CN110093564A - 一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法 - Google Patents

一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明涉及汽车用第三代先进高强钢领域，公开了一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法。该钢板化学成分质量百分比为：C 0.18～0.22％，Mn 1.0～3.0％，Si 1.0～2.0％，P≤0.05％，S≤0.02％，Nb 0～0.05％，Ti 0～0.2％，余量为铁和不可避免的杂质。该钢板制造方法涉及炼钢、热轧、冷轧、预淬火和热处理过程，最终得到铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体混合组织。本发明在传统C、Mn、Si系淬火配分钢的基础上，增添Nb与Ti元素细化组织，采用预淬火处理以及一步配分工艺，最终获得屈服强度500～800MPa，抗拉强度≥1180MPa，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％的超高强度淬火配分钢，力学性能十分优异。

Description

一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造 方法
技术领域
本发明涉及汽车用第三代先进高强钢领域，具体涉及一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法。
背景技术
二十一世纪以来，中国汽车年产量持续增长，并且还有继续上升的趋势。与此同时，人们对汽车行业的要求也越来越高。随着全球油价不断上涨，汽车轻量化已成为行业发展的必然趋势，为此，先进高强钢越来越得到人们的重视。以双相(DP)钢、复相(CP)钢、相变诱发塑性(TRIP)钢等为主的第一代先进高强钢，由于组织大多是单一的铁素体或马氏体，只能单一地达到高强度或高塑性，不能满足今后汽车行业发展的要求。第二代先进高强钢以孪晶诱发塑性(TWIP)钢和塑性诱发轻量化(L-IP)钢为主，由于包含大量合金元素，生产成本较高。因此，为了同时满足汽车行业对高性能与低成本的需求，以淬火配分钢和中锰钢为主的第三代先进高强钢应运而生。第三代先进高强钢在基体组织中混入了部分残余奥氏体，在保证钢材强度的同时起到提高延伸率，强塑积可达到30～40GPa·％，可以满足如今汽车工业发展要求。在现有的Q&P工艺中，两步Q&P工艺力学性能更好，延伸率更高，但由于对设备要求较高，大部分钢厂不具备生产能力，难以被大规模应用。鉴于当今情况，本发明设计了合理的热处理工艺，适于当今实际生产线，通过一步Q&P工艺制备所得淬火配分钢抗拉强度1180MPa以上，断后延伸率大于20％，强塑积在24GPa·％以上的Q&P钢。和如今汽车上广泛使用的DP钢相比，具有更高的强度和塑性，可以在保证安全性的前提下大幅度的减薄车身，节约能源和成本。
在已公开的高强度汽车用钢专利中，中国专利申请CN103160680A介绍了一种30GPa％级复相钢的Q&PB热处理工艺。该专利首先以低碳硅锰系成分为基础，将冷硬板样品加热到850℃并保温1～2min，得到完全奥氏体化组织，随后淬火到270℃并保温5s，使部分奥氏体发生马氏体相变，然后将试样快速升温400℃保温60～600s，最后将试样淬火到室温，得到马氏体基体、残余奥氏体和少量贝氏体的三相组织。该工艺得到的产品抗拉强度在1045～1265MPa，断后延伸率在21～35％，强塑积≥25GPa·％。本专利与其相比，成分体系上增加了铌钛等合金元素，并采用一步配分工艺，最终组织为大块的多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和部分残余奥氏体，屈服强度500～700MPa，抗拉强度≥1180MPa，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％，力学性能良好，且更容易实现工业生产。
中国专利申请CN 104988391 A，介绍了一种1200MPa级含铌冷轧Q&P钢的生产工艺。该专利热处理过程采用两步Q&P工艺，于800～950℃加热后先冷却至180～280℃保温10～60s，随后升温至300～450℃进行配分。本专利与其相比，配分工艺采用一步Q&P过程，热处理过程在820～850℃加热后直接冷却至300～400℃进行配分，最终得到组织为多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和残余奥氏体，工艺更加简便，易于工业化生产。所得产品屈服强度500～700MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率更为优异，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％。
中国专利申请CN 105018843 A，介绍了一种钒钛复合的冷轧Q&P钢，于900℃左右进行终轧，低于200℃进行卷取。热处理过程中在780～820℃进行加热，170～210℃进行配分，抗拉强度1350～1450MPa，延伸率≥15％，强塑积≥22GPa·％，组织主要为铁素体、马氏体和残余奥氏体。本专利与其相比，卷取温度更高，并在Q&P过程前增添了预淬火过程。后续退火温度与配分温度更高。最终所得组织为大块的多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和部分残余奥氏体，屈服强度500～800MPa，抗拉强度≥1180MPa，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％。
综上所述，本发明在传统Q&P工艺的基础上，通过增加预淬火工艺显著细化组织晶粒，随后采用一步配分工艺制备1180MPa强度的钢板，其屈服强度在500～800MPa，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％，具有优秀的综合力学性能，可以取代同级别的DP钢，成功实现车身减薄，具有良好的应用前景。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明公开了一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法
具体技术方案如下：
一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢，所述冷轧淬火配分钢的化学成分质量百分比为：C 0.18～0.22％，Mn 1.0～3.0％，Si 1.0～2.0％，P≤0.05％，S≤0.02％，Nb 0～0.05％，Ti 0～0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质。
优化的，所述冷轧淬火配分钢的化学成分质量百分比为：C 0.20～0.22％，Mn 1.5～3.0％，Si 1.5～2.0％，P≤0.02％，S≤0.01％，Nb 0～0.03％，Ti 0.05～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述冷轧淬火配分钢的屈服强度为500～800MPa，抗拉强度1180～1250MPa，均匀延伸率≥20％，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％。
一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的制造方法，包括如下步骤：根据所述化学成分质量百分比进行冶炼，得到厚度为50～100mm的铸坯；对铸坯进行加热至1200℃～1250℃，保温2～4h后采用两阶段控轧轧制进行热轧，终轧温度为800～900℃以10～100℃/s的冷却速率进行连续冷却，在650～750℃进行卷取，最终得到厚度3.0～4.0mm的热轧板卷；将所述热轧板卷进行多道次轧制，总压下率50～75％，得到厚度1.0～2.0mm的冷轧板；将所述冷轧板采用两阶段加热进行预淬火与热处理后，最终获得具有铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体混合组织的钢板。
采用两阶段控轧轧制进行热轧，在再结晶区压下率70～90％，在未再结晶区压下率60～80％。
所述预淬火采用两阶段加热进行，第一段先以20～80℃/s从室温快速加热至720～760℃进行预热，随后第二段以10～30℃/s加热至880～920℃保温为240～300s进行全奥氏体化，最后淬火至室温，从而获得细小的马氏体组织。
所述热处理过程采用两相区退火，以10～30℃/s的速率加热到820～850℃，保温200～300s后以20～80℃/s冷却至300～340℃进行过时效，保温500～700s后以大于10℃/s的冷速冷却至室温。
所述钢板具有的组织如下：大块多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和部分残余奥氏体，以相对于全部组织的面积统计，铁素体含量为20～50％，贝氏体和马氏体含量为30～70％，残余奥氏体含量为5～20％。
与现有技术相比，本发明具有如下有益技术效果：
(1)本发明针对目前高强度汽车用钢所存在的问题，提供了一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢及其制造方法。为了解决上述问题，进行了深入研究后发现，通过使用预淬火加一步配分的工艺，结合铌钛元素的固溶强化和析出强化，显著细化了晶粒尺寸，并通过细晶强化和碳元素的多次配分，提高了奥氏体稳定性，从而获得强塑积较好的淬火配分钢，适用于汽车结构件、防撞件的制造和加工。
(2)本发明控制C元素含量范围为0.18～0.22％，C元素是Q&P工艺中最重要的元素，Q&P过程的实质就是利用碳元素在马氏体和奥氏体中溶解度的不同，通过温度的改变来提高奥氏体中碳含量，在室温下获得稳定的奥氏体组织，从而提高实验钢的力学性能。通过碳配分过程可以显著提高室温下的残余奥氏体含量，在外力作用下残余奥氏体发生TRIP效应，进行马氏体相变，吸收外部能量，提高变形程度，从而在维持实验钢强度的同时提升延伸率，改善综合性能。
本发明控制Mn元素含量范围为1.5～3.0％，Mn元素会降低钢的Ms点，延迟铁素体和珠光体的形成，扩大奥氏体区范围，从而使残余奥氏体含量增多，改善钢的强度。但由于Mn的扩散速度慢，添加过量会阻碍共析渗碳体的形核及长大，促进C元素向奥氏体的富集。Mn还可以通过固溶强化提高实验钢的强度。但当两相区退火温度较高时，易使奥氏体体积分数过大，降低了奥氏体的稳定，影响奥氏体中锰富集，在后续过程中容易产生带状组织等缺陷。同时Mn元素过多会影响实验钢的焊接性。
本发明控制Si元素含量范围为1.0～2.0％，Si元素的添加可以抑制碳化物的析出，碳化物的存在会消耗钢中的碳元素含量，从而影响残余奥氏体体积分数，从而改善基体性能，提高强度和屈强比，改善钢的耐热和耐蚀性。但Si元素添加过多会提高产生裂纹的可能。
本发明控制P元素含量范围为P≤0.02％，P含量过高，则会影响试样钢的塑性与韧性，使加工性能恶化，同时过高的P元素会提高钢的冷脆倾向，因此冶炼过程中要严格控制P元素含量。
本发明控制S元素含量范围为S≤0.01％，S含量过高在钢中容易形成MnS夹杂，消耗部分Mn元素，同时过高的S还会提高降低钢的焊接性，建议降低S元素含量。
本发明控制Nb元素含量范围为0～0.05％,Nb元素的添加可以起到细化晶粒的作用，Nb元素可以与C、N形成稳定的化合物，并在1300℃以上稳定存在，阻止晶粒长大，起到细晶强化的作用。本发明控制Nb的含量为0～0.1％。
本发明控制Ti元素含量范围为0～0.1％，Ti的作用和Nb类似，可以起到沉淀强化和细晶强化的作用，抑制晶粒生长，提高钢的强度。同时，钢中加入一定量的Ti元素还可以提高抗腐蚀性。本发明控制Ti的含量为0～0.1％。
(3)本发明中，显微组织的主要特征主要表现在以下几个方面：880～920℃预淬火时组织全部转变为马氏体。并在随后的两相区退火中完成碳向奥氏体的初次富集；在随后的等温过程中，得到了强度较高、板条细小的低温无碳贝氏体；无碳贝氏体的生成，使得贝氏体中的碳元素向奥氏体中扩散富集，使得奥氏体更稳定，能够保留更多的残余奥氏体。本发明中，细碎的多相复合组织一起形成了良好的力学性能：屈服强度为500～800MPa，抗拉强度≥1180MPa，均匀延伸率≥15％，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％。
附图说明
图1为本发明1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的退火工艺图；
图2为本发明1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的电子探针照片。
具体实施方式
下面结合附图对本发明进行详细说明，但本发明的保护范围不受实施例所限。图1为本发明1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的退火工艺图，铸坯的成分如表1所示：
表1 铸坯的成分(wt.％)
实施例1
根据表1所述化学成分质量百分比进行冶炼，得到厚度为100mm的铸坯，热轧采用以下工艺：将厚度100mm的板坯从室温加热1250℃，保温2h；热轧过程分为粗轧阶段和精轧阶段，粗轧开始温度为1170℃，终轧温度为1100℃，粗轧后中间板厚18mm，精轧开始温度为1050℃，精轧终轧温度为890℃，终轧后采取连续冷却，冷却速率为30℃/s，卷曲温度为690℃，这时热轧板的组织为铁素体+珠光体，热轧板厚度4.0mm。冷轧工艺如下：将热轧板进行酸洗后冷轧，压下率为60％，冷轧板厚1.6mm。将冷轧板先以50℃/s加热到720℃，随后以30℃/s加热到900℃进行预淬火，保温240s后淬火至室温。随后以30℃/s加热至850℃，保温240s，随后过时效阶段以50℃/s降温至320℃，保温500s后淬火至室温，制备钢板的力学性能见表2。
表2 制备钢板的力学性能
实施例2
根据所述化学成分质量百分比进行冶炼，得到厚度为60mm的铸坯，热轧采用以下工艺：将厚度60mm的板坯从室温加热1200℃，保温4h；热轧过程分为粗轧阶段和精轧阶段，粗轧开始温度为1180℃，终轧温度为1120℃，粗轧后中间板厚16mm，精轧开始温度为1000℃，精轧终轧温度为860℃，终轧后采取连续冷却，冷却速率为30℃/s，卷曲温度为680℃，这时热轧板的组织为铁素体+珠光体，热轧板厚度3.2mm。冷轧工艺如下：将热轧板进行酸洗后冷轧，压下率为50％，冷轧板厚1.6mm。
将冷轧板先以先以70℃/s加热到750℃，随后以30℃/s加热到920℃进行预淬火，保温300s后淬火至室温。以30℃/s加热至830℃，保温300s，随后过时效阶段以40℃/s降温至310℃，保温700s后淬火至室温，制备钢板的力学性能见表3。
表3 制备钢板的力学性能
实施例3
根据表1所述化学成分质量百分比进行冶炼，得到厚度为50mm的铸坯，热轧采用以下工艺：将厚度50mm的板坯从室温加热1225℃，保温3h；热轧过程分为粗轧阶段和精轧阶段，粗轧开始温度为1170℃，终轧温度为1100℃，粗轧后中间板厚18mm，精轧开始温度为1050℃，精轧终轧温度为890℃，终轧后采取连续冷却，冷却速率为30℃/s，卷曲温度为690℃，这时热轧板的组织为铁素体+珠光体，热轧板厚度3.0mm。冷轧工艺如下：将热轧板进行酸洗后冷轧，压下率为75％，冷轧板厚1.0mm。将冷轧板先以20℃/s加热到760℃，随后以20℃/s加热到880℃进行预淬火，保温280s后淬火至室温。随后以20℃/s加热至820℃，保温200s，随后过时效阶段以20℃/s降温至300℃，保温600s后淬火至室温。
实施例4
根据表1所述化学成分质量百分比进行冶炼，得到厚度为80mm的铸坯，热轧采用以下工艺：将厚度80mm的板坯从室温加热1225℃，保温3h；热轧过程分为粗轧阶段和精轧阶段，粗轧开始温度为1170℃，终轧温度为1100℃，粗轧后中间板厚18mm，精轧开始温度为1050℃，精轧终轧温度为890℃，终轧后采取连续冷却，冷却速率为30℃/s，卷曲温度为690℃，这时热轧板的组织为铁素体+珠光体，热轧板厚度3.0mm。冷轧工艺如下：将热轧板进行酸洗后冷轧，压下率为75％，冷轧板厚2.0mm。将冷轧板先以20℃/s加热到760℃，随后以10℃/s加热到880℃进行预淬火，保温300s后淬火至室温。随后以10℃/s加热至820℃，保温200s，随后过时效阶段以80℃/s降温至340℃，保温600s后淬火至室温。
由表2、表3可以看出各个力学性能均达到所要求的性能指标，工艺1过时效温度为320℃时，抗拉强度为1187MPa，屈服强度为604MPa，延伸率为24.1％，强塑积为28.3GPa·％，电子探针照片如图2所示，残余奥氏体含量约10.5％。工艺2过时效温度为310℃时，抗拉强度为1223MPa，屈服强度为657MPa，延伸率为20.2％，强塑积为24.7GPa·％。
图2为本发明1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的电子探针照片，如图所示，电子探针(EPMA)中实验钢组织出现凹凸相，凸起相为马奥岛(马氏体和奥氏体岛状组织)，其中边部白亮处多为奥氏体组织，大块多边形凹陷相为铁素体，杂乱分布在马奥岛间的凹陷相为贝氏体组织。
在本发明中，显微组织的主要特征主要表现在以下几个方面：880～920℃预淬火时组织全部转变为马氏体。并在随后的两相区退火中完成碳向奥氏体的初次富集；在随后的等温过程中，得到了强度较高、板条细小的低温无碳贝氏体；无碳贝氏体的生成，使得贝氏体中的碳元素向奥氏体中扩散富集，使得奥氏体更稳定，能够保留更多的残余奥氏体。
本发明中，细碎的多相复合组织一起形成了良好的力学性能：屈服强度为500～800MPa，抗拉强度≥1180MPa，均匀延伸率≥15％，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％。
采用本发明能够获得低成本超高强度的优良淬火配分钢板，使用本发明的钢板，能够适应要求高强度的汽车用钢和其他工业机械零件的成形加工。

Claims (8)

1.一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢，其特征在于：所述冷轧淬火配分钢的化学成分质量百分比为：C0.18～0.22％，Mn1.0～3.0％，Si1.0～2.0％，P≤0.05％，S≤0.02％，Nb0～0.05％，Ti0～0.2％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢，其特征在于：优化的，所述冷轧淬火配分钢的化学成分质量百分比为：C0.20～0.22％，Mn1.5～3.0％，Si1.5～2.0％，P≤0.02％，S≤0.01％，Nb0～0.03％，Ti0.05～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢，其特征在于：所述冷轧淬火配分钢的屈服强度为500～800MPa，抗拉强度1180～1250MPa，均匀延伸率≥20％，断后延伸率≥20％，强塑积≥24GPa·％。
4.一种1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：根据所述化学成分质量百分比进行冶炼，得到厚度为50～100mm的铸坯；对铸坯进行加热至1200℃～1250℃，保温2～4h后采用两阶段控轧轧制进行热轧，终轧温度为800～900℃以10～100℃/s的冷却速率进行连续冷却，在650～750℃进行卷取，最终得到厚度3.0～4.0mm的热轧板卷；将所述热轧板卷进行多道次轧制，总压下率50～75％，得到厚度1.0～2.0mm的冷轧板；将所述冷轧板采用两阶段加热进行预淬火与热处理后，最终获得具有铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体混合组织的钢板。
5.根据权利要求4所述的1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的制造方法，其特征在于：采用两阶段控轧轧制进行热轧，在再结晶区压下率70～90％，在未再结晶区压下率60～80％。
6.根据权利要求4所述的1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的制造方法，其特征在于：所述预淬火采用两阶段加热进行，第一段先以20～80℃/s从室温快速加热至720～760℃进行预热，随后第二段以10～30℃/s加热至880～920℃保温为240～300s进行全奥氏体化，最后淬火至室温，从而获得细小的马氏体组织。
7.根据权利要求4所述的1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的制造方法，其特征在于：所述热处理过程采用两相区退火，以10～30℃/s的速率加热到820～850℃，保温200～300s后以20～80℃/s冷却至300～340℃进行过时效，保温500～700s后以大于10℃/s的冷速冷却至室温。
8.根据权利要求4所述的1180MPa级超高强度低成本冷轧淬火配分钢的制造方法，其特征在于，所述钢板具有的组织如下：大块多边形铁素体、无碳贝氏体、马氏体和部分残余奥氏体，以相对于全部组织的面积统计，铁素体含量为20～50％，贝氏体和马氏体含量为30～70％，残余奥氏体含量为5～20％。
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