一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性TWIP钢及制备方法

专利名称：一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性TWIP钢及制备方法
技术领域：
本发明属于高强度合金钢领域，尤其是涉及到一种具有高强度、高塑性的TWIP (TWIPSTwirming Induced Plasticity (孪晶诱发塑性)的简称)钢及其制备方法。
背景技术：
随着汽车工业的不断发展，对汽车轻型化、节能和安全性的要求也越来越高，采用高强度钢板不但可以实现汽车的轻量化，同时还能提高汽车的被动安全性。高强钢是汽车用钢发展的一个主要趋势。近几十年来，为了满足汽车工业等的发展需要，人们不断追求钢材强度和延展性综合性能的提高。先后开发了 DP钢(Dual Phase steel，双相钢的缩写)和 TRIP钢(Transformation Induced Plasticity，相变诱发塑性钢的缩写)，并在汽车工业中得到了广泛应用。目前，广泛应用于汽车板及其车身组件的高强钢板的抗拉强度大多都在 59(T780MPa，屈服强度在270 350MPa，延伸率在25 35%。可见其强度级别并不高，原因是强度提高后，钢板的延伸率会明显下降。由于相对较低的延展性，对汽车板面成型产生影响， 尤其对于一些复杂的形状车身组件或构件，其延展性较低后，很难较好的压力加工一次成型，而需经过几部分焊接后才能成型。1997年Grassel等在研究Fe-Mn-Si-Al系TRIP钢时发现，在Mn含量达到25wt% 时，Al和Si含量接近3wt%时，钢中出现大量的机械孪晶，这种钢具有很高的延展性，因此首次命名为TWIP钢(孪晶诱发塑性钢，TWIP :Twinning Induced Plasticity的缩写)。TffIP 钢由于其兼具高延展性、较高的强度、较好成型性和优良的撞击能量吸收能力，而成为了新一代先进高强汽车用钢的重点发展方向。迄今，TWIP的研制，尤其是在成分优化方面取得了很大的进展，但是现有的技术条件下，还无法进行大规模的生产与应用，仍然存在很多的问题需要解决，。专利文献CN 101160183A公开了一种具有TWIP性质的高锰钢的成分，其主要成分的重量百分比为C<0. 8%,Mn :15. (Γ27. 0%, Al :1. (Γ6. 0%, Si :1. (Γ6. 0%，余量为！^ 和不可避免的杂质元素。但是，这种钢碳含量较高，同时Al和Si的含量都很高。高的C含量对材料的焊接性能不利，高Al容易在浇铸时候形成Al2O3，堵塞浇铸的水口，而较高的Si含量严重影响板材的可镀性，尤其对要求表面质量较高的冷轧汽车板更加不利。公开号为CN 101429590A 的发明，其成分为 C 0. 2-0. 49%，或者 0. 55-1. 5wt%, Mn 10-2 或者23. l_35wt%，其经过冷轧和热处理处理后，抗拉强度在750-1200之间，延伸率在50-70%范围内。该发明为了消除Al和Si对钢水浇铸和冷轧镀层差的不利影响，其含量控制都低于1. 0wt%，但是为了提高强度，其C含量都控制在了中高碳水平，这必然对材料的焊接性能产生很不利的影响。公开号为CN 1012125672A的专利提供了一种超低碳孪晶诱发塑性钢，其成为为C 0.005 0.03% , Mn 20^32%, Si 2^3%, Al 2 4%，其静态拉伸的抗拉强度只有 580 760MPa，延伸率为60 90%。公开号为CN 101381839A的发明专利提供了一种具有高强度高塑性的合金钢。其化学成为C 0. 039Γ0. 05%, Mn 30%, Al 3%和Si 3%，其通过热处理工艺后，该合金强度可达60(T750Mpa，延伸率达55、5%。以上这两种专利文献所记载的 TffIP钢成分中，尽管C含量都控制在了低碳或者超低碳的范围，但是其钢的强度级别都相对较低，此外成分中都复合添加了大量的Al和Si，必然导致了其铸造差与冷轧的镀层质量问题。除上述因素外，TffIP钢的强度，尤其是屈服强度还无法达到TRIP钢和DP钢的程度。目前开发的TWIP钢，热轧后的屈服强度都非常低，而冷轧后的屈服强度大多不超过 400MPa。较低的屈服强度，会导致汽车初次的抗冲击碰撞能力较弱，碰撞性能指标大幅度降低，不利于汽车安全性。所以提高TWIP钢的强度，尤其是屈服强度也是十分必要的。为了保证具有较高的强度，其碳含量一般都控制在中高碳含量。因此开发可应用汽车板的低碳或者超低碳高强TWIP钢是非常必要的。但是，目前的技术无法实现上述需求。

发明内容
本发明的目的是提供一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性高锰TWIP钢及其制备工艺，所制备的TWIP钢成分上具有低碳含量、Si、Al含量很低的特点，因此该钢铸造性成型性好、可镀性好以及焊接性优异。此外，本发明提供的TWIP钢具有屈服强度大于550MPa，而延伸率不低于60%，因此具有极好的抗碰撞性能指标。为实现上述目的，本发明采用如下的技术方案
本法明Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢成分的质量百分比为C
0.05 0. 10%, Mn 23. 5 27%, 0. 01 ^ Si ^ 0. 03%, Al 彡 1. 0%, P 彡 0. 01%, S 彡 0. 002%, Nb 1. 0 2· 5%, Ti 0. 5 1. 25%, N 0. 02 0. 08%，余量为Fe和不可避免的杂质；
上述Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢，成分体系中适宜的Ti和Nb加入量的原子百分比例需满足关系Ti Nb ^ I0该低碳高强度高塑性Nb、Ti微合金钢的进一步优选成分的质量百分比为 C 0.07 0.08%, Mn 25 士0.5%, 0.01 ^ Si ^ 0. 03%, Al 彡 1.0%, Nb 2.0 士0.2%，Ti
1.0士0. 2%, N 0. 05 0. 06%，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明中的合金成分具有如下特点 (1) C 含量 0. 05 0. 10wt%
传统高锰TWIP钢中，一般C含量都相对较高。碳是奥氏体化稳定化元素，其对钢的强度提高明显。但是高C含量会引起钢板焊接时的冷裂纹倾向，极大地降低了材料的可焊性并降低了 HAZ韧性。本发明中碳含量控制在小于0. 10wt%的较低水平，极大的改善了现有技术中焊接性能和铸造性较差的缺陷。但是TWIP钢中C含量不易低于0. 05%,因为C含量处于超低水平容易形成α ’马氏体，形成机械微裂纹，影响钢的塑性。在本发明的成分体系中C含量的范围控制在0. 05 0. 10wt%内，优选的C的范围为0. 07 0. 08wt%。(2) Mn 含量 23. 5 27wt%
通常TWIP钢中，Mn含量越高其强度相对越低。过高的Mn含量，会导致钢的铸态组织
粗大，铸造时易造成大量脆性碳化物，诸如]^23匚6或M5C2等的析出进而导致热轧过程极易产生沿晶裂纹。所以对于TWIP钢而言，保证具有TWIP效应的同时，应尽量降低Mn的含量，高锰TWIP钢Mn含量不超过30wt%为宜。在本发明中的成分体系与工艺条件下，发现当Mn含量超过27wt%后，TffIP钢的屈服低于开始低于550MPa，因此Mn含量的上限定为 27wt%。传统TWIP钢中完全发生TWIP效应的Mn含量都要高于20wt%，Mn含量过低会诱发
S马氏体的产生，而发生TRIP效应。在发明成分体系和工艺条件下，发现当Mn含量小于
23. 5wt%时，尽管抗拉强度会有所提高，但是屈服强度会稍有下降，同时塑性明显降低，金相分析表明，在轧后的组织中会出现少量ε马氏体，发生了 TRIP效应。所以本发明中适宜的 Mn含量的下限为23. 5wt%。即本发明成分体系和工艺条件下，Mn含量应控制在23. 5 27wt% 范围内，其优选成分为25 士0. 5wt%。(3) Si、Al 含量，0. 01 ^ Si ^ 0. 03%, Al ( 1. 0%
为了避免传统TWIP钢中高Si、高Al所带来的不利影响，在本发明的成分体系中Si、Al 含量都控制在较低水平。Si是置换型元素，在TWIP钢中能起到很好的固溶强化作用。但是，其含量如果小于0. 01wt%后，固溶强化的效果并不明显，而Si含量过高，又会严重影响 TWIP钢冷轧的镀层质量，因此在汽车板的TWIP钢中Si含量不宜过高。考虑到当Si含量大于0. 03衬％后，在焊接过程中容易引起一些材料的缺陷，所以本发明中较为适宜的Si含量应控制在0. 01 ^ Si ^ 0. 03wt%o Al在TWIP钢中的作用一是脱氧，二是调节TWIP钢的层错能，进而控制TWIP效应。适量的Al的加入可以很好的抑制ε马氏体的产生，提高材料的韧性。但是过高的Al的添加会恶化钢板的铸造性能，因为较高的Al的存在容易在浇铸时形成Al2O3，堵塞水口，造成浇铸困难，同时对焊接性产生影响。本发明中，考虑到Mn元素的成分范围，经过优化后的Al的含量在不超过1.0wt%为宜。(4) N 含量 N 0. 02 0. 08%
适当范围N的加入可显著提高层错能，一定程度上能够取代部分Al元素的缺失产生的影响，同时N还具有很好的固溶强化和抗腐蚀性效果。此外，N与Nb、Ti相互配合，在基体中形成的氮化物析出粒子具有极强的高温热稳定性，可以有效提高焊接的线能量，细化热影响区组织。在低碳或者超低碳TWIP钢中，合理加入一定量的N，对钢的强度的提高是十分有利的。但是在TWIP钢中尽量避免游离N的存在，所以应固氮处理。本发明的合金体系下，发现当加入N超过0. 08wt%后，TffIP钢的塑性显著下降，而当N含量小于0. 02wt%时， 在本发明中的成分体系内，二相粒子的数量和会相对减少，同时TWIP钢的屈服强度有所降低，所以本发明的成分体系下，最佳的N的加入量为0. 02、. 08wt%o(5) P 和 S 的成分在:P ( 0. 01wt%, S 彡 0. 002wt%
钢种P适量有助于提高加工切削性能，同对TWIP钢而言，少量P的存在有利于强化基体，促进奥氏体中的孪生。但是P容易在晶界偏聚而导致钢的脆性，因此本发明P的择优成分在P彡0. 01wt%为宜。S易在钢坯凝固过程中形成硫化物，尤其在高Mn的TWIP钢中，极易形成MnS，容易导致钢产生裂纹，对钢的性能产生不利的影响，因此应在熔炼过程中尽量降低S的含量，本发明中S彡0. 002wt%o(6) Ti、Nb 含量 Nb 1· 0 2· 5%，Ti 0. 5 1. 25%
Nb的加入可以细化回复再结晶后的奥氏体晶粒。Nb细化晶粒主要在于通过控制Nb的碳或者碳氮化物的析出，利用其析出相粒子对晶界的钉扎以及固溶Nb原子溶质拖曳作用来抑制晶粒长大。Ti的加入，主要利用其高温形成的Ti的碳氮化物或者与Nb配合形成Nb、Ti的复合碳氮化物，抑制热轧或者冷轧后的热处理过程中的回复再结晶晶粒长大，进而细化晶粒。此外，形成Ti析出相具有极好的高温稳定性，可以有效提高焊接的线能量，细化热影响区组织。最后，Ti, Nb的析出也能充分发挥二相粒子强化基体的作用。本发明中通过对比发现，经过Ti、Nb合金化的TWIP钢的屈服强度明显提高。分析表明，其提高屈服强度的主要原因是，Ti、Nb的碳氮化物在晶内或者晶界析出能有效地增加拉伸形变初期的形变抗力，延迟了形变初期阶段的孪晶的形成，进而提高了 TWIP钢的屈服强度。通常屈服钢中屈服强度提高后，延伸率会相应的显著下降，然而，在本发明Nb、Ti的成分范围内和工艺条件下，Nb、Ti合金化后的TWIP钢的塑性并没有大幅度降低。本发明中，当加入的Ti的摩尔分数的量小于Nb的量的时候，所形成的Ti、Nb复合析出相粒子的形状为接近球形或者椭球形，能谱分析表明为析出相为富含Ti、Nb、C和N的
复合析出(NbxTlk) (CN)，其中x彡0.5。而当Ti的摩尔分数的量大于Nb时，析出相
接近于方形，并且这种析出相粒子容易聚集在晶界处，这会降低TWIP钢的塑性。所以本发明中Nb和Ti的成分加入的原子分数的比例应该控制在Nb/Ti ( 1为宜。本发明中发现当Nb含量超过2. 5wt%, Ti含量超过1. 25%后，材料的强度和韧性都有所下降，分析表明，主要原因是，当成分超过这个上限后，二相粒子明显粗化，并且出现偏聚现象。对晶粒尺寸细化和强化作用都减弱，但是当成分中的Nb小于1.0wt%，Ti
0.5wt%时，材料的屈服强度小于480MPa。所以本发明中Nb和Ti的成分范围应控制在Nb
1.0 2· 5wt%, Ti 0. 5 1. 25wt%
相对Nb、Ti微合金化高强度低合金钢不同的是，本发明加入Nb和Ti的量相对较高一些，当Nb含量超过1. 0wt%和Ti含量达到或者超过0. 5%时候，TWIP钢的屈服强度明显增加，其主要原因是形成的碳氮化物在晶内或者晶界形成数量较多，并且弥散分布，较好的阻碍了了形变初期位错的滑移，延迟了孪晶的开动，进而提高了 TWIP钢的屈服强度。而TWIP 钢的延伸率仍可以保持下去，因为TWIP钢的塑性主要取决于孪晶的进程。一旦TWIP效应发生，孪晶启动进入塑性变形区后，这些二相粒子便不能阻碍孪晶的不断形成。因此在本发明成分范围内，Ti、Nb合金化的TWIP钢具有较高的屈服强度，同时具有较高的塑性。
上述成分下的Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法，制备工艺包括熔炼、加热、热轧、冷轧、热处理工艺，具体步骤如下
1)熔炼，按上述成分在真空感应电炉中熔炼后，浇铸成铸坯；
2)加热铸坯再加热至115(Tl200°C，保温广2两小时；
3)热轧开轧温度110(Γ1150 ，采用不低于6-9道次的多道次小压下量轧制，950°C 以上累计变形量大于60%，终轧温度85(T900°C以上，热轧后快速冷却至400-550°C进行卷取；
4)冷轧热轧后的钢板进行冷轧，冷轧采用多道次小压下量，总累计压下量在 50-80%范围内，冷轧厚度为0. 5-3. Omm ；
5)热处理工艺冷轧后的钢板在650-850°C进行保温，保温时间3-30min，然后以 10-50 0C /s冷速冷至室温。如上所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法， 在热轧终轧前的几个道次进行待温或弛豫处理，待温或者弛豫处理的温度择优温度区间为900-950°C，热轧终轧后择优是以15 35°C /s的冷却速度冷却至卷取温度。此种热轧工艺处理后钢中析出的Nb、Ti的复合相粒子的形态大多为球形后者椭球形，并且平均粒子尺寸不大于20nm。上述的弛豫处理的目的是得细小的Nb或者Nb和Ti的碳或复合碳氮化物能足够析出，充分发挥二相粒子的强化作用。本发明发现，未经过弛豫处理和冷却速度超过30°C /s时，加入的合金元素，尤其是Nb元素，容易在基体过饱和存在，这些过饱和的元素会在随后的冷轧过程中继续二次析出或者在原有析出相上继续长大，这中现象的出现会造成延伸率等性能指标有所改变，导致工艺控制较为困难。而当弛豫时间或者温度范围过宽和冷却速度小于15°C /s时，本发明中奥氏体晶粒较为粗大，并且出现析出的二相粒子出现粗化和布不均等现象，材料的综合性能下降。本发明中的Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法，冷轧后的钢板需要经过退火处理，其择优热处理工艺为700-800°C进行保温，保温时间3-lOmin， 然后以25°C /s冷速冷至室温。经过退火后的冷轧钢板，形变晶粒重新经过再结晶后，更加均勻细小，并且TWIP钢的延伸率充分恢复，并消除材料的各向异性，材料的综合力学性能良好。本发明中生产的高强度高塑性TWIP钢的择优的热轧工艺为热轧开始温度在 113(ril50°C，950°C待温至900°C，终轧温度为880°C，以25°C /s的冷去速度冷却至500°C 卷取，冷轧后的钢板在760°C进行保温，保温时间5min，然后以25°C /s冷速冷至室温。这种工艺条件下，热轧、冷轧后的钢板的回复再结晶进行较为充分，Ti, Nb合金化的效果最好。按如上所述的Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢及其制备方法，其屈服强度不低于550MPa，抗拉强度980MPa以上，延伸率不低于60%。本发明的有益效果本发明具有以下的优点
1)综合性能优异，应用前景广泛。尤其本发明的高强度高塑性TWIP钢具有550MPa以上的屈服强度，明显提高了汽车初次的抗冲击碰撞能力，碰撞性能指标大幅度提升，汽车安全性更加可靠；本发明兼具具有高强度高塑性的特点，其优良综合力学性能远远高于其它传统钢铁材料。制备的材料除了可以用于汽车制造业，还可以广泛应用于诸如石油管道、铁路交通、工程机械、建筑、桥梁、船舶以及军工用品等行业；
2)成分设计上，采用低碳、较低含量的Al和Si，极大改善了材料的焊接性能和铸造性能和冷轧板的可镀性能；
3)生产方法简单，生产成本低。其生产工艺简单，无需增设新的生产设备与提供特殊技术条件，应用传统的热轧设备和轧制技术就可以获得性能优异的热、冷轧钢板，降低了生产成本，增强了市场竞争力；
4)生产工艺灵活。可以通过简单地调整控轧控冷工艺就可以生产所需的各强度级别的高强度高塑性钢板。比如调整未再结晶区弛豫温度区间来控制微合金的析出量，调整轧制道次及每道次压下量和道次时间间隔等控、冷却速度、终轧与终冷温度等，来控制晶粒尺寸并获得不同的热轧组织与优化各组织所占的比例，从而能灵活的根据用户所需来来生产具有不同强度级别的钢板。


图1为本发明的制备工艺示意图2为本发明中的实施例1中典型光学显微组织； 图3为本发明实施例1的拉伸工程应力应变曲线。
具体实施例方式下面通过实施例对本发明做进一步的说明。Ti、Nb微合金元素在DP、TRIP等高强钢的开发应用方面都发挥了非常重要的作用，对这些高强钢的成分优化、组织控制、综合性能提高和控制生产成本方面都做出了重大的贡献。实践证明，微量的Ti、Nb的添加较好的达到细化组织的目的进而显著提高钢的强度，因此同样可以通过合理的成分设计，将Nb、Ti加入到TWIP钢中，并采用合理的制备工艺，来提高TWIP钢的综合力学性能。用于汽车结构部件的微合金高强度钢板，其碳含量为 0.06% 0.09%。降低碳含量一方面有利于材料的表面镀以及构件的焊接质量。可以降低偏析的发生，提高钢的品质。但是，目前现有技术中，对于高锰TWIP钢而言，
图1为本发明Nb、Ti合金化高强度高塑性TWIP钢的生产工艺示意图，包括如下步骤 熔炼、加热、热轧、冷轧、热处理。首先在转炉或者电炉冶炼，再经真空炉二次精炼，浇铸成铸坯或铸锭，铸坯或者铸锭再加热至115(T120(TC，保温广2两小时后进行热轧，开轧温度110(T115(TC，采用不低于6-9道次的多道次小压下量轧制，950°C以上累计变形量大于 60%，终轧温度85(T90(TC以上，冷轧热轧后的钢板进行冷轧，冷轧采用多道次小压下量， 总累计压下量在50-80%范围内，冷轧厚度为0. 5-3. Omm ；冷轧后的钢板在650_900°C进行保温，保温时间10-60min，然后以10_50°C /s冷速冷至室温。实施例广6
表1列举了本发明的实施例广6中的主要成分，其中各实施例中的除了列举的主要成分外，还都添加T 0. 02wt%Si和0. 10wt%的Al。为了更好的对比说明本发明，表1中同样列举了本发明中用于比较研究所制备的其它8组TWIP钢的成分，来比较说明本发明所确定的成分范围。表1中各实施例与比较例都统一采用了制备工艺制度，并且将这种工艺制度下制备的材料的性能也列于表1中，所采用的具体制备工艺为
热轧开始温度在113(ril50°C，950°C待温至900°C，终轧温度为880°C，以25°C /s的冷却速度冷却至500°C卷取。冷轧累计压下量在50-80%范围内，冷轧厚度为0.5-3. 0mm。随后钢板放入退火炉中，在760°C保温时间5min，退火后以25°C /s冷速冷至室温。表1、各实施例成分及其性能
权利要求
1.一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性TWIP钢，其特征在于成分的质量百分比为 0. 05 彡 C 彡 0. 10%, 23. 5 彡 Mn 彡 27%, 0. 01 ^ Si ^ 0. 03%, Al 彡 1. 0%, P 彡 0. 01%, S 彡 0. 002%, 1. 0 彡 Nb 彡 2. 5%, 0. 5 彡 Ti 彡 1. 25%, 0. 02 彡 N 彡 0. 08%,余量为 Fe 和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性TWIP钢，其特征在于 Ti和Nb加入量的原子百分比满足Ti / Nb < 1。
3.根据权利要求1所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性TWIP钢，其特征在于 该钢成分的质量百分比为0. 07彡C彡0. 08%, ,0. 01 ^ Si ^ 0. 03%, Al彡1. 0%, Nb 2.0士0.2%，Ti 1.0士0.2%，0. 05彡N彡0. 06%，余量为Fe和不可避免的杂质。
4.如上述任一项权利要求所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性TWIP钢的制备方法，其特征在于该制备工艺包括熔炼、加热、热轧、冷轧、热处理工艺，具体步骤如下熔炼，按上述成分在真空感应电炉中熔炼后，浇铸成铸坯；加热铸坯再加热至115(Tl200°C，保温广2两小时；热轧开轧温度110(T115(TC，采用不低于6-9道次的多道次小压下量轧制，950°C以上累计变形量大于60%，终轧温度85(T900°C，热轧后快速冷却至400-550°C进行卷取；冷轧热轧后的钢板进行冷轧，冷轧采用多道次小压下量，总累计压下量在50-80%范围内，冷轧厚度为0. 5-3. 0mm；热处理工艺冷轧后的钢板在650-850 0C进行保温，保温时间3-30min，然后以 10-50 0C /s冷速冷至室温。
5.根据权利要求4所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法，其特征在于在热轧终轧前的几个道次进行待温或弛豫处理，其待温或者弛豫处理的温度为900-950°C。
6.根据权利要求4所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法，其特征在于热轧终轧后以15 35°C /s的冷却速度冷却至卷取温度。
7.根据权利要求4所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法，其特征冷轧后的钢板在700-800°C进行保温，保温时间3-lOmin，然后以25°C /s冷速冷至室温。
8.根据权利要求4所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法，其特征在于热轧开始温度在1130 11501，9501待温至9001，终轧温度为880°C， 以25°C /s的冷去速度冷却至500°C卷取，冷轧后的钢板在760°C进行保温，保温时间5min， 然后以25 °C /s冷速冷至室温。
9.根据前述的权利要求4所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢及其制备方法，其特征在于热轧后的Nb、Ti的复合析出相粒子形态为球形后者椭球形。
10.根据权利要求4所述的一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢及其制备方法，其特征在于热轧后的Nb和/或Ti的析出或者复合析出相的平均粒子尺寸不大于 20nm。
全文摘要
本发明属于高强度合金钢领域，涉及一种Nb、Ti合金化低碳高强度高塑性孪晶诱发塑性钢的制备方法，成分的质量百分比为0.05≤C≤0.10%，23.5≤Mn≤27%，0.01≤Si≤0.03%，Al≤1.0%，P≤0.01%，S≤0.002%，1.0≤Nb≤2.5%，0.5≤Ti≤1.25%，0.02≤N≤0.08%，余量为Fe和不可避免的杂质；制备方法为按上述成分熔炼后浇铸成铸坯，加热后热轧，开轧温度1100~1150℃，多道次小压下量轧制，950℃以上累计变形量大于60%，终轧温度850~900℃，热轧后快速冷却至400-550℃进行卷取，热轧后的钢板进行冷轧，冷轧厚度为0.5-3.0mm。冷轧后的钢板在650-850℃进行保温，保温时间3-30min，然后以10-50℃/s冷速冷至室温。本发明制备的材料可应用于汽车制造业，其具有550MPa以上的屈服强度和不低于60%延伸率，明显提高了汽车初次的抗冲击碰撞能力，碰撞性能指标大幅度提升。
文档编号C22C33/04GK102312158SQ20111026914
公开日2012年1月11日 申请日期2011年9月13日 优先权日2011年9月13日
发明者付立铭, 单爱党 申请人:上海交通大学