CN111748736A - 一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及其生产方法 - Google Patents

一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢，包括C，Si，Mn，P，S，A1s，Cr，Ni，Ti，Nb，B，N，余为Fe及不可避免的杂质。生产方法，铁水脱硫；转炉冶炼；连铸成坯；进行粗轧；进行精扎；进行层流冷却；进行热轧卷取；进行常规酸洗并冷轧，控制冷轧总压下率在55～65％；进行退火；进行平整；进行去氢处理；进行常规精整及剪切；进行热冲压成形；进行淬火。抗拉强度Rm≥1800MPa，延伸率A50mm≥6％，氢脆敏感性Iε≤40％。

Description

一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及其生产 方法
技术领域
本发明涉及冶金行业高强钢生产领域，尤其涉及一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及其生产方法。
背景技术
随着汽车行业的快速发展，轻量化和安全性成为汽车产业发展的主要方向。使用热成形钢是当前提髙汽车碰撞安全性最为有效的措施，也是轻量化的重要途径。目前应用最多的是低碳Mn-B系钢板，淬火后其组织变为均匀的马氏体，强度在1300～1800MPa，部分企业也开发出更高级别热成形钢，主要应用在A柱、B柱、前后保险杆、铰链加强板、车门防撞梁、中通道等部位。
然而，随着强度提高，钢的延迟开裂问题也随之出现，成为制约超高强钢应用与发展的一个重大问题，延迟开裂是材料在静止应力的作用下，经过一定时间后突然发生脆性破坏的一种现象，它是材料—环境—应力之间相互作用的结果。
大量研究已经证实，钢的延迟开裂是材料和材料服役环境中的氢造成的，是氢致材质劣化的一种形态，尤其对强度大于1000MPa的超高强钢，其氢致延迟开裂敏感性更为显著，延迟开裂常常在材料所承受的外加应力水平显著低于其屈服强度时突然发生，具有不可预知性，往往导致较为严重的破坏和后果，因此超高强钢延迟开裂已经成为汽车轻量化必须解决的问题。
氢陷阱对钢的延迟开裂有较大影响，有研究认为均匀弥散的不可逆氢陷阱可以有效地分散钢中的氢，减少氢的扩散，在一定程度上可以缓解材料的延迟开裂。许多研究表明钢中的析出相是良好的不可逆氢陷阱，钢中添加Nb、Ti和V等微合金元素，在钢中生成纳米尺寸的碳氮化析出物可以有效的提升高强钢的抗氢致延迟开裂性能，且尺寸越细小，数量越多，分布越弥散效果越好，这是因为这些细小的析出物与氢有较高的结合能，可以有效的捕获氢，使之成为不可逆氢从而抑制氢在钢中的运动，从而获得良好的耐延迟断裂性能。
经过检索发现当前专利中绝大多数文献均只注重热成形钢的基本力学性能，而极少有人了解延迟开裂对热成形钢的危害性，因此这些专利文献中并未涉及延迟开裂的问题。
如专利文献“一种抗拉强度≥1800MPa级的高韧性热成形钢及其生产方法”公开(公告)号CN 110306123 A公开了一种抗拉强度≥1800MPa级的高韧性热成形钢及其生产方法，各组分质量百分比为：C0.29～0.35％，Si≤0.5％，Mn0.5～1.5％，P≤0.020％，S≤0.010％，Cr≤0.50％，Al0.01～0.06％，Nb0.01～0.06％，V0.01～0.06％，Mo≤0.5％，其余为Fe和不可避免杂质，通过如下工艺生产，一、熔炼；二、铸坯；三、热轧；四、冷轧；五、退火；六、热成型。本发明通过特定成分合金元素添加，配合特定生产工艺，制造钢材抗拉强度≥1800MPa且具有高韧性及高冷弯性能。
专利文献“一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法”公开(公告)号CN 110423953 A公开了一种抗拉强度1800MPa级以上的冷弯性能优良的热成形构件及其制备方法，包括以下重量百分比的化学成分：C：0.29-0.35％，Si：≤0.5％，Mn：0.5-1.5％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Cr：≤0.50％，Al：0.01-0.06％，Nb：0.01-0.06％，V：0.01-0.06％，Mo：≤0.5％，其余为Fe和不可避免的杂质；所述热成形构件的表层为软相的铁素体组织，内层为马氏体组织，晶粒尺寸≤10μm。采用低Si，低Mn，低Cr，无Ti，无B，加Mo的成分设计，结合TMCP、连续退火和热成形工艺，获得抗拉强度≥1800MPa级组织均匀的高韧性热成形钢，并且在制备的过程中通过制备工艺的控制在热轧之后得到15～25μm厚度的脱碳层从而提高热成形构件的冷弯性能。上述两个文献均没有关注到延迟开裂的危害性，也没有提出应对方案。
专利文献“采用ESP产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热成形钢及方法”公开(公告)号CN 108754319 A公开采用ESP产线生产的抗拉强度≥1800MPa级热成形钢，其组分及wt％：C：0.28～0.40％，Si：0.15～0.40％，Mn：1.40～1.60％，P≤0.01％，S≤0.01％，Als：0.015～0.050％，Cr≤0.80％，N≤0.005％，B：0.002～0.005％，Mo≤0.50％，Nb+Ti：0.025～0.090％；生产方法：冶炼并连铸成板坯；粗轧；均热处理；经常规高压除鳞后精轧；层流冷却；加热；经酸洗后冲压成型。本发明通过复合添加Nb、Ti，并控制组分中的Cr、B、Mo等元素，以及采用ESP短流程工艺生产抗拉强度为1800MPa级热冲压成形用钢，不仅能保证其力学性能，且能减少生产过程中板卷反复加热、开卷等工序，还能取消冷轧和退火热处理工序，降低生产成本，但是没有涉及如何降低延迟开裂敏感性。
专利文献“一种热成型马氏体钢”公开(公告)号101275200A针对马氏体钢的延迟开裂问题较为关注，提出在热成形钢中适当含有一定量的奥氏体可以提高钢的延迟开裂性能。然而该文献中存在一些不足之处。首先该文献是要开发一种薄厚度零件用钢，却没有使用薄片试样进行力学试验，而是使用圆棒样进行拉伸试验，棒状试样式和板状试样由于在其截面形状不一样，在拉伸过程中受到的应力-应变状态是不一样的，使用棒状试样代替薄板试样是不合适的，这个结果对实际应用毫无指导意义；其次，使用φ12的棒状试样替代薄板试样进行力学试验表明这些试验钢并未进行充分轧制，其最终厚度≥12mm，这与实际使用薄板厚度(一般1.2～2.0mm)相差巨大，由此可知该发明人并未充分认识轧制过程对材料力学性能的影响。通过此种方法得出的钢的性能会存在较大差异，所得出的结果缺乏说服力。从上述两点可知，该文献缺乏热成形钢制造工艺的了解，缺乏工艺过程对产品性能影响的认识。
专利文献“一种1500MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及生产方法”公开号CN110079743A和“一种1300MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及生产方法”公开号CN110157864A分别介绍了两种低延迟开裂敏感性的热成形钢，但是其成份设计和制造工艺上均不能满足1800MPa强度级别要求，当强度提升到1800MPa后，延迟开裂敏感性将显著上升，在需在要在成份设计和制造工艺上加入更多抗氢要素。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢及其生产方法，以克服上述现有技术中的不足。
为了解决上述技术问题，本发明提供一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢，各成分的质量百分比为：
C：0.20～0.30％，Si：1.20～1.50％，Mn：1.2～2.0％，P≤O.O08％，S≤0.005％，A1s：0.030～0.065％，Cr：0.20～0.40％，Ni：0.20～0.50％，Ti：0.036～0.045％，Nb:0.035～0.055％，B：0.002～0.005％，N≤0.005％，余为Fe及不可避免的杂质。
一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢的生产方法，其步骤如下：
铁水脱硫并进行转炉冶炼，控制冶炼终点的C：0.05～0.06％，P≤0.006％，S≤0.002％，N≤0.004％，出钢温度在1700～1780℃；
转炉冶炼并连铸成坯；
铸坯缓慢冷却，排除钢中的气体，在热轧过程中先将铸坯加热到1240～1300℃，升温速度控制在350～400℃/小时进行粗轧，控制粗轧出口温度在1080～1120℃；
进行精扎，控制精轧的终轧温度在820～860℃；
进行层流冷却，冷却速度为15～20℃/秒；
进行热轧卷取，卷取温度控制在520～600℃；
进行常规酸洗并冷轧，控制冷轧总压下率在55～65％；
进行退火，退火温度控制为770～830℃，并控制温降速度在8～10℃/秒；
进行平整，控制平整延伸率在1.1～1.3％；
进行去氢处理，在去氢加热炉中加热到200～250℃，全程氮气保护，保持温度100～150分钟，缓慢冷却；
进行常规精整及剪切，将剪切料在冷冲压模具上进行落料；
将样片在氮气的保护气氛下进行加热，加热温度为880～930℃，保温时间为5～8分钟；
在800～850℃条件下进行热冲压成形，控制加热出炉至置入模具时间小于等于6分钟；
进行淬火，控制其冷却速度在30～50℃/秒。
本发明的主要合金元素含量基于以下原理：
C：碳是强固溶强化元素，对超高强度的获得起决定作用，碳含量对最终产品的组织形态和性能有较大影响，但是含量太高，在精轧后的冷却过程中易形成大量的珠光体或贝氏体、马氏体，其含量愈高，强度愈高，从而造成塑性降低，进行成形前的落料困难。所以在保证热处理强化的前提下，碳含量不易过高，本发明钢中含量限定在0.20～0.28％范围。
Si：硅是炼钢过程中重要的还原剂和脱氧剂，钢中加入一定量的Si可以提高钢的强度，对于碳钢中的很多材质来说，这些硅一般是由于炼钢过程中作为还原剂和脱氧剂而带入的，硅能溶于铁素体和奥氏体中提高钢的硬度和强度，含硅的钢在氧化气氛中加热时，表面将形成一层SiO2薄膜，从而提高钢在高温时的抗氧化性，硅能提高钢的淬透性，有减少奥氏体向马氏体转变时体积变化的作用，从而有效控制淬火裂纹的产生，在低温回火时能阻碍碳的扩散，延缓马氏体分解及碳化物聚集长大的速度，使钢在回火时硬度下降较慢，显著提高钢的回火稳定性及强度，综合上述因素确定本发明钢中的硅含量在1.20～1.5％范围。
Mn：锰起固溶强化作用，可以弥补因为碳含量降低而损失的屈服强度，对塑性的影响相对较小，此外，钢中加入锰能防止在热加工时因硫引起钢的脆化，锰可以改变钢相变后的微观组织，提高韧性、降低韧脆转变温度，锰也能细化晶粒提高强度，它是奥氏体形成元素，使单一奥氏体相区扩大，有利于扩大热成形钢奥氏体稳定性，但锰含量过高会引起中心偏析和各向异性，锰含量应该在一个合理范围内，作为合金元素，过高的锰含量会增加钢的生产成本，因此本发明钢中确定Mn含量为1.20％～2.00％。
Cr：铬能增加钢的淬透性并有二次硬化的作用，可提高碳钢的硬度和耐磨性而不使钢变脆，Cr能提高钢轧制状态的强度和硬度，降低伸长率和断面收缩率，调质结构中的主要作用是提高淬透性，使钢经淬火回火后具有较好的综合力学性能，另外，铬能提高钢的回火稳定性，所以要求Cr含量在在0.20％～0.40％范围。
B：硼是强烈提高淬透性元素，钢中加入微量的硼元素能显著提高钢的淬透性。但是其含量低于0.002％，或者高于0.005％，对提高淬透性的作用不明显，所以，为考虑生产实际及淬透性效果，本发明钢中将其含量限定在0.002～0.005％范围。
Als：铝在钢中起脱氧作用，为了平衡钢中的氧含量，需要保持一定的酸溶铝，否则不能发挥其效果，同时钢中加入适量的铝可以消除钢中氮、氧原子对性能的不利影响，铝在钢中还可以细化晶粒，从而显著提高钢的冲击韧性，降低冷脆倾向和时效倾向性，添加Als也可以降低氢在钢中的扩散系数，可以控制氢的聚集，故将Als含量限定在0.30～O.065％范围。
P：磷是钢中的有害元素，易引起铸坯中心偏析，在随后的热连轧加热过程中易偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，同时基于成本考虑且不影响钢的性能，将其含量控制在0.008％以下。
S：硫是非常有害的元素，钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂会恶化钢的韧性，并造成性能的各向异性，同时硫化锰对氢有较强的捕获能力，但是属于有害氢陷阱，导致抗延迟开裂能力下降，需将钢中硫含量控制得越低越好，基于对制造成本的考虑，将钢中硫含量控制在0.005％以下。
N：氮在加钛的钢中可形成氮化钛，这种在高温下析出的第二相有利于强化基体，但是氮含量高于0.005％，氮与钛的溶度积较高，在高温时钢中就会形成颗粒粗大的氮化钛容易导致延迟开裂形核，严重损害钢的塑性和韧性，本发明钢中将其含量控制在0.005％以下。
Ti：钛是强C、N化物形成元素，加入钢中有两个主要目的，一个是保护钢中的B，提高钢的淬透性，另一个是析出强化，提高钢的强度和韧性，钢中加入的Ti会与C结合会生成稳定的TiC，TiC微粒有阻止晶粒长大的作用，能够细化晶粒，提高强度和韧性，钛的碳、氮化物是良好的氢陷阱，能有效抑制氢在钢中的扩散，有利于提升钢的抗氢致延迟开裂性能，所以本发明钢中将其含量限定在0.036～0.045％范围内。
Nb：铌也是强C、N化物形成元素，能起到细化奥氏体晶粒的作用，钢中加入少量的铌可以形成一定量的铌的碳、氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大，因此，其淬火后的马氏体板条尺寸较小，大大提高钢的强度；另外铌的碳、氮化物是良好的氢陷阱，能有效抑制氢在钢中的扩散，有利于提升钢的抗氢致延迟开裂性能。故将其含量均控制在0.050～0.085％之间。
Ni：镍可以提高钢的淬透性，提高钢的韧性，同时能有效的钉扎氢原子，以降低氢在钢中的扩散速度，防止氢聚集，本发明钢中Ni含量控制在0.08％～0.20％。
与现有技术相比，本发明的技术方案具有如下有益效果：
屈服强度RpO.2在:1000～1200MPa，抗拉强度Rm≥1800MPa，延伸率A50mm≥6％，氢脆敏感性Iε≤40％，通过优化和合理的使用强化元素，提升钢的强度，同时合理调整轧制和热处理工艺，充分发挥合金元素在钢中的作用，又极大地提高了材料的延伸性，拥有良好的强塑积；在轧制过程中会产生大量的Nb、Ti析出相，这些析出相可以成为良好的氢陷阱，因此还有较好的抗氢致延迟开裂的性能；该产品应用于汽车上车体和下车体上制作结构件和安全件，不仅能够减轻汽车车身重量，而且能够有效保护驾乘人员的安全。
附图说明
图1为本发明实施例4的金相组织结构图。
具体实施方式
下面详细说明本发明的具体实施方式，其作为本说明书的一部分，通过实施例来说明本发明的原理，本发明的其他方面、特征及其优点通过该详细说明将会变得一目了然。
一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢，各成分的质量百分比为：
C：0.20～0.30％，Si：1.20～1.50％，Mn：1.2～2.0％，P≤O.O08％，S≤0.005％，A1s：0.030～0.065％，Cr：0.20～0.40％，Ni：0.20～0.50％，Ti：0.036～0.045％，Nb:0.035～0.055％，B：0.002～0.005％，N≤0.005％，余为Fe及不可避免的杂质。
屈服强度RpO.2在:1000～1200MPa，抗拉强度Rm≥1800MPa，延伸率A50mm≥6％，氢脆敏感性Iε≤40％。
一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢的生产方法，其步骤如下：
铁水脱硫并进行转炉冶炼，控制冶炼终点的C：0.05～0.06％，P≤0.006％，S≤0.002％，N≤0.004％，出钢温度在1700～1780℃；
转炉冶炼并连铸成坯；
铸坯缓慢冷却，排除钢中的气体，在热轧过程中先将铸坯加热到1240～1300℃，升温速度控制在350～400℃/小时进行粗轧，控制粗轧出口温度在1080～1120℃；
进行精扎，控制精轧的终轧温度在820～860℃；
进行层流冷却，冷却速度为15～20℃/秒；
进行热轧卷取，卷取温度控制在520～600℃；
进行常规酸洗并冷轧，控制冷轧总压下率在55～65％；
进行退火，退火温度控制为770～830℃，并控制温降速度在8～10℃/秒；
进行平整，控制平整延伸率在1.1～1.3％；
进行去氢处理，在去氢加热炉中加热到200～250℃，全程氮气保护，保持温度100～150分钟，缓慢冷却；
进行常规精整及剪切，将剪切料在冷冲压模具上进行落料；
将样片在氮气的保护气氛下进行加热，加热温度为880～930℃，保温时间为5～8分钟；
在800～850℃条件下进行热冲压成形，控制加热出炉至置入模具时间小于等于6分钟；
进行淬火，控制其冷却速度在30～50℃/秒。
本发明实施例及对比例成分、工艺、性能分别如表1～表3所示：
表1本发明各实施例和对比例的成分取值列表(wt，％)
Figure BDA0002554557060000091
表2本发明各实施例及对比例的主要工艺参数列表
Figure BDA0002554557060000101
表3为本发明各实施例及对比例的性能检测结果
Figure BDA0002554557060000102
Figure BDA0002554557060000111
将试验钢与对比钢进行常规力学性能对比，结果见表3，同时将试验钢和对比钢的氢致延迟开裂性能对比，在0.1mol/L的HCl中进行SSRT慢拉伸试验，拉伸应变速率1.0×10-5/s通过计算延伸率损失(氢脆指数I)Iε＝(εA-εE)/εA来评价抗氢致延迟开裂性能，Iε值越小代表抗氢致延迟开裂性能越好。对比钢和本方法生产的抗氢脆热成形钢抗氢致延迟开裂性能对比见表3，从表3的试验结果可以看到实施案例1～8均有较好的性能，其屈服强度在1015MPa～1174MPa之间，抗拉强度均大于1800MPa，延伸率达均大于6％，2个对比案例抗拉强度和屈服强度和本方法生产的产品性能相当，实施案例延伸性能明显优于对比案例，其中实施案例4和8的结果最好，延伸率达到6.8％，图1为实施例4的金相组织结构图。
氢脆敏感性IHE的实验条件：均在0.1mol/L的HCl中进行SSRT慢拉伸试验，拉伸应变速率为1.0×10-5/s，通过计算延伸率损失(氢脆指数I)来评价抗氢致滞后开裂性能，Iε值越小代表抗氢致滞后开裂性能越好，从表3的氢脆敏感指数来看8个实施方案的氢脆敏感性能均较好，在41％～49％之间，其中实施案例4和8具有最低的氢脆敏感性，分别为40％和41％，2个对比案例的氢脆敏感指数分别为81％和82％，实施案例性能明显优于对比案例。
以上所述是本发明的优选实施方式而已，当然不能以此来限定本发明之权利范围，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和变动，这些改进和变动也视为本发明的保护范围。

Claims (2)

1.一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢，其特征在于，各成分的质量百分比为：
C：0.20～0.30％，Si：1.20～1.50％，Mn：1.2～2.0％，P≤O.O08％，S≤0.005％，A1s：0.030～0.065％，Cr：0.20～0.40％，Ni：0.20～0.50％，Ti：0.036～0.045％，Nb:0.035～0.055％，B：0.002～0.005％，N≤0.005％，余为Fe及不可避免的杂质。
2.一种1800MPa级低氢致延迟开裂敏感性热成形钢的生产方法，其特征在于，其步骤如下：
铁水脱硫并进行转炉冶炼，控制冶炼终点的C：0.05～0.06％，P≤0.006％，S≤0.002％，N≤0.004％，出钢温度在1700～1780℃；
转炉冶炼并连铸成坯；
铸坯缓慢冷却，排除钢中的气体，在热轧过程中先将铸坯加热到1240～1300℃，升温速度控制在350～400℃/小时进行粗轧，控制粗轧出口温度在1080～1120℃；
进行精扎，控制精轧的终轧温度在820～860℃；
进行层流冷却，冷却速度为15～20℃/秒；
进行热轧卷取，卷取温度控制在520～600℃；
进行常规酸洗并冷轧，控制冷轧总压下率在55～65％；
进行退火，退火温度控制为770～830℃，并控制温降速度在8～10℃/秒；
进行平整，控制平整延伸率在1.1～1.3％；
进行去氢处理，在去氢加热炉中加热到200～250℃，全程氮气保护，保持温度100～150分钟，缓慢冷却；
进行常规精整及剪切，将剪切料在冷冲压模具上进行落料；
将样片在氮气的保护气氛下进行加热，加热温度为880～930℃，保温时间为5～8分钟；
在800～850℃条件下进行热冲压成形，控制加热出炉至置入模具时间小于等于6分钟；
进行淬火，控制其冷却速度在30～50℃/秒。
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