CN114908287A - 一种低合金轻量化高强汽车用钢及生产方法 - Google Patents

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Abstract

一种低合金轻量化高强汽车用钢，其组分及wt%为：C：0.19～0.22%，Si：0.55～0.65%，Mn：1.62～2.05%，Al：1.40～1.93%，Ti：0.09～0.11%，V：0.055～0.065%，Ni：0.33～0.37%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，N：≤0.005%，O：≤0.003%;生产方法：经冶炼后浇注成坯；对铸坯加热；除鳞；二段式轧制至产品厚度；层流冷却；卷取；淬火；回火。本发明钢板的密度在7.40~7.60g/cm3，屈服强度为779~890MPa，抗拉强度为1010~1478.1MPa，延伸率为12.3~15.2%，强塑积为12.40~22.47GPa·%，其完全满足了汽车轻量化的需求，且解决了高锰高铝钢水容易与炉衬或者保护渣粘结，造成连铸困难，破坏钢包结构等不足。

Description

一种低合金轻量化高强汽车用钢及生产方法
技术领域
本发明涉及钢生产技术领域，具体而言，涉及一种低合金轻量化高强汽车用钢及其制备方法。
背景技术
汽车轻量化的概念已经提出多年，汽车每减重10％，其燃油效率提高6～8％，尾气排放量下降4～6％，汽车制造向材料高强化、低密度轻量化方向发展已经势在必行。Fe-Mn-Al-C系轻量化高强钢，通过加入大量的Mn、Al等轻量化元素来达到降低密度，减轻重量的目的，逐渐成为未来轻量化钢的主要钢种之一。这类钢兼具高强度和良好的韧塑性。但由于钢中Mn、Al的合金比远高于常规钢种，合金成本高，且在冶炼和浇铸过程中这种高锰高铝的钢水与包衬(钢包、中间包)耐火材料、与熔渣(连铸保护渣、精炼渣、中间包覆盖剂)之间的相互作用远超过常规钢种冶炼时产生的影响，钢水容易与炉衬或者保护渣粘结，造成连铸困难，影响生产节奏，破坏钢包结构，因而大大提高了低密度高强钢工业化生产的难度。
中国专利申请号为CN201810362095.X的文献，其公开了《强塑积大于45GPa·％的汽车用高强韧钢及制备方法》，其化学成分按质量百分比为(wt％)：C：0.40～0.60％，Mn：7.5～8.0％，Al：2.5～3.5％，Si：0.1～0.2％，P≤0.02％，S≤0.02％，余量为Fe及不可避免的杂质。其制造方法为：原料准备、冶炼、铸造、锻造、热轧、一次退火、冷轧、二次退火。该发明采用中碳、中锰及一定含量的铝作为主要合金系统，起到降低密度的作用，所述轻量化钢密度为6.83～6.94g/cm3。通过热轧、冷轧和退火，该钢抗拉强度超过1000MPa，强塑积大于45GPa·％。但是此发明中采用中碳及较高的合金系统，对于承担焊接及成形的结构件来说是不适合的，而且较高含量的Al会严重降低材料的刚度，这对于汽车用承载件来说也是不合适的，因此需要从合金系统设计角度重新设计满足当今及未来轻量化高强韧汽车用钢。
中国专利申请号为CN201810507557.2的文献，其公开了《一种1200MPa级高强度高塑性低密度钢板及其制造方法》，其化学成分质量百分比为(wt％)：C：0.7～1％，Mn：13～20％，Al：8～11％，Ni：1～4％，Si：3％；制造方法为：(1)按上述成分冶炼钢水，浇铸；(2)加热至1100～1200℃保温后热轧，开热轧结束后水冷至室温；(3)加热至900～1100℃保温后水冷；(4)酸洗后冷轧；(5)加热至800～1000℃保温后空冷。所述轻量化钢密度为6.5～7g/cm3，该发明采用高碳、锰、铝合金系统，抗拉强度超过1200MPa，延伸率大于30％，即便此专利介绍的钢种性能非常优异，但其焊接性和成形性相比如上CN201810362095.X专利更差；其次，加过高的铝会导致刚度急剧降低，且实际生产中连铸过程极为困难，另外，此合金含量过高，成本显著提高，不适用于当前及未来汽车用钢的发展。
中国专利申请号为CN110484816A的文献，其公开了《一种以硅代铝轻量化高强韧汽车用钢及其制备方法》，其化学成分重量百分比为(wt％)：C：0.1-0.4％，Si：3.5-5.5％，Mn：4.0-6.0％，Ni：0.5-1.0％，Ti：0.01-0.1％，余量为Fe。该发明采用高锰高硅合金系统，很好地弥补了铝轻量化所带来的一系列问题。但是该发明未能有效解决锰含量高所引发的偏析问题，偏析现象将导致组织不均匀。此外，该发明添加的Ni合金含量较高，将会增加生产成本，Si含量较高，不利于钢材表面质量的控制。
因此，基于上述关于轻量化和生产成本的相关分析，高锰铝合金系轻量化钢虽具有显著的轻量化优势，但其高合金成分体系所体现的高生产成本和生产难度，反映了当前设计和研究符合未来汽车用钢发展的不足，这也是本发明所要克服的。
发明内容
本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种钢板的密度在7.40～7.60g/cm3，屈服强度在779～890MPa，抗拉强度在1010～1478.1MPa，延伸率为12.3～15.2％，强塑积为12.40～22.47GPa·％的低合金轻量化高强汽车用钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种低合金轻量化高强汽车用钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.19～0.22％，Si：0.55～0.65％，Mn：1.62～2.05％，Al：1.40～1.93％，Ti：0.09～0.11％，V：0.055～0.065％，Ni：0.33～0.37％，P：≤0.010％，S：≤0.003％，N：≤0.005％，O：≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为回火马氏体，回火马氏体板条宽度在0.2～1.0mm。
优选地：Mn的重量百分比含量在1.69～1.95％。
优选地：Al的重量百分比含量在1.56～1.89％。
一种低合金轻量化高强汽车用钢的生产方法，其步骤：
1)经冶炼后浇注成坯；铸坯拉速按照常规进行；
2)对厚度在35～45mm铸坯进行加热；控制加热温度在1220～1290℃，并控制总加热时间在90～130min；
3)进行高压水除鳞，压水控制在40～50MPa；
4)进行二段式轧制至产品厚度：控制粗轧开轧温度在1020～1200℃，精轧终轧温度在830～850℃；其间：控制第一道的压下率在45～55％，第二道次压下率在50～60％，其余道次为常规压下率；
5)采用后段式冷却方式进行层流冷却，冷却至卷取温度；
6)进行卷取，并控制卷取温度在370～544℃；后自然冷却至室温；
7)进行淬火，淬火温度在1103～1215℃，并在此温度下保温30～55min，后以70～90℃/s的冷却速度冷却室温；
8)进行回火，回火温度在451～550℃，并在此温度下保温1.5～3.0h。
优选地：所述淬火温度在1143～1195℃。
优选地：所述回火温度在473～542℃。
本发明中各元素及主要工艺的作用及机理
碳：碳是本发明中最为重要的强化元素，可以提高马氏体硬质相的硬度，并影响马氏体和残余奥氏体的转变比例。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足强度要求的同时，具有良好的冷成形性能。如果碳含量小于0.19％，会使得马氏体的硬度降低，在一定组分条件下，材料的抗拉强度达不到标准要求；如果碳含量大于0.22％，则不能满足材料的良好成形性能。所以，碳元素的限定范围为0.19＜C＜0.22％。
硅：硅是本发明中重要的强化元素之一，一部分的固溶态硅元素可以提高钢的固溶强度，另一部分的硅可以控制第二相颗粒析出，改善析出强度。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足强度要求的同时，具有良好的产品表面质量。如果硅含量小于0.55％，会降低基体相的固溶强度，材料的抗拉强度达不到标准要求；如果硅含量大于0.65％，会给轧制时除鳞带来困难，产生表面质量缺陷问题，且严重降低钢的焊接性能。所以，硅元素的限定范围为0.55＜Si＜0.65％。
锰：锰是本发明中重要的强韧化元素之一，既能降低钢的密度，而且增加钢的淬透性，淬火回火热处理过程中容易得到马氏体组织。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足强度要求的同时，具有明显的轻量化优势。如果锰含量小于1.70％，会同时降低钢的淬透性和抗拉强度，且减弱轻量化效果，使材料的抗拉强度和密度达不到标准要求；如果锰含量大于1.90％，连铸过程容易产生铸坯裂纹而导致铸坯缺陷，还会降低钢的焊接性能。所以，锰元素的限定范围为1.70＜Mn＜1.90％。
铝：铝是本发明中最重要的轻量化元素，钢中每添加1％的Al，密度下降0.101g/cm3，可减重约1.3％。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足强度要求的同时，具有明显的轻量化优势。如果铝含量小于1.40％，轻量化效果显著下降，材料的密度达不到标准要求；如果铝含量大于1.60％，连铸过程容易产生铸坯裂纹而导致铸坯缺陷，造成浇注困难，增加工业化生产难度。此外，还极易促进铁素体相变，降低屈服强度，降低钢的焊接性能。所以，铝元素的限定范围为1.40＜Al＜1.60％。
钛：钛是本发明中重要的强碳氮化物形成元素之一，钢中加入一定量的Ti可以起到沉淀强化效果提高钢的强度。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足轻量化要求的同时，具有明显的强度优势。综合考虑Ti与相关元素在钢中的固溶度积以及钢中N、C等元素含量，并结合相关化合物的理想化学配比计算确定本发明的轻量化钢的中Ti含量的合理添加范围为0.09～0.11％。如果钛含量小于0.09％，第二相析出强化作用不明显，材料的强度达不到标准要求；如果铝含量大于0.11％，容易在固液前沿析出大颗粒的TiN颗粒，液析TiN由于尺寸粗大且形状为具有尖锐棱角的立方体，在交变切应力作用下，易在TiN与基体的相界处出现应力集中现象，同时由于TiN与基体的弹性模量不同，周围基体也会产生应力集中，二者叠加便在TiN点端萌生早期裂纹，引起齿面发生早期点蚀和剥落失效，对表面接触疲劳性能不利。此外，液析TiN还显著恶化钢的低温韧性。所以，铝元素的限定范围为1.40＜Ti＜1.60％。
钒：钒是本发明中重要的强碳氮化物形成元素之一，低温过程容易析出的V(C,N)，起到明显的沉淀的效用。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足轻量化要求的同时，具有明显的强度优势。综合考虑V与相关元素在钢中的固溶度积以及钢中Ti、N、C等元素含量，并结合相关化合物的理想化学配比计算确定本发明的贝氏体钢的中V含量的合理添加范围为0.055～0.065％。如果钒含量小于0.055％，第二相析出强化作用不显著，材料的强度达不到标准要求；如果钒含量大于0.065％，会造成合金浪费，增加生产成本。因此，钒元素的限定范围为0.055＜V＜0.065％。
镍：镍是本发明中重要的强韧化元素之一，钢中加入Ni元素可起到固溶强化以及提高淬透性的作用，此外，Ni还可以改善钢的低温冲击韧性。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足轻量化要求的同时，具有明显的低温韧性。如果镍含量小于0.33％，在一定组分条件下，材料的低温韧性达不到标准要求；如果镍含量大于0.37％，会造成合金浪费，且增加生产成本。因此，镍元素的限定范围为0.33％＜Ni＜0.37％。
磷：磷是钢中主要的有害元素之一，磷在钢中固溶强化和冷作硬化作用强，作为合金元素加入低合金结构钢中，能提高其强度和钢的耐大气腐蚀性能，但降低其冷冲压性能。磷还增加回火脆性，显著增加钢的塑性和韧性，致使钢在冷加工时容易脆裂也即所谓“冷脆”现象。磷对焊接性也有不利影响。根据本钢种成形加工的应用范围，要求材料在满足轻量化要求的同时，具有明显的强度优势。因此，磷元素的限定范围为0.010％以下。
硫：硫是钢中主要的有害元素之一，硫在钢中偏析严重，恶化钢的质量，它以熔点较低的FeS形式存在。钢1100～1200℃进行轧制时，晶界上的FeS就将熔化，大大的削弱了晶粒之间的结合力，导致钢的热脆现象。此外，硫含量过高产生的MnS夹杂会使钢的纵横向性能产生明显差异，恶化低温韧性。因此，硫元素的限定范围为0.003％以下。
氮：氮是钢中主要的有害元素之一，可与钢中Ti、Nb、V等元素在高温时结合形成相应的化合物，这类化合物在高温下会粗化、长大，严重损害钢的塑性和韧性。并且，这类在高温下形成的粗大碳氮化物颗粒对沉淀强化贡献较小，而且会消耗钢中有效Ti、Nb、V的含量，因此，氮元素的限定范围为0.005％以下。
氧：氧是钢中主要的有害元素之一，尽管在炼钢末期要加入锰、硅、铁和铝进行脱氧，但不可能除尽。钢中的氧会在铸件中形成大量气泡，降低钢的致密性，且损害钢的韧塑性。氧会使硅钢中铁损增大，磁导率及磁感强度减弱，磁时效作用加剧。因此，氧元素的限定范围为0.003％以下。
本发明之所以控制精轧第一道次的压下率在45～55％，是由于考虑到带坯厚度的可能波动和可能产生咬入困难等，而使压下量略小于设备允许的最大压下量。此外，冷轧机第一道次后张力太小，且热轧卷的板形及厚度偏差不均匀，甚至呈现浪形、瓢曲、镰刀弯或楔形断面，致使轧件对中难以保证，给轧制带来一定困难，故第一道次压下率不能过大。
本发明之所以控制第二道次的压下率在50～60％，是由于为了充分利用设备能力，尽可能给以大的压下量轧制。此外，为了尽量避免Mn含量高带来的偏析问题，可适当增加第二道次压下率。
本发明之所以控制淬火温度在1103～1215℃，并在此温度下保温30～55min，后以70～90℃/s冷却，优选地淬火温度在1143～1195℃，是由于在该淬火温度下奥氏体晶粒充分均匀化，且无明显粗化，在淬火后可获得板条宽度为0.2～1.0mm的马氏体板条组织，保证材料的抗拉强度。淬火温度过高，容易造成钢的过烧，且奥氏体晶粒明显粗化，在后续淬火过程中获得的板条马氏体组织粗化严重，材料的抗拉强度无法达到标准。淬火温度过低，原子扩散活性度下降，不利于改善Mn元素造成的偏析现象。此外，由于奥氏体化不够充分，元素无法均匀分布，在后续淬火制备淬火马氏体板条组织中容易获得成分不均、形貌相差的残余奥氏体组织，残余奥氏体组织的成分差异和形貌差异将造成钢的强度和韧性波动。
本发明之所以控制回火温度在451～550℃，优选地回火温度在473～542℃；并保温1.5～3.0h；是由于在该回火温度下可获得板条宽度为0.2～1.0mm的回火马氏体板条组织，且第二相析出颗粒主要以纳米级颗粒弥散分布于马氏体板条，提供良好的析出强化作用。另外，该温度下回火后可降低材料的内应力，显著改善材料的低温韧性。回火温度过低，淬火马氏体具有较大的内应力，不利于改善低温冲击韧性；回火温度过高，导致马氏体板条粗化，第二相颗粒熟化，材料的抗拉强度无法达到标准。
本发明与现有技术相比，本发明钢板的密度在7.40～7.60g/cm3，屈服强度为779～890MPa，抗拉强度为1010～1478.1MPa，延伸率为12.3～15.2％，强塑积为12.40～22.47GPa·％，其完全满足了汽车轻量化的需求，且解决了高锰高铝所存在的钢水容易与炉衬或者保护渣粘结，造成连铸困难，破坏钢包结构等不足。
附图说明
图1为本发明钢的金相组织图。
具体实施方式
下面对本发明予以详细描述：
表1为本发明各实施例的化学成分列表；
表2为本发明各实施例的主要工艺参数列表；
表3为本发明各实施例性能检测情况列表。
本发明各实施例按照以下步骤生产
1)经冶炼后浇注成坯；铸坯拉速按照常规进行；
2)对厚度在35～45mm铸坯进行加热；控制加热温度在1220～1290℃，并控制总加热时间在90～130min；
3)进行高压水除鳞，压水控制在40～50MPa；
4)进行二段式轧制至产品厚度：控制粗轧开轧温度在1020～1200℃，精轧终轧温度在830～850℃；其间：控制第一道的压下率在45～55％，第二道次压下率在50～60％，其余道次为常规压下率；
5)采用后段式冷却方式进行层流冷却，冷却至卷取温度；
6)进行卷取，并控制卷取温度在370～544℃；后自然冷却至室温；
7)进行淬火，淬火温度在1103～1215℃，并在此温度下保温30～55min，后以70～90℃/s的冷却速度冷却室温；
8)进行回火，回火温度在451～550℃，并在此温度下保温1.5～3.0h。
表1本发明各实施例及对比例化学成分取值表(wt％)
Figure BDA0003590297520000091
表2本发明各实施例及比较例的主要工艺参数列表
Figure BDA0003590297520000092
续表2
Figure BDA0003590297520000101
表3本发明各实施例及对比例力学性能和组织检测情况列表
Figure BDA0003590297520000102
由表3可以看出，按上述实施例具有更低的密度和更强的力学性能。说明本申请所提供的钢水化学成分配比及制备工艺结合后能够有效使所得的低合金轻量化高强汽车用钢在密度降低的条件下依然具有良好的力学性能。
由图1可以看出该组织为回火马氏体组织，马氏体板条宽度尺寸为微纳米级，马氏体板条间分布有细小弥散的碳化物。
综上所述，本申请提供的低合金轻量化高强汽车用钢在Al含量≤1.6％，Mn含量≤1.9％，密度为7.5～7.65g/cm3的情况下具有较高的力学性能。其制备方法简单，易操作控制，利于工业化生产。
本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

Claims (6)

1.一种低合金轻量化高强汽车用钢，其组分及重量百分比含量为 ：C：0.19～0.22%，Si：0.55～0.65%，Mn：1.62～2.05%，Al：1.40～1.93%，Ti：0.09～0.11%，V：0.055～0.065%，Ni：0.33～0.37%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，N：≤0.005%，O：≤0.003%，其余为Fe及不可避免的杂质；金相组织为回火马氏体，回火马氏体板条宽度在0.2～1.0mm。
2.如权利要求1所述的一种低合金轻量化高强汽车用钢，其特征在于：Mn的重量百分比含量在1.69～1.95%。
3.如权利要求1所述的一种低合金轻量化高强汽车用钢，其特征在于：Al的重量百分比含量在1.56～1.89%。
4.生产如权利要求1所述的一种低合金轻量化高强汽车用钢的方法，其步骤：
1）经冶炼后浇注成坯，铸坯拉速按照常规进行；
2）对厚度在35～45mm铸坯进行加热；控制加热温度在1220～1290℃，并控制总加热时间在90～130min；
3）进行高压水除鳞，压水控制在40～50MPa；
4）进行二段式轧制至产品厚度：控制粗轧开轧温度在1020～1200℃，精轧终轧温度在830～850℃；其间：控制第一道的压下率在45～55%，第二道次压下率在50～60%，其余道次为常规压下率；
5）采用后段式冷却方式进行层流冷却，冷却至卷取温度；
6）进行卷取，并控制卷取温度在370～544℃；后自然冷却至室温；
7）进行淬火，淬火温度在1103～1215℃，并在此温度下保温30～55min，后以70～90℃/s的冷却速度冷却室温；
8）进行回火，回火温度在451～550℃，并在此温度下保温1.5～3.0h。
5.如权利要求4所述的一种低合金轻量化高强汽车用钢的生产方法，其特征在于：所述淬火温度在1143～1195℃。
6.如权利要求4所述的一种低合金轻量化高强汽车用钢的生产方法，其特征在于：所述回火温度在473～542℃。
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