本發(fā)明屬于高強塑積冷軋汽車用鋼技術領域，特別涉及一種高強塑積冷軋TRIP鋼及其制備方法，

背景技術：

近年來，先進高強鋼迅速發(fā)展。強塑積在15-20GPa·％的第一代高強鋼如雙相(DP)鋼、相變誘導塑性(TRIP)鋼、復相(CP)鋼、馬氏體鋼等已經(jīng)在汽車中得到應用，對汽車輕量化起到了非常重要的作用。但第一代先進高強鋼的成形性有待提高以滿足日益提升的汽車設計需求。作為第二代先進高強鋼的孿晶誘導塑性(TWIP)，其強塑積可達到60GPa·％，但由于其在性能上具有較低的屈服強度，在生產(chǎn)上合金含量高使得生產(chǎn)難度大、成本高等一系列因素未能得到廣泛應用。當前正在開發(fā)的第三代先進高強鋼要求強度與延性的匹配較第一代先進高強度鋼大幅提升，以便賦予沖壓構(gòu)件更好的成形性，賦予安全件更高的吸能或防碰撞變形能力，從而滿足汽車工業(yè)技術進步的要求。因此，高強度、高成形性、高性價比、性能穩(wěn)定的高強塑積高強鋼成為第三代高強鋼的追求目標。

第一代高強TRIP鋼早期的研發(fā)過程中，在化學成分中加入了較多昂貴的Ni、Cr等合金元素，應用受到一定限制。近些年研發(fā)的TRIP鋼多為C-Si-Mn體系，并加入一定量的Nb、V等元素，雖然具有優(yōu)異的力學性能，強塑積匹配依然不合理，成形性有待提高，焊接性較差，而且Si含量高，不僅使得熱軋表明氧化嚴重，而且鍍鋅過程中Si氧化形成的SiO₂和Mn₂SiO₃導致鋼板表面在液態(tài)鋅中的濕潤性惡化，造成涂鍍困難，表面質(zhì)量變差。

技術實現(xiàn)要素：

為解決上述技術問題，本發(fā)明通過提高Al含量、降低Si含量、優(yōu)化生產(chǎn)工藝方案，提供了一種強度高、延性大、強塑積高、焊接性優(yōu)的冷軋TRIP鋼。同時，本發(fā)明還提供了該冷軋TRIP鋼的制備方法，制備方法采用預淬火+退火工藝，預淬火使退火前鋼的組織全部為馬氏體，從而使退火過程中，更利于形成大量的、薄膜狀的、穩(wěn)定的殘留奧氏體，以這種殘留奧氏體的TRIP效應來提高鋼的延伸率，獲得更好的強度延性匹配。

本發(fā)明提供了一種高強塑積冷軋TRIP鋼，其化學成分質(zhì)量百分數(shù)為：

C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Al 1.6-2.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。

本發(fā)明提供了一種高強塑積冷軋TRIP鋼的制備方法：

鑄坯化學成分質(zhì)量百分數(shù)為C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Al1.6-2.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)，此化學成分的鑄坯進行如下步驟：

1)將所述鑄坯鍛造、加熱、熱軋、水冷卷取，得到熱軋鋼帶；

2)將所述熱軋鋼帶進行酸洗、冷軋，制成冷軋鋼帶；

3)將所述冷軋鋼帶進行預淬火處理，具體為：將所述冷軋鋼帶再加熱并保溫一定的時間，然后水淬至室溫，得到全馬氏體組織的鋼帶；

4)將所述淬火后的全馬氏體組織的鋼帶清洗后進行退火，退火后快速水冷至一定溫度并保溫一定的時間，然后快速水冷至室溫，制成成品鋼帶。

這種高強塑積冷軋TRIP鋼的制備方法，其特征在于：

步驟1)所述的鑄坯鍛造后加熱，加熱溫度為1150-1250℃，保溫時間1-3h，四輥軋機6道次軋制，每道次壓下率為30-45％，熱軋開軋溫度1050℃，終軋溫度為800-900℃，然后水冷至600-680℃并保溫0.5-2h模擬卷取，隨后隨爐冷卻，得到厚度為4.8mm的熱軋鋼帶。

步驟2)所述的冷軋步驟在兩輥冷軋機進行6道次軋制和1道次平整軋制，得到厚度為1.5mm的冷軋鋼帶。

步驟3)所述的預淬火處理過程中，所述冷軋鋼帶的再加熱溫度為1050-1250℃，保溫時間為4-10min。

優(yōu)選地，步驟3)所述的預淬火處理過程中，所述冷軋鋼帶的再加熱溫度為1080-1150℃，保溫時間為5min。

步驟4)所述的退火溫度為750-950℃，退火保溫時間為3-7min，退火后快速冷卻至380-480℃，保溫3-7min。

優(yōu)選地，步驟4)所述的退火溫度為780-900℃，退火保溫時間為5min，退火后快速冷卻至400℃，保溫5min。

本發(fā)明所生產(chǎn)的冷軋TRIP鋼力學性能滿足抗拉強度869-977MPa、屈服強度572-658MPa、延伸率29.3-33.6％、強塑積25.5-32.8GPa·％，組織中含有15.7-20.2％的薄膜狀殘留奧氏體。

本發(fā)明提供的冷軋TRIP鋼具有下列特點：(1)不含Ni、Cr、Nb、V等元素，合金成本低。(2)采用了降低Si含量提高Al含量的方案改善了鋼板的焊接性能，并且由于Si含量低，鋼板的涂鍍性變得非常優(yōu)異，從而大大改善了表面質(zhì)量。(3)本發(fā)明鋼強度高、延伸率大、強塑積高、強度與延性匹配好，大大提高了鋼的成形性和碰撞吸收能。(4)在本發(fā)明冷軋TRIP鋼的制備過程中，熱處理前鋼的組織全部為板條馬氏體，有利于退火時形成大量的、薄膜態(tài)的殘留奧氏體。這種薄膜態(tài)的殘留奧氏體與等軸態(tài)、塊狀的殘留奧氏體相比，不僅能提高鋼的延伸率，而且其在鋼中的穩(wěn)定性非常高，將其應用于汽車零部件制備后，如遇車輛碰撞，大量薄膜態(tài)殘留奧氏體發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，瞬時誘導塑性增長，有效進行碰撞能量吸收，進而大大提高了汽車碰撞安全系數(shù)。

附圖說明：

圖1為本發(fā)明強塑積25.5GPa·％的對比例3的SEM-EBSD照片

圖2為本發(fā)明強塑積32.8GPa·％的實施例1的SEM-EBSD照片

具體實施方式

本發(fā)明提供了一種高強塑積冷軋TRIP鋼，其化學成分質(zhì)量百分數(shù)為：C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Al 1.6-2.5％，P≤0.01％，S≤0.005％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。

本發(fā)明提供了一種高強塑積冷軋TRIP鋼的制備方法，鑄坯化學成分量百分比為C 0.20-0.23％，Si 0.35-0.50％，Mn 2.0-2.4％，Alt 1.6-2.5％，P≤0.01％，S ≤0.005％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)，將滿足此化學成分的鑄坯進行如下制備步驟：

1)將所述鑄坯鍛造、加熱、熱軋、水冷卷取，得到熱軋鋼帶；

2)將所述熱軋鋼帶進行酸洗、冷軋，制成冷軋鋼帶；

3)將所述冷軋鋼帶進行預淬火處理，具體為：將所述冷軋鋼帶再加熱并保溫一定的時間，然后水淬至室溫，得到全馬氏體組織的鋼帶；

4)將所述淬火后的全馬氏體組織的鋼帶清洗后進行退火，退火后快速水冷至一定溫度并保溫一定的時間，然后快速水冷至室溫，制成成品鋼帶。

這種高強塑積冷軋TRIP鋼的制備方法，其特征在于：

步驟1)所述的鑄坯鍛造后加熱，加熱溫度為1150-1250℃，保溫時間1-3h，四輥軋機6道次軋制，每道次壓下率為30-45％，熱軋開軋溫度1050℃，終軋溫度為800-900℃，然后水冷至600-680℃并保溫0.5-2h模擬卷取，隨后隨爐冷卻，得到厚度為4.8mm的熱軋鋼帶。

步驟2)所述的冷軋步驟在兩輥冷軋機進行6道次軋制和1道次平整軋制，得到厚度為1.5mm的冷軋鋼帶。

步驟3)所述的預淬火處理過程中，所述冷軋鋼帶的再加熱溫度為1050-1250℃，保溫時間為4-10min。

優(yōu)選地，步驟3)所述的預淬火處理過程中，所述冷軋鋼帶的再加熱溫度為1080-1150℃，保溫時間為5min。

步驟4)所述的退火溫度為750-950℃，退火保溫時間為3-7min，退火后快速冷卻至380-480℃，保溫3-7min。

優(yōu)選地，步驟4)所述的退火溫度為780-900℃，退火保溫時間為5min，退火后快速冷卻至400℃，保溫5min。

本發(fā)明所生產(chǎn)的冷軋TRIP鋼力學性能滿足抗拉強度869-977MPa、屈服強度572-658MPa、延伸率29.3-33.6％、強塑積25.5-32.8GPa·％，組織中含有15.7-20.2％的薄膜狀殘留奧氏體。

為了深入了解本發(fā)明，下面結(jié)合附圖、具體實施例、以及對比例對本發(fā)明進行了詳細說明。

對比例1

鑄坯化學成分(質(zhì)量百分數(shù)％)為0.20％C，1.5％Si，1.78％Mn，0.035％Al，0.01％P，0.005％S，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。將鑄坯鍛造后加熱至1200℃，保溫2h，四輥軋制6道次軋制，開軋溫度1050℃，終軋溫度850℃，水冷至640℃并保溫1h模擬卷取，隨后隨爐冷卻，得到厚度為4.8mm的熱軋鋼帶。熱軋鋼帶酸洗后在兩輥冷軋機進行6道次軋制和1道次平整軋制，得到1.5mm厚的冷軋鋼帶。冷軋鋼帶進行退火處理，退火保溫溫度800℃，保溫時間5min，然后冷卻至420℃保溫5min，然后冷卻至200℃以下后自然冷卻至室溫。成品鋼帶的力學性能如表2所示。

對比例2

鑄坯主要化學成分(質(zhì)量百分數(shù)％)如表1所示，還含有0.01％P，0.004％S，0.005％N，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。制備步驟與對比例1所述制備方法基本相同，唯一區(qū)別為，對比例2的退火保溫溫度為820℃。得到成品鋼帶的力學性能如表2所示。

對比例3

鑄坯主要化學成分(質(zhì)量百分數(shù)％)如表1所示，還含有0.007％P，0.006％S，0.004％N，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。制備步驟與對比例1所述制備方法基本相同，唯一區(qū)別為，對比例3的退火保溫溫度分別為780℃、850℃、900℃，然后冷卻至400℃。得到成品鋼帶的力學性能如表2所示。

對比例4

鑄坯主要化學成分(質(zhì)量百分數(shù)％)如表1所示，還含有0.009％P，0.004％S，0.005％N，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。制備步驟采用與對比例1相同的熱軋、冷軋步驟得到冷軋鋼帶；然后進行預淬火步驟，將冷軋鋼帶再加熱至1100℃，保溫5min，隨后水淬至室溫；隨后進行退火步驟，將室溫鋼帶加熱至950℃保溫5min，然后快速冷卻至400℃保溫5min，得到成品鋼帶。其力學性能如表2所示。

實施例1

鑄坯主要化學成分(質(zhì)量百分數(shù)％)如表1所示，還含有0.006％P，0.003％S，0.004％N，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。制備步驟與對比例4基本相同，唯一不同在于，實施例1的退火步驟中將室溫鋼帶分別加熱至780℃、850℃、900℃。得到成品鋼帶的力學性能如表2所示。

實施例2

鑄坯主要化學成分(質(zhì)量百分數(shù)％)如表1所示，還含有0.005％P，0.004％S，0.002％N，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。制備步驟采用與對比例1相同的熱軋、冷軋步驟得到冷軋鋼帶；然后將冷軋鋼帶再加熱至1150℃，保溫6min，隨后水淬至室溫；隨后進行退火步驟，將室溫鋼帶分別加熱至780℃和850℃，并分別保溫4min和6min，然后分別快速冷卻至425℃保溫6min，得到成品鋼帶。其力學性能如表2所示。

實施例3

鑄坯主要化學成分(質(zhì)量百分數(shù)％)如表1所示，還含有0.007％P，0.004％S，0.003％N，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)。制備步驟采用與對比例1相同的熱軋、冷軋步驟得到冷軋鋼帶；然后將冷軋鋼帶再加熱至1200℃，保溫8min，隨后水淬至室溫；隨后進行退火步驟，將室溫鋼帶分別加熱至850℃和900℃，并分別保溫6min和7min，然后分別快速冷卻至445℃保溫7min，得到成品鋼帶。其力學性能如表2所示。

表1實施例和對比例的化學成分及退火工藝

表2成品力學性能及殘留奧氏體定量

由表2可以看出：

(1)本發(fā)明實施例1、實施例2、實施例3采用預淬火+退火工藝生產(chǎn)的冷軋TRIP鋼屈服強度527-658MPa、抗拉強度869-977MPa、延伸率29.3-33.6％、強塑積25.5-32.8GPa·％，組織中含有15.7-20.2％的薄膜狀殘留奧氏體。盡管實施例1、實施例2、實施例3三種不同的成分在不同熱處理工藝下得到的成品性能有一定的波動，且隨著Al含量的升高有下降趨勢，但各項性能指標均高于常規(guī)退火工藝的對比例1、對比例2、對比例3。且結(jié)合表1的成分可以看到，對比例1和對比例2均含有大約1.5％的Si，會導致成品表面質(zhì)量變差，涂鍍困難。另外，對比例3還含有Nb、V，合金成本高。

(2)成分相同、退火溫度相同的對比例3和實施例1相比，雖然對比例3的屈服強度可以達到1005-1127MPa，但其延伸率僅為16.4-25.3％，從而導致其強塑積低于實施例1。

(3)成分相同的對比例4和實施例1相比，對比例4的延伸率下降非常明顯，說明950℃時，鋼中的奧氏體化程度較大，在冷卻至400℃進行貝氏體轉(zhuǎn)變過程中生產(chǎn)了較多體積百分比的貝氏體，從而降低了鋼的延展性。故950℃不是理想的熱處理加熱溫度。

最后所應說明的是，以上所述的具體實施方式，對本發(fā)明的目的、技術方案和有益效果進行了進一步詳細說明，所應理解的是，以上所述僅為本發(fā)明的具體實施方式而已，并非用于限制本發(fā)明，凡在本發(fā)明技術方案的精神和原則之內(nèi)，所做的任何修改、等同替換、改進等，均應包含在本發(fā)明的權利要求保護范圍之內(nèi)。