CN113061808A - 一种780MPa级冷轧轻质高强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开一种780MPa级冷轧轻质高强钢及其制备方法。钢中含有C：0.13％～0.23％，Si：0.9％～1.6％，Mn：1.2％～2.2％，P：0.03％～0.05％，S≤0.03％，Al：3.2％～4.8％，Cr：0.1％～0.5％，B：0.001％～0.005％，且满足0.7≤(12C+1.1Mn)/(Al+0.6Si)≤1.1，余量为Fe和不可避免的杂质。铸坯加热温度1200～1250℃，开轧温度1000～1150℃，终轧温度890～940℃，卷取温度为500～700℃；冷轧压下率40％～80％；淬火温度800～880℃，保温时间60～240s，冷却速率＞30℃/s，淬火冷却温度20～200℃；连续退火温度800～880℃，退火时间120～300s，冷却速率15～60℃/s，具有优良的强度和延伸率。

Description

一种780MPa级冷轧轻质高强钢及其制备方法
技术领域
本发明属于汽车用钢制造领域，涉及一种冷轧轻质高强钢及其制备方法，该钢种适用于制造汽车车身结构件，安全件、防撞件等以及其它用途的产品。
背景技术
近年来，随着节能环保要求的不断提高，轻量化和电动化成为汽车行业发展的主流趋势，高强超高强汽车用钢的研制开发和大量使用成为实现汽车轻量化的有效手段。随着汽车用钢强度的不断增加，单纯依靠提高钢板强度来降低汽车零部件重量的方法越来越困难。人们尝试使用Al、Mg、碳纤维等轻质材料来制造汽车零部件和整车，然而由于成本高以及加工性能、焊接性能不足等原因，使Al、Mg、碳纤维等轻质材料的应用受到限制。因此，冷轧轻质高强钢的开发为解决上述难题提供了一个很好的方法。
专利文献CN 110983195 A公开了一种汽车用低密度高强钢及其制备方法。所述汽车用低密度高强钢的成分重量百分比组成为：C：0.3％～0.5％，Si：0.2％～0.5％，Mn：1％～2％，P≤0.01％，S≤0.01％，Ce：0.020％～0.040％，N≤0.0060％，Als：3.50％～4.8％，余量为Fe和不可避免的杂质。采用冷轧-连退的生产工艺生产出980MPa级高强钢，但是该发明的生产工艺复杂，产品延伸率低，难以满足汽车复杂零部件的使用需求。
专利文献CN 101775470A公开了一种抗拉强度700～800MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法。其主要化学成分为：C：0.2％～0.5％，Mn：2.0％～6.0％，Si：0.3％～1.0％，N≤0.008％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：4.0％～9.0％，还包括Cr、Ti、V、Mo、Nb、Ca、Ni、Cu中的至少一种或几种，且0.8≤(15C+0.5Mn)/(Al+Si)≤1.20，其余为Fe和不可避免的杂质。采用热轧工艺，生产出强度级别为700～800MPa级高强轻质双相钢，但是该发明的产品伸长率较低，难以满足汽车零部件的冲压需求。
综上，现有的轻质高强汽车用钢存在成本高、工艺复杂、产品成形性能较差等问题，难以满足汽车零部件的使用需求。
发明内容
针对以上现有技术问题，本发明的目的在于提供一种高强、高塑、冷轧轻质780MPa级高强钢及其制备方法，满足汽车车身结构件高强高延伸率轻质的要求。
具体的技术方案是：
一种780MPa级冷轧轻质高强钢，其化学成分以质量百分比计为：C：0.13％～0.23％，Si：0.9％～1.6％，Mn：1.2％～2.2％，P：0.03％～0.05％，S≤0.03％，Al：3.2％～4.8％，Cr：0.1％～0.5％，B：0.001％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质，且钢中的C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系0.7≤(12C+1.1Mn)/(Al+0.6Si)≤1.1。
本发明合金设计的理由如下：
C：C元素是在钢中主要起到固溶强化的作用，提高钢板的硬度、屈服强度和抗拉强度。同时，C元素具有形成和稳定奥氏体的作用，通过热处理工艺控制，使C在钢中奥氏体相富集，形成亚稳奥氏体相，从而提高钢板的成形性能和伸长率。在含有Al元素的轻质钢中，C元素与Al、Mn易形成(FeMnAl)C的碳化物，降低钢板的强度和塑性，C元素含量不能过高。因此，本发明将C含量控制在0.13％～0.23％。
Mn：Mn元素在钢中起到固溶强化和稳定奥氏体的作用。Mn元素一方面通过固溶强化的作用提高钢板的强度，另一方面通过稳定奥氏体的作用促使钢板形成残余奥氏体相，起到提高钢板塑性的作用。Mn含量过高会导致钢中产生带状组织，降低钢板的韧性；同时使奥氏体过于稳定，难以在变形的过程转变为马氏体，导致钢板成形性能降低，因此，本发明中将Mn元素含量控制在1.2％～2.2％。
Si：Si元素能够抑制渗碳体析出、促进奥氏体形成，从而提高钢板的塑性；Si元素能够起到固溶强化的作用；Si元素能够扩大钢板的晶格常数，降低钢板密度的作用。Si元素含量过低，起不到抑制渗碳体析出、提高钢板强度以及减轻重量的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量。因此，本发明中将Si含量控制在0.9％～1.6％。
Al：Al元素本身是轻质元素，能够起到降低钢板密度的作用；Al元素能够固溶在钢板的铁素体相中，起到固溶强化的作用；Al元素能够抑制渗碳体的析出，使C元素能够富集在奥氏体相中，起到稳定奥氏体相的作用，从而提高钢板的塑性；Al元素能够扩大铁素体相的范围，在钢中形成一定数量的δ-铁素体相，使钢板在焊接过程中焊点区域形成δ-铁素体+马氏体的双相组织结构，提高焊点的韧性从而提高钢板的焊接性能。Al元素含量过低，会导致降低密度、提高强度、提高塑性和焊接性的效果不明显；Al元素含量过高，会在钢中形成FeAl等脆性相，降低钢板的成形性能和加工性能。因此，本发明中将Al含量控制在3.2％～4.8％。
P：P元素在钢中一方面起到强化的作用，另一方面起到抑制渗碳体析出的作用。本发明中将P含量控制在0.03％～0.05％。
S：S元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到钢的生产成本，本发明将S元素含量控制在0.03％以下。
Cr：Cr元素主要在钢中起到固溶强化和提高钢板淬透性的作用，Cr元素含量过高会导致成本过高和脆性增大，含量过低会失去强化的效果，因此，本发明将Cr元素含量确定为0.1％～0.5％。
B：B元素的作用主要是提高钢板淬透性和抑制P元素在晶界偏析的作用。因此，本发明将B元素含量确定为0.001％～0.005％。
本发明中C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系0.7≤(12C+1.1Mn)/(Al+0.6Si)≤1.1，这样才能保证钢板形成一定数量的δ-铁素体+α-铁素体+贝氏体+残余奥氏体+马氏体组织，具有良好的力学性能、成形性能、焊接性能、低密度等良好的效果。C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系(12C+1.1Mn)/(Al+0.6Si)≥0.7，才能够在钢中形成35％～55％的贝氏体组织和10％～25％的奥氏体组织，从而保证钢板的强度和成形性能；C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系(12C+1.1Mn)/(Al+0.6Si)≤1.1才能够保证钢板形成30％～50％的δ-铁素体和α-铁素体，从而保证钢板的低密度、高成形性能、低屈服强度、良好的焊接性能。
一种780MPa级冷轧高强轻质钢的制备方法，包括：转炉冶炼、连铸、铸坯加热、热轧、酸洗、冷轧、淬火、连续退火工序。
该制备工艺的具体步骤如下：
采用转炉冶炼的方法进行冶炼，得到钢液的化学成分以质量百分比计为：C：0.13％～0.23％，Si：0.9％～1.6％，Mn：1.2％～2.2％，P：0.03％～0.05％，S≤0.03％，Al：3.2％～4.8％，Cr：0.1％～0.5％，B：0.001％～0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质，且钢中的C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系0.7≤(12C+1.1Mn)/(Al+0.6Si)≤1.1。
连铸过程采用常规的连铸机进行连铸，得到连铸坯。
热轧工序为：加热温度在1200～1250℃之间，开轧温度在1000～1150℃，终轧温度在890～940℃，冷却方式采用层流冷却方式，卷取温度在500～700℃之间。
酸洗工序为：采用常规的酸洗方法，主要目的是去除热轧钢板表面的氧化物。
冷轧工序为：冷轧压下率为40％～80％。
淬火工序：淬火温度在800～880℃之间，淬火保温时间在60～240s之间，冷却速率大于30℃/s，淬火冷却温度在20～200℃之间。
连续退火工序：退火温度在800～880℃之间，退火保温时间在120～300s之间，冷却速率在15～60℃/s之间，冷却温度到360～460℃进行时效处理，时效处理时间在300～800s之间，最后以10～40℃/s冷却速率冷却到室温。
通过上述方法可以得到抗拉强度大于780MPa，延伸率大于28％，密度低于7.45g/cm3的冷轧高强轻质钢。
热轧采用双相区轧制、低温终轧、低温卷取来细化晶粒，为最终得到细晶组织做准备。终轧温度高，会导致晶粒粗大，终轧温度过低，会导致钢板轧制开裂。热轧加热炉温度选择在1200～1250℃之间，进行均质化处理。热轧开轧温度在1000～1150℃，终轧温度在880～950℃，通过控制轧制温度，使钢板处于双相区温度范围内，保证钢板中的δ-铁素体和α-铁素体含量在30％～50％之间。并且通过控轧控冷使钢中的δ-铁素体呈现板条状，保持到室温，并在随后的连续退火过程中仍然保持为层状板条状形态，从而提高钢板的塑性和成形性能。控制终轧温度在880～950℃有利于细化晶粒，抑制奥氏体晶粒过分长大。
卷取温度选取在500～700℃之间，卷取温度过高会导致晶粒粗大，降低产品的性能，卷取温度过低，会导致热轧板中出现马氏体组织，钢板强度过高，冷轧困难，因此卷取温度选择在500～700℃之间。
淬火工艺：淬火保温温度在800～880℃之间，淬火保温时间在60～240s之间，淬火保温温度和时间控制在上述区间，可以保证钢板得到合适比例的δ-铁素体+奥氏体组织；冷却速率大于30℃/s之间，淬火冷却温度在20～200℃之间，能够保证钢中的奥氏体组织转变为马氏体组织，为下一步连续退火工艺过程中形成细小的奥氏体组织提高形核点。淬火工艺的作用是，在钢中形成δ-铁素体和马氏体组织，由于马氏体组织具有细小的板条结构，能够使钢板在下一道工序中增加奥氏体的形核点，从而得到细小的奥氏体组织，提高奥氏体组织的稳定性，在拉伸变形过程中，提高钢板的塑性。
连续退火工艺：退火温度在800～880℃之间，退火时间在120～300s之间，退火温度和时间控制在上述的区间内，可以保证钢板最终组织中得到合适比例的δ-铁素体和α-铁素体以及适量的奥氏体组织，其中δ-铁素体和α-铁素体含量在30％～50％。退火温度过高或退火时间过长会导致α-铁素体含量过低以及奥氏体含量过高以及晶粒过大，降低钢板的强度和伸长率；退火温度过低或时间过短会导致铁素体不能够完全再结晶，马氏体组织不能够完全转变为奥氏体，恶化钢板的强度和伸长率。
冷却速率在20～60℃/s之间，在钢板冷却过程中会形成少量的α-铁素体组织，冷却速率要控制在20～60℃/s之间，如果冷却速率过低会在钢中出现珠光体组织，导致最终钢板的奥氏体含量过少从而恶化钢板性能。
冷却温度在360～460℃之间，时效处理时间在300～800s之间，保证钢中的奥氏体转变为马氏体、贝氏体和残余奥氏体组织，温度过高会导致钢板强度和塑性变差，温度过低会导致钢中的奥氏体含量过低，降低钢板的伸长率，时效时间短会降低钢中奥氏体的稳定性，时间过长会降低生产效率。
最终以10～40℃/s冷却速率冷却到室温，使钢中少量不稳定的奥氏体转变为马氏体组织。
有益效果：
本发明同现有技术相比，有益效果如下：
(1)本发明制备出的汽车用钢抗拉强度780MPa以上，屈服强度400MPa以上，延伸率28％以上，密度小于7.45g/cm3，具有高强高塑轻质的特点，满足汽车行业节能减重和提高安全性的要求。
(2)本发明通过添加Al元素，结合热轧、冷轧和退火工艺控制，得到具有δ-铁素体层状结构的多相钢，其中δ-铁素体能够提高钢板的塑性和焊接性能。
(3)本发明通过C、Si、Mn、Al等合金元素，结合热轧、冷轧和退火工艺控制，得到δ-铁素体、α-铁素体、贝氏体、奥氏体和少量马氏体的多相结构，其中δ-铁素体和α-铁素体的含量总和在30％～50％，贝氏体含量35％～55％，奥氏体含量在10％～25％，马氏体含量小于5％。
(4)本发明在现有产线上实施，没有增添新的设备，具有良好的推广前景。
具体实施方式
通过实施例对本发明进行更详细的描述，这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。
表1中列出了实施例钢的化学成分，表2列出了实施例钢的热轧工艺参数，表3列出了实施例钢的冷轧和淬火工艺参数；表4为实施例钢的连续退火的工艺参数，表5给出了实施例钢组织；表6给出了实施例钢的力学性能。
表1实施例钢的化学成分，wt％
实施例 C Si Mn Al P S Cr B (12C+1.1Mn)/(0.6Si+Al)
1 0.22 0.92 1.23 3.51 0.04 0.002 0.12 0.001 0.98
2 0.16 1.13 1.95 4.67 0.05 0.002 0.16 0.003 0.76
3 0.18 1.45 1.84 4.73 0.042 0.003 0.22 0.005 0.75
4 0.23 1.42 1.27 4.24 0.038 0.006 0.27 0.002 0.82
5 0.15 1.19 1.58 3.46 0.045 0.005 0.31 0.004 0.85
6 0.14 0.98 1.46 3.87 0.032 0.007 0.37 0.001 0.74
7 0.16 1.52 2.19 4.23 0.038 0.009 0.42 0.003 0.84
8 0.17 1.36 2.13 3.36 0.041 0.008 0.48 0.002 1.05
表2实施例钢的热轧工艺
实施例 加热温度/℃ 开轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃
1 1205 1138 892 590
2 1243 1112 943 560
3 1238 1092 936 540
4 1224 1084 924 520
5 1215 1063 918 690
6 1227 1075 897 680
7 1231 1041 927 630
8 1247 1037 936 510
表3实施例钢的冷轧和淬火工艺
Figure BDA0002977303290000091
表4实施例钢的连续退火工艺
Figure BDA0002977303290000092
表5实施例钢的组织
实施例 (δ-铁素体+α-铁素体)/％ 贝氏体/％ 奥氏体/％ 马氏体/％
1 36.5 45.3 14.5 3.7
2 43.5 33.6 18.2 4.7
3 32.7 44.8 19.7 2.8
4 38.4 36.3 22.2 3.1
5 36.5 43.0 18.6 1.9
6 33.5 42.4 22.9 1.2
7 45.7 42.0 11.6 0.7
8 44.5 38.5 13.4 3.6
表6实施例钢的力学性能
Figure BDA0002977303290000101
由上述实施例可见，采用本发明的成分设计、轧制、退火工艺，制备出的汽车用钢抗拉强度780MPa以上，屈服强度400MPa以上，延伸率28％以上，密度小于7.45g/cm3，满足汽车车身结构件高强高延伸率要求。

Claims (6)

1.一种780MPa级冷轧轻质高强钢，其特征在于，钢中化学成分按质量百分比计，包含：C：0.13％～0.23％，Si：0.9％～1.6％，Mn：1.2％～2.2％，P：0.03％～0.05％，S≤0.03％，Al：3.2％～4.8％，Cr：0.1％～0.5％，B：0.001％～0.005％，且钢中的C、Mn、Al、Si元素满足0.7≤(12C+1.1Mn)/(Al+0.6Si)≤1.1，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种780MPa级冷轧轻质高强钢，其特征在于，钢板的组织含有δ-铁素体、α-铁素体、贝氏体、奥氏体、马氏体，按体积百分比计，δ-铁素体和α-铁素体之和为30％～50％，贝氏体为35％～55％，奥氏体为10％～25％，马氏体＜5％。
3.根据权利要求1或2所述的一种780MPa级冷轧轻质高强钢，其特征在于，钢板抗拉强度＞780MPa，延伸率≥28％，密度＜7.45g/cm3。
4.一种如权利要求1或2或3所述的780MPa级冷轧轻质高强钢的制备方法，钢板的生产工艺为：转炉冶炼、连铸、铸坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火，其特征在于：在连续退火前进行淬火，其中，淬火温度为800～880℃，淬火保温时间为60～240s，冷却速率＞30℃/s，淬火冷却温度为20～200℃。
5.根据权利要求4所述的一种780MPa级冷轧轻质高强钢的制备方法，其特征在于，所述热轧工艺中：铸坯加热温度为1200～1250℃，开轧温度为1000～1150℃，终轧温度为890～940℃，冷却方式采用层流冷却方式，卷取温度为500～700℃；所述冷轧工艺中，压下率为40％～80％。
6.根据权利要求4所述的一种780MPa级冷轧轻质高强钢的制备方法，其特征在于，所述连续退火工艺中：退火温度为800～880℃，退火时间为120～300s，冷却速率为15～60℃/s，冷却到360～460℃进行时效处理，时效处理时间为300～800s，最后以10～40℃/s冷却速率冷却到室温。
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