本申請涉及超高強鋼
技術(shù)領(lǐng)域：
，尤其涉及一種冷軋淬火延性鋼及制備方法。
背景技術(shù)：
：本部分的描述僅提供與本申請公開相關(guān)的背景信息，而不構(gòu)成現(xiàn)有技術(shù)。近年來，汽車產(chǎn)業(yè)發(fā)展迅速，汽車數(shù)量急劇增多，這樣就對車輛的安全性提出了新的要求。與此同時，資源匱乏、能源短缺等問題愈發(fā)突出，環(huán)境問題日益嚴峻，越來越多的國家和團體開始關(guān)注生態(tài)和環(huán)境保護。因此，保證車輛安全性的同時，降低油耗、節(jié)約能源成為汽車鋼發(fā)展的必然方向。先進高強鋼具有高強度高成型性的特點，不僅可以滿足汽車安全性的要求，而且可以通過減薄汽車結(jié)構(gòu)件，達到減輕汽車自重的效果。先進高強鋼主要有雙相鋼(DP，dual-phase)、馬氏體鋼(MS，MartensiticSteel)、相變誘發(fā)塑性鋼(TRIP，TransformationInducedPlasticitySteel)和淬火配分鋼(Q&P，QuenchingandPartitioning)等。其中，DP鋼和MS鋼能夠滿足高強度要求，但一般延伸率不足，強塑積不超過20GPa％；傳統(tǒng)低碳低合金TRIP鋼一般難以達到980MPa高強度級別，而中碳或高合金TRIP鋼在提高強度的同時會帶來冶煉、焊接等方面的困難；一步配分Q&P鋼由于配分溫度低，導(dǎo)致抗拉強度較高，延伸率較低；兩步配分Q&P鋼為了在不犧牲強度的前提下得到足夠數(shù)量的殘余奧氏體，要求連續(xù)熱處理線擁有高速冷卻和淬火后快速提溫的特殊功能，然而目前的工業(yè)生產(chǎn)線大都不具備這樣的條件。即使生產(chǎn)線擁有了這樣的能力，也會加大控制難度，導(dǎo)致性能不穩(wěn)定、通卷均勻性差以及與其他產(chǎn)品銜接不順等問題，從而影響生產(chǎn)效率和產(chǎn)品質(zhì)量。應(yīng)該注意，上面對技術(shù)背景的介紹只是為了方便對本申請的技術(shù)方案進行清楚、完整的說明，并方便本領(lǐng)域技術(shù)人員的理解而闡述的。不能僅僅因為這些方案在本申請的
背景技術(shù)：
部分進行了闡述而認為上述技術(shù)方案為本領(lǐng)域技術(shù)人員所公知。技術(shù)實現(xiàn)要素：在已公開的高強度、高強塑積汽車用鋼專利申請中，公開號為CN105018843A的中國發(fā)明專利申請公開了一種釩和鈦復(fù)合添加的Q&P鋼及其制造方法，其主要成分的重量百分比為：C：0.17～0.22％、Si：1.3～1.6％、Mn：1.5～2.1％、P≤0.010％、S≤0.008％、V：0.03～0.07％、Ti：0.02～0.04％，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。熱軋工藝卷取溫度低于200℃，配分溫度較低為170～210℃。抗拉強度1350～1450MPa，延伸率≥15％，強塑積≥22GPa·％。公開號為CN104278194A的中國發(fā)明專利申請公開了一種高強度高塑性的兩步配分Q&P鋼板及其制備方法，其化學(xué)成分中C含量為0.25～0.35wt％，Si含量0.8～1.2wt％，Al含量0.5～1.0wt％，B含量0.001～0.002wt％。熱軋工藝卷取溫度為600～650℃，過時效段淬火溫度為250～280℃，配分溫度為350～400℃。熱處理后所得鋼板抗拉強度大于980MPa，延伸率大于20％。公開號為CN102011051A的中國發(fā)明專利申請公開了一種高強度高塑性的中碳相變誘發(fā)塑性鋼及其制備方法，其化學(xué)成分中C含量為0.24～0.30wt％，Si含量0.8～1.2wt％，P含量0.03～0.075wt％，V含量0.07～0.09wt％。連續(xù)退火工藝中快冷段冷卻速率為20℃/s，配分溫度較高為380～460℃。抗拉強度≥980MPa，延伸率≥18％，強塑積≥17.64GPa·％，依據(jù)上述專利得到的鋼的延伸率較低；且為了使得到的鋼具有較高的強度和強塑積，需要添加Al、V或B等元素，使得制備成本升高，制備工藝難度加大，實際中難以實現(xiàn)量產(chǎn)。鑒于現(xiàn)有技術(shù)的不足，本申請?zhí)峁┝艘环N冷軋淬火延性鋼及制備方法，以獲得高強度、高強塑積，且制備工藝簡單的汽車鋼。為實現(xiàn)上述目的，本申請?zhí)峁┝巳缦碌募夹g(shù)方案。本申請一方面提供了一種冷軋淬火延性鋼，所述冷軋淬火延性鋼的化學(xué)組成及其質(zhì)量百分比為：C：0.18～0.23％；Mn：1.5～2.2％；Si：1.3～1.8％；P：≤0.02％；S：≤0.008％；Nb：0～0.05％；Ti：0～0.1％；余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本申請另一方面提供了一種軋淬火延性鋼的制備方法，包括：制備板坯，所述板坯具有上述實施方式之一所述的化學(xué)組成及其質(zhì)量百分比；加熱，將所述板坯加熱到1200～1280℃，保溫1～4h；熱軋，采用兩階段控軋軋制，粗軋階段溫度為1070～1170℃，在再結(jié)晶區(qū)壓下率為80～85％；在未再結(jié)晶區(qū)壓下率為60～90％，終軋溫度為850～900℃；冷卻，采取連續(xù)冷卻，冷卻速率為10～100℃/s；卷取，卷取溫度為680～720℃；冷軋，壓下率為60～90％；連續(xù)退火，所述連續(xù)退火的工序采用兩相區(qū)退火制度，分三段加熱；其中，第一段從室溫預(yù)加熱到150～300℃，加熱速率為2～25℃/s；第二段從第一段的預(yù)熱目標溫度加熱到600～650℃，加熱速率為1～20℃/s；第三段從第二段的加熱目標溫度再加熱到退火溫度780～820℃，加熱速率為0.5～10℃/s，保溫時間為5～200s。本申請設(shè)計了低成本、易焊接的合金化路線，采用馬氏體相轉(zhuǎn)變點(Ms)附近等溫淬火的新穎工藝路線，制備所得淬火延性鋼組織包括多邊形鐵素體、無碳貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體?？估瓘姸葹?80～1200MPa，斷后延伸率大于等于22％，強塑積在25GPa·％以上。利用本申請的制備方法制得的新鋼種相較于同強度級別的DP鋼的延伸率大幅度提高，成型、擴孔和折彎等性能均有不同程度提高。比同強度級別的傳統(tǒng)TRIP鋼添加更少的合金元素，節(jié)約了成本，降低了冶煉、焊接等方面的難度。與兩步配分Q&P鋼相比，力學(xué)性能更為優(yōu)越，且均勻性和穩(wěn)定性更好，退火工藝可操作性強，適合現(xiàn)有流程，有利于工業(yè)化推廣。此外，本申請通過合金成分設(shè)計、奧氏體穩(wěn)定化和多相微結(jié)構(gòu)的精準調(diào)控，在兼顧材料淬透性、強度和塑性關(guān)系的基礎(chǔ)上，成品鋼板力學(xué)性能優(yōu)異，抗拉強度980～1200MPa，斷后延伸率≥22％，強塑積≥25GPa·％。本申請的制備方法適用于工業(yè)用傳統(tǒng)連續(xù)退火生產(chǎn)線，可以取代同強度級別的DP鋼、TRIP鋼和兩步配分QP鋼，以低成本、低能耗、高效率的方式生產(chǎn)出高強塑積的第三代汽車鋼，以滿足汽車輕量化的市場需求。采用本申請的工藝流程能夠獲得具有高強度和高塑性的性能優(yōu)良鋼板，使用本申請的鋼板，能夠適應(yīng)要求高強度的汽車用鋼和其他工業(yè)機械零件的成形加工。其它應(yīng)用領(lǐng)域?qū)⒏鶕?jù)本文中提供的描述而變得明顯。本申請內(nèi)容的描述和具體示例僅旨在例示的目的，并非旨在限制本申請的范圍。附圖說明在此描述的附圖僅用于解釋目的，而不意圖以任何方式來限制本申請公開的范圍。另外，圖中的各部件的形狀和比例尺寸等僅為示意性的，用于幫助對本申請的理解，并不是具體限定本申請各部件的形狀和比例尺寸。本領(lǐng)域的技術(shù)人員在本申請的教導(dǎo)下，可以根據(jù)具體情況選擇各種可能的形狀和比例尺寸來實施本申請。在附圖中：圖1為本申請實施方式的冷軋淬火延性鋼的制備方法的流程圖；圖2為圖1中連續(xù)退火工藝的流程圖；圖3為根據(jù)本申請實施例1的板坯的熱軋金相/探針組織相圖；圖4為采用本申請方式的冷軋淬火延性鋼的制備方法對實施例1的板坯在320℃進行等溫得到的冷軋淬火延性鋼的金相/探針組織相圖；圖5為根據(jù)本申請實施例2的板坯的熱軋金相/探針組織相圖；圖6為采用本申請方式的冷軋淬火延性鋼的制備方法對實施例2的板坯在340℃進行等溫得到的冷軋淬火延性鋼的金相/探針組織相圖；圖7為根據(jù)本申請實施例3的板坯的熱軋金相/探針組織相圖；圖8為采用本申請方式的冷軋淬火延性鋼的制備方法對實施例3的板坯在360℃進行等溫得到的冷軋淬火延性鋼的金相/探針組織相圖；圖9為采用本申請方式的冷軋淬火延性鋼的制備方法對實施例3的板坯在390℃進行等溫得到的冷軋淬火延性鋼的金相/探針組織相圖。具體實施方式下面將結(jié)合本申請實施方式中的附圖，對本申請實施方式中的技術(shù)方案進行清楚、完整地描述，顯然，所描述的實施方式僅僅是本申請一部分實施方式，而不是全部的實施方式?；诒旧暾堉械膶嵤┓绞?，本領(lǐng)域普通技術(shù)人員在沒有作出創(chuàng)造性勞動前提下所獲得的所有其它實施方式，都屬于本申請保護的范圍。除非另有定義，本文所使用的所有的技術(shù)和科學(xué)術(shù)語與屬于本申請的
技術(shù)領(lǐng)域：
的技術(shù)人員通常理解的含義相同。本文中在本申請的說明書中所使用的術(shù)語只是為了描述具體的實施方式的目的，不是旨在于限制本申請。下面說明限定的各元素含量的原因。C：0.18～0.23％C元素是低碳鋼較常采用的強化元素，是穩(wěn)定奧氏體的主要元素。在本申請中，將C元素含量控制在0.18～0.23％之間，進一步優(yōu)選地范圍為0.19～0.22％，在淬火等溫?zé)o碳貝氏體生成過程中，C元素會向奧氏體中擴散，使得奧氏體更穩(wěn)定，殘余奧氏體含量增加，從而提高了鋼的延展性。此外，將C元素含量控制在0.18～0.23％之間，還可以使得最終制備得到的鋼的強度較高，同時，不會因為C元素含量過高而給冶煉和焊接帶來困難。Mn：1.5～2.2％Mn元素為低合金鋼的基本組成元素，是奧氏體穩(wěn)定化的主要元素。在本申請中，將Mn元素含量控制在1.5～2.2％之間，能顯著提高鋼的淬透性，并起到固溶強化和細化鐵素體晶粒的作用，并且，還能夠顯著推遲珠光體和貝氏體的轉(zhuǎn)變。此外，將Mn元素含量控制在1.5～2.2％之間，還可以較佳的控制生產(chǎn)成本，同時，不會因為Mn元素含量過高而給冶煉帶來困難。Si：1.3～1.8％在本申請中，將Si元素含量控制在1.3～1.8％之間，能夠大大提高碳原子在鐵素體和奧氏體中的活度，同時，還可以減少C元素在鐵素體中的固溶度，從而提高奧氏體中的C元素含量，起到穩(wěn)定奧氏體的作用；并且，還能夠抑制配分過程中滲碳體的形成。此外，Si元素還能夠影響馬氏體回火的反應(yīng)順序及貝氏體的生成。進一步地，將Si元素含量控制在1.3～1.8％之間，還可以使得最終制備得到的鋼具有較佳的表面質(zhì)量。S：≤0.008％在本申請中，將S元素含量控制在≤0.008％的范圍內(nèi)，可以顯著地降低S元素因形成MnS等硫化物夾雜物而使鋼板力學(xué)性能和加工性能惡化的情況發(fā)生，從而，使最終制備得到的鋼的力學(xué)性能和加工性能均較佳。P：≤0.02％在本申請中，將P元素含量控制在≤0.02％的范圍內(nèi)，能夠有效的抑制碳化物的析出，使馬氏體的強度略有下降，鐵素體的強度略有升高，從而，使最終制備得到的鋼的加工性能較佳。Nb：0～0.05％Nb元素對細化晶粒、相變行為、奧氏體中C元素的富集和馬氏體的形核發(fā)揮顯著作用。在本申請中，將Nb元素含量控制在0～0.05％之間，Nb元素可以與C元素和N元素結(jié)合形成細小的碳氮化物，阻止晶粒長大，從而可以起到明顯的強化效果。Ti：0～0.1％Ti元素為強碳化物形成元素。在本申請中，將Ti元素含量控制在0～0.1％之間，可以達到較佳的沉淀強化和細晶強化的作用，從而可以較顯著地提高鋼的抗拉強度。下面說明本申請的淬火延性鋼的組織和性能。本申請的淬火延性鋼具有的組織如下：多邊形鐵素體、無碳貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體。以相對于全部組織的面積統(tǒng)計，鐵素體含量為20～50％，無碳貝氏體和馬氏體含量之和為30～70％，殘余奧氏體含量為8～16％。上述的多邊形鐵素體、無碳貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體的組織面積之和為100％。多邊形鐵素體(PF，PolygonalFerrite)在透射電鏡(TEM，TransmissionElectronMicroscope)下為白色，呈多角形形狀，內(nèi)有細小碳化物析出。無碳貝氏體(B，Bainitic)和馬氏體(M，Martensitic)為黑色，呈板條狀，殘余奧氏體(RA，RetainedAustenite)有塊狀和薄膜狀兩種形態(tài)。在本申請中，顯微組織的主要特征主要表現(xiàn)在以下幾個方面：兩相區(qū)退火，生成多邊形鐵素體，完成碳向奧氏體的初次富集；在較低溫度馬氏體相轉(zhuǎn)變點(Ms)附近及稍下等溫，得到了硬度較高、板條細小的低溫?zé)o碳貝氏體；等溫過程貝氏體相變不充分，余下的奧氏體中部分在二次淬火中發(fā)生相變，生成新鮮馬氏體；無碳貝氏體的生成，使得貝氏體中的碳元素向奧氏體中擴散富集，使得奧氏體更穩(wěn)定，能夠保留更多的殘余奧氏體。在本申請中，多相復(fù)合組織一起導(dǎo)致了新鋼種具有如下的力學(xué)性能：屈服強度為550～700MPa，抗拉強度≥980MPa，均勻延伸率≥20％，斷后延伸率≥22％，強塑積≥25GPa·％。下面說明本申請的淬火延性鋼的制備工藝流程方法。如圖1所示，為本申請實施方式的冷軋淬火延性鋼的制備方法的流程圖。請參閱圖1，本申請實施方式的冷軋淬火延性鋼的制備方法主要包括：S10：板坯制備工序，S20：加熱工序，S30：熱軋工序，S40：冷卻工序，S50：卷取工序，S60：冷軋工序，S70：連續(xù)退火工序。為了高效地獲得本申請的冷軋淬火延性鋼，有必要合理的控制上述工序中的關(guān)鍵參數(shù)，以保證獲得理想的顯微組織和力學(xué)性能。S10：制備板坯，上述板坯具有上述實施方式之一所述的化學(xué)組成及其質(zhì)量百分比。具體的，在冶煉過程中加入上述化學(xué)組分，并控制加入的所述化學(xué)組分的質(zhì)量百分比含量。在本申請中，制備的所述板坯的厚度為≥60mm。S20：加熱，將制備的所述板坯加熱到1200～1280℃，保溫1～4h。加熱工序的主要作用包括充分奧氏體化、微合金(Nb、Ti)充分固溶和緩解Mn偏析。S30：熱軋，本申請采用兩階段控軋軋制，粗軋階段溫度為1070～1170℃，在再結(jié)晶區(qū)壓下率為80～85％；在未再結(jié)晶區(qū)壓下率為60～90％，終軋溫度為850～900℃。在本申請中，完成熱軋工序后，得到的熱軋板厚度為3.0～6.0mm。S40：冷卻，終軋后采取連續(xù)冷卻，冷卻速率為10～100℃/s。S50：卷取，卷取溫度為680～720℃。S60：冷軋，壓下率為60～90％。在本申請中，完成冷軋工序后，得到的成品冷軋板厚度為0.6～2.5mm。S70：連續(xù)退火工藝。如圖2所示，為本申請中連續(xù)退火工藝的流程圖。在圖2中，H1、H2、H3為加熱段，RTS為均熱段，SC為緩冷段，RC為快冷段，F(xiàn)C為終冷段。請參閱圖2，在本申請中，采用兩相區(qū)退火，分三段加熱。其中，第一段H1預(yù)熱溫度為150～300℃，加熱速率為2～25℃/s；第二段H2預(yù)熱溫度為600～650℃，加熱速率為1～20℃/s；第三段H3即退火溫度在780～820℃，加熱速率為0.5～10℃/s。在均熱段RTS保溫時間為10～200s，鐵素體含量為20～50％；在緩冷段SC緩冷至680～720℃，緩冷速率為5～20℃/s；在快冷段RC冷卻至300～400℃，快冷速率為25～80℃/s，時效時間400～1000s；在終冷段FC以大于10℃/s的冷速冷卻至室溫。等溫過程有低溫?zé)o碳貝氏體生成，隨后冷卻至室溫，有少量新鮮馬氏體生成。本申請設(shè)計了低成本、易焊接的合金化路線，采用馬氏體相轉(zhuǎn)變點(Ms)附近等溫淬火的新穎工藝路線，制備所得淬火延性鋼組織包括多邊形鐵素體、無碳貝氏體、馬氏體和殘余奧氏體?？估瓘姸葹?80～1200MPa，斷后延伸率大于等于22％，強塑積在25GPa·％以上。利用本申請的工藝方法制得的新鋼種相較于同強度級別的DP鋼的延伸率大幅度提高，成型、擴孔和折彎等性能均有不同程度提高。比同強度級別的傳統(tǒng)TRIP鋼添加更少的合金元素，節(jié)約了成本，降低了冶煉、焊接等方面的難度。與兩步配分Q&P鋼相比，力學(xué)性能更為優(yōu)越，且均勻性和穩(wěn)定性更好，退火工藝可操作性強，適合現(xiàn)有流程，有利于工業(yè)化推廣。此外，本申請通過合金成分設(shè)計、奧氏體穩(wěn)定化和多相微結(jié)構(gòu)的精準調(diào)控，在兼顧材料淬透性、強度和塑性關(guān)系的基礎(chǔ)上，成品鋼板力學(xué)性能優(yōu)異，抗拉強度980～1200MPa，斷后延伸率≥22％，強塑積≥25GPa·％。本申請的制備方法適用于工業(yè)用傳統(tǒng)連續(xù)退火生產(chǎn)線，可以取代同強度級別的DP鋼、TRIP鋼和兩步配分QP鋼，以低成本、低能耗、高效率的方式生產(chǎn)出高強塑積的第三代汽車鋼，以滿足汽車輕量化的市場需求。采用本申請的工藝流程能夠獲得具有高強度和高塑性的性能優(yōu)良鋼板，使用本申請的鋼板，能夠適應(yīng)要求高強度的汽車用鋼和其他工業(yè)機械零件的成形加工。下面通過具體的實驗數(shù)據(jù)說明本申請的淬火延性鋼的性能。實施例1首先按照上述成分范圍進行冶煉、連鑄，制得的板坯的成分，見下表1。得到如圖3所示冷軋淬火延性鋼的熱軋金相/探針組織相圖。表1板坯的成分(wt.％)CSiMnNbTiSPMs/℃0.221.801.6500.100.0010.006382本實施例熱軋工藝如下：將厚度60mm的板坯從室溫加熱1200℃，保溫2.5h。熱軋過程分為粗軋階段和精軋階段，粗軋開始溫度為1170℃，粗軋終軋溫度為1100℃，粗軋后中間板厚10mm；精軋開始溫度為950℃，精軋終軋溫度為850℃。終軋后采取連續(xù)冷卻，冷卻速率約為30℃/s，卷取溫度為680℃。這時熱軋板的組織為鐵素體F+珠光體P，熱軋板厚度3.2mm。本實施例冷軋工藝如下：將熱軋板進行酸洗后冷軋，壓下率為69％，冷軋板厚1.0mm。本實施例退火工藝如下：將冷軋板在第一段H1先以22℃/s加熱到280℃，再在第二段H2以15℃/s速率加熱到650℃，再然后在第三段H3以5℃/s速率加熱到810℃，在均熱段RTS保溫時間為10s。之后，在緩冷段SC以20℃/s的速率冷卻到700℃，在快冷段RC快冷速率為80℃/s。過時效階段不同分為4個工藝，分別為①淬火溫度320℃，保溫650s；②淬火溫度330℃，保溫500s；③淬火溫度340℃，保溫500s；④淬火溫度350℃，保溫500s。后在終冷段FC以20℃/s的冷速冷卻至室溫，制得的鋼板的性能見表2。表2實施例1的鋼板的性能序號過時效溫度/℃過時效時間/s抗拉強度/MPa屈服強度/MPa延伸率/％強塑積/GPa·％①320650113758522.225.2②330500103960424.225.1③340500102463626.226.8④350500101862828.729.2由上表可以看出，利用本申請?zhí)峁┑闹苽浞椒ㄖ苽涞匿摪宓母鱾€力學(xué)性能和加工性能均達到所要求的性能指標。其中，在過時效溫度為320℃(工藝①)下制備鋼板的金相/探針組織相圖如圖4所示，以相對于全部組織的面積統(tǒng)計，鐵素體F含量約為28％，無碳貝氏體B和馬氏體M含量約62％，殘余奧氏體RA含量約10％。實施例2首先按照上述成分范圍進行冶煉、連鑄，制得的板坯的成分，見下表3。得到如圖5所示冷軋淬火延性鋼的熱軋金相/探針組織相圖。表3板坯的成分(wt.％)CSiMnNbTiSPMs/℃0.231.431.970.0200.0030.005371本實施例熱軋工藝如下：將厚度60mm的板坯從室溫加熱1200℃，保溫2h。熱軋過程分為粗軋階段和精軋階段，粗軋開始溫度為1170℃，粗軋終軋溫度為1100℃，粗軋后中間板厚10mm；精軋開始溫度為950℃，精軋終軋溫度為880℃。終軋后采取連續(xù)冷卻，冷卻速率為50℃/s，卷取溫度為700℃，這時熱軋板的組織為鐵素體F+珠光體P，熱軋板厚度5mm。本實施例冷軋工藝如下：將熱軋板進行酸洗后冷軋，壓下率為80％，冷軋板厚1.0mm。本實施例退火工藝如下：將冷軋板在第一段H1先以20℃/s加熱到200℃，再在第二段H2以10℃/s速率加熱到650℃，再然后在第三段H3以3℃/s速率加熱到790℃，在均熱段RTS保溫時間為120s。之后，在緩冷段SC以20℃/s的速率冷卻到700℃，在快冷段RC快冷速率為50℃/s。過時效階段不同分為4個工藝，分別為⑤淬火溫度330℃，保溫500s；⑥淬火溫度340℃，保溫500s；⑦淬火溫度350℃，保溫500s；⑧淬火溫度360℃，保溫500s。后在終冷段FC以50℃/s的冷速冷卻至室溫，制得的鋼板的性能見表4。表4實施例2的鋼板的性能序號過時效溫度/℃過時效時間/s抗拉強度/MPa屈服強度/MPa延伸率/％強塑積/GPa·％⑤330500109758222.925.1⑥340500102659225.325.9⑦350500101063325.425.7⑧36050099063728.227.9由上表可以看出，利用本申請?zhí)峁┑闹苽浞椒ㄖ苽涞匿摪宓母鱾€力學(xué)性能和加工性能均達到所要求的性能指標。其中，在過時效溫度為340℃(工藝⑥)下制備鋼板的金相/探針組織相圖如圖6所示，以相對于全部組織的面積統(tǒng)計，鐵素體F含量約為41％，無碳貝氏體B和馬氏體M含量之和約為47％，殘余奧氏體RA含量約為12％。實施例3首先按照上述成分范圍進行冶煉、連鑄，制得的板坯的成分，見下表5。得到如圖7所示冷軋淬火延性鋼的熱軋金相/探針組織相圖。表5板坯的成分(wt.％)CSiMnNbTiSPMs/℃0.211.642.010.0260.0530.0010.015377本實施例熱軋工藝如下：將厚度200mm的板坯從室溫加熱1280℃，保溫1h。熱軋過程分為粗軋階段和精軋階段，粗軋開始溫度為1170℃，粗軋終軋溫度為1100℃，粗軋后中間板厚32mm；精軋開始溫度為1050℃，精軋終軋溫度為890℃。終軋后采取連續(xù)冷卻，冷卻速率為80℃/s，卷取溫度為690℃，這時熱軋板的組織為鐵素體F+珠光體P，熱軋板厚度4.0mm。本實施例冷軋工藝如下：將熱軋板進行酸洗后冷軋，壓下率為60％，冷軋板厚1.6mm。本實施例退火工藝如下：將冷軋板在第一段H1先以4℃/s加熱到200℃，再在第二段H2以2.3℃/s速率加熱到650℃，再然后在第三段H3以0.8℃/s速率加熱到800℃，在均熱段RTS保溫時間為128s。之后，在緩冷段SC，以7℃/s的速率冷卻到700℃，在快冷段RC快冷速率為34℃/s。過時效階段不同分為2個工藝，分別為⑨淬火溫度360℃，保溫555s；⑩淬火溫度390℃，保溫555s。后以30℃/s的冷速冷卻至室溫，制得的鋼板的性能見表6。表6實施例3的鋼板的性能序號過時效溫度/℃過時效時間/s抗拉強度/MPa屈服強度/MPa延伸率/％強塑積/GPa·％⑨360555104560424.925.6⑩390555100459625.025.1由上表可以看出，利用本申請?zhí)峁┑闹苽浞椒ㄖ苽涞匿摪宓母鱾€力學(xué)性能和加工性能均達到所要求的性能指標。其中，在過時效溫度為360℃(工藝⑨)下制備鋼板的金相/探針組織相圖如圖8所示，鐵素體F含量約為35％，貝氏體B和馬氏體M含量約為52％，殘余奧氏體含量RA約為13％。在過時效溫度為390℃(工藝⑩)下制備鋼板的金相/探針組織相圖如圖9所示，以相對于全部組織的面積統(tǒng)計，鐵素體F含量約為38％，無碳貝氏體B和馬氏體M含量之和約為47％，殘余奧氏體RA含量約為15％。進一步地，請繼續(xù)參閱表2、表4和表6，相較于公開號為CN105018843A的中國發(fā)明專利申請?zhí)峁┑拟C和鈦復(fù)合添加的Q&P鋼，利用本申請?zhí)峁┑闹苽浞椒ㄖ苽涞匿摰难由炻实燃庸ば阅苤笜烁?；相較于公開號為CN104278194A的中國發(fā)明專利申請?zhí)峁┑母邚姸雀咚苄缘膬刹脚浞諵&P鋼，以及，公開號為CN102011051A的中國發(fā)明專利申請?zhí)峁┑母邚姸雀咚苄缘闹刑枷嘧冋T發(fā)塑性鋼，利用本申請?zhí)峁┑闹苽浞椒ㄖ苽涞匿摰目估瓘姸群蛷娝芊e等力學(xué)性能指標以及延伸率等加工性能指標均更佳。此外，由于本申請的鋼的制備無需添加Al、V或B等元素，從而可以降低工藝難度，降低生產(chǎn)成本。本文引用的任何數(shù)字值都包括從下限值到上限值之間以一個單位遞增的下值和上值的所有值，在任何下值和任何更高值之間存在至少兩個單位的間隔即可。舉例來說，如果闡述了一個化學(xué)組分含量的值是從1到90，優(yōu)選從20到80，更優(yōu)選從30到70，則目的是為了說明該說明書中也明確地列舉了諸如15到85、22到68、43到51、30到32等值。對于小于1的值，適當?shù)卣J為一個單位是0.0001、0.001、0.01、0.1。這些僅僅是想要明確表達的示例，可以認為在最低值和最高值之間列舉的數(shù)值的所有可能組合都是以類似方式在該說明書明確地闡述了的。披露的所有文章和參考資料，包括專利申請和出版物，出于各種目的通過援引結(jié)合于此。描述組合的術(shù)語“基本由…構(gòu)成”應(yīng)該包括所確定的成分或步驟以及實質(zhì)上沒有影響該組合的基本新穎特征的其他成分或步驟。使用術(shù)語“包含”或“包括”來描述這里的成分或步驟的組合也想到了基本由這些成分或步驟構(gòu)成的實施方式。這里通過使用術(shù)語“可以”，旨在說明“可以”包括的所描述的任何屬性都是可選的。應(yīng)該理解，以上描述是為了進行圖示說明而不是為了進行限制。通過閱讀上述描述，在所提供的示例之外的許多實施方式和許多應(yīng)用對本領(lǐng)域技術(shù)人員來說都將是顯而易見的。因此，本教導(dǎo)的范圍不應(yīng)該參照上述描述來確定，而是應(yīng)該參照前述權(quán)利要求以及這些權(quán)利要求所擁有的等價物的全部范圍來確定。出于全面之目的，所有文章和參考包括專利申請和公告的公開都通過參考結(jié)合在本文中。在前述權(quán)利要求中省略這里公開的主題的任何方面并不是為了放棄該主體內(nèi)容，也不應(yīng)該認為發(fā)明人沒有將該主題考慮為所公開的發(fā)明主題的一部分。應(yīng)該理解，以上描述是為了進行圖示說明而不是為了進行限制。通過閱讀上述描述，在所提供的示例之外的許多實施方式和許多應(yīng)用對本領(lǐng)域技術(shù)人員來說都將是顯而易見的。因此，本教導(dǎo)的范圍不應(yīng)該參照上述描述來確定，而是應(yīng)該參照前述權(quán)利要求以及這些權(quán)利要求所擁有的等價物的全部范圍來確定。出于全面之目的，所有文章和參考包括專利申請和公告的公開都通過參考結(jié)合在本文中。在前述權(quán)利要求中省略這里公開的主題的任何方面并不是為了放棄該主體內(nèi)容，也不應(yīng)該認為申請人沒有將該主題考慮為所公開的申請主題的一部分。當前第1頁1 2 3