CN113462978A - 一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法 - Google Patents

一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113462978A
CN113462978A CN202110737491.8A CN202110737491A CN113462978A CN 113462978 A CN113462978 A CN 113462978A CN 202110737491 A CN202110737491 A CN 202110737491A CN 113462978 A CN113462978 A CN 113462978A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
steel plate
rolling
ultrahigh
strength martensitic
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202110737491.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113462978B (zh
Inventor
刘波
刘颖
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Chongqing Changan Automobile Co Ltd
Original Assignee
Chongqing Changan Automobile Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Chongqing Changan Automobile Co Ltd filed Critical Chongqing Changan Automobile Co Ltd
Priority to CN202110737491.8A priority Critical patent/CN113462978B/zh
Publication of CN113462978A publication Critical patent/CN113462978A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113462978B publication Critical patent/CN113462978B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了提供一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法，本发明所述的汽车用超高强度马氏体钢，其按重量百分比计包括如下组分：0.2~0.3%的C、0.21~0.4%的Si、1.0~1.7%的Mn、0.02%及以下的P、0.003%及以下的S、0.05%及以下的Al、0.01~0.2%的Cr、0.01~0.04%的Ti、0.001~0.002%的B、0.01~0.05%的V、0.05%及以下的Nb、0.01~0.05%的Ni、0.1~0.3%的Cu，余量为Fe。其具有较高的抗拉强度和抗氢脆性能，综合力学性能较好，适用于汽车结构件的制造。

Description

一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法
技术领域
本发明涉及钢铁合金材料领域，具体涉及汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法。
背景技术
钢材作为最广泛应用的结构材料，提高其强度一直是学界和工业界不断努力的方向，高强度即抗拉伸强度在1300MPa以上的钢材能够在提高构件结构强度、保证安全的同时减轻重量，例如汽车轻量化和提升安全性能都离不开高强度钢铁材料的开发与应用。当前国内汽车碰撞安全件用钢的强度级普遍使用的是1500MPa左右的超高强度钢，所述超高强度钢指的是抗拉强度在1400Mpa以上的钢，此强度范围的汽车零件以热成形为主。然而热成型钢的生产成本较冷成形钢能耗高。冷成形马氏体钢通常可通过辊压工序进一步成型，虽然当前产业化的材料抗拉强度最高可达到1500Mpa，但抗氢脆性能较差。
发明内容
本发明的目的是提供一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法，其具有较高的抗拉强度和抗氢脆性能，综合力学性能较好，适用于汽车结构件的制造。
本发明所述的汽车用超高强度马氏体钢，其按重量百分比计包括如下组分：0.2~0.3%的C、0.21~0.4%的Si、1.0~1.7%的Mn、0.02%及以下的P、0.003%及以下的S、0.05%及以下的Al、0.01~0.2%的Cr、0.01~0.04%的Ti、0.001~0.002%的B、0.01~0.05%的V、0.05%及以下的Nb、0.01~0.05%的Ni、0.1~0.3%的Cu，余量为Fe。
进一步，所述Cu的重量百分比为0.12~0.2%。
进一步，所述Cu的重量百分比为0.14%。
进一步，按重量百分比计包括如下组分：0.21%的C、0.21%的Si、1.4%的Mn、0.02%及以下的P、0.003%及以下的S、0.04%的Al、0.14%的Cr、0.037%的Ti、0.0015%的B、0.017%的V、0.00181%的Nb、0.034%的Ni、0.12~0.2%的Cu，余量为Fe。
一种汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法，其包括如下步骤：
步骤一，按上述的汽车用超高强度马氏体钢组分配比称料，熔炼为奥氏体钢坯；
步骤二，将奥氏体钢坯轧制为钢板坯料，将钢板坯料加热至1200~1250℃并保温1~2h，热轧得到一次轧制钢板；
步骤三，将所述一次轧制钢板的温度降至600~650℃，冷却速率≥40℃/s，保温40~60min，炉内冷却至室温；
步骤四，研磨冷却至室温的依次轧制钢板表面，然后冷轧得到二次轧制钢板；
步骤五，将所述二次轧制钢板加热至880~920℃并保温80~150s，再冷却至830~880℃并保温20~60s，淬火；
步骤六，将淬火后的二次轧制钢板在温度为180~350℃的条件下回火80~150s，风冷至室温，得到汽车用超高强度马氏体钢。
进一步，所述步骤三中的冷却速率为45℃/s。
进一步，所述步骤五中的淬火为水淬。
本发明与现有技术相比具有如下有益效果。
1、本发明通过对钢的组分进行特殊限定，得到的钢与现有冷成形马氏体钢抗拉强度相当，能够达到1500Mpa以上，由于C含量较低，保证了材料的焊接性能。并且由于添加了0.12~0.2%的Cu和0.01~0.04%的Ti，在经过马氏体转换后，Cu元素富集于Ti元素周边位置或者以圆球形独立存在，而Cu元素周围能够吸附大量的氢，进而提升了钢的储氢能力，获得了更好的抗氢脆性能。
2、本发明通过对轧制工艺参数进行特殊限定，将热轧得到的一次轧制钢板温度快速降至降至600~650℃，冷却速率≥40℃/s，保温40~60min，炉内冷却至室温，使得材料内的奥氏体转换为马氏体。将冷轧得到的二次轧制钢板加热至880~920℃并保温80~150s，再冷却至830~880℃并保温20~60s，保证了材料内马氏体转换更加充分，最后进行回火，去除材料内的残余应力，使得材料组织更稳定，塑形更好。通过对材料组分以及材料轧制工艺参数进行综合限定，使得制成的马氏体钢具有较高抗拉强度的同时，塑性和抗氢脆性能较好，满足了汽车结构件的性能需求。
附图说明
图1是对照组的应力-应变曲线示意图；
图2是本发明实施例一所述汽车用超高强度马氏体钢的应力-应变曲线示意图；
图3是对照组和本发明实施例一所述汽车用超高强度马氏体钢中扩散氢随温度升高的溢出速率图；
图4是对照组和本发明实施例一所述汽车用超高强度马氏体钢的储氢能力对比示意图；
图5是本发明实施例一所述汽车用超高强度马氏体钢的透射电镜扫描图之一；
图6是本发明实施例一所述汽车用超高强度马氏体钢的透射电镜扫描图之二；
图7是Cu元素在汽车用超高强度马氏体钢的分布级吸附氢元素的机理示意图。
具体实施方式
下面结合附图对本发明作详细说明。
实施例一，一种汽车用超高强度马氏体钢，其按重量百分比计包括如下组分：按重量百分比计包括如下组分：0.21%的C、0.21%的Si、1.4%的Mn、0.011%的P、0.0027%的S、0.04%的Al、0.14%的Cr、0.037%的Ti、0.0015%的B、0.017%的V、0.00181%的Nb、0.034%的Ni、0.14%的Cu，余量为Fe。
该汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法包括如下步骤：
步骤一，按上述的汽车用超高强度马氏体钢组分配比称料，熔炼为奥氏体钢坯。
步骤二，将奥氏体钢坯轧制为钢板坯料，该钢板坯料厚度为20mm，将钢板坯料加热至1250℃并保温2h，然后热轧得到厚度为3.4mm的一次轧制钢板。
步骤三，将所述一次轧制钢板的温度降至620℃，冷却速率为45℃/s，保温60min，再炉内冷却至室温；通过控制冷却速率、最终温度以及保温时间，使得材料内的奥氏体转换为马氏体。
步骤四，研磨冷却至室温的依次轧制钢板表面，去除钢板表面脱碳层，避免影响后续冷轧质量，然后冷轧得到厚度为1mm的二次轧制钢板。
步骤五，为了保证材料内马氏体转换更加充分，将所述二次轧制钢板加热至900℃并保温100s，再冷却至880℃并保温40s，水淬。
步骤六，将水淬后的二次轧制钢板在温度为200℃的条件下回火100s，风冷至室温，去除材料内的残余应力，使得材料组织更稳定，塑形更好，得到综合力学性能良好的汽车用超高强度马氏体钢。
以不加Cu元素的马氏体钢为对照组，对照组按重量百分比计包括如下组分：0.21%的C、0.29%的Si、1.41%的Mn、0.010%的P、0.001%的S、0.043%的Al、0.22%的Cr、0.037%的Ti、0.0018%的B、0.006%的V、0.002%的Nb、0.009%的Ni，余量为Fe。对照组采用与实施例一所述轧制方法相同的轧制工艺参数进行处理，分别观察实施例一得到的成品和对照组得到的成品的金相组织，确定两者均为马氏体组织。
分别测试实施例一和对照组的抗拉强度，结果参见图1和图2，从图1中能够看出，对照组的最大抗拉强度约为1450Mpa，从图2中能够看出，实施例一的最大抗拉强度约为1550MPa，表明了特定含量Cu元素的加入能够提升材料的抗拉强度，以适用于汽车结构件的制造。
分别测试实施例一和对照组的硬度，实施例一的硬度为506HV，高于对照组的硬度486HV。
实施例一和对照组分别进行TDS测试，即钢中氢的热脱附试验，结果参见图3和图4。从图3中能够看出，实施例一中氢的最大溢出速率为0.09637ppm，对应的温度为108℃，对照组中氢的最大溢出速率为0.1405ppm，对应的温度为75℃，可见实施例一比对照组的氢最大溢出速率峰值对应的温度右移，且速率更低，表明了相较于对照组，实施例一的氢捕捉能力更强。从图4中能够看出，实施例一的储氢量为5.59266ppm，高于对照组的储氢量5.26141ppm。
采用透射电镜观察实施例一任意两处具有代表性的部分，参见图5和图6，剪头所指处为Cu元素的富集区域，实施例一中Cu元素富集于Ti元素周边位置或者以圆球形独立存在。参见图7，实施例一中Cu元素周围能够吸附大量的氢，进而提升了钢的储氢能力，获得了更好的抗氢脆性能。
实施例二，一种汽车用超高强度马氏体钢，Cu元素的重量百分比为0.1%，其余组分的重量百分比与实施例一相同。
该汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法包括如下步骤：
步骤一，按上述的汽车用超高强度马氏体钢组分配比称料，熔炼为奥氏体钢坯。
步骤二，将奥氏体钢坯轧制为钢板坯料，该钢板坯料厚度为20mm，将钢板坯料加热至1200℃并保温1.5h，然后热轧得到厚度为3.4mm的一次轧制钢板。
步骤三，将所述一次轧制钢板的温度降至650℃，冷却速率为40℃/s，保温45min，再炉内冷却至室温；通过控制冷却速率、最终温度以及保温时间，使得材料内的奥氏体转换为马氏体。
步骤四，研磨冷却至室温的依次轧制钢板表面，去除钢板表面脱碳层，避免影响后续冷轧质量，然后冷轧得到厚度为1mm的二次轧制钢板。
步骤五，为了保证材料内马氏体转换更加充分，将所述二次轧制钢板加热至890℃并保温120s，再冷却至830℃并保温60s，水淬。
步骤六，将水淬后的二次轧制钢板在温度为300℃的条件下回火150s，风冷至室温，去除材料内的残余应力，使得材料组织更稳定，塑形更好，得到综合力学性能良好的汽车用超高强度马氏体钢。
经力学性能检测，制得的汽车用超高强度马氏体钢抗拉强度在1500MPa以上，硬度在500HV以上，具有良好的抗氢脆性能。
实施例三，一种汽车用超高强度马氏体钢，Cu元素的重量百分比为0.3%，其余组分的重量百分比与实施例一相同。
该汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法包括如下步骤：
步骤一，按上述的汽车用超高强度马氏体钢组分配比称料，熔炼为奥氏体钢坯。
步骤二，将奥氏体钢坯轧制为钢板坯料，该钢板坯料厚度为20mm，将钢板坯料加热至1230℃并保温1h，然后热轧得到厚度为3.4mm的一次轧制钢板。
步骤三，将所述一次轧制钢板的温度降至600℃，冷却速率为50℃/s，保温50min，再炉内冷却至室温；通过控制冷却速率、最终温度以及保温时间，使得材料内的奥氏体转换为马氏体。
步骤四，研磨冷却至室温的依次轧制钢板表面，去除钢板表面脱碳层，避免影响后续冷轧质量，然后冷轧得到厚度为1mm的二次轧制钢板。
步骤五，为了保证材料内马氏体转换更加充分，将所述二次轧制钢板加热至920℃并保温80s，再冷却至880℃并保温20s，水淬。
步骤六，将水淬后的二次轧制钢板在温度为180℃的条件下回火80s，风冷至室温，去除材料内的残余应力，使得材料组织更稳定，塑形更好，得到综合力学性能良好的汽车用超高强度马氏体钢。
经力学性能检测，制得的汽车用超高强度马氏体钢抗拉强度在1500MPa以上，硬度在500HV以上，具有良好的抗氢脆性能。
实施例四，一种汽车用超高强度马氏体钢，Cu元素的重量百分比为0.14%，其余组分的重量百分比与实施例一相同。
该汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法包括如下步骤：
步骤一，按上述的汽车用超高强度马氏体钢组分配比称料，熔炼为奥氏体钢坯。
步骤二，将奥氏体钢坯轧制为钢板坯料，该钢板坯料厚度为20mm，将钢板坯料加热至1250℃并保温1h，然后热轧得到厚度为3.4mm的一次轧制钢板。
步骤三，将所述一次轧制钢板的温度降至600℃，冷却速率为45℃/s，保温60min，再炉内冷却至室温；通过控制冷却速率、最终温度以及保温时间，使得材料内的奥氏体转换为马氏体。
步骤四，研磨冷却至室温的依次轧制钢板表面，去除钢板表面脱碳层，避免影响后续冷轧质量，然后冷轧得到厚度为1mm的二次轧制钢板。
步骤五，为了保证材料内马氏体转换更加充分，将所述二次轧制钢板加热至900℃并保温100s，再冷却至860℃并保温30s，水淬。
步骤六，将水淬后的二次轧制钢板在温度为200℃的条件下回火120s，风冷至室温，去除材料内的残余应力，使得材料组织更稳定，塑形更好，得到综合力学性能良好的汽车用超高强度马氏体钢。
经力学性能检测，制得的汽车用超高强度马氏体钢抗拉强度在1500MPa以上，硬度在500HV以上，具有良好的抗氢脆性能。
以上所述仅为本申请的较佳实施例而已，并不用以限制本申请，凡在本申请的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本申请的保护范围之内。

Claims (7)

1.一种汽车用超高强度马氏体钢，其特征在于，按重量百分比计包括如下组分：
0.2~0.3%的C、0.21~0.4%的Si、1.0~1.7%的Mn、0.02%及以下的P、0.003%及以下的S、0.05%及以下的Al、0.01~0.2%的Cr、0.01~0.04%的Ti、0.001~0.002%的B、0.01~0.05%的V、0.05%及以下的Nb、0.01~0.05%的Ni、0.1~0.3%的Cu，余量为Fe。
2.根据权利要求1所述的汽车用超高强度马氏体钢，其特征在于：所述Cu的重量百分比为0.12~0.2%。
3.根据权利要求2所述的汽车用超高强度马氏体钢，其特征在于：所述Cu的重量百分比为0.14%。
4.根据权利要求1或2所述的汽车用超高强度马氏体钢，其特征在于，按重量百分比计包括如下组分：0.21%的C、0.21%的Si、1.4%的Mn、0.02%及以下的P、0.003%及以下的S、0.04%的Al、0.14%的Cr、0.037%的Ti、0.0015%的B、0.017%的V、0.00181%的Nb、0.034%的Ni、0.12~0.2%的Cu，余量为Fe。
5.一种汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法，其特征在于，包括如下步骤：
步骤一，按权利要求1~4任一项所述的汽车用超高强度马氏体钢组分配比称料，熔炼为奥氏体钢坯；
步骤二，将奥氏体钢坯轧制为钢板坯料，将钢板坯料加热至1200~1250℃并保温1~2h，热轧得到一次轧制钢板；
步骤三，将所述一次轧制钢板的温度降至600~650℃，冷却速率≥40℃/s，保温40~60min，炉内冷却至室温；
步骤四，研磨冷却至室温的依次轧制钢板表面，然后冷轧得到二次轧制钢板；
步骤五，将所述二次轧制钢板加热至880~920℃并保温80~150s，再冷却至830~880℃并保温20~60s，淬火；
步骤六，将淬火后的二次轧制钢板在温度为180~350℃的条件下回火80~150s，风冷至室温，得到汽车用超高强度马氏体钢。
6.根据权利要求5所述的汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法，其特征在于：所述步骤三中的冷却速率为45℃/s。
7.根据权利要求5或6所述的汽车用超高强度马氏体钢的轧制方法，其特征在于：所述步骤五中的淬火为水淬。
CN202110737491.8A 2021-06-30 2021-06-30 一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法 Active CN113462978B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110737491.8A CN113462978B (zh) 2021-06-30 2021-06-30 一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110737491.8A CN113462978B (zh) 2021-06-30 2021-06-30 一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113462978A true CN113462978A (zh) 2021-10-01
CN113462978B CN113462978B (zh) 2022-12-09

Family

ID=77876530

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110737491.8A Active CN113462978B (zh) 2021-06-30 2021-06-30 一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113462978B (zh)

Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3262823A (en) * 1963-06-07 1966-07-26 Int Nickel Co Maraging steel
JP2006070314A (ja) * 2004-09-01 2006-03-16 Nisshin Steel Co Ltd 耐遅れ破壊性に優れる高強度ステンレス鋼帯及びその製造方法
JP2011089159A (ja) * 2009-10-21 2011-05-06 Jfe Steel Corp 耐粒界応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法
JP2011190474A (ja) * 2010-03-11 2011-09-29 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板
JP2012036499A (ja) * 2010-07-16 2012-02-23 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
CN105189803A (zh) * 2013-03-28 2015-12-23 杰富意钢铁株式会社 具有低温韧性及耐氢脆性的耐磨厚钢板及其制造方法
CN106086657A (zh) * 2016-08-24 2016-11-09 东北大学 一种屈服强度大于1300MPa的超高强度结构钢板及其制备方法
CN106164319A (zh) * 2013-12-11 2016-11-23 安赛乐米塔尔公司 具有耐延迟断裂性的马氏体钢及制造方法
CN108396237A (zh) * 2017-02-05 2018-08-14 鞍钢股份有限公司 一种高塑性冷轧板及其生产方法
CN109002628A (zh) * 2018-07-31 2018-12-14 天津大学 一种基于微观组织退化的马氏体钢的高温强度预测方法
CN109136485A (zh) * 2018-09-30 2019-01-04 南京理工大学 汽车稳定杆用超高强度钢及稳定杆的制造方法
CN110100032A (zh) * 2016-12-23 2019-08-06 Posco公司 屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢及其制造方法
CN111979470A (zh) * 2020-08-05 2020-11-24 鞍钢股份有限公司 具有良好弯折性能超高强度冷轧马氏体钢板的生产方法
CN112126860A (zh) * 2020-09-25 2020-12-25 重庆科技学院 一种冷成形超高强度低合金马氏体钢
CN112522573A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种含b马氏体钢带及其制造方法

Patent Citations (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3262823A (en) * 1963-06-07 1966-07-26 Int Nickel Co Maraging steel
JP2006070314A (ja) * 2004-09-01 2006-03-16 Nisshin Steel Co Ltd 耐遅れ破壊性に優れる高強度ステンレス鋼帯及びその製造方法
JP2011089159A (ja) * 2009-10-21 2011-05-06 Jfe Steel Corp 耐粒界応力腐食割れ性に優れたマルテンサイト系ステンレス鋼溶接管の製造方法
JP2011190474A (ja) * 2010-03-11 2011-09-29 Kobe Steel Ltd 耐水素脆性に優れた超高強度薄鋼板
JP2012036499A (ja) * 2010-07-16 2012-02-23 Jfe Steel Corp 曲げ加工性および低温靱性に優れる高張力鋼板およびその製造方法
CN105189803A (zh) * 2013-03-28 2015-12-23 杰富意钢铁株式会社 具有低温韧性及耐氢脆性的耐磨厚钢板及其制造方法
CN106164319A (zh) * 2013-12-11 2016-11-23 安赛乐米塔尔公司 具有耐延迟断裂性的马氏体钢及制造方法
CN106086657A (zh) * 2016-08-24 2016-11-09 东北大学 一种屈服强度大于1300MPa的超高强度结构钢板及其制备方法
CN110100032A (zh) * 2016-12-23 2019-08-06 Posco公司 屈服比低且均匀延伸率优异的回火马氏体钢及其制造方法
CN108396237A (zh) * 2017-02-05 2018-08-14 鞍钢股份有限公司 一种高塑性冷轧板及其生产方法
CN109002628A (zh) * 2018-07-31 2018-12-14 天津大学 一种基于微观组织退化的马氏体钢的高温强度预测方法
CN109136485A (zh) * 2018-09-30 2019-01-04 南京理工大学 汽车稳定杆用超高强度钢及稳定杆的制造方法
CN112522573A (zh) * 2019-09-19 2021-03-19 宝山钢铁股份有限公司 一种含b马氏体钢带及其制造方法
CN111979470A (zh) * 2020-08-05 2020-11-24 鞍钢股份有限公司 具有良好弯折性能超高强度冷轧马氏体钢板的生产方法
CN112126860A (zh) * 2020-09-25 2020-12-25 重庆科技学院 一种冷成形超高强度低合金马氏体钢

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
LUOWEI CAO等: "On the Cu precipitation behavior in thermo-mechanically embrittlement processed low copper reactor pressure vessel model steel", 《MATERIALS & DESIGN》 *
LUOWEI CAO等: "On the Cu precipitation behavior in thermo-mechanically embrittlement processed low copper reactor pressure vessel model steel", 《MATERIALS & DESIGN》, vol. 47, 29 December 2012 (2012-12-29), XP028984333, DOI: 10.1016/j.matdes.2012.12.055 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN113462978B (zh) 2022-12-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11505844B2 (en) Cold-rolled high-strength steel plate having excellent phosphating performance and formability and manufacturing method therefor
US9534268B2 (en) Method for manufacturing a hot press-hardened component and use of a steel product for manufacturing a hot press-hardened component
KR101707019B1 (ko) 작업물의 벽 두께에 걸쳐 조절 가능한 재료 특성을 가지는 경량 강으로부터 작업물을 제조하는 방법
JP5897713B2 (ja) 器具を用いた熱間成形および／または焼入れの後に析出によって硬化し、非常に高い強度および延性を有する圧延鋼ならびにこの製造方法
US20170349987A1 (en) High-strength steel with yield strength of 800 mpa and production method therefor
CN110423950B (zh) 一种Fe-Mn-Al-C系中锰低温钢及其制备方法
CN107815612A (zh) 热冲压成形用钢材、热冲压成形工艺及成形构件
CN110863138B (zh) 一种1800MPa级热成形钢及其制造方法
CN102864379B (zh) Fe-Cr-Co-W-Mo马氏体耐热钢及其制造方法
CN102839329A (zh) 一种抗拉强度450MPa级冷轧双相钢钢板及其制备方法
CN106906421A (zh) 一种低温热冲压汽车零部件、其热冲压工艺及其制造方法
KR101986876B1 (ko) 고연신율을 갖는 초고강도 재료의 생산 방법
CN108385019A (zh) 一种汽车儿童座椅锁紧装置用冷轧精冲钢带及制备方法
JP2015030890A (ja) 高強度プレス部品およびその製造方法
CN103305762A (zh) 一种抗拉强度400MPa级冷轧双相钢板及其制备方法
CN113462962B (zh) 一种具有低裂纹敏感性的无漏镀预涂覆热成形钢板及制造方法
CN106929755A (zh) 一种用于生产低温热冲压汽车零部件的钢板及其制造方法和用途
CN109680130A (zh) 一种高强塑积冷轧中锰钢及其制备方法
CN106906420A (zh) 一种低温热冲压汽车零部件、其热冲压工艺及其制造方法
CN114381658B (zh) 一种800MPa级低焊接裂纹敏感性钢板及其制造方法
WO2021259278A1 (zh) 一种多层复合冷轧钢板及其制造方法
CN113462978B (zh) 一种汽车用超高强度马氏体钢及轧制方法
CN104928596B (zh) 一种高强度汽车车架及其制造方法
CN111575602A (zh) 车轮用1500MPa级热成形钢板及其生产方法
CN113802065B (zh) 热冲压成形构件、热冲压成形用钢板以及热冲压工艺

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant