CN113930675A - 一种2200MPa级低碳无B热成形钢及其制备方法 - Google Patents

一种2200MPa级低碳无B热成形钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本申请提出一种2200MPa级低碳无B热成形钢及其制备方法，制备得到的热成形钢的成分包括：C：0.30％～0.35％，Si≤0.40％，Mn：1.0％～1.5％，Al≤0.05％，Cr：0.2％～0.3％，Mo：0.15％～0.25％，P≤0.008％，S≤0.005％，V：0.03％～0.05％。还提出了一种上述热成形钢的淬火工艺。本发明同现有技术相比，有如下特点：热成形后的抗拉强度超过2200MPa；在超高抗拉强度的同时，碳含量低，保证了良好的焊接性能；没有添加传统的提高淬透性的元素B，因此也不需要添加固N的元素Ti，从而可以避免夹杂物TiN的形成，提高了热成形钢的韧性；综合添加V和Mo，细化晶粒，提高淬透性和淬火后的韧性；由于添加了V和Mo，只需要添加少量的Cr，降低了Cr用量。

Description

一种2200MPa级低碳无B热成形钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及先进高强钢技术领域，尤其涉及一种2200MPa级低碳无B热成形钢及其制备方法。
背景技术
随着全世界对汽车行业的排放和安全性要求越来越严格，汽车行业的减重是一项重要任务。超高强度热成形钢的大量应用是减重的同时又不降低安全性能的一项重要措施。
目前大量应用的热成形钢是1500MPa级别，代表材料是22MnB5，但是1500MPa级别的热成形钢已经逐渐不能满足汽车行业的使用需求，于是强度超过2000MPa的热成形钢陆续被开发出来。但是随着强度的提升，钢的韧性变差，这是目前限制超高强度热成形钢应用的关键因素之一，其中导致韧性差的主要原因有C含量高，晶粒粗大，夹杂物含量多以及B等元素的不利影响。针对这些问题，本专利公开了一种抗拉强度超过2200MPa的低碳无B热成形钢，力学性能达到国内领先水平。
发明内容
本发明的目的在于提供一种抗拉强度≥2200MPa的热成形钢，与传统热成形钢相比，本发明钢奥氏体化淬火后抗拉强度≥2200MPa，延伸率A50≥5％。本发明采用连续退火工艺，将热成形前的基料强度降至屈服强度490MPa-550MPa，抗拉强度640MPa-770MPa，延伸率A50提高至16％-21％，从而降低了热成形前开卷落料的难度。
为此，本申请的一方面实施例提出一种2200MPa级低碳无B热成形钢，其成分包括C：0.30％～0.35％，Si≤0.40％，Mn：1.0％～1.5％，Al≤0.05％，Cr：0.2％～0.3％，Mo：0.15％～0.25％，P≤0.008％，S≤0.005％，V：0.03％～0.05％，余量为Fe和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
本申请第二方面实施例提出一种上述2200MPa级低碳无B热成形钢的制备方法，包括以下步骤：
步骤A，将连铸坯料加热，保温一段时间后进行粗轧；
步骤B，进行多道次最大压下量的精轧，轧后冷却至卷取温度，得到热轧钢带；
步骤C，将热轧钢带进行冷轧，经连续退火后，进行奥氏体化，保温；
步骤D，保温后立刻淬火，淬火冷却，得到成品。
在一些实施例中，所述步骤A中，连铸坯料的加热温度为1150～1300℃。
在一些实施例中，所述步骤A中，保温时间为1～3h。
在一些实施例中，所述步骤B中，终轧温度为800～950℃。
在一些实施例中，所述步骤B中，冷却方式采用层流冷却。
在一些实施例中，所述步骤B中，以＞10℃/s的冷却速度冷至卷取温度，卷取温度为550～700℃。
在一些实施例中，所述步骤C中，连续退火中，退火温度为720～730℃，快冷终冷温度为400℃，过时效温度为380℃。
在一些实施例中，所述步骤C中，奥氏体化温度为880～900℃，保温时间为5～10min。
在一些实施例中，所述步骤D中，淬火冷却速率＞30℃/s。
本发明同现有技术相比，有如下特点：
(1)热成形后的抗拉强度超过2200MPa，目前最高强度为2000MPa；
(2)在超高抗拉强度的同时，碳含量低，保证了良好的焊接性能；
(3)没有添加传统的提高淬透性的元素B，因此也不需要添加固N的元素Ti，从而可以避免夹杂物TiN的形成，提高了热成形钢的韧性；
(4)综合添加V和Mo，细化晶粒，提高淬透性和淬火后的韧性；
(5)由于添加了V和Mo，只需要添加少量的Cr，降低了Cr用量。
本申请附加的方面和优点将在下面的描述中部分给出，部分将从下面的描述中变得明显，或通过本申请的实践了解到。
附图说明
本申请上述的和/或附加的方面和优点从下面结合附图对实施例的描述中将变得明显和容易理解，
其中：
图1为本申请实施例的2200MPa级低碳无B热成形钢的制备过程中的连续退火工艺流程图；
图2为本申请实施例的2200MPa级低碳无B热成形钢在制备过程中热轧后的微观组织形貌图；
图3为本申请实施例的2200MPa级低碳无B热成形钢在制备过程中720℃连续退火后的微观组织形貌图；
图4为本申请实施例的2200MPa级低碳无B热成形钢在制备过程中880℃淬火后的微观组织形貌图。
具体实施方式
下面详细描述本申请的实施例，所述实施例的示例在附图中示出。下面通过参考附图描述的实施例是示例性的，旨在用于解释本申请，而不能理解为对本申请的限制。
下面参考附图1-4描述本申请实施例的一种2200MPa级低碳无B热成形钢及其制备方法。
本申请的一方面实施例提出一种2200MPa级低碳无B热成形钢，其成分包括：C：0.30％～0.35％，Si≤0.40％，Mn：1.0％～1.5％，Al≤0.05％，Cr：0.2％～0.3％，Mo：0.15％～0.25％，P≤0.008％，S≤0.005％，V：0.03％～0.05％，余量为Fe和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
合金元素的作用为：
C：热成形钢的强度级别最主要是由碳含量决定，碳含量增大，钢的淬透性、淬硬性都会增高，但是塑性会降低。但是碳含量增大不利于热成形钢的焊接。本发明选择的碳含量范围是0.3～0.35％。
Si：能提高钢板淬透性及强度，但过高会影响热冲压件涂镀性能，因此，本发明将Si含量控制在≤0.40％。
Mn：Mn是钢中的主要的固溶强化元素，能够扩大奥氏体区，提高淬透性。Mn含量增加，降低AC3点，促进奥氏体低温下形成，有利于淬火处理。本发明将Mn含量控制在1.0％～1.5％。
Cr：Cr是十分有效的提高钢淬透性元素，但是Cr的价格高。为了兼顾淬透性和成本，本发明将Cr含量控制在0.20％～0.30％。
Mo：Mo是珠光体转变最强烈的元素，具有强烈的溶质拖曳作用，固溶强化基体，提高奥氏体淬透性。本发明Mo的含量控制在0.15～0.25％。
V：V元素能够和C、N结合形成析出相强化基体，细化晶粒，还能固溶在基体中提高淬透性。由于V的价格同样较高，因此本发明选用的V含量为0.03％～0.05％。
本申请第二方面实施例提出一种上述2200MPa级低碳无B热成形钢的制备方法，包括以下步骤：
步骤A，将含有上述冶炼成分的连铸坯料加热至1150～1300℃，保温时间为1～3h后进行粗轧；
步骤B，进行多道次最大压下量的精轧，终轧温度为800～950℃，轧后采用层流冷却，以＞10℃/s的冷却速度冷至卷取温度，卷取温度为550～700℃。得到热轧钢带；
步骤C，将热轧钢带进行冷轧，连续退火，连续退火的工艺流程如图1所示，退火温度为720～730℃，快冷终冷温度为400℃，过时效温度为380℃。冷轧板连续退火后的性能为：厚度0.70～3.0mm；ReL:490～550MPa、Rm：640～770MPa；A50:16～21％。
然后进行奥氏体化，冷轧退火钢板经落料在880～900℃加热，即奥氏体化温度为880～900℃，保温为5～10min；
步骤D，保温后立刻淬火，然后淬火冷却，淬火冷却速率＞30℃/s，得到成品。淬火后抗拉强度≥2200MPa，屈服强度≥1650MPa，延伸率A50≥5％。热冲压部件在室温下的组织结构为典型的马氏体组织。
下面结合实施例1详细描述本发明。
化学成分以质量百分比计为0.3％C，0.34％Si，1.11％Mn，0.035％Al，0.26％Cr，0.005％P，0.004％S，0.034％V，0.2％Mo，其余为Fe和不可避免的杂质元素。
制备过程为：冶炼满足成分要求的铸坯；铸坯热装热送至加热炉，铸坯出加热炉温度为1200℃，在炉内到温后的保温时间为60min；出炉后进行热轧，开轧温度为1050℃，终轧温度为880℃，终轧后冷却卷取，卷取温度为680℃，得到5mm厚的热轧带,热轧钢带的力学性能见表1，组织见图2；热轧带酸洗冷轧，冷轧压下量大于75％，得到1.2mm厚的冷轧带；冷轧带进行连续退火，退火温度720℃，检测连续退火后钢带的力学性能，具体性能指标如表2所示，组织如图3所示；退火后的热成形钢带进行奥氏体化和淬火，奥氏体化温度为880℃，保温时间为5min，淬火冷却速率＞30℃/s，淬火后检测钢带的力学性能并进行显微组织观察，得到的力学性能如表3所示，显微组织如图4所示。从力学性能可见，在C含量只有0.3％的条件下，热成形钢的抗拉强度均超过2200MPa，且A50伸长率大于5％，且组织为全马氏体，晶粒尺寸约为10～20μm，具有良好的强塑性匹配。
表1热轧后的钢带的力学性能
序号 ReL/MPa Rm/MPa A50/％
1 505 710 24.5
表2 720℃连续退火后钢带的力学性能
序号 ReL/MPa Rm/MPa A50/％
1 491 664 21
表3淬火后的热成型钢带的力学性能
序号 Rp0.2/MPa Rm/MPa A50/％
1 1666 2259 5.02
1 1702 2282 5.82
在本发明中，术语“一个实施例”、“一些实施例”、“示例”、“具体示例”、或“一些示例”等意指结合该实施例或示例描述的具体特征、结构、材料或者特点包含于本发明的至少一个实施例或示例中。在本说明书中，对上述术语的示意性表述不必须针对的是相同的实施例或示例。而且，描述的具体特征、结构、材料或者特点可以在任一个或多个实施例或示例中以合适的方式结合。此外，在不相互矛盾的情况下，本领域的技术人员可以将本说明书中描述的不同实施例或示例以及不同实施例或示例的特征进行结合和组合。
尽管上面已经示出和描述了本发明的实施例，可以理解的是，上述实施例是示例性的，不能理解为对本发明的限制，本领域的普通技术人员在本发明的范围内可以对上述实施例进行变化、修改、替换和变型。

Claims (10)

1.一种2200MPa级低碳无B热成形钢，其特征在于，其成分包括C：0.30％～0.35％，Si≤0.40％，Mn：1.0％～1.5％，Al≤0.05％，Cr：0.2％～0.3％，Mo：0.15％～0.25％，P≤0.008％，S≤0.005％，V：0.03％～0.05％，余量为Fe和不可避免的杂质，以质量百分含量计。
2.一种权利要求1所述的2200MPa级低碳无B热成形钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤A，将连铸坯料加热，保温一段时间后进行粗轧；
步骤B，进行多道次最大压下量的精轧，轧后冷却至卷取温度，得到热轧钢带；
步骤C，将热轧钢带进行冷轧，经连续退火后，进行奥氏体化，保温；
步骤D，保温后立刻淬火，淬火冷却，得到成品。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤A中，连铸坯料的加热温度为1150～1300℃。
4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤A中，保温时间为1～3h。
5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤B中，终轧温度为800～950℃。
6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤B中，冷却方式采用层流冷却。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤B中，以＞10℃/s的冷却速度冷至卷取温度，卷取温度为550～700℃。
8.根据权利要求2-7任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤C中，连续退火中，退火温度为720～730℃，快冷终冷温度为400℃，过时效温度为380℃。
9.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤C中，奥氏体化温度为880～900℃，保温时间为5～10min。
10.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述步骤D中，淬火冷却速率＞30℃/s。
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