理前优选对所述铌微合金钢进行预处理，所述预处理具体优选包括以下步骤：(1)对钢坯进行预保温处理后热轧，得到初级热轧态钢坯；(2)对所述初级热轧态钢坯进行相变保温，得到热轧态钢坯；(3)对所述热轧态钢坯进行冷轧。
在本发明中，所述钢坯的组分为上述技术方案所述的铌微合金钢的组分。本发明对所述钢坯的来源没有特殊要求，采用市售产品或本领域技术人员所熟知的方式自行制备均可；当采用自行制备的方式获取所述钢坯时，具体采用50kg真空感应炉进行冶炼，并采用锻造的方式得到所述钢坯；本发明对所述冶炼和锻造的具体方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的冶炼和锻造的方式即可，以能得到所述组分的铌微合金钢即可。本发明对所述钢坯的尺寸没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的尺寸即可。
得到所述钢坯后，本发明优选对所述钢坯进行预保温处理；在本发明中，所述预保温处理的温度优选为1200～1300℃，进一步优选为1250～1280℃；所述预保温处理的时间优选为1.5～3h，进一步优选为2～2.5h。本发明在所述温度条件下进行保温处理，可以保证合金钢中所有合金元素尤其是Nb的充分固溶，并且保温的限定有利于合金元素的充分扩散，促进合金元素的均匀化，最终有利于组织的均匀化。本发明对所述保温处理的具体操作方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的钢坯的保温处理方式即可。
本发明优选对所述预保温处理后的钢坯进行热轧，得到初级热轧态钢坯。在本发明中，所述热轧的温度为850～1200℃；在本发明中，所述热轧的变形量优选为85～95％，进一步优选为90～93％，所述热轧优选为多道次轧制，本发明对所述轧制道次数没有特殊限制，以能得到预定变形量的轧制效果即可。
在本发明中，所述热轧优选包括粗轧和精轧；所述粗轧的开轧温度优选为1150～1200℃，进一步优选为1175～1180℃，有利于保证后续的精轧温度要求，避免因粗轧后温度过低而导致钢坯的重新回炉加热；所述粗轧的终轧温度优选为1100～1150℃，进一步优选为1120～1130℃。在本发明中，所述粗轧的变形量优选为40～50％，进一步优选为42～45％；
在本发明中，所述精轧的开轧温度优选为900～950℃，进一步优选为920～930℃；所述精轧的终轧温度优选为850～900℃，进一步优选为875～880℃，避免终轧温度过低导致的先共析铁素体及奥氏体均沿加工方向伸长，完成转变后形成铁素体与珠光体交替分布的带状组织形貌，否则带状组织具有遗传性，如若热轧带状组织严重，冷轧后连续退火加热时奥氏体优先在带状组织晶界处形成，并快速向珠光体长大，在随后的冷却过程中形成带状马氏体，导致钢板伸长率下降。在本发明中，所述精轧的变形量优选为75～80％，进一步优选为76～78％；在本发明中，所述精轧的变形量以所述粗轧后的合金钢为变形量确定基准。本发明对所述粗轧和精轧的具体操作方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的相应的轧制方式即可。
完成所述热轧后，对所述初级热轧态钢坯优选进行相变保温，得到热轧态钢坯。在本发明中，所述相变保温的温度优选为400～450℃，进一步优选为420～430℃；所述相变保温的时间优选为1.5～2h，进一步优选为1.6～1.8h。在本发明中，所述相变温度条件下，发生贝氏体相变，同时在所述相变保温过程中有效提高热轧基板组织的均匀性，使热轧基板的晶粒细腻均匀，从而改善热轧带状组织，进而减小冷轧再结晶晶粒尺寸，使得冷轧退火组织更加均匀。在本发明中，所述相变保温过程优选通过卷取的方式完成；本发明对所述卷取的方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的卷取方式即可。本发明采用相对较低的温度进行卷取，以提高热轧板的强度，由于热轧强度具有遗传性，从而使得冷轧热处理后的强度能得到保障。
本发明优选冷却所述相变保温后的钢坯，得到热轧态钢坯。本发明对所述相变保温后的钢坯的冷却方式没有特殊要求，在本发明的实施例中具体采用空冷的方式。在本发明中，所述冷却后的钢坯的温度优选为20～30℃，进一步优选为25℃。
得到所述热轧态钢坯后，本发明优选对所述热轧态钢坯进行酸洗后冷轧，完成对所述铌微合金钢的预处理。
在本发明中，所述酸洗具体为通过盐酸溶液对所述热轧态钢坯进行浸泡，实现对热轧态钢坯表面的钢化皮的去除，便于后续的冷轧过程。本发明对所述盐酸溶液的浓度和浸泡时间没有特殊要求，以能实现对所述热轧态钢坯表面的钢化皮的去除为准。
在本发明中，所述冷轧的变形量优选为65～75％，进一步优选为70～72％；本发明对所述冷轧的具体方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的冷轧方式即可。
本发明优选对所述预处理后的铌微合金钢进行保温处理。在本发明中，所述保温处理的温度为800～1000℃，进一步优选为850～980℃，更优选为900～950℃。在本发明中，所述保温处理的时间为3～5min，进一步优选为3.5～4.5min，更优选为4.0～4.2min。在本发明中，所述保温处理的温度优选以加热的方式达到；所述加热的速率优选为1～10℃/s，进一步优选为5～8℃/s；本发明对所述加热的方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的加热方式即可。
完成所述保温处理后，本发明对所述铌微合金钢进行淬火处理，得到部分奥氏体化合金钢。在本发明中，所述淬火处理优选为水冷；本发明对所述淬火处理的具体操作方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的淬火处理方式即可。本发明提供的方法经过3～5min的800～1000℃保温处理和后续的淬火处理得到铁素体加马氏体的组织，实现部分奥氏体化过程。
所述淬火处理后，对所述部分奥氏体化合金钢退火处理后进行冷却处理，得到退火态合金钢。在本发明中，所述退火处理的温度为720～900℃，进一步优选为750～850℃；所述退火处理的时间为1～10min，进一步优选为2～8min，更优选为5～6min。在本发明中，所述退火处理的温度优选以加热的方式达到，所述加热的速率优选为1～10℃/s，进一步优选为2～8℃/s，更优选为4～5℃/s。
本发明对所述退火处理后的合金钢进行冷却处理。在本发明中，所述退火处理后的冷却速率优选为20～30℃/s，进一步优选为22～28℃/s，最优选为25℃/s。在本发明中，所述冷却处理达到的温度优选为460～480℃，进一步优选为461～478℃，更优选为465～470℃；本发明优选在所述冷却处理达到的温度条件下进行热镀锌处理。
得到退火态合金钢后，本发明对所述退火态合金钢进行热镀锌处理后冷却，得到铌微合金化TRIP钢。在本发明中，所述热镀锌处理的温度为460～480℃，优选为461～478℃，更优选为465～470℃；所述热镀锌处理的时间为10～60s，优选为11～30s，更优选为15～20s。本发明对所述热镀锌处理的方式没有特殊要求，采用本领域技术人员所熟知的热镀锌处理方式即可。
本发明提供的方法减少合金含量，充分利用Nb细化奥氏体原始晶粒的作用，确保在800～1000℃之间进行部分奥氏体化时奥氏体晶粒不被粗化。在先进行两相区退火，再进行贝氏体相变的传统两阶段热处理工艺基础之上，增加一个部分奥氏体化-淬火阶段，确保组织中形成一定量退火马氏体和残余奥氏体，利用退火马氏体细小的板条结构，提高贝氏体相变速度，使得在较短的热镀锌过程中生成大量贝氏体，确保TRIP钢的抗拉强度和延伸率性能的提高，克服传统热镀锌处理时间较短，贝氏体相变不充分，不利于得到室温下稳定存在的奥氏体，进而力学性能不稳定的弊端。
本发明还提供了上述制备方法得到的铌微合金化TRIP钢，包括以下体积百分含量的组织：铁素体45～65％，贝氏体15～30％，退火马氏体25～45％，奥氏体5～20％，马氏体3～5％。
本发明提供的铌微合金化TRIP钢的制备方法，对铌微合金钢在800～1000℃条件下保温处理3～5min后进行淬火处理，得到部分奥氏体化合金钢；其中，铌微合金钢包括以下质量百分含量的组分：C 0.15～0.3％，Mn 1.0～3.0％，P 0.05～0.15％，Si≤0.3％，Al0.5～3.0％，Nb 0.01～0.1％，余量的Fe；随后对得到的部分奥氏体合金钢在720～900℃条件下退火处理1～10min后冷却，再在460～480℃的条件下热镀锌处理10～60s，得到铌微合金化TRIP钢。本发明提供的方法得到的组织中含有一定量的马氏体，确保高强度的获得；而延伸率的保障，则是通过保温处理后淬火再结合后续的退火处理三阶段热处理，使得残余奥氏体分布在退火马氏体板条内，提高了稳定性，从而保障了延伸率，实现了无需要求较高的含Si量即可得到具有较高强度和延伸率的TRIP钢，确保满足热镀锌工艺成分要求；本发明实施例的结果表明，按照本发明提供的热处理方法得到的TRIP钢的抗拉强度达770MPa以上，断后延伸率在27.5～34％之间，两者的乘积达23000MPa％以上。
下面结合实施例对本发明提供的铌微合金化TRIP钢及其制备方法进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
本发明按《GB/T 228.1-2010薄钢板拉伸试样》的检测方法对得到的铌微合金化TRIP钢进行拉伸力学性能测试，力学拉伸数据测试仪器为美国产MTS-858。
实施例1
按照如下重量百分数：C：0.18％；Mn：1.2％；P：0.06％；Si：0.05％；Al：0.8％；Nb：0.04％；其余为Fe和其它不可避免杂质，采用50kg真空感应炉冶炼，并锻造成小方钢坯，将钢坯随炉加热至1200℃，并且保温3h。
随后在热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1100℃，粗轧终轧温度控制为1100℃，将厚度为60mm的钢坯轧制为36mm。精轧终轧温度控制在850℃，得到厚度为4mm的钢板；在400℃的卷取温度下进行1.5h的相变保温，随后空冷至室温，得到热轧态钢板。
热轧后的钢板经过酸洗，70％变形量的冷轧，制成厚度为1.2mm的冷硬板备用。
以10℃/s的加热速度将该冷硬板加热到1000℃，并等温保持3分钟；随后淬火到室温，将淬火后的钢板以10℃/s的加热速度加热到900℃，并等温保持1分钟；再随后以25℃/s的速率冷却到500℃，等温10秒；然后冷却到室温，得到铌微合金化TRIP钢板。
对得到的铌微合金化TRIP钢进行力学性能：屈服强度Rp0.2为420.00MPa，抗拉强度Rm为800.00MPa，延伸率A50mm为27.00％，强塑积216000MPa·％，屈强比为0.525。
实施例2
按照如下重量百分数：C：0.3％；Mn：3.0％；P：0.15％；Si：0.3％；Al：3.0％；其余为Fe和其它不可避免杂质，采用50kg真空感应炉冶炼，并锻造成小方钢坯，将钢坯随炉加热至1300℃，并且保温1.5h。
随后在热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1100℃，粗轧终轧温度控制为1100℃，将厚度为60mm的钢坯轧制为30mm。精轧初轧温度控制在950℃，终轧温度控制在900℃，得到厚度为6mm的钢板；在400℃的卷取温度下进行1.5h的相变保温，随后空冷至室温，得到热轧态钢板。
热轧后的钢板经过酸洗，70％变形量的冷轧，制成厚度为2.1mm的冷硬板备用。
以5℃/s的加热速度将该冷硬板加热到800℃，并等温保持5分钟；随后淬火到室温，将淬火后的钢板以10℃/s的加热速度加热到720℃，并等温保持10分钟；再随后以25℃/s的速率冷却到500℃，等温30秒；然后冷却到室温，得到铌微合金化TRIP钢板。
对得到的铌微合金化TRIP钢进行力学性能：屈服强度Rp0.2为480.00MPa，抗拉强度Rm为820.00MPa，延伸率A50mm为28.50％，强塑积23370MPa·％，屈强比为0.585。
实施例3
按照如下重量百分数：C：0.19％；Mn：1.20％；P：0.05％；Si：0.05％；Al：1.0％；其余为Fe和其它不可避免杂质，采用50kg真空感应炉冶炼，并锻造成小方钢坯，将钢坯随炉加热至1250℃，并且保温1.5h。
随后在热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1200℃，粗轧终轧温度控制为1150℃，将厚度为60mm的钢坯轧制为32mm。精轧初轧温度控制在950℃，终轧温度控制在900℃，得到厚度为6.4mm的钢板；在450℃的卷取温度下进行1.2h的相变保温，随后空冷至室温，得到热轧态钢板。
热轧后的钢板经过酸洗，75％变形量的冷轧，制成厚度为1.6mm的冷硬板备用。
以1℃/s的加热速度将该冷硬板加热到1000℃，并等温保持3分钟；随后淬火到室温，将淬火后的钢板以5℃/s的加热速度加热到850℃，并等温保持3分钟；再随后以30℃/s的速率冷却到500℃，等温25秒；然后冷却到室温，得到铌微合金化TRIP钢板。
对得到的铌微合金化TRIP钢进行力学性能：屈服强度Rp0.2为400.00MPa，抗拉强度Rm为805.00MPa，延伸率A50mm为27.50％，强塑积为221375.00MPa·％，屈强比均在0.47。
实施例4
按照如下重量百分数：C：0.23％；Mn：1.60％；P：0.1％；Si：0.1％；Al：1.50％；其余为Fe和其它不可避免杂质，采用50kg真空感应炉冶炼，并锻造成小方钢坯，将钢坯随炉加热至1250℃，并且保温1.5h。
随后在热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1200℃，粗轧终轧温度控制为1150℃，将厚度为60mm的钢坯轧制为32mm。精轧初轧温度控制在950℃，终轧温度控制在900℃，得到厚度为6.4mm的钢板；在450℃的卷取温度下进行1.2h的相变保温，随后空冷至室温，得到热轧态钢板。
热轧后的钢板经过酸洗，75％变形量的冷轧，制成厚度为1.6mm的冷硬板备用。
以5℃/s的加热速度将该冷硬板加热到800℃，并等温保持7分钟；随后淬火到室温，将淬火后的钢板以6℃/s的加热速度加热到880℃，并等温保持2分钟；再随后以35℃/s的速率冷却到450℃，等温20秒；然后冷却到室温，得到铌微合金化TRIP钢板。
对得到的铌微合金化TRIP钢进行力学性能：屈服强度Rp0.2为375.00MPa，抗拉强度Rm为845.00MPa，延伸率A50mm为29.50％，强塑积为27927.50MPa·％，屈强比均在0.44。
实施例5
按照如下重量百分数：C：0.21％；Mn：1.48％；P：0.073％；Si：0.005％；Al：1.33％；Nb：0.045％；其余为Fe和其它不可避免杂质，采用50kg真空感应炉冶炼，并锻造成小方钢坯，将钢坯随炉加热至1250℃，并且保温2h。
在常规热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1150℃，将厚度为60mm的钢坯轧制为32mm，精轧终轧温度控制在860℃，得到厚度为6.4mm的钢板，在450℃的卷取温度下进行1.2h的相变保温。热轧钢板厚度为3.5mm，然后经过酸洗、冷轧成1.2mm的冷硬板，然后进行热处理。
对所述冷硬板进行热处理工艺：首先在900℃温度下等温保持3分钟，然后淬火到室温(冷速大于50℃/s)，随后将淬火后的钢板加热到850℃温度下等温保持1分钟，然后以大于20℃/s速度冷却到460℃保温10秒钟，随后空冷到室温，得到铌微合金化TRIP钢板。
对得到的铌微合金化TRIP钢板进行力学性能测试，其中拉伸应力应变曲线如图2所示：屈服强度Rp0.2＝464.43MPa，抗拉强度Rm＝797.56MPa，延伸率A50mm＝28.85％，强塑积＝23009.61MPa·％，屈强比＝0.58。
并且对得到铌微合金化TRIP钢板进行微观组织观察，微观组织图如图1所示，由图1可知，制备得到铌微合金化TRIP钢板的组织结构包括铁素体，贝氏体，退火马氏体，残余奥氏体以及马氏体，其中各组织结构的体积分数分别为铁素体42％，贝氏体18％，退火马氏体23％，残余奥氏体9％，马氏体8％。
实施例6
本实施所采用的钢坯组分与实施例5一致，经在工厂采用50kg真空感应电炉冶炼而成。将钢坯随炉加热至1200℃并保温2h后在常规热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1080℃，精轧终轧温度控制在860℃，卷取温度控制在600℃。热轧钢板厚度为3.5mm，然后经过酸洗、冷轧成1.2mm的冷硬板，进行热处理。
对所述冷硬板进行热处理：首先在950℃温度下等温保持2分钟，然后淬火到室温(冷速大于50℃/s)，随后将淬火后的钢板加热到840℃温度下等温保持1分钟，然后以大于20℃/s速度冷却到460℃保温20秒钟，随后空冷到室温，即可得到铌微合金化TRIP钢板。
对得到的铌微合金化TRIP钢板进行力学性能测试，其中拉伸应力应变曲线如图4所示：屈服强度Rp0.2＝466.00MPa，抗拉强度Rm＝782.00MPa，延伸率A50mm＝30％，强塑积＝23460.56MPa·％，屈强比＝0.60。
并对得到铌微合金化TRIP钢板进行微观组织观察，微观组织图如图3所示，由图3可知，制备得到铌微合金化TRIP钢板的组织结构包括铁素体，贝氏体，退火马氏体，残余奥氏体，以及少量马氏体，其中各组织结构的体积分数分别为铁素体40％，贝氏体19％，退火马氏体25％，残余奥氏体10％，马氏体6％。
实施例7
本实施例以实施例5中的组分含量的钢坯为待加工产品，在工厂采用50kg真空感应电炉冶炼。将钢坯随炉加热至1200℃并保温2h后，在常规热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1080℃、精轧终轧温度控制在860℃、卷取温度控制在600℃。热轧钢板厚度为3.5mm，然后经过酸洗、冷轧成1.2mm的冷硬板，进行热处理。
对所述冷硬板进行热处理：首先在900℃温度下等温保持3分钟，然后淬火到室温(冷速大于50℃/s)，随后将淬火后的钢板加热到860℃温度下等温保持1分钟，然后以大于20℃/s速度冷却到460℃保温30秒钟，随后空冷到室温，即可得到铌微合金化TRIP钢板。
本实施例得到的铌微合金化TRIP钢板进行力学性能测试，其中拉伸应力应变曲线如图6所示：屈服强度Rp0.2＝485.5MPa，抗拉强度Rm＝778.5MPa，延伸率A50mm＝31.5％，强塑积＝24522.75MPa·％，屈强比＝0.62。
并对得到铌微合金化TRIP钢板进行微观组织观察，微观组织图如图5所示.由图5可知，制备得到铌微合金化TRIP钢板的组织结构包括铁素体，贝氏体，退火马氏体，残余奥氏体以及少量马氏体，其中各组织结构的体积分数分别为铁素体42％，贝氏体20％，退火马氏体23％，残余奥氏体10％，马氏体5％。
实施例8
本实施例以实施例5中的组分含量的钢坯为待加工产品，在工厂采用50kg真空感应电炉冶炼。将钢坯随炉加热至1200℃并保温2h后，在常规热轧机上轧制，粗轧开轧温度控制在1080℃、精轧终轧温度控制在860℃、卷取温度控制在600℃。热轧钢板厚度为3.5mm，然后经过酸洗、冷轧成1.2mm的冷硬板，进行热处理。
对所述冷硬板进行热处理：首先在860℃温度下等温保持5分钟，然后淬火到室温(冷速大于50℃/s)，随后将淬火后的钢板加热到850℃温度下等温保持1分钟，然后以大于20℃/s速度冷却到460℃保温60秒钟，随后空冷到室温，即可得到铌微合金化TRIP钢板。
对得到的铌微合金化TRIP钢板进行力学性能测试，其中拉伸应力应变曲线如图8所示：屈服强度Rp0.2＝470.5MPa，抗拉强度Rm＝775MPa，延伸率A50mm＝32.25％，强塑积＝24993.75MPa·％，屈强比＝0.61。
并对铌微合金化TRIP钢板进行微观组织观察，微观组织图如图7所示，由图7可知，制备得到铌微合金化TRIP钢板的组织结构包括铁素体，贝氏体，退火马氏体，残余奥氏体以及少量马氏体，其中各组织结构的体积分数分别为铁素体45％，贝氏体21％，退火马氏体18％，残余奥氏体12％，马氏体4％。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种铌微合金化TRIP钢的制备方法，包括以下步骤：
对铌微合金钢进行保温处理后进行淬火处理，得到部分奥氏体化合金钢；所述保温处理的温度为800～1000℃，所述保温处理的时间为3～5min；所述铌微合金钢包括以下质量百分含量的组分：C0.15～0.3％，Mn 1.0～3.0％，P 0.05～0.15％，Si≤0.3％，Al 0.5～3.0％，Nb 0.01～0.1％，余量的Fe；
退火处理所述部分奥氏体化合金钢后进行冷却处理，得到退火态合金钢；所述退火处理的温度为720～900℃，所述退火处理的时间为1～10min；所述退火处理后冷却的速率为20～30℃/s，所述冷却处理达到的温度为热镀锌处理的温度；
对所述退火态合金钢进行热镀锌处理后冷却，得到铌微合金化TRIP钢；所述热镀锌处理的温度为460～480℃，所述热镀锌处理的时间为10～60s。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述保温处理的温度和所述退火处理的温度分别独立地以加热的方式达到，所述加热的速率独立地为1～10℃/s。
3.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，所述保温处理前还包括对所述铌微合金钢的预处理，所述预处理具体包括以下步骤：
(1)对钢坯进行预保温处理后热轧，得到初级热轧态钢坯；
(2)对所述初级热轧态钢坯进行相变保温，得到热轧态钢坯；
(3)对所述热轧态钢坯进行冷轧。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中预保温处理的温度为1200～1300℃，所述预保温处理的时间为1.5～3h。
5.根据权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(1)中热轧包括粗轧和精轧，所述热轧的温度为850～1200℃，所述热轧的变形量为85～95％。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述粗轧的开轧温度为1150～1200℃，所述粗轧的终轧温度为1100～1150℃，所述粗轧的变形量为40～50％；所述精轧的开轧温度为900～950℃，所述精轧的终轧温度为850～900℃，所述精轧的变形量为75～80％。
7.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(2)中相变保温的温度为400～450℃，所述相变保温的时间为1.5～2h。
8.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)中冷轧的变形量为65～75％。
9.权利要求1～8任一项所述的制备方法得到的铌微合金化TRIP钢，包括以下体积百分含量的组织：铁素体45～65％，贝氏体15～30％，退火马氏体25～45％，奥氏体5～20％，马氏体3～5％。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109518092B (zh) * 2018-11-22 2020-10-02 东北大学 高强塑积铌微合金化低硅含铝热轧trip钢及制备方法
CN112522608A (zh) * 2020-11-18 2021-03-19 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa以上级别增强成型性热镀锌双相钢及其制备方法
CN113061806B (zh) * 2021-03-15 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 一种1180MPa级轻质高强钢及其制备方法
CN113061807B (zh) * 2021-03-15 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 一种780MPa级轻质高强钢及其制备方法
CN115181893B (zh) * 2021-04-02 2023-07-11 宝山钢铁股份有限公司 1180MPa级低碳低合金热镀锌TRIP钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN115198191B (zh) * 2022-07-25 2022-12-23 内蒙古科技大学 一种低屈强比、低屈服延伸的中锰钢制备方法
CN116219276A (zh) * 2022-12-14 2023-06-06 唐山钢铁集团有限责任公司 一种硅烷化性能优良的冷轧连退高强钢及其制造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101880823A (zh) * 2010-07-05 2010-11-10 北京科技大学 一种热轧铌微合金化多相钢及其制备方法
CN101928875A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
CN102828109A (zh) * 2012-09-17 2012-12-19 辽宁科技大学 一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢及其生产方法
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
CN102952996A (zh) * 2013-01-04 2013-03-06 鞍钢股份有限公司 一种高延伸率冷轧trip钢板及其制备方法
CN103361547A (zh) * 2012-03-30 2013-10-23 鞍钢股份有限公司 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板
CN103589952A (zh) * 2013-11-27 2014-02-19 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种稀土合金化trip钢
CN104264039A (zh) * 2014-10-13 2015-01-07 内蒙古科技大学 一种含稀土La的TRIP钢板和制备方法
CN106191390A (zh) * 2016-08-31 2016-12-07 内蒙古科技大学 一种中锰trip钢及其制备方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20120113588A (ko) * 2011-04-05 2012-10-15 현대하이스코 주식회사 도금성이 우수한 고강도 ｔｒｉｐ강 및 그 제조 방법

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101928875A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
CN101880823A (zh) * 2010-07-05 2010-11-10 北京科技大学 一种热轧铌微合金化多相钢及其制备方法
CN103361547A (zh) * 2012-03-30 2013-10-23 鞍钢股份有限公司 一种冷成型用超高强度钢板的生产方法及钢板
CN102828109A (zh) * 2012-09-17 2012-12-19 辽宁科技大学 一种亚稳态相变增塑的超细晶高强塑积钢及其生产方法
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
CN102952996A (zh) * 2013-01-04 2013-03-06 鞍钢股份有限公司 一种高延伸率冷轧trip钢板及其制备方法
CN103589952A (zh) * 2013-11-27 2014-02-19 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种稀土合金化trip钢
CN104264039A (zh) * 2014-10-13 2015-01-07 内蒙古科技大学 一种含稀土La的TRIP钢板和制备方法
CN106191390A (zh) * 2016-08-31 2016-12-07 内蒙古科技大学 一种中锰trip钢及其制备方法

Non-Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Microstructure and mechanical properties of C–Mn–Al–Si hot-rolled TRIP steels with and without Nb based on dynamic transformation;B.Fu等;《Materials Science and Engineering A》;20120116;第536卷;全文 *
Nb含量对TRIP钢组织和性能的影响;唐正友等;《材料与冶金学报》;20060630;第5卷(第2期);全文 *
一种含回火马氏体组织TRIP 钢的研究;定巍等;《材料热处理学报》;20130228;第34卷(第2期);全文 *
含铌TRIP钢连续退火后的组织性能及强化机理;江海涛等;《北京科技大学学报》;20100228;第32卷(第2期);全文 *

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