專利名稱：：一種低成本高強(qiáng)塑積汽車用鋼及其制備方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明屬汽車用鋼
技術(shù)領(lǐng)域：
，提供了一種低成本高強(qiáng)塑積汽車用鋼及其制備方法，其強(qiáng)塑積(強(qiáng)塑積是抗拉強(qiáng)度與延伸率的乘積)235GPa%。
背景技術(shù)：
：高強(qiáng)度高塑性材料一直是材料工作者持之以恒的追求目標(biāo)，特別是隨著汽車輕量化和安全性要求的提高，要求汽車結(jié)構(gòu)件用鋼具有高強(qiáng)塑積(抗拉強(qiáng)度與延伸率的乘積)。第一代汽車用鋼的強(qiáng)塑積在10-20GP^的水平，已經(jīng)不能滿足汽車工業(yè)未來發(fā)展對輕量化和高安全的雙重要求。比如抗拉強(qiáng)度在200-1000MPa的范圍的IF鋼、BH鋼、HSLA鋼、DP鋼和TRIP鋼等鋼材的強(qiáng)塑積為15-20GPaW的水平，超高強(qiáng)度馬氏體鋼的強(qiáng)度在1500MPa的級別，它的強(qiáng)塑積約為10GPa。/。左右。為了適應(yīng)汽車輕量化和提高安全性的需求，近年來人們相繼開發(fā)了高強(qiáng)度高塑性的TWIP鋼和奧氏體鋼，即現(xiàn)在被稱謂的第二代汽車用鋼，它們的抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到800-1000MPa，強(qiáng)塑積達(dá)到了60GPa呢的級另U。但第二代汽車用鋼添加了大量的Cr、Ni、Mn、Si和Al等合金元素，使得其成本較高。同時由于高合金含量，導(dǎo)致了鋼的工藝性能較差，冶金生產(chǎn)困難較大，因而限制了其生產(chǎn)與應(yīng)用。為了適應(yīng)節(jié)約資源、降低成本、汽車輕量化和提高安全性的要求，需要研發(fā)高強(qiáng)塑積超高強(qiáng)度、而且低成本的新一代汽車用鋼，即第三代高強(qiáng)高塑汽車用鋼。我們提出新一代低合金鋼的控制理念，即基于多相(Multi-phase)、亞穩(wěn)(Meta-stable)、及多尺度(Multi-scale)組織設(shè)計(Ml且織控制)。研制出一種中低合金含量的超高強(qiáng)塑積汽車用鋼制備技術(shù)，并可應(yīng)用于現(xiàn)有的鋼鐵冶金工業(yè)板帶生產(chǎn)流程，生產(chǎn)出高性能的熱軋板帶或冷軋鋼板帶。
發(fā)明內(nèi)容本發(fā)明的目的在于提供一種低成本高強(qiáng)塑積汽車用鋼及其制備方法，為了適應(yīng)節(jié)約資源、降低成本、汽車輕量化和提高碰撞安全性的要求，需要研發(fā)成本低廉又具有較高強(qiáng)塑積的鋼種。有別于第一代鋼鐵材料的以BCC組織結(jié)構(gòu)為主的第一代汽車用鋼.和以FCC組織結(jié)構(gòu)為主的第二代汽車用鋼，第三代汽車用鋼采用新型組織調(diào)控的手段，獲得"多相(Multi-phase)、亞穩(wěn)(Meta-stable)、及多尺度(Multi-scale)"的M3組織結(jié)構(gòu)。本發(fā)明基于合理化學(xué)成分設(shè)計和合金元素的配分，關(guān)鍵在于控制馬氏體相變、C/Mn等溶質(zhì)再次配分和奧氏體逆相變，獲得M3型組織結(jié)構(gòu)，在鋼的應(yīng)變過程中實現(xiàn)TRIP或TWIP機(jī)制，提高鋼的塑性和強(qiáng)度。其基本特征為1、在鋼的化學(xué)成分上，主要是通過0.02-0.50wt%C和3.50-9.00wt%Mn合金化實現(xiàn)兩個目的a、使鋼具有良好的淬透性，保證熱軋鋼板或型材空冷、熱軋鋼板巻冷卻、冷軋退火后空冷獲得70%以上的馬氏體組織；b、在中溫?zé)崽幚磉^程中，Mn和C的進(jìn)行再次配分，從而實現(xiàn)奧氏體逆轉(zhuǎn)變。2、織的鋼材，加熱到Acl以下10(TC到Acl之間保溫。本發(fā)明不同于TRIP鋼采用正相變獲得殘余奧氏體的方法，主要是利用C和Mn等溶質(zhì)元素中的一種或兩種元素的再次配分來控制鋼的奧氏體逆轉(zhuǎn)變形核和長大，獲得10%以上的尺寸細(xì)小分布均勻亞穩(wěn)逆轉(zhuǎn)變奧氏體和超細(xì)尺寸的a相基體。基于上述獲得的多相和亞穩(wěn)的超細(xì)晶粒的組織，在鋼的應(yīng)變過程中實現(xiàn)TRIP或TWIP機(jī)制，提高鋼的塑性和強(qiáng)度。通過本專利技術(shù)制備的鋼材結(jié)構(gòu)材料，抗拉強(qiáng)度為0.7-1.3GPa，延伸率為55-30%，強(qiáng)塑積達(dá)到35-55GPa%。在上述基礎(chǔ)上還可以通過下列技術(shù)進(jìn)一步提高或達(dá)到性能1、可以添加Ni、Mo、Cr、B等進(jìn)一步提高鋼的淬透性或低溫沖擊韌性、添加Nb、V、Ti等細(xì)化原奧氏體晶粒、添加Cu、V等通過析出強(qiáng)化提高鋼的強(qiáng)度、以及添加Si等提高強(qiáng)度和抑制碳化物析出等、添加[N]調(diào)節(jié)奧氏體的穩(wěn)定性等；2、通過熱軋或溫軋等軋制工藝控制鋼的微觀組織結(jié)構(gòu)的均勻性，細(xì)化晶粒尺寸，為最終熱處理提供理想的組織結(jié)構(gòu)。本發(fā)明適用于現(xiàn)有工業(yè)條件下的高性能冷軋和熱軋高強(qiáng)度汽車板生產(chǎn)、高性能型材和棒線材等的生產(chǎn)。同樣適用于通過熱處理手段來實現(xiàn)高性能的產(chǎn)品，如熱成形零件等。通過本發(fā)明技術(shù)制備的鋼材結(jié)構(gòu)材料，強(qiáng)度在0.7-1.3GPa范圍內(nèi)，延伸率在55-30%的范圍內(nèi)，強(qiáng)塑積可以達(dá)到35-55GPa%。本發(fā)明鋼的化學(xué)成分從經(jīng)濟(jì)性角度出發(fā)，本發(fā)明以碳錳鋼為基礎(chǔ)鋼。但可以通過其它合金元素的添加獲得相同性能或?qū)π阅苡兴岣摺ｄ摰幕瘜W(xué)成分、合金元素配分工藝和生產(chǎn)工藝等是本發(fā)明的關(guān)鍵。本發(fā)明所述鋼的化學(xué)成分為C:0.01-0.50wt%、Mn:3.50-9.Owt%、P《0.020wt%，S《0.02wt%，余為Fe及不可避免的不純物。在此基礎(chǔ)上可以另加以下一種或多種元素Ni:O.l_3.0wt%、Cr:O.2-3.Owt%、Mo:0.1-0.8wt%、Si:0.3-2.3wt%、Cu:O.5-2.Owt%、B:0.0005-0.005wt%、Nb:O.02-0.10wt%、[N]:0.002-0.25wt%、Ti:0.05-0.25wt%、V:0.02-0.25wt%、Al:0.015-0.060wt%、RE(稀土):0.002—0.005wt%、Ca:O.005-0.03wt%。本發(fā)明各元素的作用及配比依據(jù)如下C:作為主要的間隙固溶強(qiáng)化元素，對淬火馬氏體鋼的強(qiáng)度起決定作用。通過碳的配分可以調(diào)控逆轉(zhuǎn)變奧氏體穩(wěn)定性、數(shù)量、尺寸、形狀和分布；但碳含量過高將惡化鋼的性能，C含量應(yīng)控制在0.01-0.5(kty。范圍內(nèi)。Mn:Mn具有提高鋼的淬透性的作用。Mn是擴(kuò)大奧氏體區(qū)元素，通過中溫?zé)崽幚磉^程中Mn的再次配分，實現(xiàn)逆轉(zhuǎn)變奧氏體的產(chǎn)生。本發(fā)明中Mn是控制逆轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性、分布及其尺寸大小的主要元素之一。為保證鋼的高塑性和強(qiáng)度，Mn含量應(yīng)控制在3.5-9.0%范圍內(nèi)。Ni:Ni是奧氏體化穩(wěn)定元素，可以有效降低Ms點，同時可以提高材料塑性和低溫韌性，但Ni價格高，其含量應(yīng)控制在4.0%以下。P:在鋼液凝固時形成微觀偏析，隨后在奧氏體后溫度加熱時偏聚到晶界，使鋼的脆性顯著增大，從而使氫致延遲斷裂敏感性升高。因此，p含量應(yīng)控制在0.020y。以下。S:不可避免的不純物，形成MnS夾雜物和在晶界偏析會惡化鋼的韌性，從而降低鋼的韌塑性，并使氫致延遲斷裂敏感性升高。因此，S含量應(yīng)控制在0.015W以下。4Mo:有效地提高鋼的淬透性，還能夠強(qiáng)化晶界。含量小于0.20%難以起到上述作用，但含量超過0.80%則上述作用效果飽和，且成本較高，應(yīng)控制在0.2-0.8討％范圍內(nèi)。Cr:能夠有效提高鋼的淬透性和防止高溫表面氧化，Cr含量應(yīng)控制在O.2-3.0wt%。Cu:通過析出e-Cu實現(xiàn)析出強(qiáng)化，提高鋼的強(qiáng)度，添加范圍0.5-2.00wt%。B:能夠顯著提高鋼的淬透性和凈化晶界。含量低于0.0005%時以上作用不明顯，高于0.0050%時作用增加不明顯。因此，如添加，B含量應(yīng)控制在0.0005-0.0050wt%范圍內(nèi)。Si:抑制碳化物析出，提高C的配分效果。Si含量在0.30免以下時，不能起到以上作用；Si含量高于2.30。/。時，以上作用飽和，并可能影響韌性。因此，Si含量應(yīng)控制在0.50-2.30wt免范圍內(nèi)。Nb:形成碳氮化物能夠細(xì)化晶粒，同時固溶鈮可以提高未再結(jié)晶區(qū)溫度，易于通過控制軋制實現(xiàn)奧氏體的扁平化。低于0.02%時上述作用不明顯，高于O.10%時作用增加不明顯，達(dá)到飽和。Nb含量應(yīng)控制在0.02-0.10wty。范圍內(nèi)。Ti:是一種強(qiáng)碳氮化物形成元素，可以形成細(xì)小彌散分布的碳氮化物，起到細(xì)化奧氏體晶粒的作用。Ti含量應(yīng)控制在0.05-0.25w^范圍內(nèi)。V:以細(xì)小的碳氮化物形成存在時，能夠細(xì)化晶粒；以固溶形式存在時，能夠提高淬透性，從而提高強(qiáng)度。適量加入可以改善性能，高于0.15%時易形成大顆粒碳氮化物，反而使韌塑性下降。另外，V還具有析出強(qiáng)化作用，可進(jìn)一步提高鋼的強(qiáng)度。V含量應(yīng)控制在0.02-0.50wty。范圍內(nèi)。Al:能有效脫氧和細(xì)化晶粒，提高韌性。含量低于0.015%時以上作用不明顯，高于0.060%時作用增加不明顯，且可能形成粗大的氧化鋁夾雜物，惡化鋼的韌性。因此，Al含量應(yīng)控制在0.015-0.060wt呢范圍內(nèi)。:與A1、Ti、Nb、V等結(jié)合形成化合物，從而細(xì)化晶粒，但也會偏聚晶界而降低晶界強(qiáng)度。另外，[N]為奧氏體區(qū)擴(kuò)大元素，它可以提高逆轉(zhuǎn)變奧氏體的穩(wěn)定性。[N]含量應(yīng)控制在0.002-0.35wtM范圍內(nèi)。RE:起到脫氧和脫硫作用，并且使夾雜物變性，從而能夠提高鋼的韌塑性。低于0.001%時以上作用不明顯，高于0.050%時作用增加不明顯，達(dá)到飽和。因此，如添加，RE含量應(yīng)控制在0.001-0.050wt免范圍內(nèi)。Ca:脫氧和脫硫，并且使夾雜物變形，從而能夠提高鋼的韌塑性。Ca的添加量與鋼水中的S含量為3:1。因此，Ca含量應(yīng)控制在O.005-0.030wtM范圍內(nèi)。本發(fā)明的制造工藝及條件為(1)鋼的冶煉與凝固適用于轉(zhuǎn)爐、電爐和感應(yīng)爐冶煉，采用連鑄生產(chǎn)鑄坯或模鑄生產(chǎn)鑄錠。(2)鑄坯或鑄錠的熱軋或熱連軋熱連軋:將鑄坯經(jīng)1100-125(TC加熱，由粗軋機(jī)進(jìn)行5-20道次軋制，熱軋到30-50mra厚度規(guī)格，由熱連機(jī)組進(jìn)行5-7道次軋制，軋后在500-70(TC范圍內(nèi)進(jìn)行巻取成鋼巻，鋼巻冷卻或可獲得70%以上馬氏體；熱軋將鑄坯或鑄錠經(jīng)1100-125(TC加熱，由軋機(jī)進(jìn)行10-25道次軋制到設(shè)計厚度規(guī)格的鋼板，鋼板冷卻到室溫，獲得70%以上馬氏體；(3)合金元素配分熱處理工藝將鋼巻或鋼板裝入退火爐，加熱到Acl以下IOOr到Aci之間，保溫i-ioh，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變和控制奧氏體的穩(wěn)定性，完成高強(qiáng)塑積性能鋼板的制備。本發(fā)明還可以對所述的熱連軋鋼巻再進(jìn)行冷軋，其工藝為對未經(jīng)合金元素配分熱處理的熱連軋鋼巻的力學(xué)性能達(dá)到屈服強(qiáng)度小于650MPa、延伸率大于10%的鋼巻冷軋；將鋼巻進(jìn)行酸洗處理后，在冷軋連軋機(jī)組進(jìn)行軋制，得到冷軋鋼板。本發(fā)明還可以對冷軋鋼板的合金元素配分熱處理為了實現(xiàn)冷軋鋼板的高強(qiáng)塑積，有兩種方案可實施(a)利用鋼廠現(xiàn)有的連續(xù)退火生產(chǎn)線，通過連續(xù)退火線將鋼板加熱到500-600°C保溫l-3min，隨后快速加熱到Ac3+10至40。C保溫l-3min(也可直接加熱到Ac3+10至40。C保溫卜5min)，隨后空冷。然后裝入退火爐，加熱到Acl以下IO(TC到Acl之間進(jìn)行1-10h保溫，來實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。(b)將冷軋后鋼巻裝入退火爐，加熱到Acl以下IO(TC到Acl之間進(jìn)行1-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。另外，對符合本發(fā)明成分的的鋼材(經(jīng)元素配分熱處理與否均可)還可以通過熱處理獲得高性能，即將鑄坯或鑄錠加熱到Ac3+2(TC保溫2-15min(可以在此溫度下成形)，隨后空冷或油冷，獲得馬氏體組織。再將鋼板加熱到Acl以下10(TC到Acl之間進(jìn)行l(wèi)-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變，獲得高強(qiáng)塑積。本發(fā)明的優(yōu)點在于，圖1為4tt鋼的連續(xù)冷卻轉(zhuǎn)變曲線。圖2為ltt鋼的模擬熱軋巻取后鋼板的組織形貌圖3為站鋼的模擬熱軋巻取后鋼板的組織形貌圖4為6tt鋼的模擬熱軋巻取后鋼板的組織形貌圖5為4#鋼650'C保溫1分鐘逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量及組織形貌的變化圖6為4tt鋼650'C保溫5分鐘逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量及組織形貌的變化圖7為4#鋼65(TC保溫30分鐘逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量及組織形貌的變化圖8為4#鋼65(TC保溫60分鐘逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量及組織形貌的變化圖9為4#鋼65(TC保溫360分鐘逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量及組織形貌的變化圖10為4tt鋼65(TC保溫600分鐘逆轉(zhuǎn)變奧氏體含量及組織形貌的變化圖11為4tt鋼65(TC保溫處理時間對拉伸力學(xué)性能的影響圖12為4tt發(fā)明鋼的SEM組織形貌，顯示了微細(xì)結(jié)構(gòu)組織形貌圖13為4tt發(fā)明鋼的TEM組織形貌的，顯示了逆轉(zhuǎn)變奧氏體的微細(xì)結(jié)構(gòu)組織形貌圖14為組織的取向關(guān)系，表明逆轉(zhuǎn)變奧氏體與鐵素體間呈現(xiàn)了K-S關(guān)系圖15為組織的取向關(guān)系，表明逆轉(zhuǎn)變奧氏體與鐵素體間呈現(xiàn)了K-S關(guān)系圖16為形變促進(jìn)了亞穩(wěn)逆轉(zhuǎn)變奧氏體的轉(zhuǎn)變具體實施例方式實施例本實施例主要針對于汽車用熱軋鋼板和冷軋鋼板的開發(fā)，試驗過程模擬鋼板的熱連軋和冷連軋工藝。但該工藝同樣適用于中厚板材、型材和棒線材。鋼的冶煉-本發(fā)明鋼由試驗室真空感應(yīng)爐冶煉，澆鑄錠型為150kg和50kg的圓錠。共冶煉14爐鋼，其中1-8#采用150kg錠型，9_14#釆用50Kg錠型，化學(xué)成分見表l。4tt鋼的CCT曲線顯示鋼具有良好的淬透性，冷卻時珠光體和貝氏體轉(zhuǎn)變的孕育期十分長，附圖l。表l發(fā)明鋼的化學(xué)成分<table>tableseeoriginaldocumentpage7</column></row><table>鋼的鍛造和熱軋l-14tt鋼的鋼錠經(jīng)過1100-125(TC加熱，保溫2-5h，進(jìn)行鍛造開坯。鍛造溫度范圍為800-1150。C，鍛后空冷。最終鍛造成尺寸為30mmxl00mmxl50mm的坯料。將上述鍛造坯料經(jīng)1100-125(TC加熱，保溫2-5h后，由試驗熱軋機(jī)通過7道次軋制，最終鋼板成品厚度為3mm。軋制過程模擬熱連軋工業(yè)生產(chǎn)過程。主要分為兩種工藝方案A:采用110(TC開軋，終軋溫度為90(TC。平均分配道次壓下量，為保證板形，最后一道次壓下量小于15%。方案B:IIO(TC開軋，終軋溫度為780。C，其中最后三道次軋制在850。C以下。平均分配道次壓下量，最后一道次為保證板形小于15%。該工藝可獲得扁平化的原奧氏體組織。其中1-14共鋼的軋制釆用軋制工藝A方案。站和將鋼還進(jìn)行了B方案軋制。軋后冷卻軋制后鋼板空冷到500-70(TC時，立即放入500-70(TC的箱式加熱爐中，鋼板在爐內(nèi)以20-30°C/h的冷卻速度，冷卻到IO(TC以下。本過程主要模擬熱連軋軋后冷卻和模擬巻取和熱軋鋼巻的冷卻過程。軋后鋼板的性能見表2。微觀組織觀察結(jié)果表明，上述工藝處理的鋼板以馬氏體組織為主，附圖2-4。表2軋后鋼板的性能<table>tableseeoriginaldocumentpage8</column></row><table>注其中4A和8A為按A方案軋制，4B和8B為按B方案軋制合金元素配分熱處理工藝主要有兩種工藝方案C:將上述隨爐冷卻鋼板加熱到Acl以下IO(TC到Acl之間進(jìn)行1-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。主要模擬在鋼廠完成高強(qiáng)塑積性能鋼板的制備工藝。方案D:將上述隨爐冷卻鋼板加熱到Ac3+2(TC保溫15min，隨后空冷或油冷，獲得馬氏體組織。再將鋼板加熱到Acl以下IO(TC到Acl之間進(jìn)行1-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。主要模擬由用戶廠通過熱處理方法實現(xiàn)高強(qiáng)塑積的產(chǎn)品制備，如熱成形零件等。對1-14財莫擬工業(yè)軋制巻取的鋼板按方案C的合金元素配分熱處理工藝進(jìn)行處理，配分熱處理工藝和力學(xué)性能見表3。對1-6#鋼模擬工業(yè)軋制巻取的鋼板還按方案D的合金元素配分熱處理工藝進(jìn)行處理，配分熱處理工藝和力學(xué)性能見表4。.對于4#模擬工業(yè)軋制巻取的鋼板進(jìn)行合金元素配分熱處理工藝的優(yōu)化試驗。試驗結(jié)果表明隨著保溫時間的增加，逆轉(zhuǎn)變奧氏體的數(shù)量增加，附圖5-10。隨著保溫時間的增加，鋼的強(qiáng)度變化不大，但延伸率性能明顯增加，附圖11。XRD研究結(jié)果表明，通過組織調(diào)控，鋼中亞穩(wěn)奧氏體的含量達(dá)到了30%的水平，這樣高的亞穩(wěn)奧氏體含量是得到高塑性的原因之一。表3方案C配分熱處理工藝和力學(xué)性能8<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>鋼的冷軋:本試驗僅針對于l-8tt鋼進(jìn)行冷軋試驗，供冷軋熱軋坯料主要有兩種狀態(tài)1#、2ft和7!l的熱軋鋼板模擬巻取性能滿足鋼板的屈服強(qiáng)度小于650MPa和延伸率大于10%的要求，直接作為冷軋原料。l-8H經(jīng)合金元素配分熱處理后，作為冷軋原料。將上述鋼板進(jìn)行酸洗后，由3mm經(jīng)5道次冷軋到1.5mm厚，平均分配各道次形變量。該過程模擬工業(yè)連續(xù)冷軋工藝。冷軋鋼板的合金元素配分熱處理工藝熱處理工藝分為兩種方案E:將鋼板快速加熱到60(TC保溫l-2min，隨后快速加熱到Ac3+30°C，保溫lmin，隨后以5-15/s的速度空冷,獲得馬氏體組織。上述過程模擬冷軋鋼板的連續(xù)退火過程。然后將該鋼板加熱到Acl以下IO(TC到Acl之間進(jìn)行1-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變，力學(xué)性能見表5。方案F:將該鋼板加熱到Acl以下IO(TC到Acl之間進(jìn)行l(wèi)-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變，力學(xué)性能見表6。表5E方案熱處理工藝和力學(xué)性能鋼號工藝RmMPaRpO.2MPaA%Rm氺AGPa%600°CX2min，迅速裝入750。C爐內(nèi)，保溫2min，空冷至室溫，570。C保溫6h，空冷8604504740.4600。CX3min，迅速裝入750。C爐內(nèi)，保溫lmin，空冷至室溫，650'C保溫2h，空冷■5204342.17#600。CXlmin，迅速裝入750。C爐內(nèi)，保溫2min，空冷至室溫，62(TC保溫3h，空冷12506803847.5表6D方案熱處理工藝和力學(xué)性能鋼號工藝RmMPaRpO.2MPaA%Rm*AGPa%lft65(TC保溫4h，空冷8704404539.22#650。C保溫3h，空冷10004904343.03tt635。C保溫6h，空冷9905505554.54tt650。C保溫lh，空冷9205804945.15#630。C保溫3h,空冷10506305254.66#60(TC保溫5h，空冷11506503843.77tt600。C保溫4h，空冷13007203950.78#600。C保溫6h，空冷10306104748.4綜上所述，本發(fā)明鋼具有40GMPa級的強(qiáng)塑積源于具有層片狀或等軸狀的超細(xì)晶鐵素體組織與層片狀或等軸狀奧氏體的復(fù)合組織。利用割線法可以測的材料的平均晶粒尺寸約0.55um。鐵素體/奧氏體板條的平均寬度約為0.3um，基本與板條馬氏體的板條寬度0.2-0.3um—致，而等軸鐵素體/奧氏體的晶粒尺寸約為0.6um，見附圖12和13。通過EBSD分析，逆轉(zhuǎn)變奧氏體與鐵素體存在K-S關(guān)系，附圖14和15。另外，通過逆轉(zhuǎn)變奧氏體亞穩(wěn)化實現(xiàn)了發(fā)明鋼的高強(qiáng)塑積，附圖16。權(quán)利要求1、一種低成本高強(qiáng)塑積汽車用鋼，其特征在于，化學(xué)成分為C0.01-0.50wt％、Mn3.50-9.0wt％、P≤0.020wt％，S≤0.02wt％，余為Fe及不可避免的不純物。2、根據(jù)權(quán)利要求1所述的車用鋼，其特征在于，在化學(xué)成分為C:0.01-0.50wt%、Mn:3.50-9.0wt%、P《0.020wt%,S《0.02wt%，余為Fe及不可避免的不純物的基礎(chǔ)上另加以下一種或多種元素Ni:O.1-3.0wt%、Cr:0.2-3.0wt%、Mo:0.1-0.8wt%、Si:0.3-2.3wt%、Cu:O.5-2.0wt%、B:0.0005-0.005wt%、Nb:O.02-0.10wt%、[N]:0.002-0.25wt%、Ti:0.05-0.25wt%、V:0.02-0.25wt%、Al:0.015-0.060wt%、RE:0.002—0.005wt%、Ca:0.005-0.03wt%。3、一種制備權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)塑積汽車用鋼的方法，其特征在于，制造工藝及條件為(1)冶煉與凝固適用于轉(zhuǎn)爐、電爐和感應(yīng)爐冶煉，采用連鑄生產(chǎn)鑄坯或模鑄生產(chǎn)鑄錠；(2)鑄坯或鑄錠的熱軋或熱連軋熱連軋將鑄坯經(jīng)1100-125(TC加熱，由粗軋機(jī)進(jìn)行5-20道次軋制，熱軋到30-50咖厚度規(guī)格，由熱連機(jī)組進(jìn)行5-7道次軋制，軋后在500-70(TC范圍內(nèi)進(jìn)行巻取成鋼巻，鋼巻冷卻或可獲得70%以上馬氏體；熱軋將鑄坯或鑄錠經(jīng)1100-125(TC加熱，由軋機(jī)進(jìn)行10-25道次軋制到設(shè)計厚度規(guī)格的鋼板，鋼板冷卻到室溫，獲得70%以上馬氏體；(3)合金元素配分熱處理工藝將鋼巻或鋼板裝入退火爐，加熱到Acl以下IOO'C到Acl之間，保溫l-10h，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變和控制奧氏體的穩(wěn)定性，完成高強(qiáng)塑積性能鋼板的制備。4、根據(jù)權(quán)利要求3所述的方法，其特征在于，對所述的熱連軋鋼巻再進(jìn)行冷軋，對未經(jīng)合金元素配分熱處理的熱連軋鋼巻的力學(xué)性能達(dá)到屈服強(qiáng)度小于650MPa、延伸率大于10%的鋼巻冷軋；將鋼巻進(jìn)行酸洗處理后，在冷軋連軋機(jī)組進(jìn)行軋制，得到冷軋鋼板。5、根據(jù)權(quán)利要求4所述的方法，其特征在于，對冷軋鋼板的合金元素配分熱處理，將鋼板加熱到500-60(TC保溫l-3min，隨后快速加熱到Ac3+104(TC保溫l-3min，或者直接加熱到Ac3+10至4(TC保溫l-5min;隨后空冷；然后裝入退火爐，加熱到Acl以下10(TCAcl之間進(jìn)行l(wèi)-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。6、根據(jù)權(quán)利要求4所述的方法，其特征在于，將冷軋鋼板裝入退火爐，加熱到Acl以下10(TCAcl之間進(jìn)行l(wèi)-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變。7、一種制備權(quán)利要求1或2所述的高強(qiáng)塑積汽車用鋼的方法，其特征在于，將鑄坯或鑄錠加熱到Ac3+2(TC保溫2-15min隨后空冷或油冷，獲得馬氏體組織；再將鋼板加熱到Acl以下100'C到Acl之間進(jìn)行l(wèi)-10h保溫，實現(xiàn)奧氏體的逆轉(zhuǎn)變，獲得高強(qiáng)塑積。全文摘要一種低成本高強(qiáng)塑積汽車用鋼及其制備方法，屬于汽車用鋼
技術(shù)領(lǐng)域：
。基于合理化學(xué)成分設(shè)計和合金元素的配分，關(guān)鍵在于控制馬氏體相變、C/Mn等溶質(zhì)再次配分和奧氏體逆相變，獲得多相、亞穩(wěn)、及多尺度的M³型組織結(jié)構(gòu)。其特征為主要通過0.02-0.50wt％C和3.50-9.00wt％Mn使鋼板、鋼卷等在工業(yè)生產(chǎn)冷卻過程中獲得馬氏體組織，且在Acl以下100℃到Acl的保溫過程中通過Mn和C配分，獲得超細(xì)尺寸的逆轉(zhuǎn)變奧氏體和α相基體?？蓪崿F(xiàn)汽車用高強(qiáng)塑積熱軋和冷軋鋼板的工業(yè)生產(chǎn)。優(yōu)點在于，強(qiáng)度為0.7-1.3GPa，延伸率為55-30％，強(qiáng)塑積為35-55GPa％。文檔編號C22C38/04GK101638749SQ200910091129公開日2010年2月3日申請日期2009年8月12日優(yōu)先權(quán)日2009年8月12日發(fā)明者勇干,惠衛(wèi)軍,捷時,曹文全,王毛球,翁宇慶,瀚董申請人:鋼鐵研究總院