專利名稱：超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板及制法的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于高強(qiáng)度高塑性的熱軋鋼技術(shù)領(lǐng)域，尤其是涉及到一種具有超高強(qiáng)度、 高塑性的低碳 TRIP/TWIP (TRIP 與 TWIP 分別為 Transformation Induced Plasticity (相變誘發(fā)塑性)與Twinning Induced Plasticity (孿晶誘發(fā)塑性)的簡稱)熱軋鋼板及其
生產(chǎn)方法。
背景技術(shù)：
高錳TRIP鋼與TWIP鋼作為極具潛力的新一代兩種典型的高強(qiáng)韌性鋼，近些年受到廣泛重視。這兩種鋼都展現(xiàn)了良好的綜合力學(xué)性能，其共同的突出特點(diǎn)就是具有很高的強(qiáng)塑積(抗拉強(qiáng)度和延伸率的乘積)，因此具有很強(qiáng)吸收撞擊能量的能力，能夠廣泛用于工程機(jī)械和高附加值的汽車工業(yè)等領(lǐng)域。通常，鋼鐵材料的強(qiáng)度和塑性一直是相互矛盾的，一般強(qiáng)度的提升，塑性都會(huì)有所下降。強(qiáng)度和塑性綜合性能的提高一直是材料工作者追求的目標(biāo)。TRIP鋼在拉伸時(shí)，高應(yīng)變應(yīng)力區(qū)的殘余奧氏體通過應(yīng)變或應(yīng)力誘發(fā)馬氏體相變，延遲鋼的頸縮，進(jìn)而保證鋼的高強(qiáng)度的同時(shí)，提高了鋼的塑性。通過調(diào)整成分配比，并結(jié)合一定的工藝，控制鐵素體、貝氏體或者馬氏體以及殘余奧氏體組織的體積分?jǐn)?shù)比，可以獲得較高強(qiáng)度級(jí)別的TRIP鋼，經(jīng)過冷軋后的TRIP鋼板，其最高強(qiáng)度可以達(dá)到1800-2000MPa。盡管利用TRIP效應(yīng)生產(chǎn)的TRIP鋼具有很高的抗拉強(qiáng)度，但是，其延伸率，尤其是冷軋后的鋼板，大多不會(huì)超過30 %。而TWIP 鋼基本組織通常為單一的奧氏體，其塑性本身較好，加之拉伸過程中發(fā)生TWIP效應(yīng)，于高應(yīng)變區(qū)會(huì)應(yīng)變誘發(fā)孿晶，極大的提高了塑性。通常通過合理的成分和工藝控制，TWIP鋼的延伸率一般都可以達(dá)到50%以上，有的甚至超過90%。但是由于高錳TWIP鋼奧氏體結(jié)構(gòu)的固有性質(zhì)，其強(qiáng)度很難達(dá)到TRIP鋼的程度，TWIP鋼的強(qiáng)度大多只能達(dá)到600 900MPa中等抗拉強(qiáng)度。綜合TRIP鋼與TWIP鋼的優(yōu)缺點(diǎn)，通過合理成分與工藝的設(shè)計(jì)，來制備同時(shí)具有 TffIP效應(yīng)與TRIP效應(yīng)的高錳TRIP/TWIP鋼，能夠?qū)崿F(xiàn)同時(shí)兼具超高強(qiáng)度(即大于900MPa) 以及50%以上的延伸率，這也是十分有意義研究工作。目前對(duì)于TRIP鋼和TWIP鋼的單獨(dú)研究技術(shù)文獻(xiàn)報(bào)道的較多，但是對(duì)于同時(shí)具有相變誘發(fā)和孿晶誘發(fā)的TRIP/TWIP鋼的設(shè)計(jì)及其生產(chǎn)技術(shù)卻非常少。由于Mn元素對(duì)材料的層錯(cuò)能有較大的影響，進(jìn)而決定了材料是發(fā)生TRIP效應(yīng)還是TWIP效應(yīng)，因此，Mn的含量對(duì)材料設(shè)計(jì)起到至關(guān)重要的作用。一般情況下，對(duì)于中低碳的高錳鋼而言，通過適當(dāng)合金元素諸如Si、Al類等的添加和調(diào)整，通常高錳TRIP鋼能夠發(fā)生 TRIP效應(yīng)的鋼的Mn含量都不高于20wt%，而高錳TWIP鋼都要高于20wt%，最具代表性的高錳 TRIP 和 TWIP 鋼成分分別為Fe-15Mn-3Si-3Al 和 Fe-25Mn-3Si_3Al。而在較高 Si、Al 含量(含量分別在)的情況下，同時(shí)發(fā)生TRIP效應(yīng)與TWIP效應(yīng)的典型TRIP/TWIP 鋼的 Mn 的含量在 15%-20%之間。(出自文獻(xiàn) international Journal of Plasticity, 2000, Vol 16 :1319-1409 ；ISIJ international, 2003, Vol 43，No3 :438-446))。通常高錳TWIP鋼加工性能較差，其主要原因在于TWIP鋼超高的Mn含量降低了鋼的導(dǎo)熱率，并且自由線收縮值達(dá)到了 2. 4 3. 0%，這是普碳鋼的2 3倍，導(dǎo)致鋼的鑄態(tài)組織粗大，原始鑄坯表面易產(chǎn)生熱裂紋，熱軋后裂紋更加加劇；其次，由于鋼中大量Mn元素的存在，鑄造時(shí)可能造成鋼中成分偏析及S和P元素在晶界的偏聚，弱化了晶界，同時(shí)容易造成大量脆性碳化物，諸如M23C6或M5C2等的析出進(jìn)而導(dǎo)致熱軋過程極易產(chǎn)生沿晶裂紋；最后，高M(jìn)n鋼固有的高的加工硬化速率，導(dǎo)致軋制變形抗力較高，增加了軋機(jī)的負(fù)荷，使其難以冷加工成形。因此開發(fā)具有相對(duì)較低Mn含量的TRIP/TWIP鋼也更加具有實(shí)用性。POSCO公司申請(qǐng)的專利號(hào)為WO 2007075006的高錳鋼板，其權(quán)利要求聲稱其可用于熱軋鋼板，該發(fā)明Mn含量在10-25wt%之間，但是該鋼板強(qiáng)度并不高，最高抗拉強(qiáng)度只有 SOOMPa。但是，其碳含在0. 2-1. 5wt%的較高與較寬的范圍內(nèi)，這嚴(yán)重影響了鋼的焊接性能， 此外，Si、Al的添加最高也分別達(dá)到了 2. Owt^和3. Owt%，這也導(dǎo)致該鋼的鑄造性能、表面鍍層性能較差。專利文獻(xiàn)DE102005062221公開了一種高錳含量的高強(qiáng)鋼板，其主要成分的重量百分比為:C :0. 05 1. 0%,Mn :9. 0 25%, Al :0. 1 11%, Si ( 6. 0%，余量為 Fe 和不可避免的雜質(zhì)。該鋼同時(shí)具有TRIP與TWIP效應(yīng)，但是其C、A1和Si的含量都很高，同樣對(duì)材料的焊接、澆鑄和鍍層質(zhì)量產(chǎn)生不利影響。公開號(hào)為CN 101928876A的發(fā)明公開了一種TRIP/TWIP鋼，其主要成分是 CO. 10 0.45%，Mn 10% 20%，Nb彡0. 1 %，此外還加入了一定量的稀土，從其成分上看，該鋼屬于中高碳含量的高錳鋼，這樣高的碳含量必然影響材料的焊接性能，同時(shí)其經(jīng)過冷軋?zhí)幚砗蟮目估瓘?qiáng)度也只有700 llOOMpa，其延伸率也只有40 70%。對(duì)于這樣的性能指標(biāo)，一般的TWIP鋼經(jīng)過一定的成分與工藝設(shè)計(jì)，就可以完全達(dá)到，比如公開號(hào)為CN 101429590A的發(fā)明TWIP鋼，其抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到750-1200之間，延伸率在50-70 %范圍內(nèi)，所以，從綜合性能的角度來看，該發(fā)明并沒有充分發(fā)揮TRIP/TWIP鋼的優(yōu)勢。盡管高錳鋼的使用歷史悠久，但是其主要用于制造抗沖擊磨損、無磁性或者不銹鋼不見部件，而很少在高強(qiáng)鋼方面得到應(yīng)有的重視，而高錳鋼作為熱軋高強(qiáng)鋼板方面的生產(chǎn)與應(yīng)用，現(xiàn)有專利文獻(xiàn)中的記載也較少。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的就是為了克服上述現(xiàn)有技術(shù)存在的缺陷而提供一種具有TWIP和 TRIP綜合效應(yīng)的超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板及制法。本發(fā)明的目的可以通過以下技術(shù)方案來實(shí)現(xiàn)一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其特征在于，其成分質(zhì)量百分比為c 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0 %, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %， P ^ 0. 008%, S彡0. 005%，余量為！^e ；其中當(dāng)C彡0. 05%且Mn彡16. 0%時(shí)，還包含 NO. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10%。本發(fā)明的如上成分的設(shè)計(jì)思路在于(1)以往的技術(shù)中，高錳鋼中為了提高鋼的強(qiáng)度，尤其在傳統(tǒng)高錳TWIP鋼中，一般 C和Al的含量都相對(duì)較高。高C、高Al的添加增加了鋼板的焊接冷裂紋傾向，提高了鋼板焊接時(shí)的預(yù)熱溫度，極大地降低了材料的可焊性并降低了 HAZ韌性。同時(shí)，較高的Al的存在容易在澆鑄時(shí)形成Al2O3，堵塞水口，造成澆鑄困難。本發(fā)明中的TRIP/TWIP鋼不含Al并且碳含量控制在小于0. 的較低水平，極大的改善了現(xiàn)有技術(shù)中焊接性能和鑄造性較差的缺陷。(2)鋼成分中C的含量對(duì)鋼的強(qiáng)度的影響是最大的，但是為了改善可焊性，本發(fā)明降低了碳含量，為了彌補(bǔ)由于C的量的減小而造成的強(qiáng)度的降低，本發(fā)明在成分中加入了其它合金元素1)加入了一定量的Nb，其主要作用是通過控制Nb的碳或者碳氮化物的析出來利用對(duì)晶界的釘扎以及固溶Nb原子的溶質(zhì)拖曳作用來抑制晶粒長大。對(duì)于熱軋鋼，Nb的加入也可以提高鋼的未再結(jié)晶溫度，通過在未再結(jié)晶區(qū)進(jìn)行大壓下量軋制，通過動(dòng)態(tài)再結(jié)晶細(xì)化奧氏體晶粒。此外，Nb的析出也能充分發(fā)揮其二相粒子強(qiáng)化作用。2)在當(dāng)C含量很低，小于0.05wt%時(shí)，添加了 N元素，同時(shí)除了添加微合金元素Nb 外，還在添加了 Ti。適當(dāng)范圍N的加入可顯著提高層錯(cuò)能，一定程度上取代部分Al元素的缺失產(chǎn)生的影響，同時(shí)N還具有很好的固溶強(qiáng)化和抗腐蝕性效果。Ti的加入，主要起到高溫形成Ti的碳氮化物或者與Nb配合形成Nb、Ti的復(fù)合碳氮化物，形成Ti析出相具有極好的高溫穩(wěn)定性，可以有效提高焊接的線能量，細(xì)化熱影響區(qū)組織。此外也起抑制熱軋后的回復(fù)再結(jié)晶晶粒長大進(jìn)而細(xì)化晶粒，并且發(fā)揮二相粒子的強(qiáng)化基體作用。(3)為了改善高錳鋼的加工性能，Mn含量控制在20wt%以下，同時(shí)為了保證具有 TRIP效應(yīng)的同時(shí)也兼具TWIP效應(yīng)，Mn含量也不應(yīng)低于IOwt %。(4)雖然Si對(duì)于冷軋薄板的表面鍍層有影響，但是對(duì)于熱軋鋼板，尤其制備高錳含量的中厚熱軋板，適當(dāng)Si可以有效獲得較大的TRIP效應(yīng)，更有助于材料的輕質(zhì)化和強(qiáng)度的提高，因此其適量的添加對(duì)于熱軋TRIP/TWIP鋼板是有利的，但是其控制范圍不宜超過 3. 0% ；(5)鋼種P、S含量盡量低，避免在鋼坯凝固過程中形成硫化物或由于P在晶界的偏聚導(dǎo)致鋼的脆性。一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，該方法包括以下步驟1)成分超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，成分質(zhì)量百分比為C 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0%, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %，P 彡 0. 008 %， S彡0. 005%，余量為!^e和不可避免的雜質(zhì)；其中當(dāng)C彡0. 05%且Mn彡16. 0%時(shí)，還包含 N 0. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10% ；2)冶煉按上述成分在轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉，再經(jīng)真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯或鑄錠；3)加熱鑄坯或者鑄錠再加熱至1150 1200°C，保溫1 2兩小時(shí)；4)高壓水除鱗；5)熱軋粗軋后精軋，開軋溫度1100 1150°C，100(TC以上多道次熱軋的累計(jì)變形量大于50%，終軋溫度820 880°C ；6)在終軋入水前或者精軋后幾個(gè)道次進(jìn)行待溫或弛豫處理；7)冷卻熱軋后的鋼板以15 50°C /s速度冷卻至350 550°C，然后空冷至室溫，得到使用狀態(tài)的熱軋板材。冷卻步驟可以采用兩段式層流冷卻方式，其中前段快冷，后段緩冷來合理控制
5TRIP效應(yīng)和個(gè)組織的百分含量。 在采用上述工藝過程中，較好的方式是步驟( 所述的1000°C以上多道次熱軋的累計(jì)變形量為80%，終軋溫度860°C。 為了更好的控制奧氏體的晶粒尺寸，可以選擇在終軋入水前或者精軋后幾個(gè)道次進(jìn)行待溫或弛豫處理，使得細(xì)小的Nb或者Nb和Ti的碳或者復(fù)合碳氮化物能足夠析出，充分發(fā)揮二相粒子的強(qiáng)化作用。按照上述制備TRIP/TWIP熱軋鋼板，熱軋后的鋼板可以進(jìn)行后續(xù)的熱處理，步驟(6)所述的待溫或弛豫處理工藝為在850 950°C保溫15 60min， 以大于15°C /s的冷速快速冷卻至室溫。所述的鋼板的厚度不大于32mm。本發(fā)明根據(jù)以上成分及其工藝制備的高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，具有以下的組織特點(diǎn)所述的鋼板的抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到1220 1558MPa以上，其延伸率為52% 75%。所述的鋼板熱軋后冷卻至室溫下的顯微組織主要為奧氏體，其余為HCP結(jié)構(gòu)的馬氏體和少量鐵素體，其中馬氏體和鐵素體體積分?jǐn)?shù)之和不大于32%，其拉伸變形后的顯微組織為大于40%的形變孿晶奧氏體、BCC結(jié)構(gòu)的馬氏體和少量的鐵素體。所述的鋼板拉伸后的顯微組織為奧氏體、鐵素體和BCC結(jié)構(gòu)的馬氏體。所述的鋼板熱軋后的Nb和/或Ti的復(fù)合碳或碳氮化物的粒子尺寸不大于20nm。所述的鋼板熱軋后的奧氏體晶粒尺寸不大于30 μ m。在熱軋后的使用狀態(tài)的熱軋鋼板包含細(xì)小且彌散分布的析出相的粒子，其尺寸不大于20nm，析出相的摩爾分?jǐn)?shù)不小于0. 1%。本發(fā)明通過合理的控軋控冷工藝，并充分發(fā)揮微合金元素的作用，使得該材料具備優(yōu)異的綜合性能。本發(fā)明制備的熱軋高強(qiáng)度、高塑性鋼板可具有非常優(yōu)異的綜合力學(xué)性能，可以用于汽車制造、石油管道、鐵路交通、工程機(jī)械、建筑、橋梁、船舶以及軍工用品等行業(yè)，具有非常重要的價(jià)值和極大的潛在應(yīng)用空間。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明具有以下優(yōu)點(diǎn)(1)成分設(shè)計(jì)上，采用低碳或超低碳、不含鋁，極大改善了材料的焊接性能和鑄造性能；(2)性能優(yōu)異、應(yīng)用前景廣泛。本發(fā)明充分應(yīng)用TWIP與TRIP效應(yīng)的有效結(jié)合，制備的熱軋鋼板兼具超高強(qiáng)度和高塑性的特點(diǎn)，其優(yōu)良綜合力學(xué)性能遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于其它傳統(tǒng)鋼鐵材料。制備的材料可以廣泛應(yīng)用于諸如汽車制造、石油管道、鐵路交通、工程機(jī)械、建筑、橋梁、船舶以及軍工用品等行業(yè)；(3)生產(chǎn)方法簡單、材料性價(jià)比高。本發(fā)明的熱軋TRIP/TWIP鋼，主要合金元素為廉價(jià)的Mn，只微量添加了合金元素Nb或/和Ti，而不需要大量添加其它貴金屬，同時(shí)其生產(chǎn)工藝簡單，應(yīng)用傳統(tǒng)的熱軋?jiān)O(shè)備和軋制技術(shù)就可以獲得性能優(yōu)異的熱軋鋼板，降低了材料的成本以及生產(chǎn)成本，增強(qiáng)了市場競爭力；(4)可以通過簡單地調(diào)整控軋控冷工藝就可以生產(chǎn)所需的各強(qiáng)度級(jí)別的熱軋高強(qiáng)度鋼板。比如調(diào)整未再結(jié)晶區(qū)弛豫時(shí)間來控制微合金的析出量，調(diào)整軋制道次及每道次壓下量和道次時(shí)間間隔等控、冷卻速度、終軋與終冷溫度等，來控制晶粒尺寸并獲得不同的熱軋組織與優(yōu)化各組織所占的比例，從而能靈活的根據(jù)用戶所需來來生產(chǎn)具有不同強(qiáng)度級(jí)別的鋼板。


圖1為本發(fā)明的熱軋工藝示意圖；圖2為本發(fā)明實(shí)施例1的拉伸變形前的典型光學(xué)顯微組織；圖3為本發(fā)明實(shí)施例1的拉伸變形后的透射電鏡照片及其衍射圖像；圖4為本發(fā)明實(shí)施例1的拉伸應(yīng)力應(yīng)變曲線。
具體實(shí)施例方式下面結(jié)合附圖和具體實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行詳細(xì)說明。圖1為本發(fā)明熱軋高強(qiáng)度高塑性相變與孿晶誘發(fā)塑性鋼板的生產(chǎn)工藝示意圖， 包括如下步驟按照成分C彡0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0 %，Sil. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25%,P^ 0. 008%, S彡0. 005%，余量為!^e和不可避免的雜質(zhì)；其中當(dāng)C彡0. 05%且 Mn < 16. 0%時(shí)，還包含N 0. 02-0. 082%和Ti 0. 045 0. 10%，在轉(zhuǎn)爐或者電爐冶煉，再經(jīng)真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯或鑄錠，鑄坯或者鑄錠再加熱至1150 1200C，保溫1 2兩小時(shí)后進(jìn)行熱軋，開軋溫度 1100 1150°C，1000°C以上累計(jì)變形量大于50%，終軋溫度820 880°C，軋后水冷15 300C /s速度冷卻至350 550°C，然后空冷至室溫，得到使用狀態(tài)的熱軋板材。具體的實(shí)施例中成分和工藝性能分別參見表1和表2。表1各實(shí)施例中的成分列表
權(quán)利要求
1.一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其特征在于，其成分質(zhì)量百分比為C 彡 0. 10%，Mn 13. 6-20. 0%，Sil. 5 3. 0%，Nb 0. 05 0. 25%，P 彡 0. 008%，005%，余量為 Fe ；其中當(dāng) C <0.05%且MnS 16. 0%時(shí)，還包含 N 0.02-0. 082%和 TiO. 045 0. 10%。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板的抗拉強(qiáng)度不小于1220Mpa，其延伸率不低于52%。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板熱軋后室溫下的顯微組織主要為奧氏體，其余為HCP結(jié)構(gòu)的馬氏體和少量鐵素體，其中馬氏體和鐵素體體積分?jǐn)?shù)之和不大于32%。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板拉伸后的顯微組織為奧氏體、鐵素體和BCC結(jié)構(gòu)的馬氏體。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板熱軋后的Nb和/或Ti的復(fù)合碳或碳氮化物的粒子尺寸不大于20nm。
6.根據(jù)權(quán)利要求1所述的一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其特征在于，所述的鋼板熱軋后的奧氏體晶粒尺寸不大于30 μ m。
7.—種如權(quán)利要求1所述的超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，該方法包括以下步驟1)成分超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，成分質(zhì)量百分比為C 彡 0. 10 %，Mn 13. 6-20. 0%, Si 1. 5 3. 0 %，Nb 0. 05 0. 25 %，P 彡 0. 008 %， S彡0. 005%，余量為!^e和不可避免的雜質(zhì)；其中當(dāng)C彡0. 05%且Mn彡16. 0%時(shí)，還包含 N 0. 02-0. 082%和 Ti 0. 045 0. 10% ；2)冶煉按上述成分在轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉，再經(jīng)真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯或鑄錠；3)加熱鑄坯或者鑄錠再加熱至1150 1200°C，保溫1 2兩小時(shí)；4)高壓水除鱗；5)熱軋粗軋后精軋，開軋溫度1100 1150°C，1000°C以上多道次熱軋的累計(jì)變形量大于50%，終軋溫度820 880°C ；6)在終軋入水前或者精軋后幾個(gè)道次進(jìn)行待溫或弛豫處理；7)冷卻熱軋后的鋼板以15 50°C/s速度冷卻至350 550°C，然后空冷至室溫，得到使用狀態(tài)的熱軋板材。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，步驟( 所述的1000°C以上多道次熱軋的累計(jì)變形量為80%，終軋溫度 860 "C。
9.根據(jù)權(quán)利要求7所述的超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，步驟(6)所述的待溫或弛豫處理工藝為在850 950°C保溫15 60mino
10.根據(jù)權(quán)利要求7所述的超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板的制備方法，其特征在于，所述的鋼板的厚度不大于32mm。
全文摘要
本發(fā)明涉及一種超高強(qiáng)度高塑性低碳相變與孿晶誘發(fā)塑性熱軋鋼板，其成分質(zhì)量百分比為C≤0.10％，Mn 13.6-20.0％，Si 1.5～3.0％，Nb 0.05～0.25％，P≤0.008％，S≤0.005％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)；其中當(dāng)C≤0.05％且Mn≤16.0％時(shí)，還包含N 0.02-0.082％和Ti 0.045～0.10％。制備方法為按上述成分冶煉，再經(jīng)真空爐二次精煉，澆鑄成鑄坯，加熱至1150～1200℃，保溫1～2兩小時(shí)，高壓水除魚鱗后進(jìn)行熱軋，開軋溫度1100～1150℃，粗軋后精軋，1000℃以上累計(jì)變形量大于50％。終軋溫度820～880℃，終軋入水前或者精軋后幾個(gè)道次進(jìn)行待溫或弛豫處理，軋后15～50℃/s速度冷卻至350～550℃，然后空冷至室溫。與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明所制備的熱軋板材抗拉強(qiáng)度不小于1220MPa，延伸率不低于52％。
文檔編號(hào)C22C33/04GK102296232SQ20111026520
公開日2011年12月28日 申請(qǐng)日期2011年9月8日 優(yōu)先權(quán)日2011年9月8日
發(fā)明者付立銘, 單愛黨 申請(qǐng)人:上海交通大學(xué)