CN115198176A - 一种超高强车厢用马氏体钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本申请涉及钢铁冶炼领域，尤其涉及一种超高强车厢用马氏体钢及其制备方法；以质量分数计，所述马氏体钢的化学成分包括：C，Si，Mn，P，S，Alt，Nb，Ti，B，余量为Fe和不可避免的杂质；所述方法包括：得到冶炼后的钢水；将所述钢水进行连铸，得到板坯；将所述板坯进行加热和保温，后进行热轧、卷取、酸轧、连续退火和平整，得到高强度的马氏体钢；其中，所述连续退火以气冷方式进行；限定C的含量在0.25％～0.30％，同低含量的Mn、Nb、Ti和B，形成微合金化成分体系，利用Mn、Nb、Ti和B分别同C形成的析出物，辅以各自的微合金化反应，能有效保证形成的钢材产品的金相组织中含有大量的马氏体，从而能得到1500MPa级以上的马氏体钢产品。

Description

一种超高强车厢用马氏体钢及其制备方法

技术领域

本申请涉及钢铁冶炼领域，尤其涉及一种超高强车厢用马氏体钢及其制备方法。

背景技术

随着汽车工业的迅速发展，对汽车轻量化的要求日益显著，而在汽车行业中，车厢的总重占比较大，因此对改装车车厢用钢的改进迫在眉睫；目前的车厢用钢由早期的1.5mm～4.0mm厚度的500MPa～700MPa级的热轧马氏体钢产品升级到现在的0.7mm～2.0mm厚度的980MPa～1500MPa级的马氏体钢产品，车身重量显著降低，并且轻量化比例达到了40％以上。

但是由于现阶段对车厢改装的要求日益增多，同时改装车运输的货物种类较复杂，在运输坚硬的块状物体时，车厢的厢体磨损较为严重，同时底板也容易出现凹坑缺陷，而运输散装货物时厢体又容易发生涨厢鼓肚问题，需要进一步提高材料的强度，以提高硬度，提高抗凹和抗鼓肚能力。

因此如何提供1500MPa级以上的马氏体钢产品，是目前亟需解决的技术问题。

发明内容

本申请提供了一种超高强车厢用马氏体钢及其制备方法，以解决现有技术中在高Al含量的条件下难以减少低密度马氏体钢的的技术问题。

第一方面，本申请提供了一种超高强车厢用马氏体钢，以质量分数计，所述马氏体钢的化学成分包括：C:0.25％～0.30％，Si:0.10％～0.30％，Mn:1.0％～2.0％，P≤0.01％，S≤0.005％，Alt:0.020％～0.040％，Nb:0.02％～0.05％，Ti:0.01％～0.02％，B:0.0015％～0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质；

可选的，以体积分数计，所述马氏体钢的微观组织包括：

铁素体：5％～10％，马氏体：90％～95％。

第二方面，本申请提供了一种制备第一方面所述的马氏体钢的方法，所述方法包括：

得到冶炼后的钢水；

将所述钢水进行连铸，得到板坯；

将所述板坯进行加热和保温，后进行热轧、卷取、酸轧、连续退火和平整，得到高强度的马氏体钢；

其中，所述连续退火以气冷方式进行。

可选的，所述加热的终点温度为1260℃～1300℃，所述保温包括以所述加热的终点温度进行1.5h～2.0h的保温。

可选的，所述热轧包括粗轧和精轧，所述精轧的终轧温度为890℃～930℃。

可选的，所述卷取的温度为640℃～680℃。

可选的，所述酸轧包括冷轧，所述冷轧的压下率为65％～75％。

可选的，所述连续退火包括退火、缓冷、快冷和过时效处理。

可选的，所述退火的终点温度为860℃～910℃，所述缓冷的终点温度为760℃～820℃，所述快冷的冷却速度≥50℃/s，所述快冷的终点温度为200℃～250℃，所述过时效处理的温度为250℃～300℃。

可选的，所述平整的延伸率为0.15％～0.25％。

本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：

本申请实施例提供的一种超高强车厢用马氏体钢及其制备方法，通过分别限定C、Si、Mn、Al、Nb、Ti和B的含量，同时限定有害元素P和S的含量，限定C的含量在0.25％～0.30％，同低含量的Mn、Nb、Ti和B，形成微合金化成分体系，利用Mn、Nb、Ti和B分别同C形成的析出物，辅以各自的微合金化反应，能有效保证形成的钢材产品的金相组织中含有大量的马氏体，从而能得到高强度的1500MPa级以上的马氏体钢产品。

附图说明

此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本发明的实施例，并与说明书一起用于解释本发明的原理。

为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本申请实施例提供的方法的流程示意图。

具体实施方式

为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。

本发明的创造性思维为：目前针对1500MPa级及以上级别的马氏体钢一般都是通过带有水淬的连续退火产线进行生产得到的，而采用水淬方式进行连续退火产生生产的同强度级别的马氏体钢，较常规的气冷方式的连续退火的方式，其生产过程中所需的合金含量较少，导致钢材的整体强度和额外性能不高，而本申请的方法，不仅能提供高强度的马氏体钢产品，还能使整个生产过程在常规气冷方式的连续退火阶段进行。

在本申请一个实施例中，提供一种超高强车厢用马氏体钢，以质量分数计，所述马氏体钢的化学成分包括：C:0.25％～0.30％，Si:0.10％～0.30％，Mn:1.0％～2.0％，P≤0.01％，S≤0.005％，Alt:0.020％～0.040％，Nb:0.02％～0.05％，Ti:0.01％～0.02％，B:0.0015％～0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质；

本申请实施例中，C的质量分数为0.25％～0.30％的积极效果是在该质量分数范围内，由于C元素是钢材中最经济的强化元素之一，同时可有效的提高钢产品的淬透性，并能决定连续退火后钢中马氏体的含量，因此适当的C含量能保证钢材在冷却过程中获得足够的马氏体，以保证钢材的强度；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致C含量过高，导致钢材的焊接性能和成形性能将恶化，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致C含量过低，无法得到足够的马氏体，进而无法保证钢材的强度。

Si的质量分数为0.10％～0.30％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Si是钢材的固溶强化元素，能提高钢材的淬透性，同时有利于得到细小分布均匀的马氏体，提高钢材的强度；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将影响钢材的表面质量，容易出现红色条带，在后续酸洗工序无法清楚，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致Si含量过低，无法提高奥氏体淬透性，导致钢材的延伸率过低，钢材易脆。

Mn的质量分数为1.0％～2.0％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Mn是固溶强化元素，在临界区加热时固溶于奥氏体中，有利于提高奥氏体的淬透性，有利于获得马氏体组织与提高马氏体的强度；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致Mn含量过高，影响钢材产品的焊接性能和冷成形性，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致Mn含量不足，无法有效的起到固溶强化的作用。

P≤0.01％的积极效果是在该质量分数范围内，由于P易引起钢材的中心偏析，恶化钢材产品的焊接性能和塑韧性。

S≤0.005％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于S为有害元素，会同Mn结合产生MnS，降低钢材产品的韧性。

Al的质量分数为0.020％～0.040％的积极效果是在该质量分数范围内，能起到脱氧作用，同时保证钢材的冷成形性能，保证钢板的强度；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致钢材中出现过多的AlN类夹杂物，降低钢材产品的延伸率，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，由于Al的含量不足，无法保证钢材内脱氧干净，从而影响钢材的冷成形性能。

Nb的质量分数为0.02％～0.05％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Nb是强碳化物形成的元素，添加至钢种可以在马氏体基体上析出，进而增加马氏体组织的强度，并且还能同Ti元素一起，抑制加热过程中奥氏体晶粒的长大，保持较小的原始奥氏体晶粒，保证轧制中抑制奥氏体晶粒回复再结晶和晶粒长大，从而最终钢材成品的马氏体团较小，有利于提高马氏体的强度，进而提高钢材产品的整体强度；当质量分数的取值大于该范围的端点足最大值，将导致钢材成本的增加，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致析出物的含量不足，无法对马氏体组织进行强化。

Ti的质量分数为0.01％～0.02％的积极效果是在该质量分数的范围内，由于Ti是强碳化物形成的元素，添加至钢种可以在马氏体基体上析出，进而增加马氏体组织的强度，并且还能同Nb元素一起，抑制加热过程中奥氏体晶粒的长大，保持较小的原始奥氏体晶粒，保证轧制中抑制奥氏体晶粒回复再结晶和晶粒长大，从而最终钢材成品的马氏体团较小，有利于提高马氏体的强度，进而提高钢材产品的整体强度；当质量分数的取值大于该范围的端点足最大值，将导致大量的TiN析出物，影响冷成形性能，当质量分数的取值小于该范围的端点最小值，将导致析出物的含量不足，无法对马氏体组织进行强化。

B的质量分数为0.0015％～0.0025％的积极效果是在该质量分数的范围内，能有效的提高钢的淬透性，从而有利于获得马氏体组织，可避免贵重合金元素的添加，从而提高钢材产品的经济效益；当质量分数的取值大于该范围的端点最大值，将导致BN析出物在奥氏体晶界析出，从而向奥氏体晶界富集，降低钢的热脆性，当质量分数的取值小于该范围的端点值，将导致钢的淬透性不足，影响马氏体组织的形成。

在一些可选的实施方式中，以体积分数计，所述马氏体钢的微观组织包括：

铁素体：5％～10％和马氏体：90％～95％。

本申请实施例中，马氏体的体积分数为90％～95％的积极效果是在该体积分数的范围内，能保证钢材的强度在适宜的范围内，同时保证钢材具有一定韧性和强度，从而保证钢材的整体性能；当体积分数的取值大于或小于该范围的端点值，都将导致钢材的整体强度不稳定，从而无法保证钢材的性能稳定。

在本申请一个实施例中，如图1所示，提供一种超高强车厢用马氏体钢的制备方法，所述方法包括：

S1.得到冶炼后的钢水；

S2.将所述钢水进行连铸，得到板坯；

S3.将所述板坯进行加热和保温，后进行热轧、卷取、酸轧、连续退火和平整，得到高强度的马氏体钢；

其中，所述连续退火以气冷方式进行。

在一些可选的实施方式中，所述加热的终点温度为1260℃～1300℃，所述保温包括以所述加热的终点温度进行1.5h～2.0h的保温。

本申请实施例中，加热的终点温度为1260℃～1300℃的积极效果是在该温度范围内，能保证钢材的轧制稳定性；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致不利影响是轧制稳定性差或者原始奥氏体晶粒过于粗大从而影响成品性能。

保温的时间为1.5h～2.0h的的积极效果是在该保温时间范围内，能保证加热板坯成分和组织的均匀性；当时间的取值大于或小于该范围的端点值，将导致不利影响是板坯成分和组织不均性，影响力学性能稳定性。

在一些可选的实施方式中，所述热轧包括粗轧和精轧，所述精轧的终轧温度为890℃～930℃。

本申请实施例中，精轧的终轧温度为890℃～930℃的积极效果是在该温度范围内，能提高钢材的轧制稳定性；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，若终轧温度高于930℃，组织均匀性将受到影响，影响最终产品的性能稳定性，而终轧温度过低将影响轧制稳定性，易出现甩尾缺陷。

在一些可选的实施方式中，所述卷取的温度为640℃～680℃。

本申请实施例中，卷取的温度为640℃～680℃的积极效果是在该温度范围内，能保证成品组织为铁素体和珠光体的混合组织，并避免低温组织的出现，同时铁素体和珠光体组织适当粗化，降低冷轧阶段的变形抗力；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，卷取温度过低易出现低温贝氏体或者马氏体组织，影响冷轧轧制稳定性；卷取温度过高，热卷组织粗大，力学性能较低，将影响最终马氏体组织的尺寸，影响其塑韧性的提高。

在一些可选的实施方式中，所述酸轧包括冷轧，所述冷轧的压下率为65％～75％。

本申请实施例中，冷轧的压下率为65％～75％的积极效果是获得尺寸较小的马氏体；当压下率的取值大于或小于该范围的端点值，冷轧压下率小于65％，热卷的压扁组织在连退加热中的再结晶能较低，易形成粗大的奥氏体组织，导致成品马氏体粗大；而压缩比大于75％时，热卷压下率过大，将导致冷轧时轧机负荷较大，容易造成设备损坏。

在一些可选的实施方式中，所述连续退火包括退火、缓冷、快冷和过时效处理。

在一些可选的实施方式中，所述退火的终点温度为860℃～910℃，所述缓冷的终点温度为760℃～820℃，所述快冷的冷却速度≥50℃/s，所述快冷的终点温度为200℃～250℃，所述过时效处理的温度为250℃～300℃。

本申请实施例中，退火的终点温度为860℃～910℃的积极效果是在该温度范围内，能保证完全奥氏体化；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致不利影响是奥氏体化不充分或者奥氏体异常长大，对成品的强度和塑性产生不利影响。

缓冷的终点温度为760℃～820℃的积极效果是在该温度范围内，能保证快冷前奥氏体的含量，从而保证马氏体组织的含量；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，缓冷的终点温度较低时，将导致残余奥氏体量下降，影响成品马氏体组织的含量，进而影响钢材的力学性能；缓冷的终点温度较高时，将导致冷却梯度过大，影响钢材的板形质量。

快冷的冷却速度≥50℃/s的积极效果是在该冷却速度范围内，能保证马氏体组织的含量和尺寸；当冷却速度的取值大于或小于该范围的端点值，当冷却速度较小时，易导致马氏体含量不足或者尺寸粗大；当快冷速度较大时，气冷工艺的设备无法达到该冷却速度，需要从产品设计上进行优化，将增加钢材的生产成本。

快冷的终点温度为200℃～250℃的积极效果是在该温度范围内，能保证获得足够量的马氏体；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致不利影响是马氏体含量不足影响力学性能或者增加设备冷却负荷。

过时效处理的温度为250℃～300℃的积极效果是在该温度范围内，能提高马氏体塑韧性指标；当温度的取值大于或小于该范围的端点值，将导致不利影响是马氏体钢的强塑性匹配不足。

在一些可选的实施方式中，所述平整的延伸率为0.15％～0.25％。

本申请实施例中，平整的延伸率为0.15％～0.25％的积极效果是在该平整延伸率的范围内，能保证板形质量；当延伸率的取值大于或小于该范围的端点值，将导致不利影响是易导致二次板形缺陷。

各实施例和对比例的马氏体钢的化学成分如表1所示：

表1各个马氏体钢产品的化学成分含量情况表

各实施例和对比例的工艺参数条件如表2所示。

表2各个生产工艺参数的情况表

各实施例和对比例所得钢产品的性能参数如表3所示：

表3各马氏体钢产品的力学性能参数及开裂情况

组别	Rp0.2(MPa)	Rm(MPa)	A80(％)	90°冷弯(d＝a)
					实施例1	1426	1550	3.5	合格
实施例2	1435	1567	3.0	合格
					实施例3	1438	1570	3.0	合格
实施例4	1410	1520	3.5	合格
					对比例1	1270	1350	4.5	合格
对比例2	1320	1400	3.5	合格
					对比例3	1450	1590	2.5	不合格

表3的具体分析：

屈服强度是指制备得到的钢板发生屈服现象时的屈服极限，也就是抵抗微量塑性变形的应力，屈服强度越大，说明钢板的屈服极限越高。

抗拉强度是指制备得到的钢板在拉断前所能承受的最大应力值，抗拉强度越大，说明钢板在拉断前所能承受的最大应力值越大。

断后伸长率是指钢板在拉断后标距的伸长于原始标距的百分比，断后伸长率越高，说明钢板的韧性越好。

从实施例1-4的数据可知：

采用本申请的方法，限定C的含量在0.25％～0.30％，同低含量的Mn、Nb、Ti和B，形成微合金化成分体系，利用Mn、Nb、Ti和B分别同C形成的析出物，辅以各自的微合金化反应，能有效保证形成的钢材产品的金相组织中含有大量的马氏体，从而能得到高强度的1500MPa级以上的马氏体钢产品。

本申请所得的马氏体钢，其屈服强度大于1400Mpa，最高达到了1438MPa；抗拉强度大于1500MPa，最高达到了1570MPa；延伸率均大于3.0％，最高可达3.5％；同时，90°d＝a冷弯测试均合格。

从对比例1-3的数据可知：

当化学成分不足或者工艺控制不合理的情况下，将会导致最终钢材产品的强度不足或者冷弯性能不合格。

本申请实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下所述的技术效果或优点：

(1)本申请实施例所提供的马氏体钢，限定C的含量在0.25％～0.30％，同低含量的Mn、Nb、Ti和B，形成微合金化成分体系，利用Mn、Nb、Ti和B分别同C形成的析出物，辅以各自的微合金化反应，能有效保证形成的钢材产品的金相组织中含有大量的马氏体，从而能得到高强度的1500MPa级以上的马氏体钢产品。

(2)本申请实施例所提供的马氏体钢，能其屈服强度大于1400Mpa，最高达到了1438MPa；抗拉强度大于1500MPa，最高达到了1570MPa；延伸率均大于3.0％，最高可达3.5％；同时，90°d＝a冷弯测试均合格。

(3)本申请实施例所提供的马氏体钢，具有优越的板形和表面质量，适用于改装车的车厢板，而该车厢板强度高，质量轻，耐磨性好。

(4)本申请实施例所提供的方法，仅通过适宜的热轧工艺、连续退火工艺，就可实现在传统气体冷却方式的连续退火产线生产0.8mm～1.6mm、具有优良冷成形性能马氏体钢，屈服强度达到1400MPa以上，抗拉强度达到1500MPa以上，并且具有优良的板形质量与表面质量，达到90°d＝a折弯不开裂的效果。

需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。而且，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。在没有更多限制的情况下，由语句“包括一个……”限定的要素，并不排除在包括所述要素的过程、方法、物品或者设备中还存在另外的相同要素。

在本文中所披露的范围的端点和任何值都不限于该精确的范围或值，这些范围或值应当理解为包含接近这些范围或值的值。对于数值范围来说，各个范围的端点值之间、各个范围的端点值和单独的点值之间，以及单独的点值之间可以彼此组合而得到一个或多个新的数值范围，这些数值范围应被视为在本文中具体公开。

以上所述仅是本发明的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种超高强车厢用马氏体钢，其特征在于，以质量分数计，所述马氏体钢的化学成分包括：C:0.25％～0.30％，Si:0.10％～0.30％，Mn:1.0％～2.0％，P≤0.01％，S≤0.005％，Alt:0.020％～0.040％，Nb:0.02％～0.05％，Ti:0.01％～0.02％，B:0.0015％～0.0025％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的马氏体钢，其特征在于，以体积分数计，所述马氏体钢的微观组织包括：

铁素体：5％～10％和马氏体：90％～95％。

3.一种制备如权利要求1或2所述的马氏体钢的方法，其特征在于，所述方法包括：

得到冶炼后的钢水；

将所述钢水进行连铸，得到板坯；

将所述板坯进行加热和保温，后进行热轧、卷取、酸轧、连续退火和平整，得到高强度的马氏体钢；

其中，所述连续退火以气冷方式进行。

4.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述加热的终点温度为1260℃～1300℃，所述保温包括以所述加热的终点温度进行1.5h～2.0h的保温。

5.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述热轧包括粗轧和精轧，所述精轧的终轧温度为890℃～930℃。

6.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述卷取的温度为640℃～680℃。

7.根据利要求3所述的方法，其特征在于，所述酸轧包括冷轧，所述冷轧的压下率为65％～75％。

8.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述连续退火包括退火、缓冷、快冷和过时效处理。

9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，所述退火的终点温度为860℃～910℃，所述缓冷的终点温度为760℃～820℃，所述快冷的冷却速度≥50℃/s，所述快冷的终点温度为200℃～250℃，所述过时效处理的温度为250℃～300℃。

10.根据权利要求3所述的方法，其特征在于，所述平整的延伸率为0.15％～0.25％。

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