CN111647820B

CN111647820B - 一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用

Info

Publication number: CN111647820B
Application number: CN202010540040.0A
Authority: CN
Inventors: 景财年; 张志浩; 叶道珉; 李亮; 林涛; 吴聪; 雷启腾
Original assignee: Shandong Jianzhu University
Current assignee: Shandong Jianzhu University
Priority date: 2020-06-15
Filing date: 2020-06-15
Publication date: 2022-01-11
Anticipated expiration: 2040-06-15
Also published as: CN111647820A

Abstract

本发明涉及先进高强度钢的制备技术领域，尤其涉及一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用。按质量百分数计，所述先进高强度钢的原料包括如下组分：0.46~0.56%C，2.4~3.0%Mn，1.8~2.3%Al，0.1~0.16%Ti，0.08~0.12%V，0.07~0.1%Cr，B≥0.001%，S≤0.01%，P≤0.01%，余量为Fe及不可避免的杂质，且C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18%≤C‑(Ti+V+Cr)≤0.25%。本发明的先进高强度钢不仅兼具良好的强度和塑性，而且兼顾了对焊接性、涂覆性以及轻量化的考虑，是一种性能优良的第三代先进高强度钢。

Description

一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用

技术领域

本发明涉及先进高强度钢的制备技术领域，尤其涉及一种依据成分特点分段制备的具有优良力学性能的先进高强度钢及其应用。

背景技术

背景技术中的下列内容仅指本发明人理解的与本发明有关的信息，旨在通过对与本发明相关的一些基础技术知识的说明而增加对本发明的理解，该信息并不必然已经构成被本领域一般技术人员所公知的知识。

先进高强度钢(AdvancedHigh Strength Steel，AHSS)是为了区别于传统高强度钢而对高强度钢进行的一种划分。一般而言，相对于传统高强度钢，先进高强度钢更为注重钢材的强度和塑性的搭配，或者说期望钢材具备优良的综合力学性能，同时也兼顾良好的焊接性、涂覆性以及加工成形性等。前者是基于钢材制备的产品一般作为结构件需要其具备承担较高载荷的能力而考虑，后者是基于提高钢材在汽车中的实际应用而考虑。

较为公知的先进高强度钢包括双相钢(DP钢)、相变诱发塑性钢(TRIP钢)、孪晶诱导塑性钢(TWIP钢)、淬火～配分钢(Q&P钢)、马氏体钢、热成形钢等，不同种类的先进高强钢侧重点不同，各有优缺点。据了解，先进高强度钢已经发展到了以多相、亚稳、多尺度为组织调控要求特点的第三代，而且还需具有生产成本低、成形性好的技术优势。因此，先进高强度钢的制造应针对这一目标，探索、开发性能更加优异的汽车先进高强度钢，以便于为未来的产业竞争积累技术优势，因为先进高强度钢是实现汽车轻量化的重要支撑材料。为此，研究人员基于组分、制备工艺、成形加工工艺等方面的改进或者重新设计对先进高强度钢开展了研究。例如，中国专利文献201710178554.4公开的兼具高热稳定性、高强度、高塑性的多相TWIP钢的制备方法；201610377126.X公开的直接热镀锌的先进高强度钢板等等。

然而，本发明人发现，单一处理技术对先进高强度钢性能的提升作用有限，不能很好地满足对第三代先进高强度钢的性能要求。除此之外，在先进高强度钢的成分设计、处理工艺等方面还有进一步发展的空间；基于此，本发明针对第三代先进高强度钢展开进一步的研究。

发明内容

本发明的主要目的是提供一种综合力学性能优良的先进高强度钢。为此，本发明主要从钢的成分设计和制备工艺两个方面进行了技术开发，得到的先进高强度钢不仅兼具良好的强度和塑性，而且兼顾了对焊接性、涂覆性以及轻量化的考虑，是一种性能优良的第三代先进高强度钢。为实现上述发明目的，本发明公开了以下技术方案：

本发明的第一个方面，提供一种先进高强度钢，按质量百分数计，其原料包括如下组分：0.46～0.56％C，2.4～3.0％Mn，1.8～2.3％Al，0.1～0.16％Ti，0.08～0.12％V，0.07～0.1％Cr，B≥0.001％，S≤0.01％，P≤0.01％，余量为Fe及不可避免的杂质，且C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18％≤C-(Ti+V+Cr)≤0.25％。

进一步地，所述的先进高强度钢，按质量百分数计，其元素组成包括：0.46～0.53％C，2.4～3.0％Mn，1.8～2.3％Al，0.1～0.16％Ti，0.08～0.12％V，0.07～0.1％Cr，B≥0.001％，S≤0.01％，P≤0.01％，余量为Fe及不可避免的杂质，C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：C-(Ti+V+Cr)≥0.18％；钢中马氏体相的体积分数不小于70％，残余奥氏体相的体积分数不小于10％，铁素体相的体积分数不小于8％。

本发明的第二个方面，提供上述先进高强度钢的分段制备方法，步骤包括：

(1)将具有上述组分的钢材在Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温，完成后降温至Ac₁以下保温，完成后空冷至室温，通过该工序使形成的金属碳化物球化。

(2)将步骤(1)处理后的钢材再次加热至Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温，在引入奥氏体相的同时进行一次锰配分。

(3)锰配分完成后将钢材淬火至Ms和M_f温度之间进行碳配分处理，最后将钢材淬火至室温，即得。

本发明的第三个方面，提供上述先进高强度钢的应用，包括所述先进高强度钢在汽车中的应用，如用于制备汽车车身框架、保险杠、车门、A柱、B柱、C柱等部件。除此之外，还包括上述分段制备方法在高强度钢的制备中的应用。

与现有技术相比，本发明取得的有益效果是：

(1)本发明的先进高强度钢成分为中碳辅助三种能够与碳元素强烈地形成金属碳化物的元素Ti、V、Cr，通过碳化物形成元素控制溶解在钢中基体物相中的实际碳元素含量降至低碳含量，减小碳含量对钢材焊接性能和涂覆性能的影响。同时，分布在基体物相中的金属碳化物能够有效提升钢材的力学性能。

(2)本发明在进行钢材第二阶段处理之前，先通过在两相区保温引入球化金属碳化物，一方面在钢材中引入增强相，另一方面优化了增强相的微观形貌；然后通过锰配分和碳配分使钢材的物相多元化，并形成梯度搭配，赋予了钢材优良的力学性能。

附图说明

构成本发明的一部分的说明书附图用来提供对本发明的进一步理解，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。

图1为本发明实施例中试样A1的扫描电镜(SEM)图。

图2为本发明实施例中试样A4的扫描电镜(SEM)图。

图3为本发明实施例中试样A11的扫描电镜(SEM)图。

具体实施方式

应该指出，以下详细说明都是例示性的，旨在对本发明提供进一步的说明。

另外，本发明涉及一些铁碳合金热处理方面的专业术语，为便于技术人员理解本发明，现对相关术语进行解释说明，但这些解释说明的内容并不必然构成本领域的公知常识，具体包括：

术语“马氏体”：是碳元素溶解在α-Fe中形成的过饱和固溶体，由奥氏体淬火后形成。奥氏体中碳含量不同，淬火后得到的马氏体形态不同，一般而言，当奥氏体中含碳量≤0.25％时淬火后形成板条状马氏体，超过该碳含量时淬火后形成竹叶或凸透镜状马氏体。

术语“铁素体”：是碳元素溶解在α-Fe中形成的间隙固溶体，具有体心立方晶胞结构。

术语“奥氏体”：是碳元素溶解在γ-Fe中形成的间隙固溶体，具有面心立方晶胞结构。

术语“金属碳化物”：即过渡族金属元素与碳元素形成的碳化物。金属元素的变化、两者原子比例的变化等均会对碳化物的形成造成难以预期的影响。

术语“Ac₁温度”：指加热时铁素体向奥氏体转变的开始温度。超过该温度后钢中铁素体和奥氏体相同时存在，且完成铁素体向奥氏体的完全转变需要不断升高温度。

术语“Ac₃温度”：指加热时铁素体向奥氏体转变的结束温度。超过该温度后钢中铁素体向奥氏体的转变结束，铁素体全部转变成奥氏体。

术语“Ms温度”：指马氏体相变的开始温度。当奥氏体的冷却速度大于所需的临界淬火速率并过冷到Ms以下时，开始发生奥氏体向马氏体的转变。

术语“M_f温度”：指马氏体相变的结束温度。超过该温度后马氏体相变结束，但并不意味着所有的奥氏体全部转变成了马氏体，奥氏体是否能够转变成马氏体，还与奥氏体的稳定性有直接关系，钢中存在不同稳定性的奥氏体，其马氏体相变的温度区间不同，对于稳定性较高的奥氏体，马氏体相变的开始温度有可能在室温甚至零度以下，因此，将钢材淬火至室温后钢中可能仍然存在奥氏体，即残余奥氏体。

术语“奥氏体稳定性”：在本发明中，指淬火过程中奥氏体转变成马氏体的难易程度，奥氏体的稳定性主要由溶解在其中的奥氏体稳定元素决定，包括碳、锰元素等，其中碳元素的影响最大，要实现奥氏体的稳定性的提高，有必要使这些奥氏体稳定元素富集到奥氏体中并持续保留。

进一步地，对本发明先进高强度钢组成设计进行说明，主要包括以下方面：

碳(C)含量为0.46～0.53％，该含量处于中碳钢碳含量范围内，但过高的碳含量为钢的可焊性、涂覆性造成不利影响，因此，目前的第三代先进高强度钢主要以低碳钢为主。然而，本发明发现，如果设计之初碳含量处于低碳钢范围，在奥氏体化完成后实际溶解在奥氏体组织中的碳元素反而低于，甚至显著低于设计时的碳含量，带来的问题是后续的碳配分过程(以Q&P为例)效果较差，导致钢中残余奥氏体的含量远不能达到设定目标，反应在宏观性能上就是钢的强度和塑性均不理想。本发明进一步发现，这与奥氏体化阶段金属碳化物的形成有直接关系，因为先进高强度钢中几乎都含有一些金属碳化物的形成元素，金属碳化物的形成导致原本较低的碳含量在碳配分之前已经被消耗，而实际溶解在γ-Fe中的这些真正有效的、可供配分的碳元素较少，其可以在配分过程从马氏体中向奥氏体中迁移，增加奥氏体稳定性使其保留至室温。但目前，一些研究致力于配分工艺的改进以提高残余奥氏体的稳定性，如优化碳配分工艺参数、工艺路线，引入逆转奥氏体等。然而，尽管处理工艺对钢材的影响非常重要，但事实上钢材的成分决定了其性能上限。通过配分工艺的改进欲提高配分效果的方式明显受限于金属碳化物的形成对碳元素的消耗，即改进的配分工艺本身可调配的碳源有限，使这种单纯的工艺方面的改进带来实际的效果并不显著，甚至难以出现预期效果。基于上述发现和研究，本发明将碳含量调整至0.46～0.53％之间，为后续工艺的执行、目标物相的控制奠定基础，使后续热处理工艺具有可控调配的碳源。

本发明加入三种特定的碳化物形成元素钛(Ti)、钒(V)、铬(Cr)。目前，一些先进高强度钢中或多或少含有Ti、V、Nb、Mo、Cr等元素，这些元素在处理工艺中(以Q&P工艺为例)实际上都会与碳原子结合形成金属碳化物，但目前普遍对这一过程放任不管或者认为这些金属碳化物的形成反而会强化钢材的力学性能。然而，实际情况是金属碳化物的形成对钢材的影响并不都有利，如上述金属碳化物的形成造成原本较低的碳含量在碳配分之前已经被消耗而导致可供后续碳配分阶段调配的碳源减少的现象。但本发明基于前述的理由将碳含量调整至0.46～0.53％时，存在过高的碳含量带来负面影响的问题。为此，本发明在钢中加入特定含量的Ti、V、Cr元素，一是可以通过碳化物的形成消耗碳元素，达到降低溶解在奥氏体中的实际碳元素的含量的目的，降低得到的马氏体中的碳含量高造成的负面影响。二是这三种金属元素各自形成的碳化物的稳定性差异较大，难以相互溶解，因此不会在后续保温过程中因溶解而破坏球化阶段形成的球形形态。

碳(C)与上述三种金属元素之间的含量满足：0.18≤C-(Ti+V+Cr)≤0.25％。由于只要钢中含有碳化物形成元素，碳化物的形成则难以避免。因此，本发明通过成分的设计利用这种现象，使其成为利于改善钢材性能的因素，或者至少不会成为显著的负面因素。将C、Ti、V、Cr之间的含量保持在上述关系时，不仅能够完成Ti、V、Cr碳化物的较为彻底的析出，而且能够将剩余碳含量控制在有利于进行后续碳配分的范围内。除此之外，C与上述三种金属元素之间的含量关系能够保证最终得到的钢主相为板条状马氏体，即虽然钢成分的原始设计是中碳钢，但通过和上述金属元素之间的作用，实际得到的主相是低碳条件下才能得到的。

铝(Al)含量为1.8～2.3％，传统的一些先进高强度钢中，为了抑制渗碳体的形成会添加1.5％左右的Si元素，但由于Si元素在钢表面析出后形成氧化物，影响钢的涂覆性能。然而，由于Si元素的固溶强化作用有助于提高钢的力学性能，一些先进高强度钢中也采用Si和Al元素搭配使用的方式，即降低硅含量后添加一部分Al元素，但由于Al元素具有提高钢的Ac₁和Ac₃温度的特性，一些先进钢强度钢又倾向于尽量减少Al元素使用。因此，出现的矛盾是：既需要通过Al元素替代部分Si元素降低其产生的负面影响，又因无法克服Al元素带来的额外影响而对Al元素的使用较为保守，综合结果是Si和Al的搭配使用实际并未产生总体有利的结果。而本发明的钢成分采用Al全面代替Si元素且提高Al元素含量的设计，原因是：第一，便于消除Si对钢的涂覆性带来的负面影响，同时较高含量的Al元素能够有效抑制渗碳体的析出。第二，本发明通过有目的的金属碳化物的析出能够有效弥补Si元素固溶强化的缺失对钢材力学性能带来的不利影响。第三，通过上述含量Al元素的添加能够将钢的Ac₁提高至适于金属碳化物析出和进行球化的温度范围内，使碳化物得分布更加弥散、均匀。

锰(Mn)含量为2.4～3.0％，本发明先进高强度钢的组织具有多元化特性，引入铁素体是实现上述目标的重要方式，铁素体最早出现在两相区保温的过程中，在随后的淬火过程中保留下来成为钢材中最终组织之一。本发明通过引入Mn元素后恰好可在两相区保温时进行Mn配分，预先提高奥氏体的稳定性。但过高含量的Mn元素容易影响钢材的焊接性。

硼(B)元素的主要作用是提高钢的淬透性，少量的B即可有效提升钢的淬透性，因此，一般保持B含量在0.001％以上、不超过0.005％即可。

硫(S)、磷(P)元素是钢中常见的有害元素，也是在钢材冶炼过程中不可避免的，需要将其控制在合理的范围以下。

可以看出，本发明的先进高强度钢具有受控的成分组成，该组成还需要与受控的处理工艺相结合，才能产生期望的物相组织和力学性能，现进一步对本发明上述的先进高强度钢的分段制备方法进行说明，主要包括以下几个方面：

本发明在进行第二阶段处理之前，先在Ac₁以上、Ac₃以下的两相区内进行了长时间的金属碳化物的球化工序。基于前述的成分设计，如果只进行第二阶段工艺，难以对析出金属碳化物及其形态进行预期控制，由于第二阶段主要是进行奥氏体化、锰配分以及碳配分工艺，没有专门针对金属碳化物调控的功能，金属碳化物在此阶段的析出、变化等实际上是因其不可避免而附带出现的现象，或者说工艺本身任金属碳化物在此阶段处于难以控制的状态。这均不利于对这些金属元素的利用以及钢组织的调控。而本发明通过在经过Al元素提高后的Ac₁温度以上进行球化工序则能够预先对这些金属碳化物的形貌、分布等进行调控，同时利用碳化物的形成实现碳的固定，将剩余的碳控制在低碳范围内，避免最终得到的马氏体基体中碳含量过高造成马氏体塑性进一步下降。经过长时间球化处理后的金属碳化物以球状颗粒弥散、均匀地分布在基体中，这种碳化物结构稳定，能够在第二阶段的处理中仍然保持球化状态，起到弥散强化的作用。同时，这些弥散分布的碳化物作为第二阶段相变的形核剂，有助于细化晶粒，显著改善钢的强度和塑性。

完成金属碳化物的预先调控后，对该钢材进行第二阶段的处理，主要包括在略低于Ac₃的温度下进行两相区保温，然后淬火至M_s和M_f之间完成碳配分后再淬火至室温。本发明的先进高强度钢最终以马氏体为主相，因此，在两相区保温阶段的目的之一就是通过铁素体向奥氏体的转变增加钢中的奥氏体相，以便于后续淬火后得到目标主相。同时，在在两相区保温过程中能够同时进行锰配分，锰在铁素体中的溶解度较奥氏体小，在保温阶段铁素体中的锰元素会向奥氏体中迁移，有助于增强奥氏体的稳定性。另外，由于Al元素提高了钢的Ac₃的温度，在这种条件下进行两相区保温有助于提升锰的配分效果。最后，由于经过长时间球化后形成碳化物比较稳定，且这类碳化物的溶解温度远高于两相区保温温度，在两相区保温过程中仍然能够保持球化状态。

经过上述两个阶段工艺处理后，本发明的先进高强度钢具有以马氏体为主相，以铁素体为过渡相，以残余奥氏体为塑性相，同时球化的金属碳化物分散分布于主相、过渡相和塑性相中的多元化组织，形成强度和塑性的良好搭配以及梯度搭配，显著改善了钢的力学性能，而且使本发明的先进高强度钢具备优异的硬度和耐磨性。

为了对本发明的技术方案及其取得的技术效果有进一步的理解，现用较佳的实施例进行详细说明。

在一些实施例中，按质量百分数计，对于所述先进高强度钢，其原料包括如下组分：0.47～0.54％C，2.5～2.8％Mn，2.0～2.3％Al，0.11～0.14％Ti，0.10～0.11％V，0.08～0.1％Cr，B≥0.001％，S≤0.01％，P≤0.01％，余量为Fe及不可避免的杂质，且C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18％≤C-(Ti+V+Cr)≤0.21％。

在本发明的另一些实施例中，按质量百分数计，对于所述先进高强度钢，其原料包括如下组分：0.48～0.52％C，2.6～2.7％Mn，2.1～2.3％Al，0.12～0.13％Ti，0.10～0.11％V，0.08～0.1％Cr，B≥0.001％，S≤0.01％，P≤0.01％，余量为Fe及不可避免的杂质，且C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18％≤C-(Ti+V+Cr)≤0.20％。

在一些实施例中，本发明的先进高强度钢中需要具有70％(体积分数)以上的主相马氏体，以确保钢材具有优良的抗拉强度。

在一些实施例中，本发明的先进高强度钢中需要具有10％(体积分数)以上的塑性相残余奥氏体，以确保钢材具有优良的塑性性能。

在一些实施例中，本发明的先进高强度钢中需要具有8％(体积分数)以上的过渡相铁素体，以确保在主相和塑性相之间起到有效的力学过渡作用，延迟钢材断裂。

在一些实施例中，所述步骤(1)中，在Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温的温度为Ac₁以上20～40℃，保温时间为1.5～2小时。优选为在750-770℃之间保温1.5～2小时；例如，可以在770℃保温90分钟，或者在760℃保温110分钟，或者在750℃保温120分钟等。

在一些实施例中，所述步骤(1)中，降温至Ac₁以下保温的温度为Ac₁以下10～30℃，保温时间为2-3小时。优选为在700-720℃之间保温2-3小时；例如，可以在700℃保温180分钟，或者在715℃保温150分钟，或者在720℃保温120分钟等。

在一些实施例中，所述步骤(2)中，Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温的温度为Ac₃以下15～30℃，保温时间为7-15分钟。优选为在850-865℃保温7-15分钟；例如，可以在850℃保温15分钟，或者在860℃保温10分钟，或者在865℃保温7分钟等。

在一些实施例中，所述步骤(3)中，碳配分处理的温度为Ms以下110℃，保温时间为15-45秒。优选为在250-265℃保温15-45秒；例如，可以在250℃保温45秒，或者在260℃保温30秒，或者在265℃保温15秒等。

在一些实施例中，所述步骤(3)中，淬火至Ms和M_f温度之间的淬火方式为盐浴淬火，淬火至室温的淬火方式为水淬。

在一些实施例中，所述步骤(3)中，所述淬火至室温的工序优选为在沸水中进行并保持不少于1.5小时，通过在沸水中进行时效处理的工艺，既不会对既有组织造成不可逆的改变，也可实现对淬火内应力的干涉，降低马氏体相中的淬火内应力，有助于防止钢材变形甚至开裂。

进一步地，按照本发明上述组分先制备冷轧钢板，具体为：用50kg真空感应电炉冶炼，坯料在1220℃保温2.5h，然后热轧5道次(终轧温度900℃)，完成后待板温降至600℃立即卷取，30分钟后取出空冷至室温。降温至室温的热轧板用80℃含10％盐酸的水溶液酸洗后冷轧至1.2mm，即得。

进一步地，将上述的冷轧钢板按ASTM E8标准用DK7732型线切割机把钢板加工成标距为32mm的试样，试样尺寸为100mm×10mm×1.2mm。并将该试样用于下列实施例中，采用本发明的分段制备方法制备成先进高强度钢。现通过具体实施对本发明进一步说明。

实施例1

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A1试样在760℃保温110分钟，完成后降温至700℃保温180分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至860℃保温10分钟，完成后盐浴淬火至260℃保温30秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例2

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A2试样在765℃保温120分钟，完成后降温至710℃保温160分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至850℃保温15分钟，完成后盐浴淬火至260℃保温40秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例3

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A3试样在750℃保温120分钟，完成后降温至700℃保温180分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至853℃保温10分钟，完成后盐浴淬火至265℃保温15秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例4

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A4试样在764℃保温100分钟，完成后降温至718℃保温135分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至850℃保温7分钟，完成后盐浴淬火至255℃保温25秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例5

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A5试样在770℃保温95分钟，完成后降温至720℃保温120分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至857℃保温12分钟，完成后盐浴淬火至250℃保温30秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例6

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A6试样在762℃保温90分钟，完成后降温至715℃保温150分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至865℃保温7分钟，完成后盐浴淬火至255℃保温45秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例7

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A7试样在765℃保温105分钟，完成后降温至720℃保温120分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至857℃保温9分钟，完成后盐浴淬火至250℃保温45秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例8

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A8试样在760℃保温120分钟，完成后降温至708℃保温135分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至855℃保温11分钟，完成后盐浴淬火至265℃保温20秒，最后将试样置于室温自来水中淬火至室温，即得。

实施例9

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A9试样在770℃保温90分钟，完成后降温至715℃保温140分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至858℃保温14分钟，完成后盐浴淬火至260℃保温20秒，然后将试样置于沸水中淬火并保持90min，最后将试样冷却至室温，即得。

实施例10

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A10试样在750℃保温100分钟，完成后降温至705℃保温160分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至862℃保温9分钟，完成后盐浴淬火至260℃保温30秒，然后将试样置于沸水中淬火并保持100min，最后将试样冷却至室温，即得。

实施例11

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的A11试样在760℃保温105分钟，完成后降温至720℃保温130分钟，完成后空冷至室温。

(2)将步骤(1)处理后的钢板再次加热至855℃保温11分钟，完成后盐浴淬火至255℃保温35秒，然后将试样置于沸水中淬火并保持120min，最后将试样冷却至室温，即得。

实施例12

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的B5试样在770℃保温95分钟，完成后降温至720℃保温120分钟，完成后空冷至室温。

实施例13

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的B6试样在762℃保温90分钟，完成后降温至715℃保温150分钟，完成后空冷至室温。

实施例14

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的B7试样在765℃保温105分钟，完成后降温至720℃保温120分钟，完成后空冷至室温。

实施例15

一种先进高强度钢的分段制备方法，包括如下步骤：

(1)对具有表1所示成分组成的B8试样在760℃保温120分钟，完成后降温至708℃保温135分钟，完成后空冷至室温。

表1实施例中各试样成分(单位：质量百分数，％)

性能测试

对上述各实施例制备的试样进行各项性能指标的测试，经四舍五入处理后的结果如表2所示。

表2各试样性能指标测试结果

从表2的测试数据可以看出，试样A1～A11具有优良的抗拉强度、断后延伸率和强塑积，尤其是在碳含量的添加量达到了0.42％以上的情况下，断后延伸率达到了20％以上，一般而言，碳含量处于中碳范围内时，得到的马氏体组织不仅仅是板条马氏体，还有一部分片状马氏体，相对于板条状马氏体组织，这种片状马氏体的强度更高，但塑性更差，会导致钢的塑性下降，但由于本发明经过前期的金属碳化物的预先调控后，经过长时间球化后形成碳化物比较稳定，且这类碳化物的溶解温度远高于两相区保温温度，能够在后续处理过程中仍然保持稳定不易分解，从而将部分碳原子以金属碳化物的形式比较稳定地固定下来，将剩余的碳控制在低碳范围内，避免最终得到的马氏体中含有大量碳含量过高形成的片状马氏体。同时，这些弥散分布的碳化物作为第二阶段相变的形核剂，有助于细化晶粒，显著改善钢的强度和塑性，如图1-3所示，分别试样A1、A4、A11的SEM图，可以看出基体组织由较为细小的板条马氏体组织构成，同时含有部分铁素体和残余奥氏体组织。从试样B5～B8的测试数据可以看出，其抗拉强度、断后延伸率和强塑积普遍较试样A1～A11要低，尤其是强塑积明显降低，表明C、Ti、V、Cr之间的含量保持在0.18～0.25％之间时能够更好地提升钢的力学性能。

以上所述仅为本发明的优选实施例，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims

1.一种先进高强度钢，其特征在于，按质量百分数计，其原料由如下成分组成：

0.46~0.56% C；

2.4~3.0% Mn；

1.8~2.3% Al；

0.1~0.16% Ti；

0.08~0.12% V；

0.07~0.1% Cr；

B≥0.001%，S≤0.01%，P≤0.01%；

余量为Fe及不可避免的杂质；

所述C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18%≤C-(Ti+V+Cr)≤0.25%。

2.根据权利要求1所述的先进高强度钢，其特征在于，由如下成分组成：

0.46~0.53% C；

2.4~3.0% Mn；

1.8~2.3% Al；

0.1~0.16% Ti；

0.08~0.12% V；

0.07~0.1% Cr；

B≥0.001%；S≤0.01%；P≤0.01%；

余量为Fe及不可避免的杂质；

且所述C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18%≤C-(Ti+V+Cr)≤0.22%。

3.根据权利要求2所述的先进高强度钢，其特征在于，由如下成分组成：

0.47~0.54% C；

2.5~2.8% Mn；

2.0~2.3% Al；

0.11~0.14% Ti；

0.10~0.11% V；

0.08~0.1% Cr；B≥0.001%；S≤0.01%；P≤0.01%；

余量为Fe及不可避免的杂质；

且所述C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18%≤C-(Ti+V+Cr)≤0.21%。

4.根据权利要求2所述的先进高强度钢，其特征在于，由如下成分组成：

0.48~0.52% C；

2.6~2.7% Mn；

2.1~2.3% Al；

0.12~0.13% Ti；

0.10~0.11% V；

0.08~0.1% Cr；

B≥0.001%；S≤0.01%；P≤0.01%；

余量为Fe及不可避免的杂质；

且所述C、Ti、V、Cr元素之间的含量满足关系：0.18%≤C-(Ti+V+Cr)≤0.20%。

5.根据权利要求1-4任一项所述的先进高强度钢，其特征在于，所述先进高强度钢中具有体积分数为70%以上的马氏体，体积分数为10%以上的残余奥氏体，体积分数为8%以上的铁素体。

6.权利要求1-5任一项所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，包括：

（1）将具有权利要求1-5所述组分的钢材在Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温，完成后降温至Ac₁以下保温，完成后空冷至室温，通过本步骤的工序使形成的金属碳化物球化；

（2）将步骤（1）处理后的钢材再次加热至Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温，从而在引入奥氏体相的同时进行一次锰配分；

（3）锰配分完成后将钢材淬火至Ms和M_f温度之间进行碳配分处理，最后将钢材淬火至室温，即得。

7.权利要求6所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，步骤（1）中，所述在Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温的温度为Ac₁以上20~40℃，保温时间为1.5~2小时；

或者，步骤（1）中，所述降温至Ac₁以下保温的温度为Ac₁以下10~30℃，保温时间为2-3小时。

8.权利要求7所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，所述在Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温的温度为：在750-770℃之间保温1.5~2小时。

9.权利要求7所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，所述降温至Ac₁以下保温的温度为：在700-720℃之间保温2-3小时。

10.权利要求6所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，步骤（2）中，所述Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温的温度为Ac₃以下15~30℃，保温时间为7-15分钟；

或者，步骤（3）中，所述碳配分处理的温度为Ms以下110℃，保温时间为15-45秒；

或者，步骤（3）中，所述淬火至Ms和M_f温度之间的淬火方式为盐浴淬火，淬火至室温的淬火方式为水淬。

11.权利要求10所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，所述Ac₁以上、Ac₃以下的温度范围内保温的温度为：在850-865℃保温7-15分钟。

12.权利要求10所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，所述碳配分处理为：在250-265℃保温15-45秒。

13.权利要求6-12任一项所述的先进高强度钢的分段制备方法，其特征在于，所述步骤（3）中，所述淬火至室温的工序为在沸水中进行并保持不少于1.5小时。

14.权利要求1-5任一项所述的先进高强度钢或者权利要求6-13任一项所述的方法制备的先进高强度钢在汽车中的应用。

15.根据权利要求14所述的应用，其特征在于，用于制备汽车车身框架、保险杠、车门、A柱、B柱、C柱中的至少一种。