CN106399836B - 一种烘烤硬化型高强钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种烘烤硬化型高强钢，其化学元素质量百分比为：C：0.05～0.13％；Si：0.05～0.20％；Mn：0.50～1.50％；Al：0.02～0.06％；0＜N≤0.0050％，余量为铁和其他不可避免的杂质；此外还应满足0.0005≤B‑0.77×N≤0.0020％。本发明所述的烘烤硬化型高强钢，其能够在无需添加Mo、Cr、Ti、Nb等贵重金属的情况下，通过控制碳、锰、硼元素的质量百分比、工艺流程及工艺参数，制造出高强度、低成本、表面质量高且加工性能满足汽车部件要求。

Description

一种烘烤硬化型高强钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢及其制造方法，尤其涉及一种高强钢及其制造方法。

背景技术

钢铁发展走向高强化、轻量化、可回收等，随着汽车材料新的要求发展，汽车材料从可加工性逐步发展到高强度、烘烤硬化等各色各样的新型汽车材料。在汽车材料厚度减薄同时，强度要求也随之提高，但强度过高给钢板的制造环节以及用户冲压带来困难，为此有必要设计一种汽车材料可以在钢板生产时屈服强度较低以便于冲压零部件，在随后涂装烘烤时屈服强度上升，满足使用要求。在汽车轻量化的进程中，特别外板部件使用高强度钢板的发展速度最快，以提高零件的抗凹陷性能。目前几乎所有车型的门外板、发罩外板及行李箱盖等零件都在使用高强钢。通常汽车车身面板都采用冷轧薄板，以降低材料单耗、减轻车身自重，节省燃料消耗获得最大的经济效益。一般认为屈服强度越高其抗凹陷能力越好，但汽车面板都是经冲压成形的，因此对钢板又有另一要求，必须具有良好的冲压成形性能。要求材料在冲压前具有较低的屈服强度，即成形性能，成形和涂漆烘烤后零件具有较好的抗凹陷性能。

烘烤硬化钢就是在满足以上条件而开发的汽车材料。烘烤硬化钢在交货状态下具有较低的屈服强度，有利于成形，成形后涂漆烘烤时，材料的屈服强度进一步提高，使零件具有良好的抗凹陷性和抗内压性。

目前的常规技术中，冷轧烘烤硬化钢根据碳成分的含量主要有低碳烘烤硬化钢、微碳烘烤硬化钢、超低碳烘烤硬化钢。这三种烘烤硬化钢的碳含量基本在0.001％～0.03％之内。其中，微碳烘烤硬化钢在炼钢真空脱气技术发展的初期阶段以及冷轧连退技术尚不未成熟的情况下诞生的，该类烘烤硬化钢的C含量约为50－120ppm，使用Mn、P等合金成分调整强度，退火方式一般为罩式炉退火。低碳烘烤硬化钢的发展主要是依托铝镇静类产品的发展，主要使用连续退火技术进行退火，具有较好的冲压性能且具有一定的BH值。超低碳烘烤硬化钢是在超低碳钢的基础上，通过欠合金化(添加比IF钢更少的Nb、Ti等合金)来实现的，其通过使钢中存在一定浓度的固溶C原子，从而具有优良的深冲性能和高的烘烤硬化特性，但此类钢种强度普遍较低，为了提高此类产品的强度需要添加较多的合金，多数是添加金属锰等高价格金属，这必然会带来生产成本大幅度提升，而且使钢板表面质量变差，特别是会影响镀锌产品的表面质量。因此以上三种钢种的强度均难以达到较高水平，抗拉强度基本都在400MPa以下。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种烘烤硬化型高强钢，其能够在无需添加Mo、Cr、Ti、Nb等贵重金属的情况下，通过控制合理的碳、锰元素的质量百分比和硼、氮元素的适配关系，辅以适当的工艺流程，制造出高强度、低成本、高表面质量且加工性能满足汽车部件要求的烘烤硬化型高强钢。

为了实现上述目的，本发明提出了一种烘烤硬化型高强钢，其化学元素质量百分比为：

C：0.05～0.13％；Si：0.05～0.20％；Mn：0.50～1.50％；Al：0.02～0.06％；0＜N≤0.0050％，余量为铁和其他不可避免的杂质；此外还应满足0.0005≤B-0.77×N≤0.0020％。

在本发明所述的烘烤硬化型高强中，不可避免的杂质主要是S和P元素，其中可以控制P≤0.015％，S≤0.010％。

本发明所述的烘烤硬化型高强钢中的各化学元素的设计原理为：

C：由于C在钢中以间隙原子和渗碳体、马氏体等组织中存在，在钢中具有很强的强化作用，为了强化钢铁材料，因此需要在钢中保留一定量的碳来提高硬度，碳质量百分比低于0.05％会导致强度不足，也不易转变成马氏体相变组织，同时得不到目标烘烤硬化值；碳质量百分比高于0.13％会导致塑性变差，对焊接性也不利。因此本发明中C质量百分比控制在0.05～0.13％。

Si：Si在钢中具有强化作用，同时可以提高碳钢材料的塑性，适当的添加对碳钢材料延展性和钢板镀层附着力(本发明钢主要用于汽车外部件、内部等，其可以是冷轧普板产品，即不镀锌的产品，也可以是电镀锌板产品或热镀锌板产品，因此在钢种设计时，会适当考虑镀锌性能)等有利，但质量百分比超过0.20％，容易在热轧时产生低熔点的SiO2·FeO共晶系的氧化铁皮，容易残留在热轧钢上呈红色氧化铁皮，这种氧化铁皮深深地咬合在热轧钢上难以酸洗洗掉，因而会对冷轧表面质量产生不良影响，影响钢的外观，甚至导致冲压开裂，同时过量的Si会对镀锌钢板产生局部不镀锌缺陷，影响表面质量。因此，本发明Si质量百分比控制在0.05～0.20％。

Mn：添加Mn可以在钢中起到的强化作用，适当在钢中加入Mn有利于强度的提高，可以提高钢的淬透性产生马氏体组织，质量百分比小于0.50％时，对于需要产生马氏体组织强化的材料不利，即提高不到目标强度，但质量百分比超过1.5％使钢组织容易偏析，在冲压汽车外板部件时会产生线状缺陷，影响汽车外板部件的外观质量。因此，本发明Mn质量百分比控制在0.50～1.50％。

Al：Al作为脱氧剂在炼钢时添加，同时对提高钢的加工性有利，质量百分比小于0.02％时，脱氧不充分会导致材料内部和表面质量问题，但Al质量百分比高于0.06％时，会使材料中N元素析出过多、析出物过粗。因此，本发明Al质量百分比控制在0.02～0.06％。

N：N和Al化合形成AlN的析出物和游离N可以使材料强度上升，氮质量百分比超过0.0050％时，容易时效产生滑移线缺陷对汽车板等表面质量不利，同时对材料塑性也不利。因此，本发明N质量百分比控制在0＜N≤0.0050％。

B：本发明所述的烘烤硬化型高强钢中要求添加B元素，B在材料中提高材料的淬透性，生成必要的马氏体组织，B可以替代高价格金属Mo、Cr降低生产成本，特别是添加Cr元素会产生点状不镀锌等缺陷，影响钢的外观质量，而且会使钢的BH值下降。因此，本发明在不添加贵重金属的情况下，通过添加一定量的B提高BH值。B在材料中和N结合生成BN，和N结合后剩余的B为自由B(采用B*表示)，B*对材料的淬透性和BH值有较强的作用。B*＝B-0.77×N的关系式计算(其中，B、N均表示元素的质量百分比，例如当N的质量百分比为0.0039％时，代入式中进行计算的值应当是0.0039，而不是0.000039)。本案发明人经过研究发现，将B*控制在0.0005～0.0020％可以实现优异的淬透性和烘烤硬化性。

在本发明的技术方案中，不可避免的杂质主要是S和P元素。因此，P和S质量百分比越低，加工性越好，其中P可以提高材料的强度，但P会导致材料成分偏析，在冲压汽车外板时容易产生表面花纹，在合金化热镀锌产品中影响镀层质量，会导致镀层粉化等表面质量问题；S对本发明材料是有害元素，影响材料的韧性，对耐蚀性也不利。因此，本发明P质量百分比控制为P≤0.015％，S质量百分比控制为S≤0.010％。

较之于现有技术中的烘烤硬化钢，本发明的烘烤硬化型高强钢无需添加Mo、Cr、Ti、Nb等贵重金属，因此其成本低廉。

进一步地，本发明所述的烘烤硬化型高强钢，其微观组织为铁素体+渗碳体+马氏体。

更进一步地，本发明所述的烘烤硬化型高强钢中，马氏体的相比例为5～15％。

汽车外板要求钢板在加工时屈服强度低，即屈强比低，有利于冲压加工，冲压件组装后经喷漆烘烤材料进一步强化，实现汽车外部件抗凹陷的效果，马氏体钢具备此材料的特性，由于硬质的马氏体因固溶了过饱和的碳而产生晶格畸变，与硬度低的铁素体相互作用产生大量可移动位错，既能强化材料又能在加工时容易滑移，从而屈强比低。由于铁素体中还存在着一定的量固溶碳以及马氏体在过时效过程中和烘烤过程中部分分解，析出渗碳体、同时部分碳进入铁素体晶格中，产生钉扎效果，呈现较强的烘烤硬化性。所以为了实现材料的目标强度和BH值需要控制材料的马氏体量为5～15％

更进一步地，本发明所述的烘烤硬化型高强钢中，其抗拉强度≥440MPa，BH值≥40MPa。

相应地，本发明的另一目的还在于提供一种汽车内板部件，该汽车内板部件具有能够在无需添加Mo、Cr、Ti、Nb等贵重金属的情况下，通过控制一定量的碳、锰、硼元素，而使该汽车内板部件具有高强度、低成本、表面质量高且加工性能满足汽车部件要求的优点。

为了达到上述发明目的，本发明还提出了一种汽车内板部件，其采用上述的烘烤硬化型高强钢制成。

相应地，本发明的又一目的还在于提供一种汽车外板部件，该汽车外板件具有能够在无需添加Mo、Cr、Ti、Nb等贵重金属的情况下，通过控制一定量的碳、锰、硼元素，而使该汽车外板部件具有高强度、低成本、表面质量高且加工性能满足汽车部件要求的优点。

为了达到上述发明目的，本发明还提出了一种汽车外板部件，其采用上述的烘烤硬化型高强钢制成。

此外，本发明的另一目的还在于提供一种烘烤硬化型高强钢的制造方法，通过该方法可以获得高强度、低成本、表面质量优良且加工性能满足汽车部件需要的烘烤硬化型高强钢。

为了达到上述发明目的，本发明还提出了一种烘烤硬化型高强钢的制造方法，包括步骤：

(1)冶炼；

(2)热轧：控制加热温度大于1180℃，终轧温度在Ar3以上，卷取温度小于650℃；

(3)酸洗；

(4)冷轧：控制冷轧变形量大于50％；

(5)连续退火：控制退火温度为750-850℃，退火冷却速率为50-200℃/s，连续退火的过时效温度小于300℃；

(6)平整：其中平整压下率满足：过时效温度(℃)/平整压下率(％)≤210；

(7)精整。

其中，热轧加热是为了促进材料中C、N原子尽量充分固溶，为后续轧制、卷取冷却材料析出控制提出基础，加热温度低于1180℃时，不利于冷轧材料强度以及BH值。在本技术方案中，将热轧的终轧温度控制在Ar3以上是为了使材料组织均匀，碳元素更易固溶到铁素体中。对于本技术方案来说，卷取温度过高时，材料中C、N化合物的析出物析出过多，会导致成品强度过低，BH值偏低。

在本技术方案中，控制冷轧变形量大于50％是因为：随着冷轧变形量的增加，材料的退火再结晶温度下降，冷轧变形量低于50％时，材料再结晶温度提高，势必需要提高退火温度，导致连续退火生产困难，因此，本发明所述的制造方法中冷轧变形量控制在大于50％。

在本技术方案中，将退火步骤的工艺参数控制在上述范围内是因为连续退火对材料强度、延伸率、BH值等性能影响较大，对于含有马氏体组织的钢来说，退火温度会影响材料强度，并且退火冷却速率对于马氏体组织材料有较大影响，同时，连续退火的过时效温度对马氏体组织也会有影响。因此，基于本发明的技术方案中，退火温度低于本案限定的下限，会导致退火不充分，从而无法使材料轧制纤维组织再结晶，会产生不再结晶组织，或不能部分转变成奥氏体组织，后续难以形成马氏体组织，这样材料强度偏低、延展性不好。退火温度高于限定的上限会导致强度上升很小，BH值变小，而且容易产生表面缺陷。退火冷却速率对于含有马氏体组织的材料影响也较大，退火冷却速率低于限定的下限会得不到马氏体组织和应有的比率，导致材料强度低；退火冷却速率高于限定的上限，会导致马氏体组织比率高、强度过高、塑性过低，加工性变差。此外，退火冷却速率过快也能使碳氮元素析出少、固溶量多、材料强度上升。在本技术方案中，连续退火的过时效温度控制要求控制在300℃以下，对于含有马氏体组织的材料来说，过时效温度过高会使马氏体组织分解、碳化物析出、马氏体晶格畸变减小，同时过时效温度过高也促进了固溶的碳氮元素形成化合物析出，因而抗拉强度下降，屈服强度上升，BH明显降低。

在本技术方案中，平整压下率对材料的性能影响显著，马氏体组织材料随平整压下率的增加，其材料的强度上升、延伸率降低、BH值上升。由于钢板平整后材料中可移动位错增加，抗时效性提高，也就是说，材料不容易产生滑移线缺陷，对冲压加工的材料表面质量有利。但平整压下率过大也会使材料BH值下降，材料延伸率下降太多，对加工不利。另外，对于本技术方案来说，平整压下率与连续退火的过时效温度是具有协同关系的，该协同关系可以确保材料BH值大于40MPa。

进一步地，在本发明所述的烘烤硬化型高强钢的制造方法的步骤(2)中，加热温度为1180-1250℃，终轧温度为840-900℃，卷取温度为500-620℃。

优选地，在本技术方案中控制加热温度不高于1250℃是为了获得更好的材料表面质量。控制终轧温度在840-900℃是因为：终轧温度高于900℃，容具有易产生氧化铁皮的倾向，终轧温度低于840℃时，轧制时有可能会产生材料组织不均，并且碳元素难以固溶到铁素体组织内，从而使加工塑性变差，影响汽车零部件冲压，可能会导致加工开裂等问题。因此，将终轧温度进一步控制在该范围内可以获得更好的实施效果。

进一步地，在本发明所述的烘烤硬化型高强钢的制造方法的步骤(5)中，控制退火温度为770-830℃，退火冷却速率为80-160℃/s，连续退火的过时效温度为120-280℃。

优选地，对于本技术方案来说，为了实现更好的塑性和加工性能，控制连续退火的过时效温度下限为120℃，这是因为虽然过时效温度降低会使得抗拉强度上升、屈服强度下降、屈强比上升、BH值上升，但是降低到一定程度时，BH值上升变的平缓，同时材料塑性会下降，导致加工性变差。

进一步地，在本发明所述的烘烤硬化型高强钢的制造方法的步骤(5)中，退火时间为40-100s。

进一步优选地，退火时间为50-90s。

本发明所述的烘烤硬化型高强钢可不添加Cr等贵重金属下具有高强度高BH值的特点，其抗拉强度≥440MPa，BH值≥40MPa，并且适合用于汽车外板部件和汽车内板部件的生产制造。

具体实施方式

下面将具体的实施例对本发明所述的一种烘烤硬化型高强钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例A1-A6及对比例B1-B2

上述实施例A1-A6的烘烤硬化型高强钢以及对比例B1-B2的常规烘烤硬化钢的制造方法采用以下步骤制得(各实施例及对比例的具体工艺参数参见表2)

(1)冶炼：控制实施例A1-A6和对比例B1-B2的化学元素的质量百分比如表1所示；

(2)热轧：控制加热温度大于1180℃，终轧温度在Ar3以上，卷取温度小于650℃；

(3)酸洗；

(4)冷轧：控制冷轧变形量大于50％；

(5)连续退火：控制退火温度为750-850℃，退火冷却速率为50-200℃/s，连续退火的过时效温度小于300℃，退火时间为40-100s；

(6)平整：平整压下率满足：过时效温度(℃)/平整压下率(％)≤210；

(7)精整。

表1.(wt％，余量为Fe和除了P、S以外其它不可避免的杂质)

表2列出了实施例A1-A6以及对比例B1-B2的制造方法的具体工艺参数。

表2.

对上述A1-A6的烘烤硬化型高强钢以及对比例B1-B2的常规烘烤硬化钢进行性能测试，得到的性能测试结果列于表3中。

其中，拉伸性能以及表面质量评价级别的测试采用如下测试方法：

(1)拉伸性能采用GB/T 228.1-2010测试：烘烤硬化值(BH值)是指钢板在预应变后经过高温处理，使得材料的屈服强度得到一定增加的特性。实际生产中，BH值的测定一般采用单向拉伸预变形2％，烘烤条件一般为170℃温度下保温20分钟，然后在室温下进行第二次拉伸试验，测得屈服强度相对于2％预变形时的增加值。BH值采用GB/T 5028-2008。

(2)表面质量评价级别1～4，1为最差、4为最好，评价内容包括钢板表面是否有一定量的点状不镀锌缺陷、在100℃保温1小时的钢板在冲压后表面是否有滑移线缺陷等。

表3列出了本案实施例A1-A6以及对比例B1-B2的各项性能参数。

表3.

由表3可看出，本案实施例A1-A6的抗拉强度≥440MPa，BH值≥40MPa，且表面质量评价级别均高于对比例B1-B2。

本发明所述的烘烤硬化型高强钢的通过控制一定量的化学元素质量百分比、并且控制加热温度、冷轧变形量、退火温度、退火冷却速率、连续退火的过时效温度和平整压下率等，实现了材料的高强度和高烘烤硬化性，同时具有较好的表面质量，适合用于汽车制作外板部件以及内板部件等抗凹陷、抗内压等效果要求的用途。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (8)

1.一种烘烤硬化型冷轧高强钢，其特征在于，其化学元素质量百分比为：

C：0.05～0.13％；Si：0.05～0.20％；Mn：0.50～1.50％；Al：0.02～0.06％；0＜N≤0.0050％，余量为铁和其它不可避免的杂质；此外还应满足0.0005≤B-0.77×N≤0.0020％；

所述烘烤硬化型冷轧高强钢的微观组织为铁素体+渗碳体+马氏体，其中马氏体的相比例为5～15％。

2.如权利要求1所述的烘烤硬化型冷轧高强钢，其特征在于，其抗拉强度≥440MPa，BH值≥40MPa。

3.一种汽车外板部件，其采用如权利要求1或2所述的烘烤硬化型冷轧高强钢制成。

4.一种汽车内板部件，其采用如权利要求1或2所述的烘烤硬化型冷轧高强钢制成。

5.如权利要求1或2所述的烘烤硬化型冷轧高强钢的制造方法，其特征在于，包括步骤：

(1)冶炼；

(2)热轧：控制加热温度大于1180℃，终轧温度在Ar3以上，卷取温度小于650℃；

(3)酸洗；

(4)冷轧：控制冷轧变形量大于50％；

(5)连续退火：控制退火温度为750-850℃，退火冷却速率为50-200℃/s，连续退火的过时效温度小于300℃；

(6)平整：其中平整压下率满足：过时效温度(℃)/平整压下率(％)≤210；

(7)精整。

6.如权利要求5所述的烘烤硬化型冷轧高强钢的制造方法，其特征在于，在所述步骤(2)中，加热温度为1180-1250℃，终轧温度为840-900℃，卷取温度为500-620℃。

7.如权利要求5所述的烘烤硬化型冷轧高强钢的制造方法，其特征在于，在所述步骤(5)中，控制退火温度为770-830℃，退火冷却速率为80-160℃/s，连续退火的过时效温度为120-280℃。

8.如权利要求5或7所述的烘烤硬化型冷轧高强钢的制造方法，其特征在于，在所述步骤(5)中，退火时间为40-100s。