CN113388779B

CN113388779B - 1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板及制备方法

Info

Publication number: CN113388779B
Application number: CN202110555858.4A
Authority: CN
Inventors: 张瑞坤; 张南; 郭金宇; 刘仁东; 林利; 徐鑫; 时晓光; 高航; 孙荣生; 李侠
Original assignee: Angang Steel Co Ltd
Current assignee: Angang Steel Co Ltd
Priority date: 2021-05-21
Filing date: 2021-05-21
Publication date: 2022-07-22
Anticipated expiration: 2041-05-21
Also published as: CN113388779A

Abstract

本发明提供了一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板及制备方法，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.20％～0.26％，Mn：1.8％～2.8％，Si：1.0％～2.0％，Al：0.02％～0.08％，Cr:0.20～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb：0.02％～0.15％，V：0.02～0.15％，Ti：0～0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质；制备方法包括冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；应用本发明生产出的钢板屈服强度为1000～1350MPa，抗拉强度1470～1650MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥15％。

Description

1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板及制备方法

技术领域

本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种超高强度级别、高塑性和高扩孔性能的汽车用冷轧DH1500钢板及其制造方法。

背景技术

近些年来，随着汽车行业对材料的成形性能指标要求越来越高，传统双相钢已难以满足复杂冲压件对高拉延性的要求，而TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。应运而生的DH钢由于在传统双相钢中引入一定量的残余奥氏体，通过TRIP效应使材料表现出优异的成形性能，可以显著克服DP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，DH钢俨然成为目前汽车用钢开发领域研究热点之一。然而，当强度升高到1.5GPa级时，超高强度钢中马氏体等硬相组织比例大幅升高，材料的成形性能和延展性能均表现出明显下降，这样很难达到主机厂对超高强钢高成形性和高塑性的指标要求。综上，急需解决超高强度级别汽车用钢的成形性能差和延展性能不足问题，因此，本发明旨在开发出一种1.5GPa级别超高强度、高塑性和高扩孔性能的冷轧DH汽车用钢。

专利文献CN 11164777732 A公开了一种1300MPa级复相钢、其制备方法及其应用，其主要化学成分为：C：0.1-0.15％、Si：0.1-0.3％、Mn：1.8-2.6％、Cr：0.3-0.7％，Mo：0.1-0.3％，P≤0.010％、S≤0.006％、Ti：0.01-0.03％，Nb：0.01-0.03％，Alt：0.02-0.07％，B：0.002-0.005％其余为Fe及不可避免杂质。该发明采用冷轧-连退的生产工艺，生产出强度级别1300MPa级冷轧复相钢，该产品强度和塑性均较差，在实际成形应用中存在冲压开裂风险。

专利文献CN 109207841 A公开了一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法，其主要化学成分为：：C：0.1％～0.125％，Si：0.4％～0.8％，Mn：2.6％～2.9％，Al：0.01％～0.05％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，余量为Fe和其他不可避免杂质。该发明采用冷轧-连退的生产工艺，生产出强度级别1200MPa级冷轧双相钢，然而产品塑性非常差，很难兼具超高强度和较好延展性能和成形性。

发明内容

本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种以非常低廉的合金成本即可在传统冷轧产线上制备的一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板及其制备方法。

本发明目的是这样实现的：

一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.20％～0.26％，Mn：1.8％～2.8％，Si：1.0％～2.0％，Al：0.02％～0.08％，Cr:0.20～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb：0.02％～0.15％，V：0.02～0.15％，Ti：0～0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质。

所述钢板的显微组织为铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体组织，该钢板显微组织按体积百分比及如下：铁素体1％～15％、马氏体60％～80％、残余奥氏体3％～12％、贝氏体3％～15％；各相组织平均晶粒尺寸为0.8～3.0μm；所述残余奥氏体呈块状和薄膜状两种形态，晶粒尺寸0.05～0.50μm，块状残奥主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部，薄膜状残奥主要分布于马氏体板条之间。

所述钢板屈服强度为1000～1350MPa，抗拉强度1470～1650MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥15％；满足汽车的高强高塑和优异成形性能的要求。

本发明成分设计理由如下：

C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，足量的碳元素有助于稳定奥氏体，进而改进了钢材的成形性能。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，存在延迟断裂风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.20％～0.26％。

Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来提高强度。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.8％～2.8％。

Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为1.0％～2.0％。

Al：铝元素有助于钢液脱氧。还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高协调变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.02％～0.08％。

Cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度，并可以稳定残余奥氏体，Cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.20％～0.80％。

P：P元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性及变形性能，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.01％。

S：S元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.01％。

Nb：微合金元素Nb与碳、氮形成化合物，有助于延迟热轧过程中材料的再结晶，具有细化晶粒尺寸，并显著改善材料的强韧性和抗疲劳失效作用，在本发明中，将Nb元素含量控制在0.02％～0.15％。

V：微合金化元素钒主要以VC形式存在，通过细晶强化和弥散强化来提高材料的强度和耐疲劳性能，在热镀锌退火加热过程中，未溶解VC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，VC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在退火过程中，铁素体中的VC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，将V元素含量控制在0.02～0.15％。

Ti：微合金化元素Ti通过细晶强化来提高材料的综合性能，可根据实际情况酌情添加不高于0.1％Ti，为了控制生产成本，亦可不添加Ti微合金化元素。

本发明技术方案之二是提供一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板的制备方法，包括冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；

(1)冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.20％～0.26％，Mn：1.8％～2.8％，Si：1.0％～2.0％，Al：0.02％～0.08％，Cr:0.20～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb：0.02％～0.15％，V：0.02～0.15％，Ti：0～0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢水温度在1650～1750℃之间。

(2)中薄板坯连铸：浇铸温度在1600～1660℃，连铸坯厚度在100～170mm之间。

(3)热连轧：铸坯入炉温度在450～600℃之间，加热温度在1140～1280℃之间，开轧温度在1000～1150℃之间，终轧温度在880℃以上，卷取温度在500～650℃之间。热轧卷厚度在2～4mm之间

热轧态钢板显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+渗碳体；其中钢板显微组织按体积百分数计：铁素体20％～40％，珠光体40％～60％，贝氏体5％～20％，渗碳体1％～5％，钢板晶粒度为8.0级以上。

(4)酸洗冷轧：冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～60％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。

(5)连续退火：预热温度控制在310～480℃之间，退火温度为820～920℃，退火时间在10～600s之间，缓冷至温度为680～760℃，之后快速冷却，快速冷却速率大于25℃/s，快冷出口温度在320～450℃之间，过时效温度为300～450℃，过时效时间为30～1800s；

临界区退火温度为820～920℃，若退火温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。退火时间为10～600s，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不及完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降。

(6)光整：光整延伸率控制在0.05～0.20％范围内。

所述钢板的显微组织为铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体组织，其中，该钢板显微组织按体积百分比及如下：铁素体1％～15％、马氏体60％～80％、残余奥氏体3％～12％、贝氏体3％～15％；各相组织平均晶粒尺寸为0.8um～3.0um；所述残余奥氏体呈块状和薄膜状两种形态，晶粒尺寸0.05um～0.50um，块状残奥主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部，薄膜状残奥主要分布于马氏体板条之间。

应用本发明生产出的钢板屈服强度为1000～1350MPa，抗拉强度1470～1650MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥15％，成品厚度为1.0～1.8mm的超高强高塑性汽车用冷轧DH1500钢板。

本发明的有益效果在于：

(1)本发明的钢材化学成分主要以C、Mn、Si为主，在此基础上选择性添加了适量、Cr、Nb、V等元素，生产成本较低。

(2)本发明采用转炉冶炼—中薄板坯连铸—热连轧—酸洗冷轧—连续退火的生产工艺，在传统的冷轧双相钢产线上即可实现超高强高塑性高扩孔DH1500冷轧产品的工业化生产，具有生产成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。

(3)本发明生产的1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板在传统冷轧双相钢的基础上引入了残余奥氏体和贝氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应和马氏体/下贝氏体混合组织协调变形耦合作用下，实现零部件在成形过程中显著提升材料的延展性，同时展现出较好的碰撞吸能效果。

(4)本发明生产的1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢薄板带屈服强度为1000～1350MPa，抗拉强度为1470～1650MPa，A80断后伸长率≥9.0％，成品厚度为1.0～1.8mm，扩孔率≥15％。

(5)本发明成品钢板的组织按体积百分比计为：1％～15％铁素体，60％～80％马氏体，3％～12％残余奥氏体，3％～15％贝氏体组织，且本发明产品中残余奥氏体呈块状和薄膜状两种形态，晶粒尺寸在0.05um～0.50um之间，块状残奥主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部，而薄膜状残奥主要分布于马氏体板条之间，此外，本发明中各相组织平均晶粒尺寸为0.8um～3.0um。

附图说明

图1为实施例1钢的金相显微组织；

图2为实施例1钢的工程应力应变曲线。

具体实施方式

下面通过实施例对本发明作进一步的说明。

本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；

(1)冶炼：转炉钢水温度1650～1750℃；

(2)中薄板坯连铸：浇铸温度在1600～1660℃，连铸坯厚度100～170mm。

(3)热连轧：铸坯入炉温度450～600℃，加热温度1140～1280℃，开轧温度1000～1150℃，终轧温度880℃以上，卷取温度500～650℃；

热轧态钢板显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+渗碳体；其中钢板显微组织按体积百分数计：铁素体20～40％，珠光体40～60％，贝氏体5～20％，渗碳体1％～5％，钢板晶粒度为8.0级以上。

(4)酸洗冷轧：冷轧压下率为40％～60％。；

(5)连续退火：预热温度310～480℃，退火温度为820～920℃，退火时间10～600s，缓冷至680～760℃，之后快速冷却，快速冷却速率大于25℃/s，快冷出口温度320～450℃，过时效温度300～450℃，过时效时间30～3600s；

(6)光整：光整延伸率0.05％～0.20％。

本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢的连铸和热轧主要工艺参数见表2。本发明实施例钢的冷轧连退主要工艺参数见表3。本发明实施例钢的组织见表4。本发明实施例钢的性能见表3。

表1本发明实施例钢的成分(wt％)

实施例	C	Mn	Si	P	S	Al	Cr	Nb	V	Ti
											1	0.24	2.27	1.53	0.003	0.001	0.02	0.24	0.032	0.065	0.034
2	0.22	2.58	1.36	0.005	0.001	0.07	0.63	0.022	0.121	0.046
											3	0.26	2.44	1.85	0.005	0.003	0.08	0.46	0.105	0.045-	0.051
4	0.21	2.72	1.13	0.004	0.002	0.03	0.52	0.052	0.073	0.016
											5	0.20	2.66	1.65	0.002	0.004	0.06	0.34	0.044	0.143	-
6	0.25	2.23	1.24	0.003	0.002	0.05	0.43	0.115	0.035	0.066
											7	0.26	1.89	1.67	0.001	0.005	0.08	0.66	0.057	0.098	-
8	0.23	2.47	1.52	0.004	0.001	0.04	0.65	0.136	0.118	-
											9	0.22	2.30	1.95	0.006	0.001	0.05	0.54	0.023	0.045	0.047
10	0.21	2.58	1.03	0.001	0.004	0.06	0.33	0.098	0.025	0.026
											11	0.24	2.24	1.76	0.003	0.003	0.05	0.75	0.114	0.102	-
12	0.25	2.05	1.72	0.004	0.005	0.03	0.65	0.087	0.143	-

表2本发明实施例钢的连铸和热轧主要工艺参数

表3本发明实施例钢的冷轧连退主要工艺参数

表4本发明实施例钢的组织

表5本发明实施例钢的性能

由上可见，采用本发明的成分设计、轧制、连续退火工艺，生产出的超高强高塑性汽车用冷轧DH1500钢板屈服强度为1000～1350MPa，抗拉强度1470～1650MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥15％，成品厚度为1.0～1.8mm，满足汽车的高强高塑和优异成形性能的要求。

为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，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，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims

1.一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板，其特征在于，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.20%～0.26%， Mn：1.8%～2.8%，Si：1.0%～2.0%，Al：0.02%~0.08%，Cr:0.20～0.80%，P≤0.01%，S≤0.01%，Nb：0.02%～0.15%，V：0.02～0.15%， Ti：0～0.10%，余量为Fe和不可避免的杂质；所述钢板的显微组织为铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体组织，该钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体12%~15%、马氏体60%~80%、残余奥氏体3%~9.9%、贝氏体3%~15%；各相组织平均晶粒尺寸为0.8~3.0µm；所述残余奥氏体呈块状和薄膜状两种形态，晶粒尺寸为0.05~0.50µm，块状残余奥氏体分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部，薄膜状残余奥氏体分布于马氏体板条之间。

2.根据权利要求1所述的一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板，其特征在于，所述钢板屈服强度为1000~1350MPa，抗拉强度1470~1650MPa，A80断后伸长率≥9.0%，扩孔率≥15%。

3.一种权利要求1-2任一项所述的一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板的制备方法，包括冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；其特征在于：

（1）冶炼：转炉钢水温度1650~1750℃；

（2）中薄板坯连铸：浇铸温度在1600~1660℃，连铸坯厚度100~170mm；

（3）热连轧：铸坯入炉温度450~538℃，加热温度1140~1196℃，开轧温度1000~1150℃，终轧温度880℃以上，卷取温度500~650℃；

（4）酸洗冷轧：冷轧压下率为40%~60%；

（5）连续退火：预热温度310~480℃，退火温度为911~920℃，退火时间10~600s，缓冷至680~760℃，之后快速冷却，快速冷却速率大于25℃/s，快冷至温度320~450℃，过时效温度300~346℃，过时效时间30~1800s；

（6）光整：光整延伸率0.05%~0.20%。

4.根据权利要求3所述的一种1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板的制备方法，其特征在于：所述步骤（3）中，热轧态钢板显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+渗碳体；其中钢板显微组织按体积百分数计：铁素体20%~40%，珠光体40%~60%，贝氏体5~20%，渗碳体1%~5%，钢板晶粒度为8.0级以上。