抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法
阅读：723发布：2020-05-13
专利汇可以提供抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本 发明 公开了一种 抗拉强度 750MPa级 热轧 相变 诱发塑性 钢 及制造方法，1) 冶炼 、 铸造 成坯，其成分 质量 百分比为：C 0.08～0.20、Si≤0.8、Mn 0.5～2.0、Al 0.8～2.5、Nb≤0.03、N≤0.010、P≤0.020、S≤0.008、Ca 0.001～0.005、余 铁 ；2)钢坯加热至1150～1250℃；保温，保温时间按厚度1～1.5min/mm计；3) 轧制 ，在奥氏体可发生再结晶的 温度 范围内 变形 ，采用一道次或多道次，将钢坯轧制成中间 板坯 ；在奥氏体未发生再结晶即低于Tnr温度但高于Ar3转变点的温度范围内变形，轧成最终厚度钢板，终轧温度800℃～880℃；4)冷却。本发明成分经济， 硅 含量较少，不含Cr、Ni、Mo等贵重 合金 元素，热轧工艺简单易行，钢板表面质量好、强度高和塑性好。，下面是抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法专利的具体信息内容。
1.抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢，其成分质量百分比为：
C 0.10～0.20％
Si ≤0.8％
Mn 0.5～2.0％
A1 0.8～2.5％
0＜Nb≤0.03％
N ≤0.010％
P ≤0.020％
S ≤0.008％
Ca 0.001～0.005％
其余为铁和不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢的制造方法，包括如下步骤：
1)按下述成分冶炼、铸造成坯，其成分质量百分比为：C 0.10～0.20％、Si≤0.8％、Mn 0.5～2.0％、Al 0.8～2.5％、0＜Nb≤0.03％、N≤0.010％、P≤0.020％、S≤0.008％、Ca 0.001～0.005％、其余为铁和不可避免的杂质；
2)将钢坯加热至1150～1250℃；保温，保温时间按有效厚度1～1.5min/mm计；
3)轧制，在奥氏体可发生再结晶的温度范围内变形，采用一道次或多道次，将所述钢坯轧制成中间板坯；在奥氏体未发生再结晶即低于Tnr温度但高于Ar3转变点的温度范围内变形，将上述钢板轧制成最终厚度的钢板，终轧温度介于800℃～880℃之间；
4)冷却，采用一段式冷却方法或，两段式冷却方法；
采用一段式冷却方法，在轧后冷却辊道较长的情况下，采用轧后空冷4～10s，然后以大于60℃/s的冷却速度将钢板快速冷却至贝氏体转变温度区间350～450℃，保温30～
60分钟后空冷或卷取成钢卷后空冷；
采用两段式冷却方法，在轧后冷却辊道较短的情况下，采用以大于20℃/s的冷速快速先冷却至650℃～750℃的中间温度停留2～10秒，再以不低于50℃/s的冷速冷却至
350～450℃，保温30～60分钟后空冷或卷取成钢卷后空冷。
抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及制造方法
技术领域
背景技术
[0002] 汽车用钢有很多品种。传统的低强度钢(LSS)和高强度钢(HSS)主要有无间隙原子钢(IF)、高强度无间隙原子钢(IF-HS)、普碳软钢(MILD)、各向同性钢(IS)、烘烤硬化钢(BH)、碳锰钢(C-Mn)以及低合金高强度钢(HSLA)、双相钢(DP)、相变诱发塑性钢(TRIP)等三个种类的部分低强度级别品种。随着汽车产业的发展，对车辆安全性的要求越来越高，且车辆自重也要求越来越轻以提高燃油经济性，对车辆所用钢板的强度方面的要求不断提高，同时对不同部位钢板的性能要求分工也越来越多、越细，于是先进的高强度钢(AHSS)或者超高强度钢(Ultra-HSS)应运而生。通常抗拉强度大于700MPa的钢种可归为超高强度钢，TRIP钢具有高强度、高塑性和优良吸收能等综合性能，是先进高强钢中的一个重要钢种。
[0004] 为了得到这种TRIP效应，早期的TRIP钢一般含有较高的镍、铬等贵重合金，且碳含量较高，这使其应用受到限制。
[0005] 近年来有用热处理方式生产冷轧TRIP钢和热轧方法生产TRIP钢，其化学成分范围一般为：0.10～0.40％C，0.50～2.50％Si，0.50～2.50％Mn，另外添加一定含量的Nb、Ti、Ni、Cr、Mo和Cu等合金元素。主要有低合金成分体系、Si-Mn系和含有铬、镍等贵重合金元素成分体系。对于低合金成分体系，碳含量可以较低，但需要添加较高含量的Nb和Ti并通过严格的控制轧制来提高钢的强度，增加了生产成本和控制轧制难度。添加铬和镍元素更是增加了钢的制造成本。Si-Mn系虽然是一种经济型成分体系，但要获得高强度，其碳含量一般较高，且由于硅含量较高，导致产品性能不稳定和钢的表面质量不好。
[0006] 欧洲专利EP748874A1主要阐述了一种添加铝的抗拉强度700MPa级的热轧TRIP钢的生产方法，采用未再结晶区控制轧制和层流冷却的方法生产。此专利含0.12～0.30％C，1.2～3.5％Mn，除了添加Al外，还可添加Ti、Cr、Mo、Cu和Ni等贵重合金元素。该热轧TRIP钢中未含Nb元素，碳和锰含量都较高，主要依靠合金元素的作用而不是水的作用来获得TRIP效应，生产成本较高，其力学性能屈强比较高，不利于冲压加工；且此专利的钢种的抗拉强度等级为700MPa级。
[0007] 美国专利申请号US6797078公开了一种添加铝的抗拉强度700MPa级的热轧TRIP钢的生产方法，采用热轧后分段冷却控制的方法生产。此专利的合金成分不经济且轧后冷却控制要求非常严格。此专利需添加Cr含量，如果不添加Cr，其残余奥氏体的含量会减少，会导致抗拉强度降低。另外其碳含量和锰含量均较高，给冶炼和焊接带来困难；且抗拉强度等级为700MPa级，低于本发明的强度等级。
[0008] 欧洲专利EP 881306A1提供了一种延伸性能好，具有TRIP效应的多相钢的成分和生产方法。其通过添加Nb、V和Ti来提高钢的强度，而未采用Al作为促进铁素体形成的合金元素。要求分段冷却控制方式，提高了生产难度。其成分为0.05～0.50％C，0.35～0.50％Si，1.35～1.80％Mn，还可添加以下几种元素：≤0.015％Nb，≤0.020％V，≤0.020％Ti，。在工艺上采用分段冷却方式，终轧结束后，快速冷却到某一温度后空冷一段时间，然后再快速冷却到卷取温度。该方法不易于控制。
[0009] 日本JP 2003321738A公开了一种热轧TRIP钢的成分和生产方法。组织为铁素体、贝氏体、残奥(三相)，或四相(含马氏体)。成分为C：0.1～0.2％，Si：0.5～2.0％，Mn：0.5～1.7％，Al：≤0.06％，N：≤0.006％，Mo：0.1～0.5％，Ti：0.05～0.2％。硅含量较高，且添加了贵重的Mo合金。
[0010] 欧洲专利EP295500Al公开了一种热轧高强度薄板，成形性好，组织为铁素体、贝氏体和残奥；不添加其它合金，成分C：0.15～0.40％，Si：0.5～2.0％，Mn：0.5～2.0％。虽然此成分是经济成分体系，但硅含量较高，在加热过程中，容易产生粘而厚的红氧化铁皮，不容易除鳞，在轧制中容易压入钢板，造成表面质量不好。
发明内容
[0011] 本发明的目的在于提供一种抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢及其制造方法，具有成分经济，硅含量较少，不含诸如Cr、Ni、Mo等贵重的合金元素，热轧工艺简单易行，钢板具有表面质量好、强度高和塑性好等特点。
[0012] 本发明充分利用“水作为合金元素”新的合金设计思想，采用以铝代硅的经济成分系列，并开发用于生产制造热轧TRIP钢的“一段式控制冷却”的轧后控制冷却的方法，较文献中报道热轧TRIP钢的成分体系与工艺，具有碳含量较低、成分经济、轧制工艺简单，轧后冷却工艺操作易行的特点。按本发明方法生产的热轧TRIP钢组织为铁素体+贝氏体(马氏体)+残余奥氏体，强度等级高的同时具有优良的塑性，产品表面质量好且各项性能稳定。采用该方面生产的热轧TRIP钢的抗拉强度具有大于等于750MPa的超高强度，反映TRIP钢重要指标的强度塑性积可大于22000Mpa*％。
[0013] 为达到上述目的，本发明的技术解决方案：抗拉强度750MPa级热轧相变诱发塑性钢，其成分质量百分比为：
[0014] C 0.10～0.20％
[0015] Si ≤0.8％
[0016] Mn 0.5～2.0％
[0017] Al 0.8～2.5％
[0018] 0＜Nb≤0.03％
[0019] N ≤0.010％
[0020] P ≤0.020％
[0021] S ≤0.008％
[0022] Ca 0.001～0.005％
[0023] 其余为铁和不可避免的杂质。
[0024] 碳：钢中最经济、最基本的强化元素。碳含量的高低很大程度地决定了钢板的强度级别。在所有元素中，碳使Ms温度降低的作用最强烈，是奥氏体转变成马氏体、贝氏体等钢中的强化相所必不可少的元素。本发明中，控制范围为0.08％～0.20％，如果碳含量太低，则在冷却过程中，奥氏体会转变为马氏体而不会在室温下稳定，不会有TRIP效应；反之，碳含量高于0.20％时，则钢的塑性和韧性降低，焊接性也变差。
[0025] 锰：锰是置换型合金元素，通过固溶强化细化晶粒而提高钢的强度。同时锰是扩大Fe-C相图γ相域最有效的元素之一，能稳定奥氏体，降低马氏体的转变温度，在锰含量合适的情况下，能增加碳富集的可能性，使残余奥氏体含量增加。但锰含量过高会降低奥氏体中碳的活度，而促进碳化物的形成，过高的锰还易于偏析，恶化钢的性能。要注意锰和硅、铝元素的平衡，调整添加的相对量以控制相的分布和体积分数。
[0026] 硅：硅在钢中起固溶强化作用。硅在钢中是抑制渗碳体形成的元素，能增加碳在奥氏体中的活度，促进铁素体形成，从而使碳扩散到残余奥氏体中。硅或类似元素充当铁素体稳定剂的作用，不仅加速先共析铁素体的形成，而且在贝氏体形成期间阻碍渗碳体的析出，加速碳扩散到奥氏体相中，因此硅有助于增加残余奥氏体的稳定性，硅的添加并配合分段冷却工艺可以促进铁素体析出，有利于降低钢的屈服强度。钢中加硅能提高钢质纯净度和脱氧。但过高的硅会给热轧加热和后续产品涂镀带来麻烦，影响钢板的表面质量。所以本发明中控制硅含量不大于0.8％。
[0027] 铝：本发明钢加入铝含量为1.2～2.0％。由于Si-Mn系中Si含量过高会降低产品表面质量，进而影响最终产品的涂镀效果，用铝来取代硅，铝也是铁素体形成元素，能促进铁素体的形成，使碳扩散到残余奥氏体中。所以可以降低钢中的硅含量。铝还是钢中的主要脱氧元素，有利于细化晶粒。本发明中加入的铝主要用来代替硅的部分作用，能提高钢的抗拉强度和延伸率，改善钢的表面质量。
[0028] 铌：铌是强碳化合物形成元素。在热轧时碳化铌的应变诱导延迟了热变形过程中静态和动态再结晶，提高非再结晶温度，有助于细化形变奥氏体的相变产物，提高钢的强度和韧性。
[0029] 硫和磷：硫在钢中与锰等化合形成塑性夹杂物硫化锰，尤其对钢的横向塑性和韧性不利，因此硫的含量应尽可能地低。磷也是钢中的有害元素，严重损害钢板的塑性和韧性。如硫含量大于等于0.003％时，为避免MnS类的夹杂物对横向性能的不良影响，可采用Ca处理工艺进行硫化物的变态处理。
[0030] 本发明所述的制造方法，包括如下步骤：
[0031] 1)按下述成分冶炼、铸造成坯，其成分质量百分比为：C 0.10～0.20％、Si≤0.8％、Mn 0.5～2.0％、Al 0.8～2.5％、0＜Nb≤0.03％、N≤0.010％、P≤0.020％、S≤0.008％、Ca 0.001～0.005％、其余为铁和不可避免的杂质；
[0032] 2)将钢坯加热至1150～1250℃；保温，保温时间按有效厚度1～1.5min/mm计；
[0033] 3)轧制，在奥氏体可发生再结晶的温度范围内变形，采用一道次或多道次，将所述钢坯轧制成中间板坯；在奥氏体未发生再结晶即低于Tnr温度但高于Ar3转变点的温度范围内变形，将上述钢板轧制成最终厚度的钢板，终轧温度介于800℃～880℃之间；
[0034] 4)冷却。
[0035] 其中，步骤4)冷却采用一段式冷却方法(轧后先空冷后强冷的冷却方法)，在轧后冷却辊道较长的情况下，采用轧后空冷4-10s，然后以大于60℃/s的冷却速度将钢板快速冷却至贝氏体转变温度区间350～450℃，保温30-60分钟后空冷或卷取成钢卷后空冷。
[0036] 由于铝和硅都是促进铁素体形成的元素，同时本发明中的碳和锰含量都较低，因此，奥氏体向铁素体转变的温度较高(730℃或以上即进入相变区间)。当轧后冷却辊道较长的时候，可以采用一段式冷却方法，即终轧温度在800℃～830℃，轧后空冷阶段即可进入奥氏体和铁素体两相区温度，在此温度继续空冷以获得足够含量的铁素体组织，碳扩散到残余奥氏体中；快速冷却至贝氏体转变温度区间卷取或保温，发生贝氏体相变，硅阻碍渗碳体的析出，使富余的碳继续向残余奥氏体扩散。由于适量锰和碳的作用，降低了马氏体的转变温度点，因此，可使室温时组织中有稳定的残余奥氏体存在。
[0037] 又，步骤4)冷却采用两段式冷却方法(轧后快冷-空冷-强冷的冷却方法)，在轧后冷却辊道较短的情况下，采用以大于20℃/s的冷速快速先冷却至650℃～750℃的中间温度停留2～10秒，再以不低于50℃/s的冷速冷却至350～450℃，保温30-60分钟后空冷或卷取成钢卷后空冷。
[0038] 热轧TRIP钢主要通过相变强化来获得高强度，因此关键是要求在终轧后的冷却过程中，获得比例合适的各相组织：铁素体、贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织和残余奥氏体。所以在冷却过程中，需要以下相变过程，先将钢冷却到奥氏体和铁素体两相区温度区间，在此温度区间缓冷一段时间发生足够的铁素体相变，然后快速冷却到贝氏体转变温度进行卷取，在卷取温度区间，一部分奥氏体会发生贝氏体相变，剩余的奥氏体由于含碳和锰含量较高，马氏体转变温度低于室温，因此冷却至室温过程中，不发生马氏体相变，以残余奥氏体的形式存在。最终室温组织为包含铁素体、贝氏体和残余奥氏体的多相显微组织。
[0039] 研究发现，Si-Mn系的热轧TRIP钢其热物性参数随着温度的变化很敏感，容易造成最终的组织和性能不稳定。而以铝代硅的钢其力学性能稳定，对轧后冷却各阶段的控制要求不是非常苛刻。可以采用一段式冷却方法，也可采用两段式冷却方法，同样可以获得合适的组织与性能。
[0040] 本发明具有如下特点：
[0041] ①与以往专利相比，铝不仅仅是作为脱氧剂，还通过较高含量的铝元素来代替硅元素的作用，以促进铁素体的相变和碳在残余奥氏体里的富集。比含硅高的TRIP钢表面质量好，且力学性能稳定。
[0042] ②不添加贵重合金元素，主要利用“水作为合金元素”的作用，在轧后水冷过程中获得百分含量合适的铁素体、贝氏体(或贝氏体与马氏体的混合组织)和残余奥氏体组织，生产强度与塑性综合性能良好的经济型热轧TRIP钢。
[0043] ③与欧洲专利EP0748874相比，两者都添加了较高含量的铝元素，但欧洲专利EP0748874碳含量高，添加了多种贵重合金元素以获得TRIP效应，另外还通过添加钛元素来提高强度，这样在获得高的抗拉强度的同时，其屈强比也较高，不利于冲压加工；本发明不添加Cr、Mo、Cu、Ni等贵重合金元素，合金配方经济简单，通过添加少量的铌元素来提高抗拉强度。
[0044] ④本发明相对于现有技术而言，终轧后的在线冷却方式更容易控制，生产控制简单且稳定，易于生产。同时可采用一段式冷却也可采用两段式冷却。通过以铝代硅的成分体系和轧后的控制冷却，可获得抗拉强度等于等于750MPa级的热轧TRIP钢，强度塑性积大于22000MPa*％，表面质量好，适合应用于汽车结构件和安全件，降低能耗、促进钢铁的可循环制造，具有良好的市场应用前景。
[0045] 本发明的有益效果
[0046] 本发明的成分设计经济，有利于资源的有效利用和可回收，易于实施和控制，工艺控制简便易行。钢板强度高，具有高的塑性，强度塑性积达22000MPa*％以上。经过上述所述成分和工艺过程后，板厚1.5～4.0mm热轧钢板的抗拉强度大于750MPa，延伸率A50(JIS5标距50mm试样)大于28％，可达34.5％。组织主要为铁素体、贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织和残余奥氏体。附图说明
[0047] 图1为本发明一段式控制冷却的示意图；
[0048] 图2为本发明两段式控制冷却的示意图；
[0049] 图3a为本发明含Al的C-Mn系热轧TRIP钢；
[0050] 图3b为本发明对比的高Si的C-Mn系热轧TRIP钢的试验钢板照片；
[0051] 图4为本发明实施例的典型金相组织图。
具体实施方式
[0052] 本发明的具体实施例参见表1～3，图4为实施例的典型金相组织图。
[0053] 表1
[0054] 单位：质量百分比
[0055]实施
例 C Si Mn Al Nb P S N Ca Fe
1 0.08 0.80 2.00 1.70 - 0.004 0.004 0.0029 0.0010 余量
2 0.08 0.80 1.95 0.85 0.030 0.012 0.008 0.0032 0.005 余量
3 0.10 0.60 1.98 1.20 - 0.005 0.002 0.0035 0.0026 余量
4 0.10 0.60 1.95 1.10 0.015 0.020 0.003 0.0030 0.0034 余量
5 0.12 0.08 1.15 2.30 0.028 0.014 0.007 0.0040 0.0035 余量
6 0.15 0.06 0.95 2.50 - 0.005 0.002 0.0034 0.0048 余量
7 0.19 0.10 0.85 2.30 - 0.004 0.003 0.0026 0.0037 余量
8 0.20 0.10 1.70 2.35 - 0.006 0.003 0.0039 0.0022 余量
9 0.15 0.12 1.20 2.30 0.019 0.014 0.002 0.0090 0.0023 余量
实施
例 C Si Mn Al Nb P S N Ca Fe
10 0.16 0.08 0.50 2.40 0.025 0.006 0.002 0.01 0.0025 余量
例 C Si Mn Al Nb P S N Ca Fe
1 0.08 0.80 2.00 1.70 - 0.004 0.004 0.0029 0.0010 余量
2 0.08 0.80 1.95 0.85 0.030 0.012 0.008 0.0032 0.005 余量
3 0.10 0.60 1.98 1.20 - 0.005 0.002 0.0035 0.0026 余量
4 0.10 0.60 1.95 1.10 0.015 0.020 0.003 0.0030 0.0034 余量
5 0.12 0.08 1.15 2.30 0.028 0.014 0.007 0.0040 0.0035 余量
6 0.15 0.06 0.95 2.50 - 0.005 0.002 0.0034 0.0048 余量
7 0.19 0.10 0.85 2.30 - 0.004 0.003 0.0026 0.0037 余量
8 0.20 0.10 1.70 2.35 - 0.006 0.003 0.0039 0.0022 余量
9 0.15 0.12 1.20 2.30 0.019 0.014 0.002 0.0090 0.0023 余量
实施
例 C Si Mn Al Nb P S N Ca Fe
10 0.16 0.08 0.50 2.40 0.025 0.006 0.002 0.01 0.0025 余量
[0056] 表2实施例所采用的工艺参数
[0057]加热温度 终轧温度 成品板厚 终冷
实施例 轧后冷却工艺 备注
℃ ℃ mm ℃
轧后冷5s，70℃/s
1 1200 800 1.5 冷到卷取温度 350 一段式控冷
轧后冷5s，70℃/s
2 1220 800 1.5 350 一段式控冷
冷到卷取温度
轧后冷6s，80℃/s
3 1200 830 2.0 380 一段式控冷
冷到卷取温度
轧后冷4s，85℃/s
4 1220 830 3.0 350 一段式控冷
冷到卷取温度
前段24℃/s。
5 1220 830 3.0 714℃停留4秒， 350 两段式控冷
后段50℃/s
670℃停留8秒，
6 1170 850 2.0 450 两段式控冷
后段65℃/s
轧后冷4s，70℃/s
7 1180 830 3.0 400 一段式控冷
冷到卷取温度
加热温度 终轧温度 成品板厚 终冷
实施例 轧后冷却工艺 备注
℃ ℃ mm ℃
前段40℃/s。
8 1180 850 3.0 700℃停留8秒， 400 两段式控冷
后段50℃/s
前段34℃/s。
9 1220 880 4.0 650℃停留6秒， 400 两段式控冷
后段60℃/s
轧后冷5s，70℃/s
10 1220 830 4.0 400 一段式控冷
冷到卷取温度
实施例 轧后冷却工艺 备注
℃ ℃ mm ℃
轧后冷5s，70℃/s
1 1200 800 1.5 冷到卷取温度 350 一段式控冷
轧后冷5s，70℃/s
2 1220 800 1.5 350 一段式控冷
冷到卷取温度
轧后冷6s，80℃/s
3 1200 830 2.0 380 一段式控冷
冷到卷取温度
轧后冷4s，85℃/s
4 1220 830 3.0 350 一段式控冷
冷到卷取温度
前段24℃/s。
5 1220 830 3.0 714℃停留4秒， 350 两段式控冷
后段50℃/s
670℃停留8秒，
6 1170 850 2.0 450 两段式控冷
后段65℃/s
轧后冷4s，70℃/s
7 1180 830 3.0 400 一段式控冷
冷到卷取温度
加热温度 终轧温度 成品板厚 终冷
实施例 轧后冷却工艺 备注
℃ ℃ mm ℃
前段40℃/s。
8 1180 850 3.0 700℃停留8秒， 400 两段式控冷
后段50℃/s
前段34℃/s。
9 1220 880 4.0 650℃停留6秒， 400 两段式控冷
后段60℃/s
轧后冷5s，70℃/s
10 1220 830 4.0 400 一段式控冷
冷到卷取温度
[0058] 上述实施例的力学性能见表3。由表可见，10个实施例中其中7个抗拉强度均大于760MPa，屈服强度505-580Mpa，延伸率A50大于28％，最大达34.5％，强塑积大于22000MPa*％，最大达26220MPa*。没有添加Nb元素对比实施例的强度偏低。
[0059] 表3实施例力学性能
[0060]实施例 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率A50％ 强塑积/MPa*％
1 505 710 33.0 23430
2 575 760 34.5 26220
3 530 680 32.0 21760
4 580 760 29.0 22040
5 585 810 30.0 24300
6 520 780 28.0 21840
7 510 850 29.5 25075
8 530 880 28.5 25080
9 580 870 29.0 25230
10 550 890 28.5 25365
1 505 710 33.0 23430
2 575 760 34.5 26220
3 530 680 32.0 21760
4 580 760 29.0 22040
5 585 810 30.0 24300
6 520 780 28.0 21840
7 510 850 29.5 25075
8 530 880 28.5 25080
9 580 870 29.0 25230
10 550 890 28.5 25365
[0061] 图1、图2分别为本发明工艺中冷却的两种方式即一段式控制冷却、两段式控制冷却的示意图。
[0062] 图3a为本发明含Al的C-Mn系热轧TRIP钢板表面宏观照片；图3b为本发明对比的高Si的C-Mn系热轧TRIP钢板表面宏观照片；
[0063] 由图可见，本发明以Al代Si的热轧TRIP钢板表面较光滑，红色氧化铁皮少，表面质量好；而高Si的热轧TRIP钢表面红氧化铁皮非常多，且嵌入到钢板里面，通过酸洗也很难清洗。表明在热轧TRIP钢的成分设计中，通过以Al代Si能提高钢板表面质量。
[0064] 图4为本发明实施例的典型金相组织图。组织主要为铁素体(箭头A所示)、贝氏体或贝氏体与马氏体的混合组织(箭头B所示)和残余奥氏体(箭头C所示)，符合TRIP钢的组织要求。
[0065] 综上所述，本发明是一种具有具有优良综合性能，具有高强度的同时具有优良塑性的热轧TRIP钢的成分设计及制造方法。通过合理经济的成分设计和专门严格控制的热轧后的冷却工艺，采用轧后一段式或分段式冷却工艺使板厚1.5mm～4.0mm的热轧钢板的抗拉强度达到大于等于750MPa，屈服强度大于等于500MPa，延伸率A50(JIS5标距50mm试样)高达34.5％，并具有良好的加工硬化性能。可用于汽车的结构件、加强件和安全件。
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