CN108359897B - 一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢及生产方法 - Google Patents

Abstract

一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢，其组分及wt%为：C：0.112~0.158%，Si：0.07~0.21%，Mn：0.71~1.08%，P：≤0.008%，S：≤0.003%，Cr：0.13~0.28%，V：0.21~0.34%，Ti：0.152~0.186%，Mo：0.413~0.527%，N：≤0.005%。生产方法：经常规冶炼、浇铸成坯后对铸坯加热；两段式热轧；层流冷却；卷取；自然冷却至室温后酸洗；温轧；退火；冷却。本发明既能使钢的屈服强度在1001~1047MPa，抗拉强度在1053~1096MPa，延伸率≥19.5%，铁素体平均晶粒尺寸在1.3~1.8μm，沉淀强化贡献量为337~379MPa，具有优良的塑性、成型性能、焊接性能。

Description

一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢及生产 方法

技术领域

本发明涉及一种低碳超高强度铁素体钢及其生产方法，确切地属于屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型超细晶铁素体钢及生产方法，其适用于汽车，交通运输，工程机械等领域。背景技术

近年来，高性能汽车用钢发展迅速，其被视为汽车轻量化的关键，是实现汽车节能减排的重要手段之一。着力研究和发展高性能汽车用钢技术对我国钢铁和汽车产业的发展具有重要意义。超高强度铁素体钢作为高性能汽车用钢的一个重要发展方向，具有优良的塑性、成型性能、焊接性能等，尤其适合制作复杂结构的汽车零部件，且生产工艺简单、成本低。然而，铁素体钢强度较低，如何提高其强度成为了发展超高强度铁素体汽车钢的关键。目前，超高强钢主要以马氏体钢和贝氏体钢为主，这类钢具有超高强度但其延伸率较低，无法满足制作复杂结构的汽车零部件的要求。此外，该类钢的生产需要添加大量的合金元素、并且需要经过复杂的热处理过程，制造流程长，生产成本高，如经检索的：

中国专利申请号为201210117567.8的文献，其公开了一种屈服强度高于900MPa的非调质态热轧带钢及其制备方法，其采用低碳成分设计，其成分范围为：C0.06~0.12%，Si0.10~0.30%,Mn0.80~1.20%，Nb0.00~0.04%，V0.00~0.04%，Ti0.02~0.10%，Cr0.8~1.20%，Mo0.10~0.30%，B0.001~0.003%，P＜0.012%，S＜0.01%，通过添加微合金元素和控轧控冷、控轧控冷+回火技术，生产出屈服强度不小于900MPa，抗拉强度不小于940MPa，断后伸长率为12~16%的钢带，其金相组织为晶粒较为细小的贝氏体/马氏体或回火贝氏体/回火马氏体及少量残余奥氏体的组织。其屈服强度虽达到了900MPa级，但其延伸率仅为12~16%，其主要强化机理是贝氏体/马氏体的相变强化，强度高但其延伸率相对较低。仍不能满足更高级别部件的使用要求。

中国专利申请号为201610713632.1的文献，其公开了一种用薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1100MPa薄热成形钢及生产方法，其成分范围为：C：0.12～0.16%，Si：0.15～0.20%，Mn ：0.7～1.0%，P≤0.02%，S≤0.008%，Als：0.015～0.060%，Cr：0.15～0.20%，Ti：0.005～0.02%或Nb：0 .005～0.02%或V：0.005～0.02%或其中两种以上以任意比例的混合，B：0.0005～0.0020%，N≤0.005%。其采用薄板坯连铸连轧生产的热轧原料，进行加热奥氏体化；再利用模具冲压成形，然后进行淬火处理，最终得到抗拉强度≥1100MPa热成形钢，其延伸率不超过9%，淬火后的成品组织为马氏体，其主要依靠马氏体相变强化，所以强度高但其延伸率相对较低。

然而，现有的铁素体钢对于延伸率来讲能满足要求，但其强度较低。目前铁素体钢的屈服强度一般小于700MPa。

而本发明主要采用Ti-V-Mo复合微合金化技术，采用常规热轧+温轧+退火的方式，获得一种屈服强度范围为1001~1047MPa，抗拉强度范围为1053~1096MPa，延伸率≥19.5%，铁素体平均晶粒尺寸为1.3~1.8μm，沉淀强化贡献量为337~379MPa的沉淀强化型超细晶铁素体钢。本发明的主要特点是结合热轧、温轧和退火工艺，在细化铁素体晶粒尺寸的同时充分发挥沉淀强化作用，实现铁素体钢的超高强化。

发明内容

本发明在于克服现有铁素体钢存在的不足，提供一种既能使钢的屈服强度在1001~1047MPa，抗拉强度在1053~1096MPa，延伸率≥19.5%，铁素体平均晶粒尺寸在1.3~1.8μm，具有优良的塑性、成型性能、焊接性能等的沉淀强化型铁素体钢及生产方法。

实现上述目的的措施：

一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.112~0.158%，Si：0.07~0.21%，Mn：0.71~1.08%，P：≤0.008%，S：≤0.003%，Cr：0.13~0.28%，V：0.21~0.34%，Ti：0.152~0.186%，Mo：0.413~0.527%，N：≤0.005%，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为全铁素体；力学性能：屈服强度在1001~1047MPa，抗拉强度在1053~1096MPa，延伸率≥19.5%，铁素体平均晶粒尺寸在1.3~1.8μm。

优选地： C的重量百分比含量为0.123~0.153%。

优选地： Mn的重量百分比含量为0.76~1.04%。

优选地： Cr的重量百分比含量为0.15~0.25%。

优选地：V的重量百分比含量为0.21~0.32%。

优选地：Ti的重量百分比含量为0.155~0.183%。

优选地：Mo的重量百分比含量为0.419~0.485%。

生产一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢的方法，其步骤：

1）经常规冶炼、浇铸成坯后对铸坯加热，经加热后的铸坯温度控制在1308~1329℃，加热时间在119~137min；

2）进行两段式热轧：其中，控制粗轧结束温度在1093~1107℃，其累计压下率在77~81%；控制精轧终轧温度在804~821℃，其累计压下率在83~86%；

3）进行层流冷却，在冷却速度为64~77℃/s下冷却至卷取温度；

4）进行卷取，控制卷取温度在608~629℃；

5）经自然冷却至室温后进行常规酸洗；

6）进行温轧，控制温轧温度在195~287℃，累计压下率在73~84%；

7）在全氢气氛保护下进行退火，退火温度控制在588~633℃，并在此温度下保温36~45min；

8）进行冷却，在冷却速度不低于93℃/s下冷却至室温。

优选地：温轧温度在203~282℃，累计压下率在75~82%。

优选地：退火温度在595~625℃。

本发明中主要强化元素及工艺的作用及机理

C：选用低碳设计的目的是减少钢显微组织中渗碳体的数量，抑制珠光体的形成。当C含量小于0.112%时，碳含量过低时，难与微合金元素V、Ti等结合形成纳米级析出物，从而难以起到沉淀强化的作用。当C含量大于0.158%时，焊接及低温韧性会急剧恶化，因此将C含量控制在0.112~0.158%范围之内，优选地C的重量百分比含量为0.123~0.153%。

Si：在钢中起到固溶强化的作用，同时是脱氧元素，Si含量应该控制0.07%以上，但当Si含量大于0.21%时，会促进内锈层的形成，会给轧制时除鳞带来困难，从而导致钢带表面质量恶化，另外，Si含量过高还会降低钢的焊接性能，因此将其控制在0.07~0.21%。

Mn：是钢中重要的强韧化元素，提高钢中的锰含量，能扩大γ区，降低转变温度，扩大轧制范围，促进晶粒细化，从而增加了钢的强韧性，冲击转变温度也几乎不发生变化，因此Mn含量应大于0.71%，另外，当Mn含量高于1.08%时，连铸过程容易产生铸坯裂纹，同时还会降低钢的焊接性能，因此将Mn含量控制在0.71~1.08%，优选地Mn的重量百分比含量为0.76~1.04%。

P：钢中的P会恶化钢的韧性，特别是剧烈地降低钢的低温冲击韧性，因此将P含量控制在0.008%以下。

S：钢中S含量过高产生的MnS夹杂会使钢的纵横向性能产生明显差异，恶化低温韧性。S含量应控制在 0.003%以下。

Cr：钢中Cr元素可提高钢的强度和硬度，因此，Cr 含量控制在0.13%以上，另外考虑到成分的经济性，故将Cr 含量控制在0.13~0.28%范围内，优选地Cr的重量百分比含量为0.15~0.25%。

V：是强碳氮化物形成元素，在再结晶区的轧制过程中，固溶V原子通过与位错的相互作用可以使晶界或亚晶界的迁移速度变得较为缓慢，进而在一定程度上抑制了奥氏体晶粒的粗化，在非再结晶区轧制过程中，由于应变诱导析出效应会在奥氏体晶界和亚晶界上发生大量的V(C, N)颗粒析出，奥氏体再结晶后由于其晶界和亚晶界被这些析出质点钉扎住，因此其晶粒难以继续长大，在对未再结晶区进行控制轧制过程中，铁素体容易在先前析出的 V(C, N)析出物形核，进而起到明显的细化晶粒的效用。综合考虑V与相关元素在奥氏体和铁素体中的固溶度积以及钢中Ti、N、S、C等元素含量，本发明中V含量的控制范围为0.21~ 0.34%，优选地V的重量百分比含量为0.21~0.32%。

Ti：是强碳氮化物形成元素，当Ti含量较少时，Ti会优先与N结合形成TiN，TiN颗粒尺寸相对较大，在加热和焊接的高温条件下都不会溶解，明显提高钢的焊接性能，另外，TiN还能有效钉扎奥氏体晶界，有助于阻止奥氏体晶粒的长大，Ti含量较多时，除了会形成TiN外，钢中剩余的Ti会与钢中的C结合形成尺寸较小的TiC颗粒，能起到沉淀强化的作用，钢中Ti含量过低，会导致Ti难以起到细晶强化和沉淀强化效果，Ti含量过高，会导致Ti元素无法完全固溶，造成不必要的合金元素损失。综合考虑Ti与相关元素在奥氏体和铁素体中的固溶度积以及钢中Nb、N、S、C等元素含量，故将Ti含量控制在0.152~0.186%，优选地Ti的重量百分比含量为0.155~0.183%。

Mo：是强碳氮化物形成元素，适当的Mo含量能够阻止奥氏体晶粒的长大，能提高合金钢在常温下的强度，同时Mo可以提高析出粒子在粗化阶段的热稳定性，可以有效地抑制第二相析出物粒子颗粒的长大粗化，从而提高试验钢的沉淀强化效果，因此Mo含量应大于0.413%，由于Mo为贵重金属，出于生产成本的考虑，Mo含量控制在0.413~0.527%，优选地Mo的重量百分比含量为0.419~0.485%。

N：钢中的氮可与Ti、Nb等元素在高温时结合形成相应的化合物，这类化合物在高温下会粗化、长大，这严重损害钢的塑性和韧性。另外，这类在高温下形成的粗大碳氮化物颗粒对沉淀强化贡献较小，而且会消耗钢中有效Ti、Nb 的含量，故将其含量控制在0.005%以下。

本发明之所以将温轧温度控制在在195~287℃，累计压下率在73~84%，是由于一般的温轧仅适用于高碳、高合金钢这类难以直接在室温冷轧的钢种，用以改善这类钢在冷轧过程的加工硬化，提高这类钢在冷轧过程中的可加工性。而本专利所述温轧工艺的主要目的是在合适的轧制温度下，进一步细化铁素体晶粒尺寸，提高细晶强化效果。温轧温度高于287℃，会导致铁素体发生再结晶，导致晶粒尺寸过大，从而导致细晶强化效果减弱。此外，温轧温度过高还会导致热轧过程中产生的第二相粒子粗化，而导致沉淀强化效果的减弱。温轧温度低于195℃、累计变形量大于84%时，会导致轧制过程变形抗力较大而难以轧制。累计变形量小于73%时，累计变形量过小，会导致铁素体晶粒尺寸难以进一步细化，将难以获得超细晶粒的铁素体；优选地温轧温度在203~282℃，累计压下率在75~82%。

本发明之所以将退火温度控制在588~633℃，并在此温度下保温36~45min；优选地退火温度在595~625℃，是由于退火温度高于633℃，且保温时间超过45分钟时，会导致第二相粒子发生长大粗化，从而使沉淀强化效果减弱，退火温度如低于588℃，会使第二相粒子析出热力学和动力学条件较差，导致第二相粒子难以析出，从而减弱沉淀强化效果。当退火后的冷却速度低于93℃/s时，会导致第二相粒子在冷却过程中发生长大粗化，从而减弱沉淀强化效。因此，退火后应以不低于93℃/s的冷却速度冷却至室温。

本发明的主要特点是本发明主要采用Ti-Mo-V复合微合金化技术，并结合热轧、温轧和退火工艺，解决了由于该钢热轧强度过高难以直接冷轧的困难，温轧过程通过合理的温度及变形量的设定，充分细化了铁素体晶粒尺寸，获得了平均晶粒尺寸为1.3~1.8μm超细晶粒的铁素体钢，突破了传统方法生产的铁素体钢平均晶粒尺寸3.0μm的极限值。此外，通过合理的热轧、温轧和退火工艺的制定，在充分细化铁素体晶粒的同时，使细小、弥散的第二相粒子充分析出，沉淀强化贡献量为337~379MPa，突破了传统Ti-V复合微合金钢沉淀强化贡献量300MPa的极限值，实现了铁素体钢的超高强化。因此使本发明获得屈服强度范围为1001~1047MPa，抗拉强度范围为1053~1096MPa，延伸率范围为19.7~21.1%，铁素体平均晶粒尺寸为1.3~1.8μm，沉淀强化贡献量为337~379MPa的沉淀强化型超细晶铁素体钢，同时也具有较好的塑性。在细化铁素体晶粒尺寸的同时充分发挥沉淀强化作用，实现铁素体钢的超高强化。

附图说明

图1为本发明实施例的金相组织图；

图2为本发明实施例的析出物形貌图。

具体实施方式

下面对本发明予以详细描述：

表1为本发明各实施例及对比例的化学成分列表；

表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表；

表3为本发明各实施例及对比例的性能检测结果列表。

本发明各实施例均按照以下步骤进行生产：

1）经常规冶炼、浇铸成坯后对铸坯加热，经加热后的铸坯温度控制在1308~1329℃，加热时间在119~137min；

2）进行两段式热轧：其中，控制粗轧结束温度在1093~1107℃，其累计压下率在77~81%；控制精轧终轧温度在804~821℃，其累计压下率在83~86%；

3）进行层流冷却，在冷却速度为64~77℃/s下冷却至卷取温度；

4）进行卷取，控制卷取温度在608~629℃；

5）经自然冷却至室温后进行常规酸洗；

6）进行温轧，控制温轧温度在195~287℃，累计压下率在73~84%；

7）在全氢气氛保护下进行退火，退火温度控制在588~633℃，并在此温度下保温36~45min；

8）进行冷却，在冷却速度不低于93℃/s下冷却至室温。

表1 本发明各实施例及对比例化学成分列表（wt%）

实施例	C	Si	Mn	Ti	Mo	V	N	Cr	S	P
											1	0.153	0.20	1.04	0.168	0.485	0.32	0.002	0.19	0.003	0.006
2	0.116	0.13	0.73	0.186	0.506	0.27	0.004	0.20	0.002	0.008
											3	0.137	0.21	1.08	0.164	0.527	0.34	0.005	0.28	0.004	0.005
4	0.158	0.09	0.91	0.185	0.513	0.29	0.003	0.21	0.001	0.007
											5	0.139	0.17	0.95	0.183	0.419	0.28	0.005	0.15	0.005	0.009
6	0.123	0.19	0.76	0.155	0.469	0.21	0.002	0.25	0.004	0.008
											7	0.140	0.11	1.06	0.166	0.436	0.33	0.001	0.14	0.003	0.007
8	0.121	0.07	1.01	0.154	0.459	0.25	0.004	0.22	0.002	0.010
											9	0.120	0.12	0.71	0.169	0.413	0.22	0.005	0.13	0.005	0.006
10	0.112	0.14	0.87	0.152	0.428	0.28	0.003	0.18	0.002	0.007
											对比例1	0.035	1.55	0.23	0.021	0.011	0.01	0.031	0.02	0.054	0.152
对比例2	0.071	0.04	2.31	0.010	0.014	0.02	0.065	0.05	0.098	0.131
											对比例3	0.357	2.01	1.37	0.017	0.031	0.05	0.072	0.01	0.105	0.126

表2 本发明各实施例及对比例工艺主要参数列表

表 3 本发明各实施例及对比例力学性能检测情况列表

从表3可以看出，所实施案例的钢板屈服强度范围为1001~1047MPa，抗拉强度范围为1053~1096MPa，延伸率范围为19.7~21.1%%，铁素体平均晶粒尺寸为1.3~1.8μm，沉淀强化贡献量为337~379MPa，180°冷弯性能均合格，而对比样的屈服强度范围仅为371~698MPa，抗拉强度范围仅为467~773MPa，延伸率范围仅为3.1~6.3%，铁素体平均晶粒尺寸为15.1~18.4μm，沉淀强化贡献量仅为32~61MPa，180°冷弯性能均不合格。可见本专利所述实施例的各项性能指标均优于对比例。

本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (2)

1.一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.153~0.158%，Si：0.07~0.09%，Mn：1.01~1.08%，P：≤0.008%，S：≤0.003%，Cr：0.13~0.22%，V：0. 21~0.34%，Ti：0.152~0.186%，Mo：0.413~0.527%，N：≤0.005%，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为全铁素体；力学性能：屈服强度在1001~1047MPa，抗拉强度在1053~1096MPa，延伸率≥19.5%，铁素体平均晶粒尺寸在1.3~1.8μm。

2.生产如权利要求1所述的一种屈服强度为1000MPa级的沉淀强化型铁素体钢的方法，其步骤：

1）经常规冶炼、浇铸成坯后对铸坯加热，经加热后的铸坯温度控制在1308~1329℃，加热时间在119~137min；

2）进行两段式热轧：其中，控制粗轧结束温度在1093~1107℃，其累计压下率在77~81%；控制精轧终轧温度在804~821℃，其累计压下率在83~86%；

3）进行层流冷却，在冷却速度为64~77℃/s下冷却至卷取温度；

4）进行卷取，控制卷取温度在613~629℃；

5）经自然冷却至室温后进行常规酸洗；

6）进行温轧，控制温轧温度在195~287℃，累计压下率在79~84%；

7）在全氢气氛保护下进行退火，退火温度控制在588~633℃，并在此温度下保温36~45min；

8）进行冷却，在冷却速度不低于93℃/s下冷却至室温。

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