CN103160735B - 一种超高强度冷轧汽车用钢板及其生产方法 - Google Patents

Abstract

一种超高强度冷轧汽车用钢板及其生产方法。本发明公开一种超高强度冷轧汽车用钢板，其特征在于其化学成分按重量百分比为C：0.18％-0.22％、Si：1.2％-1.5％、Mn：1.5％-2.0％、P：≤0.01％、S：≤0.01％、Mo：0.1％-0.15％，余量为Fe及不可避免的杂质。板坯加热温度为1200～1250℃，保温210min以上，热轧开轧温度为大于1100℃，终轧温度为880～920℃，卷曲温度为650～700℃；冷轧压下率控制在60～70％之间；连续退火加热温度为900～950℃，保温时间为180-240s，冷却速率为≥50℃/s，时效温度为220～250℃，时效时间为120～150s，之后以≥50℃/s的冷速冷至室温。

Description

一种超高强度冷轧汽车用钢板及其生产方法

技术领域

本发明属于冷轧汽车用钢制造领域，涉及一种抗拉强度大于1GPa，延伸率大于15％的低成本超高强度冷轧钢板及其生产方法。

背景技术

随着人们对环保、资源、能源重视的不断加强，对汽车安全标准要求的不断提高，使得车身减重和改善碰撞性能成为了当今汽车工业的两个主要目标。因此，国内外钢铁企业都将高强度钢和超高强度钢作为了重点研究对象，先后开发出双相钢(DP)、复相钢(CP)、相变诱导塑性钢(TRIP)等钢种，在汽车工业中得到了广泛的应用。然而，在现代汽车用钢的研发进程中，强度与塑性一直是新钢种开发的一对矛盾。目前已开发应用的高强钢、超高强钢(如双相钢、TRIP钢、马氏体钢)虽然具有较高的强度，但是其塑性都随强度的增加而显著降低。而孪晶诱导塑性钢(TWIP钢)虽然具有良好的强度与塑性配合，但是由于其成分中含有极高的Mn合金元素和成本问题而难以进行工业生产。

专利CN101376944B提出了一种高强度高屈强比的冷轧钢板及其制造方法，其合金元素含量较低，但其抗拉强度目标仅为大于600MPa，且屈强比过高，不利于钢板的成形性；专利CN101956139A提出了一种屈服强度700MPa级的高强度冷轧钢板及其制备方法，其实施例中钢板的抗拉强度均小于1000MPa，并且退火工艺为罩式炉退火，生产效率较低；专利CN1386139A和CN1940108A则都提出了抗拉强度在880MPa以上的超高强度冷轧钢板及其制造方法，但它们除了延伸率较低的缺点外，在化学成分的选择上，都不同程度的添加了Cr或Nb、Ti、B等微合金元素，使生产成本提高。

近年来，一种新的淬火配分工艺被广泛的应用于高强度钢的研究中，其中文献[1]报道了A.M.Streicher等将Fe-0.19C-1.59Mn-1.63Si钢按TRIP处理工艺经820℃，180s/400℃，10s处理后，其屈服强度为503MPa，抗拉强度1072MPa，总伸长率19.6％；而经820℃，180s/200℃，10s处理后，其屈服强度为740MPa，抗拉强度1424MPa，总伸长率10.9％；经820℃，180s/200℃，10s/400℃，10s处理后，屈服强度为781MPa，抗拉强度1179MPa，总伸长率12.8％。文献[2]中，F.H.L.Gerdeman将碳含量为0.6％和硅含量为2％的9260钢在900℃奥氏体化15min；然后淬火至150～210℃的锡-铋浴中，保持120s；再在250～500℃的熔盐中进行10～3600s分配处理；最后冷却至室温，其残余奥氏体含量大于6％，而经直接淬火后其残余奥氏体量小于2％。上海交通大学的戎咏华教授等与上海宝山钢铁公司合作提出，0.19C-1.5Mn-1.5Si-0.044Nb-0.14Mo钢经780℃，70s/425℃，70s的一般TRIP钢处理后，其屈服强度为550MPa，抗拉强度为1020MPa，断后总伸长率约20％，而成分为0.2C-1.45Mn-1.53Si的钢经淬火至200℃，然后在480℃保温10s后水淬，其屈服强度为720MPa，抗拉强度为1050MPa，延伸率达到24％^[3]。文献[4]-[11]中还介绍了其它的一些研究结果以及上述工艺的基本原理和计算机模拟结果，但总体上都存在合金元素添加品种多、添加量大和生产工艺复杂的缺陷。

发明内容

为了克服上述现有技术的缺点，本发明所要解决的技术问题在于提供一种低成本的，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥15％的超高强度冷轧汽车用钢及其生产方法。

为达到上述目的，本发明提供的超高强度冷轧汽车用钢板，其化学成分按重量百分比为C：0.18％-0.22％、Si：1.2％-1.5％、Mn：1.5％-2.0％、P：≤0.01％、S：≤0.01％、Mo：0.1％-0.15％，余量为Fe及不可避免的杂质。

C：C为钢中最基本的强化元素，也是提高奥氏体稳定性的重要元素，特别是本发明中要利用C的扩散形成室温下稳定的残余奥氏体。含碳量过低，马氏体硬度下降，很难达到超高强度的要求，同时残余奥氏体稳定性不足，无法产生TRIP效应，将造成强度和塑形降低。但碳含量过高不利于钢板的塑形和焊接性，因此本发明要求C含量在0.18-0.22％之间。

Si：Si在钢中不形成碳化物，以固溶体形态存在于马氏体和残余奥氏体中，通过固溶强化来提高钢的强度和冷加工变形硬化率。在本发明中，硅的主要作用是有效地阻碍奥氏体分解，减少渗碳体的析出，从而使C有效富集在残余奥氏体中。Si含量过低，会导致渗碳体的析出，降低残余奥氏体的稳定性；过高则会降低热轧板坯的表面质量、冷轧钢板的涂覆性能和钢板的焊接性能，因此本发明中的Si含量为1.2-1.5％。

Mn：Mn是有效的固溶强化元素之一，对于淬透性有显著影响，可以促进马氏体的形成，同时Mn也是奥氏体稳定化元素，可以降低渗碳体析出温度。Mn含量过低，马氏体形成量不足，硬度下降，同时无法得到稳定的残余奥氏体；Mn含量超标时，则会造成严重的成分偏析，形成带状组织，影响钢板的力学性能，因此本发明选择的Mn含量在1.5-2.0％范围。

P、S：P、S为残留元素，P易造成钢板中心偏析，且降低其焊接性能和成形性能；S则易与Mn形成非金属夹杂物，对钢板机械性能影响较大，故两者均应尽量控制在较低水平，即≤0.01％。

Mo：Mo可以抑制铁素体和珠光体的析出，提高钢板淬透性，进而在较低的冷却速度下提高板材的强度。Mo含量较低时，提高淬透性作用较弱，要达到超高强度的水平，则需要较快的冷却速度；添加含量过多时，会降低钢板的塑形和焊接性能，且减少经济效益，因此本发明要求Mo含量在0.1-0.15％之间。

本发明的生产工艺流程为：按照上述成分进行冶炼、连铸→热轧→酸洗→冷轧→连续退火。

热轧：板坯加热温度为1200～1250℃，保温210min以上；热轧开轧温度为大于1100℃，终轧温度为880～920℃；卷曲温度为650～700℃。

冷轧：冷轧压下率控制在60～70％之间。

连续退火：加热温度为900～950℃，保温时间为180-240s，冷却速率为≥50℃/s，时效温度为220～250℃，时效时间为120～150s，之后以≥50℃/s的冷速冷至室温。

合金钢在淬火过程中发生马氏体相变的同时，碳原子能够扩散进入奥氏体中使其富碳，从而降低其Ms点温度并使奥氏体更加稳定。基于碳原子可于较低温度下在马氏体和奥氏体两相中重新分配的原理，我们可以通过控制室温下富碳残余奥氏体与马氏体的体积分数来生产具有TRIP效应的、高强度和高塑(韧)性配合的马氏体钢。

连退过程控制是实现本发明产品性能的重点，其工艺过程为：首先将钢加热到Ac3温度以上进行完全奥氏体化，然后以≥50℃/s的冷速冷却至马氏体转变开始温度(Ms)与终结温度(Mf)之间的某一温度进行时效，时效过程中碳由马氏体扩散至未转变的残余奥氏体，使其富碳，从而提高其稳定性。在随后冷却至室温的过程中，大部分残余奥氏体稳定的保存下来，仅有少量转变成马氏体。

为稳定残余奥氏体，抑制碳化物的析出非常重要。因为任何碳化物的形成都将消耗碳，使可供富集到残余奥氏体中的碳含量减少，从而降低奥氏体稳定性，最终形成的残余奥氏体量减少。在本发明中添加Si元素就是为了抑制渗碳体的形成，因为Si不溶于渗碳体，同时Si可以抑制或推迟碳化物的形成。

淬火时效温度的选择很重要，温度较高，淬火形成的马氏体量较少，奥氏体量较多，碳的富集程度有限，奥氏体的稳定性较低，将导致部分残余奥氏体在随后冷却至室温的过程中发生分解，而最终室温残余奥氏体量减少；如果淬火失效温度过低，淬火后奥氏体量较少，尽管富碳的奥氏体能在随后的冷却过程中稳定保留下来，但最终残余奥氏体量仍不高。为抑制在冷却至室温过程中析出碳化物，降低残余奥氏体的稳定性，故在时效后应以≥50℃/s的冷速冷却至室温。

本发明钢板组织为马氏体加残余奥氏体，马氏体硬度较高，保证了产品的超高强度要求，残余奥氏体通过TRIP效应进一步提高钢板强度和塑形。碳含量及微合金元素添加量不高，在保证焊接性能的同时，节省了资源，降低了成本。钢板力学性能配合较好，抗拉强度大于1GPa，延伸率大于15％，且屈服强度较低，在实现汽车轻量化的同时，产品成形性较好。生产工艺制度简单，易于实现。

附图说明

图1实施例2钢板的金相组织图；

图2实施例2钢板透射电镜薄膜图。

具体实施方式

下面结合具体实施方式对本发明进一步说明：

实施例化学成分如表1所示：

表1化学成分(wt％)

实施例	C	Si	Mn	P	S	Mo	Fe
								1	0.19	1.41	1.85	0.0058	0.0041	0.13	余量
2	0.21	1.38	1.78	0.0063	0.0035	0.12	余量
								3	0.20	1.42	1.75	0.0059	0.0032	0.13	余量
4	0.22	1.35	1.82	0.0064	0.0037	0.12	余量
								5	0.19	1.42	1.76	0.0061	0.0042	0.13	余量
6	0.20	1.39	1.79	0.0057	0.0039	0.13	余量

如图1所示，实施例2钢板的金相组织为马氏体加残余奥氏体；如图2所示，实施例2钢板透射电镜薄膜，板条马氏体及薄膜状残余奥氏体。实施例轧制工艺参数如表2所示：

表2轧制工艺参数

实施例连退工艺参数如表3所示：

表3连退工艺参数

实施例	加热温度(℃)	保温时间(s)	时效温度(℃)	时效时间(s)
					1	920	180	220	120
2	918	180	220	120
					3	940	180	250	120
4	900	230	220	150
					5	920	230	220	150
6	910	230	250	150

实施例钢板的力学性能如表4所示：

表4钢板的力学性能

实施例	Rp0.2(MPa)	Rm(MPa)	A(％)
				1	635	1030	16.0
2	625	1120	15.0
				3	630	1070	16.5
4	655	1110	17.5
				5	640	1050	17.0
6	625	1130	16.0

Claims (2)

1.一种超高强度冷轧汽车用钢板，其特征在于其化学成分按重量百分比为C：0.18％-0.22％、Si：1.2％-1.42％、Mn：1.5％-2.0％、P：≤0.01％、S：≤0.01％、Mo：0.12％-0.15％，余量为Fe及不可避免的杂质；钢板组织为马氏体加残余奥氏体，钢板的抗拉强度大于1GPa，延伸率大于15％。

2.一种根据权利要求1所述的超高强度冷轧汽车用钢板生产方法，按照上述成分进行冶炼、连铸→热轧→酸洗→冷轧→连续退火，其特征在于：板坯加热温度为1200～1250℃，保温210min以上，热轧开轧温度为大于1100℃，终轧温度为880～920℃，卷曲温度为650～700℃；冷轧压下率控制在60～70％之间；连续退火加热温度为900～950℃，保温时间为180-240s，冷却速率为≥50℃/s，时效温度为220～250℃，时效时间为120～150s，之后以≥50℃/s的冷速冷至室温。