本发明涉及先进高强钢制造领域，尤其涉及一种高强塑积深冷轧制钢板及制备方法。
背景技术：
：为应对节能减排、绿色环保和提高安全性能的巨大压力，开发高强度、高韧塑性、轻质低密度的汽车用钢已成为钢铁和汽车行业所面临的迫切任务。先进高强钢的研究和开发大致经历了三个阶段，第一代主要以无间隙原子钢高强度低合金钢、c-mn钢、烘烤硬化、双相钢、应变诱导塑性钢、复相钢、马氏体钢为代表，这也是目前主流的商业化汽车钢品种，但是较低的合金含量导致强塑性能不同兼顾，强塑积通常在10-20gpa％范围内；随着人们对强度及韧塑性要求的不断提高，以轻质诱导塑性钢、孪晶诱导塑性钢以及微观带诱导塑性钢为代表的第二代钢凭借奥氏体内部孪生、微观带等主导的特殊变形机制大幅度提高了强塑性能，强塑积可以达到50-70gpa％，但是该类合金钢添加了大量的锰、硅、镍和铝等合金元素，导致其成本较高、工艺性能较差、冶炼及生产困难较大。为了同时满足低成本、高性能和易于工业化的要求，以qp钢、mn-trip钢、nanosteel为代表的第三代汽车钢应运而生，凭借高于第一代钢的性能优势及低于第二代钢的成本优势而备受青睐，其中中锰钢即mn-trip钢以铁素体 奥氏体组织为主，强塑积通常在30gpa％以上，被认为最具潜力的新一代汽车用钢材料之一。就在今年工信部也将高韧性高塑性1000mpa级钢列为国家重点发展40种先进钢铁材料，其要求强度1000mpa，塑性达到30％以上，用于高成形性汽车零部件。专利文件cn104630641a公布了“800mpa级高强度高塑性低碳中锰钢及其制造方法”，该钢板各组分重量百分比为：c：0.05～0.25％，si：0.20～0.40％，mn：3.0～7.0％，al：1.50～3.5％，cr：0.02～0.60％，cu：≤0.50％，mo：≤0.40，nb：≤0.10％，n≤0.01％，余量为fe及不可避免的杂质。该技术应用临界区退火进程中发生的奥氏体逆相变机制，得到超细晶的临界区铁素体及残余奥氏体组织，在临界退火过程中碳、锰原子配分至临界区得到的奥氏体中，提高奥氏体稳定性且降低实验钢的ms点(马氏体转变开始温度)，在随后冷却至室温后得到足量稳定的残余奥氏体。在后续的变形过程中，利用残余奥氏体的trip效应(应变诱导相变)提高实验钢的加工硬化率，得到抗拉强度800mpa以上，延伸率35％以上的力学性能。但是经过热连轧、罩式退火、酸洗冷轧、罩式退火或连续退火的复杂工序及添加除c、mn外cr、mo等合金元素，大大提高了制备钢板的工艺成本及合金成本。专利文件cn104694816a公开了“强塑积大于30gpa％的高al中锰钢的制备方法”，该冷轧钢板各组分重量百分比为：c：0.10～0.35％，mn：5.0～9.0％，al：4.0～7.5％，余量为fe及不可避免的杂质。通过高al含量的添加促进了临界区退火过程中的奥氏体稳定化，多量亚稳态逆转奥氏体的trip效应促进了该钢板的强塑性。但是高al含量的添加促进了奥氏体稳定化同时，也促进了粗大δ铁素体的形成，且δ铁素体在冷轧纤维化后很难在临界区退火进程中进行有效的再结晶，带状组织将分布于组织中，严重影响钢板的横纵性能。技术实现要素：本发明的目的在于提供一种强塑积30gpa％深冷轧制高强塑mn-trip钢板及制备方法。为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：一种高强塑积深冷轧制钢板，钢中化学成分按质量百分比计为：c：0.18％～0.25％，si：0.3％～1.5％，mn：2.8％～3.5％，al：0.5％～1.5％，p≤0.05％，s≤0.05％，v：0.01％～0.15％，cr：≤0.5％，ni：≤0.5％，mo：≤0.5％，cu：≤0.5％，nb：≤0.03％，ti≤0.03％，ca≤0.005％，b≤0.005％，余量为fe和不可避免的杂质，其中si al≤2.0％。本发明合金设计的理由如下：c：c是汽车用钢中至关重要的元素。980mpa级汽车钢中c元素含量一般不低于0.2％，以此保证强度的要求。本发明的mn-trip钢中，c用于临界区稳定奥氏体，提高其相稳定性，保证室温逆转奥氏体的含量。然而，过多c含量将导致室温奥氏体稳定性过高，在后续的变形过程中不能较好地进行trip效应，恶化实验钢的加工硬化行为，降低实验钢的强度。因此，本发明中将c元素的含量控制为0.18％～0.25％。si：适当添加si为促进铁素体生成元素同时可以避免配分过程中碳以碳化物的形式析出，从而为碳原子在配分过程中的扩散提供条件，促进了碳的局部富集。然而添加过多的si会降低钢的表面质量。因此，本发明中将si元素的含量控制为0.3％～0.15％。mn：mn是mn-trip钢中主要稳定奥氏体，保证室温逆转奥氏体含量的重要元素。mn-trip钢的核心思想即时依靠临界区进行的奥氏体逆相变，驱动mn元素扩散至奥氏体内，使其稳定。然而，mn作为置换固溶原子，在临界区扩散速度较慢，大多mn-trip钢中添加5％～10％的mn元素，依靠本身的mn富集代替由铁素体向奥氏体的mn扩散，以此促进奥氏体稳定化。然而，本实验钢中引入深冷轧制工艺依靠深冷处理后的渗碳体作为奥氏体的形核中心，促进奥氏体中的mn富集。因此，本发明中将mn元素含量控制为2.8％～3.5％。以较低的mn含量解决配分时间长、焊接碳当量高等一些列问题。al：al是本发明中必须添加的重要元素。al元素的添加能够调节优化的临界区退火温度，促进铁素体再结晶及奥氏体逆转变形核行为，同时提高本发明钢的塑性。因此，本发明中将al元素含量的范围控制在0.5％～1.5％。v：本发明中，为得到较好的屈服强度，钢中需添加0.10％～0.15％的v元素。利用v在铁素体中的析出强化，提高实验钢的屈服强度至650mpa以上。p：p元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将p元素含量控制在p≤0.05％。s：s元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将s元素含量控制在s≤0.05％。cr及mo：cr及mo本身为固溶强化元素，起到强化钢板的作用。在本发明中cr、mo可以提高钢板的淬透性，延缓冷却阶段珠光体及贝氏体的形成的，促进马氏体的形成；同时，cr、mo可以改变卷取过程中的氧化铁皮类型，限制钢板内氧化的进行，提高钢板表面质量。ni：本身为固溶强化元素，同c、mn一样，提高奥氏体稳定性；同时ni一定程度上提高钢板的抗腐蚀性能。在本发明可选成分中可以适量添加，提高抗腐蚀性能。cu：cu元素本身固溶在奥氏体中可提高钢板的强度。在连退镀锌工艺过程中，单质cu在奥氏体中析出起到一定析出强度作用。此外，cu的添加对钢板有一定提高耐腐蚀性的作用。nb：在本发明中适当添加nb元素，可以促进热轧再结晶轧制阶段的应变诱导析出行为，促进原奥氏体晶粒的再结晶，起到细化晶粒的作用。ti：ti在可以捕捉钢中游离的n原子，起到固n的作用。同时tin可在凝固过程中析出，起到钉扎晶界的作用，ti(c,n)热轧阶段析出起到钉扎原奥氏体晶界，细化原奥氏体晶粒的作用。同时少量ti析出在连续退火阶段析出，起到强化铁素体、贝氏体的作用，但是过多的ti析出会占据残余奥氏体保留所需的c原子。因此，本发明中将ti元素含量控制为≤0.03％。ca：可以通过添加适量的ca控制夹杂物形态，从而改善铸坯钢板质量。b：在本发明中b的添加可以补充钢板淬透性，保证连退镀锌过程中快冷阶段马氏体的形成。过多的b添加将提高钢板脆性，恶化钢板加工性能。所述钢板抗拉强度1000mpa以上，屈服强度650～800mpa，延伸率30％以上，强塑积30gpa％以上。一种高强塑积深冷轧制钢板的制备方法，包括以下步骤：冶炼、热连轧、深冷轧制、连续退火；具体方法包括：1)冶炼：通过转炉进行冶炼，得到满足成分要求的钢水，钢水温度为1500～1650℃；2)中薄板坯连铸：浇铸温度为1400～1530℃；3)热连轧：铸坯入炉温度为400～750℃，加热温度为1150～1250℃；开轧温度为1150～1250℃，终轧温度在900℃以上，卷取温度为600～750℃；本发明的铸坯入炉温度为400～750℃，如果铸坯加热温度过高，容易导致钢中晶界处出现低熔点化合物，加热温度过低会导致无法满足精轧开轧温度的要求。本发明的开轧温度为1150～1250℃，如果开轧温度过低，导致铸坯轧制过程中出现开裂现象；终轧温度要不低于900℃，如果终轧温度过低，会导致热轧板材的变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；卷取温度为600～750℃，若卷取温度过低，组织中将出现贝氏体或马氏体组织，加大后续冷轧的轧制难度。4)深冷轧制：将钢板置于-196℃～-180℃环境20min以上，保证钢板自身温度处于深冷状态；随后对钢板进行冷轧，通过低温热电偶检测保证轧制温度保持在-180～-100℃，若温度高于-100℃，将钢板重新置于-196℃～-180℃环境20min以上，随后取出再进行轧制，如此进行直到钢板到达目标厚度，钢板总压下量50％～75％。深冷轧制及临界区两次奥氏体逆转变退火的工艺设计原理如下：首先相比冷轧变形，-196℃进行的深冷轧制变形提供了更高的位错密度，在随后的临界区奥氏体逆转变退火过程中，铁素体组织能在短时间的快速进行再结晶行为，且再结晶程度较冷轧退火大大加强；其次细小的等轴再结晶铁素体大幅度的缩短了mn由铁素体向奥氏体的扩散距离，加快mn配分的进行；同时深冷处理过后，c原子活跃在马氏体的晶界上，升温阶段，快速形成渗碳体组织，在后续的等温阶段渗碳体作为奥氏体逆转变形核的中心，大大促进奥氏体的富c、mn行为。铁素体内大量的位错亚结构促进了vc析出。通过该新型深冷轧制技术结合临界区奥氏体逆转变退火工艺，得到比例适当的超细晶铁素体 逆转奥氏体组织，大大提高了该钢板的强塑力学性能冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为50％～75％，压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。5)连续退火：退火温度为720～800℃，退火时间为3～10min，缓冷温度680～710℃，缓冷速率5～12℃/s,快冷速率大于30℃/s，冷却到时效温度，时效温度在220℃以下，时效时间0～500s，然后冷却到室温。本发明的退火温度为720～800℃，若退火温度大于800℃退火，组织中铁素体比例大幅度降低，同时影响奥氏体稳定性；若退火温度小于720℃，临界区温度阶段奥氏体含量明显不足，导致降低不足。退火时间为3～10min，如果连续退火时间小于3min，铁素体再结晶有限，奥氏体逆转变形核亦受到抑制，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大；本发明的时效温度为220℃以下，时效温度过高，钢中发生贝氏体或马氏体相变，导致钢板强度提高，伸长率下降；时效时间为0～500s，亚稳态奥氏体将出现分解现象。钢中组织最终为50％～60％铁素体 25％～32％逆转奥氏体，其余为少量贝氏体 马氏体。上述步骤2)中，连铸坯厚度为120～180mm。上述步骤3)中，热轧卷厚度为2～4mm。热轧卷厚度要严格控制在2～4mm，过厚的热卷厚度将加大冷轧负荷，很难实现超低温深冷轧制的目标厚度，过薄的热卷厚度将导致后续冷轧下不足，冷轧储能过低，连续退火再结晶不充分的现象。与现有技术相比，本发明的有益效果是：1)本发明的深冷轧制低锰系mn-trip钢板合金比例较传统中锰钢相比大大降低，而强塑性能均显著提升。2)深冷轧制下的等轴铁素体较传统冷轧组织相比得到明显细化，均降至1μm以下，提高了钢板的屈服强度；同时促进vc析出，起到析出强化的作用。3)深冷轧制下改变了逆转变奥氏体的形核方式，大大促进奥氏体的富mn行为，显著提高了奥氏体含量及优化室温奥氏体的稳定性，加强了钢板的加工硬化能力。附图说明图1是实施例1典型sem组织。图2是实施例1典型工程应力应变曲线。具体实施方式下面通过实施例对本发明进行更详细的描述，这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。表1中列出了实施例钢的化学成分，表2列出了实施例钢的连铸和热轧工艺参数，表3列出了实施例钢冷轧和连续退火的工艺参数，表4给出了实施例钢的力学性能，表5为实施例钢最终的各相比例。其中实施例1-8为深冷轧制钢(采用发明的深冷轧制工艺)，实施例9-10为对比例(采用普通冷轧工艺)。表1实施例钢的化学成分，wt％cmncrsialsi alpstinbvcunimocab10.183.4--0.41.51.90.010.0030.02--0.15------0.002--20.193.00.51.01.02.00.0090.0030.010.020.10----0.002--30.183.10.40.81.01.80.010.0030.010.020.06------0.0020.00440.203.3--0.61.42.00.010.0030.02--0.13------0.004--50.222.90.20.51.21.70.0100.0050.020.020.05---0.003--60.213.00.30.91.12.00.0090.0030.010.020.10----0.002--70.203.3--1.20.82.00.010.0030.04--0.12------0.0010.00280.253.4--0.50.71.20.010.0030.02--0.140.10.10.10.002--90.243.2--1.10.92.00.010.0030.02--0.02------0.0020.003100.233.5--0.50.61.10.010.0030.02--0.100.10.10.10.002--表2实施例钢的连铸和热轧工艺表3实施例钢的冷轧退火工艺表4实施例钢的力学性能实施例rp0.2/mparm/mpaa50/％1650103031.42700104132.53680102530.34677101531.15658103531.16705103132.27683102030.88679103531.6949892621.61055395424.6表5实施例钢最终的各相比例实施例铁素体/％奥氏体/％贝氏体或马氏体/％152.527.220.3253.325.820.7359.029.411.6450.531.518.0554.032.014.0657.228.614.2757.027.315.7856.629.214.2962.415.622.01065.217.517.3由上述实施例可见，采用本发明的成分设计、深冷轧制、连续退火工艺，制备出的汽车纵梁用钢抗拉强度1000mpa以上，屈服强度650～800mpa，延伸率30％以上，强塑积30gpa％以上，满足高强度、高延伸的要求。当前第1页1 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技术特征：1.一种高强塑积深冷轧制钢板，其特征在于，钢中化学成分按质量百分比计为：c：0.18％～0.25％，si：0.3％～1.5％，mn：2.8％～3.5％，al：0.5％～1.5％，p≤0.05％，s≤0.05％，v：0.01％～0.15％，cr：≤0.5％，ni：≤0.5％，mo：≤0.5％，cu：≤0.5％，nb：≤0.03％，ti≤0.005％，ca≤0.005％，b≤0.005％，余量为fe和不可避免的杂质，其中si al≤2.0％。
2.根据权利要求1所述的一种高强塑积深冷轧制钢板，其特征在于，所述钢板抗拉强度1000mpa以上，屈服强度650～800mpa，延伸率30％以上，强塑积30gpa％以上。
3.一种如权利要求1或2所述的高强塑积深冷轧制钢板的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：冶炼、热连轧、深冷轧制、连续退火；具体方法包括：
1)冶炼：通过转炉进行冶炼，得到满足成分要求的钢水，钢水温度为1500～1650℃；
2)中薄板坯连铸：浇铸温度为1400～1530℃；
3)热连轧：铸坯入炉温度为400～750℃，加热温度为1150～1250℃；开轧温度为1150～1250℃，终轧温度在900℃以上，卷取温度为600～750℃；
4)深冷轧制：将钢板置于-196℃～-180℃环境20min以上，保证钢板自身温度处于深冷状态；随后对钢板进行冷轧，通过低温热电偶检测保证轧制温度保持在-180～-100℃，若温度高于-100℃，将钢板重新置于-196℃～-180℃环境20min以上，随后取出再进行轧制，如此进行直到钢板到达目标厚度，钢板总压下量50％～75％；
5)连续退火：退火温度为720～800℃，退火时间为3～10min，缓冷温度680～710℃，缓冷速率5～12℃/s,快冷速率大于30℃/s，冷却到时效温度，时效温度在220℃以下，时效时间0～500s，然后冷却到室温。
4.根据权利要求3所述的一种高强塑积深冷轧制钢板的制备方法，其特征在于，上述步骤2)中，连铸坯厚度为120～180mm。
5.根据权利要求3所述的一种高强塑积深冷轧制钢板的制备方法，其特征在于，上述步骤3)中，热轧卷厚度为2～4mm。
技术总结一种高强塑积深冷轧制钢板及制备方法，钢中化学成分按质量百分比计包括：C：0.18％～0.25％，Si：0.3％～1.5％，Mn：2.8％～3.5％，Al：0.5％～1.5％，P≤0.05％，S≤0.05％，V：0.10％～0.15％，余量为Fe和不可避免的杂质，其中Si Al≤2.0％。本发明的深冷轧制低锰系Mn‑TRIP钢板合金比例较传统中锰钢相比大大降低，而强塑性能均显著提升。深冷轧制下的等轴铁素体较传统冷轧组织相比得到明显细化，均降至1μm以下，提高了钢板的屈服强度；同时促进VC析出，起到析出强化的作用。显著提高了奥氏体含量及优化室温奥氏体的稳定性，加强了钢板的加工硬化能力。
技术研发人员：胡智评;刘仁东;林利;徐鑫;蔡顺达
受保护的技术使用者：鞍钢股份有限公司
技术研发日：2021.04.15
技术公布日：2021.07.30
