CN103667884B

CN103667884B - 1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法

Info

Publication number: CN103667884B
Application number: CN201310733931.8A
Authority: CN
Inventors: 赵征志; 佟婷婷; 尹鸿祥; 梁驹华; 赵爱民; 唐荻; 米振莉; 刘强; 李双娇; 尹衍军
Original assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Current assignee: University of Science and Technology Beijing USTB
Priority date: 2013-12-26
Filing date: 2013-12-26
Publication date: 2016-06-29
Anticipated expiration: 2033-12-26
Also published as: CN103667884A

Abstract

本发明提供一种1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法，属于超高强冷轧汽车用钢技术领域。本发明钢的主要化学成分（wt%）为：C:0.14%~0.16%，Si:1.31%~1.51%，Mn:2.70%~2.90%，S<0.005%，P<0.009%，Al:0.11%~0.51%，RE:0.005%～0.020%，余量为铁及其他不可避免的杂质。本发明钢与一般高强钢相比优点在于：1）成本低廉、工艺简单，所制备的钢板性能优良，满足汽车用超高强钢的使用要求；2）本发明钢经成分和工艺合理控制，成品组织中马氏体占70%~85%，残余奥氏体占5%~20%，以及少量铁素体，本发明钢的抗拉强度大于1400MPa，延伸率大于等于8%，屈服强度较低，范围为R_p0.2=500~900MPa，屈强比为0.4~0.6，易于冲压成形，冲压后不容易开裂。

Description

1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法

技术领域

本发明属于冷轧超高强汽车用钢技术领域。具体涉及到一种1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法。

背景技术

2012年中国汽车总产量达到了1930万辆，占世界汽车总产量的23%。在汽车轻量化和安全性标准不断提高的背景下，人们将主要考虑如何提高汽车钢的碰撞安全性、节能效果与成本，减重、节能、减排可以通过提高汽车材料的强度或降低材料的密度来实现。而对制造汽车的传统钢铁材料则主要通过提高强塑性来实现自身的竞争力。

近年来，人们对汽车用超高强钢进行了大量的新品种开发和研究工作，而目前对高强钢的研究工作大多集中在抗拉强度1000MPa以下，对抗拉强度1400MPa以上的超高强钢的研究较少。低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢也是近年来研究对象，它集复相组织的优良特性和TRIP效应于一身，原始组织以马氏体和残余奥氏体为主体，存在少量铁素体。

申请号为CN101928875A，名为“具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法”的中国专利，即一种以贝氏体和残余奥氏体为基体，强度级别大于780MPa的TRIP钢，虽然其强度、塑性、延伸性、扩孔性以及涂覆性较好，但由于加热温度大于A_c3，晶粒容易长大，并且对设备要求较高。

申请号为CN102312157A，名为“一种1000MPa级以上冷轧TRIP钢及其制备方法”的中国专利和申请号为CN102912219A，名为“一种高强塑积TRIP钢板及其制备方法”的中国专利，虽然其发明钢的强度、塑性配合均较好，但由于添加Nb、V等微合金元素，使成本增加，加工困难；而且前者最终组织中的贝氏体对强度有一定的影响，后者其退火方式采用罩式退火，延长了制备周期。

申请号为CN102021483A，名为“一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法”的中国专利，虽然组织中马氏体的体积分数占58%~68%，得到了比较理想的抗拉强度，但是其成分中Mn含量为1.9%~2.1%，Si含量为0.7%~0.9%，均相对较低，不能很好的稳定奥氏体，致是其延伸率较低。且添加了Cr、Ni等合金元素，提高了成本，增加了加工工艺难度。

申请号为CN102174685A，名为“800MPa级冷轧双相钢及其制造方法”的中国专利，虽然得到了较低的屈服强度、较低的屈强比以及较好的延伸率，但由于成分和工艺参数的限制，该发明钢强度较低。

申请号为CN102212745A，名为“一种高塑性780MPa级冷轧双相钢及其制备方法”的中国专利，虽然提高了其延伸率，但由于C含量较低，导致其强度较低。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低成本、超高强度、高延伸率和低屈强比的1400MPa级冷轧超高强汽车用钢的制备方法。化学成分中添加部分Si、Al元素，同时结合热轧后较快的冷却速度和较低的卷取温度，可以减轻或延缓C、Mn元素的扩散而引起的带状组织，从而提高钢板的力学性能。同时尽量降低钢中P和S的含量，通过稀土元素的变质作用，净化钢液，细化凝固组织，改善夹杂物的形态和分布，减低Mn元素偏析，而且不含其它微合金元素。获得一定亚稳奥氏体和超细晶组织，组织中马氏体占70%~85%。

为实现上述目的，本发明的技术方案是：

设计一种冷轧超高强钢，其化学成分（wt%）为：C:0.14%~0.16%，Si:1.31%~1.51%，Mn:2.70%~2.90%，S<0.005%，P<0.009%，Al:0.11%~0.51%，RE:0.005%～0.020%，余量为铁及其他不可避免的杂质。

其中，Si含量优选为1.32%~1.45%，Al含量优选为0.12%~0.42%，减轻或延缓C、Mn元素的扩散而引起的带状组织，提高钢板的力学性能。

稀土元素RE含量优选为0.010%～0.020%，通过稀土元素RE的变质作用，净化钢液，细化凝固组织，改善夹杂物的形态和分布，减低Mn元素偏析。

进一步，上述技术方案中，冷轧超高强钢成品显微组织中马氏体占70%~85%，残余奥氏体占5%~20%，以及少量铁素体，且组织显著细化，铁素体晶粒小于2μm，马氏体板条宽度小于1.5μm。其抗拉强度大于1400MPa，延伸率大于8%，屈服强度较低，范围为R_p0.2=500~900MPa，屈强比为0.4~0.6，易于冲压成形，冲压后不容易开裂。

本发明冷轧超高强钢的制备方法如下：

1）根据所述的化学成分进行冶炼，铸造坯料进行锻造。

2）轧制工艺为：

（1）热轧板坯加热至1040~1090℃，是由于本发明钢所含合金元素少，在较低的温度下元素即可固溶，且较低的加热温度阻止晶粒的长大。

（2）保温2.5h以上，这有利于合金元素扩散，为后续的轧制提供均匀的原始组织。

（3）开轧温度950~1000℃，终轧温度为780~800℃，在保证道次压下的情况下，低温轧制，有利于后续组织细化。

（4）热轧终轧后将钢板以大于30℃/s的冷却速度将钢板快速冷却至卷取温度，快冷可以减轻或延缓C、Mn元素的扩散而引起的带状组织，从而提高钢板的力学性能。

（5）卷取温度为240~260℃，由于本发明钢中Mn等元素的添加，淬透性较好，较低的卷取温度对热轧后组织影响不大，但可以减轻或延缓C、Mn元素的扩散而引起的带状组织，也可以减少碳化物的析出，有利于后续碳在奥氏体中的固溶，稳定奥氏体。

（6）冷轧压下率控制在40%~60%。

本发明的制备方法还包括进一步的工艺：

3）连续退火工艺为：

（1）预热段以7~15℃/s加热到150~250℃，该过程中冷变形铁素体发生回复；

（2）经预热的钢板，以1.5~3℃/s加热到两相区，保温温度790~810℃，该过程中冷轧铁素体发生再结晶，并且珠光体转变为奥氏体并向铁素体中长大；

（3）两相区保温90~120s，该过程实现奥氏体的均匀化，并且铁素体中C、Mn等元素向奥氏体中转移，并在其中均匀化；

（4）随后以35~50℃/s冷速快冷至170~190℃，并保温5s，该过程中，使大部分奥氏体转变成马氏体，保证了发明钢的强度，并获得一定量残余奥氏体；

（5）随后以10℃/s加热240~280℃进行过时效处理，保温360~380s，该过程中，部分马氏体发生回火，使马氏体本身的强度、塑性以及与周围铁素体得到较好的协调配合，同时，合金元素进行配分，保证了残余奥氏体的稳定性。

（6）保温后缓冷至室温，冷却速度为2~10℃/s，该过程中一部分不稳定的奥氏体转变成马氏体，有利于提高强度。

本发明有别于传统冷轧超高强钢汽车用钢，在于Si元素和Mn元素均远远高于普通超高强钢汽车用钢，Mn元素添加高于传统冷轧TRIP钢，而低于冷轧中锰TRIP钢。本发明冷轧超高强汽车用钢通过成分和工艺优化，其组织显著细化，成品组织中马氏体占70%~85%，残余奥氏体占5%~20%，铁素体晶粒小于2μm，马氏体板条宽度小于1.5μm。其强韧性明显提高，抗拉强度大于1400MPa，延伸率大于等于8%，屈服强度较低，范围为R_p0.2=500~900MPa，屈强比为0.4~0.6，易于冲压成形，冲压后不容易开裂。

附图说明

图1为本发明钢组织的扫描照片。

图2为本发明钢组织中马氏体的透射照片。

图3为本发明钢的X射线衍射图谱。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚明白，以下结合附图和具体实施例，对本发明进一步详细说明。

本发明成分设计理由：

C：C元素直接影响临界区处理快冷后钢中马氏体的体积分数和马氏体碳含量，碳含量太低时，在相同退火工艺参数下两相区奥氏体量以及奥氏体含碳量减少，得到马氏体量及强度相应下降，难以得到高的抗拉强度，碳含量太高时，塑性韧性下降，焊接性能降低。综上，C含量定为0.14%~0.16%。

Mn：Mn能增强奥氏体稳定性，延长其转变孕育期，提高奥氏体的淬透性，同时降低马氏体开始转变温度（Ms）点，形成一定体积分数的富碳残留奥氏体。Mn还通过固溶强化来提高铁素体基体的强度。Mn还能降低铁素体中的固溶碳，提高钢的韧性，改善钢的延性，提高断裂真应变，改善断口组织形貌。Mn含量过低时起不到上述作用，而过高时又会形成偏析，因此Mn含量定为2.70%~2.90%。

Si：Si可以扩大两相区，加宽临界区处理的温度范围，改善钢的工艺性能，Si在铁素体中的溶解度远高于C、Mn在铁素体中的溶解度，很大程度的提高了临界区C、Mn在铁素体中的化学势，在化学势的驱动下，C、Mn充分向奥氏体中扩散并聚集，使铁素体得到进一步净化，奥氏体进一步稳定，同时，固溶到铁素体中的Si可以影响位错交互作用，增加加工硬化速率和给定水平下的均匀延伸。然而高的Si含量有害于板材表面质量。综合考虑Si的含量定为1.31%~1.51%。

Al：Al和Si同样都不溶于渗碳体，都抑制渗碳体形成。Al元素能有效脱氧和细化晶粒，提高韧性。Al降低C在铁素体中的活性，增加C在铁素体中的稳定性。Al元素可以提高相变温度，使临界区退火的范围扩大，阻碍了临界区退火时的完全奥氏体化，使马氏体的转变温度升高。综合考虑Al的含量定为0.11%~0.51%。

RE：通过稀土元素的变质作用，净化钢液，细化凝固组织，改善夹杂物的形态和分布，减低Mn元素偏析。稀土元素含量为0.005%～0.020%。本发明的实施例的化学成分如表1所示：

表1具体实施例钢化学成分（质量分数%，余量为Fe）

序号	C	Si	Mn	P	S	Al	RE
								1#	0.16	1.45	2.79	0.0088	0.0043	0.15	0.015
2#	0.16	1.42	2.72	0.0072	0.0039	0.38	0.017
								3#	0.15	1.32	2.88	0.0080	0.0045	0.22	0.018

生产工艺为：冶炼-锻造-热轧-酸洗-冷轧-连续退火。实施例热轧板坯加热至1040~1090℃，保温3h，开轧温度950℃，终轧温度为780~800℃，轧后冷速40℃/s，卷取温度为240~260℃。冷轧压下率控制在58%。

连续退火工艺为：预热段以7.5℃/s加热到150℃，加热段以2℃/s加热到两相区，保温温度790~810℃，保温时间为100s，随后以40℃/s冷速快冷至170~190℃，保温5s，再以10℃/s速度加热到240~280℃，进行过时效处理360s，随后冷至室温，冷却速度为5℃/s。

本发明实施例钢的部分试样工艺参数如表2所示：

表2本发明钢试验工艺参数

序号	实施例钢	轧前加热温度/℃	热轧终轧温度/℃	卷取温度/℃	临界区加热温度/℃	淬火温度/℃	配分温度/℃
								1	1#	1050	780	240	800	170	240
2	2#	1050	780	240	800	170	240
								3	3#	1050	780	240	800	170	240
4	1#	1050	780	250	800	170	280
								5	2#	1050	800	260	790	170	240
6	3#	1090	800	240	790	190	280
								7	1#	1090	780	250	810	190	280
8	2#	1090	780	260	810	190	240
								9	3#	1080	800	240	800	170	280

本发明实施例钢的部分试样力学性能如表3所示。

表3本发明钢力学性能

序号	Rp_0.2/MPa	R_m /MPa	A/%	Rp_0.2/ R_m	R_m×A /GPa·％
						1	775	1520	8	0.51	12
2	780	1500	9	0.52	14
						3	822	1468	11	0.56	16
4	831	1408	11	0.59	15
						5	753	1448	10	0.52	14
6	749	1413	12	0.53	17
						7	803	1460	10	0.55	15
8	782	1533	8	0.51	12
						9	807	1467	10	0.55	15

本发明钢的扫描组织照片如图1所示，本发明钢的透射组织照片如图2所示，本发明钢的X射线衍射图谱如图3所示。

以上所述的具体实施例，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步的详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施例而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法，所述汽车用钢按重量百分比的化学成分为：C0.15％～0.16％，Si1.32％～1.45％，Mn2.72％～2.88％，S0.0039～0.0045％，P0.0072～0.0088％，Al0.15％～0.38％，RE0.015％～0.018％，余量为铁及其他常规杂质，其特征在于包括步骤：

1)按照所述成分冶炼和铸造；

2)铸坯放入保温坑内缓慢冷却至室温；

3)将铸坯重新加热至奥氏体化温度，加热温度控制在1040～1090℃，保温2.5h以上，以保证钢坯温度均匀性和组织均匀性；

4)开轧温度950～1000℃，终轧温度为780～800℃；

5)热轧终轧后将钢板以大于30℃/s的冷却速度将钢板快速冷却至240～260℃，模拟卷取，卷取温度为240～260℃；冷轧压下率控制在40％～60％；

6)然后随炉冷却至室温，以控制热轧板的带状组织和细化热轧板的晶粒尺寸。

2.如权利要求1所述的1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法，其特征在于还包括退火工艺：

1)预热段以7～15℃/s加热到150～250℃，该过程中冷变形铁素体发生回复；

2)经预热的钢板，以1.5～3℃/s加热到两相区，两相区保温温度790～810℃，保温时间为90～120s，该过程中冷轧铁素体发生再结晶，并且珠光体转变为奥氏体并向铁素体中长大；

4)以35～50℃/s冷速快冷至170～190℃，并保温5s，该过程中，使大部分奥氏体转变成马氏体，保证了钢的强度，并获得一定量残余奥氏体；

5)以10℃/s加热240～280℃进行过时效处理，保温360～380s，该过程中，部分马氏体发生回火，使马氏体本身的强度、塑性以及与周围铁素体得到较好的协调配合，同时，合金元素进行配分，保证了残余奥氏体的稳定性；

6)保温后缓冷至室温，冷却速度为2～10℃/s，该过程中一部分不稳定的奥氏体转变成马氏体。