CN117327972A - 一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢及其制造方法 - Google Patents

一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.15～0.23％；Si 0.12～0.5％；Mn 1.6～2.4％；B0.001～0.004％；Al 0.01～0.04％；Cr；0.05～0.5％；Mo 0.15～0.5％；P≤0.015％；S≤0.005％；余量包含Fe和其他不可避免杂质，且需满足如下关系：下贝氏体形成速率的特征值Bs＝0.6～1.4，Bs＝(Mo+B*100‑Mn/5)/C；其微观组织中下贝氏体≥95％。所述汽车结构用钢的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥7％，180°弯曲性能d≤3.5T。本发明获得的汽车结构用钢不仅具有超高的强度，还具有优良的成形性能、尤其是弯曲成形性能，尤其适合汽车底盘系统零部件的制造。

Description

一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车用钢，特别涉及一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢及其制造方法。
背景技术
随着新一代汽车“绿色、安全”的发展理念，汽车结构件需要的强度越来越高，从而可以使得汽车结构件的厚度大幅减薄，实现整车质量的大幅降低，这样一方面实现了“降碳减排”的绿色发展目标，又提高了整车的可操控性，降低了刹车距离，从而提高了汽车的安全性。
现阶段汽车结构件中，所使用热轧或酸洗的钢板或钢带的强度不高，抗拉强度普遍在800MPa级左右，因此有迫切的需要来进一步提升所用钢材的强度。当然，虽然可以通过将热轧或酸洗钢板经冷轧再退火后来进一步提升钢板或钢带的强度，但是一方面汽车结构件仍然有大量零件需要使用厚度较厚的热轧或酸洗材料，另一方面，经冷轧和再退火的生产工艺会增加钢板或钢带的制造成本和碳排放，因此，本发明主要关注汽车用热轧或酸洗材料提升强度的发明设计。
现有热轧酸洗钢板或钢带提高材料的强度有两种方式：
1、在钢板组织中引入大量马氏体，或者残余(亚稳)奥氏体使得材料在成型时通过形变引发残余(亚稳)奥氏体转变为马氏体。
如中国专利CN200610025065.7和CN201210461655.X都公开了以马氏体组织为基体的热轧高强钢及其制造方法，抗拉强度可以达到1150MPa甚至1400MPa及以上。大量引入的马氏体虽然可以显著提高钢板或钢带的强度，但是马氏体塑性韧性都偏低，虽然可以通过回火，或者其他软相(如铁素体)的引入，提高材料整体平均的塑性和韧性，但是在局部区域，尤其是马氏体相与其他相的界面处，却由于马氏体相与周围相之间过大的强度/硬度差异，使得其局部塑性和韧性较差，表现为钢板或钢带的弯曲性能和扩孔翻边性能不高，容易在马氏体与周围相的界面处开裂。此外，为了获得足够量的马氏体或残余奥氏体，钢板或钢带中常加入较高的碳、锰和硅元素，从而恶化了钢板的可焊接性、表面可涂装性和表面色泽。
2、采用诱发微合金碳化物或碳氮化物大量析出的方式提高热轧或酸洗钢板或钢带的强度。
如中国专利CN201610268167.5提出了一种通过微合金碳化物或碳氮化物析出的方法获得抗拉强度达到1180MPa级以上的热轧钢板或钢带。但是这种方法同样存在两个问题，一是微合金碳化物或碳氮化物的大量析出意味着钢中需要添加大量的Ti、V、Nb等微合金元素，这些合金元素成本极高，大量添加会使得产品的大生产制造成本较高；另一方面，微合金碳化物或碳氮化物大量析出不利于钢板的弯曲性能，材料弯曲时容易在微合金碳化物或碳氮化物聚集处，或析出与基体的界面处发生开裂。此外，上述元素还会与氮元素形成粗大、且棱角尖锐的氮化物(如TiN)，更容易造成钢板和钢带的弯曲开裂。
发明内容
本发明的目的在于提供一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢及其制造方法，该汽车结构用钢的抗拉强度在1180MPa以上，同时兼具良好的弯曲翻边性能，所述汽车结构用钢的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥7％，180°弯曲性能d≤3.5T，特别适用于汽车底盘结构零件。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明所述汽车结构用钢为贝氏体钢，既不引入马氏体，又不引入碳化物大量析出，而是控制钢板或钢带的显微组织基本为纯下贝氏体(下贝氏体含量≥95％)，从而在获得抗拉强度在1180MPa及以上的同时兼具良好的弯曲翻边性能。
而为了使钢板或钢带能达到屈服强度≥1000MPa且抗拉强度在1180MPa及以上，需要一方面提高下贝氏体的比例，另一方面提高下贝氏体的强度或硬度。但由于热轧生产工艺和装备的限制(如层冷辊道短，轧制生产速度快等因素)，供下贝氏体转变的时间较短，因此本发明设计时需要考虑加快下贝氏体的转变速率，缩短的下贝氏体形成时间，扩大贝氏体相区，从而尽可能快、尽可能多地形成下贝氏体。
具体的，本发明所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其成分重量百分比为：
C：0.15～0.23％；
Si：0.12～0.5％；
Mn：1.6～2.4％；
B：0.001～0.004％；
Al：0.01～0.04％；
Cr；0.05～0.5％；
Mo：0.15～0.5％；
P：≤0.015％；
S：≤0.005％；
余量包含Fe和其他不可避免杂质，且需满足如下关系：下贝氏体形成速率的特征值Bs＝0.6～1.4，Bs＝(Mo+B*100-Mn/5)/C；
所述汽车结构用钢的微观组织中下贝氏体≥95％。
进一步，还包含Ti、V、Nb中至少其中一种，且，Ti+Nb+V≤0.03％，优选为，Ti+Nb+V≤0.006％。
优选的，本发明所述汽车结构用钢的微观组织为：下贝氏体≥95％，且，残余奥氏体+马氏体+回火马氏体+上贝氏体≤0.2％；
优选的，本发明所述汽车结构用钢的微观组织为：下贝氏体≥95％，铁素体+碳氮化物析出+粒贝实体≤5％，且，残余奥氏体+马氏体+回火马氏体+上贝氏体≤0.01％。
所述汽车结构用钢的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥7％，180°弯曲性能d≤3.5T，优选d≤3T。
在本发明所述汽车结构用钢的成分设计中：
C：C元素主要控制钢中组织相变、下贝氏体硬度/强度，下贝氏体形成所需时间，马氏体形成温度(Ms)和微合金碳化物或碳氮化物大量析出析出，从而影响材料的力学性能。当钢中C元素含量低于0.15％，则会导致钢的强度达不到目标要求，或者因Ms过高而导致形成马氏体，此时虽然强度较高，但弯曲性能大幅恶化；而若钢中C元素含量高于0.23％时，则容易造成强度过高或者碳化物过多，使得钢板的塑性和弯曲性能下降。基于此，本发明将C的含量控制在0.15～0.23％，优选为0.18～0.21％。
Si：Si具有一定的固溶强化作用，但会影响钢板表面质量。当钢中Si元素含量低于0.12％时，难以获得充分强化效果；而当钢中Si元素含量高于0.5％时，酸洗后钢板表面还容易形成氧化铁皮或虎皮纹条状色差，不利于汽车用钢板的表面质量。因此，本发明将Si的含量控制在0.12～0.5％之间。
Mn：Mn元素影响钢板淬透性，影响马氏体和下贝氏体形成，Mn含量越高，Ms点越低，但Mn对C原子扩散有拖拽效应，故会延长下贝氏体形成所需时间。因此，钢中Mn元素含量不宜过高，否则将无法获得纯下贝氏体组织。但当Mn含量较低时，Ms点温度提高，也不利于形成纯下贝氏体组织，基于此，本发明将Mn的含量控制在1.6～2.4％之间，优选为1.8～2.2％。
B：B元素可以增强下贝氏体的硬度，并且与Mo元素协同可以缩短下贝氏体形成时间。但当B含量过高时，容易形成脆性硼化物，影响钢板的塑性和弯曲性能。基于此，本发明将B的含量控制在0.001～0.004％之间。
Al：Al元素仅作为脱氧元素加入钢中，其可以出去钢中的O元素，以保证钢的性能和质量。而Al元素含量过高时，会造成成本上升和连铸生产难度的大幅提升。因此，本发明将Al的含量控制在0.01～0.04％之间。
Cr：Cr主要用于扩大贝氏体相区，使得钢中更容易获得下贝氏体。同时还可以通过固溶强化，进一步提高钢板的强度。但是Cr和C可以形成碳化物，Cr含量过高时，不利于钢板的塑性和弯曲性能，基于此，本发明将Cr的含量控制在0.05～0.50％，优选为0.15～0.35％。
Mo：Mo可以扩大贝氏体相区，使得钢中更容易获得下贝氏体，同时与B元素协同，可以缩短下贝氏体形成时间。此外，Mo还可以通过固溶强化或形成碳化物或碳氮化物析出，进一步提升钢板的强度。但是Mo含量过高，则会使钢中碳化物粗大，不利于钢板的弯曲性能。基于此，本发明将Mo的含量控制在：0.15～0.50％，优选为0.15～0.38％。
在上述元素中，Mo、B、Mn都会对下贝氏体的形成速率(或时间)产生影响，为确保下贝氏体含量≥95％，还需进一步控制Bs＝(Mo+B*100-Mn/5)/C，使0.6≤Bs≤1.4，其中Bs为代表下贝氏体形成速率的特征值。Mo和B元素协同添加时，可以使贝氏体转变地C曲线大幅左移，因此这两个元素对加快下贝氏体地形成速率起到正贡献；此外，由于下贝氏体的形成还受碳元素的扩散速率影响，通常情况下碳原子扩散速率越快，下贝氏体形成也越快，因此，由于Mn元素会对碳原子的扩散产生拖拽效应，因此对加快下贝氏体地形成速率起到负贡献。同样，由于碳原子扩散速率与贝氏体形成速率正相关，上述公式中还需除以碳元素含量。若Bs低于0.6，则下贝氏体形成速率过小，形成时间过长，无法在有效地保证在控冷时间内获得95％以上的下贝氏体。若Bs高于1.4，虽然下贝氏体形成速率足够，但由于下贝氏体的退化或分解和碳化物地析出同样与碳原子等原子的扩散速率成正相关，过高的Bs值也意味着下贝氏体容易退化形成粒贝氏体，且碳氮化物析出速率也过快，导致钢板或钢带中容易碳化物容易形成过多、聚集或者生长粗大，最终导致弯曲性能恶化。
Ti、Nb和V：Ti、Nb、V虽作为可选合金元素，可以将其添加进钢中，但仍不建议添加。Ti、Nb和V可以形成微合金碳化物或碳氮化物大量析出第二相析出，进一步提升钢板的强度，但过多或者尺寸过大的微合金碳化物或碳氮化物大量析出反而会恶化弯曲性能，而由于钢中不可避免存在氮元素，上述合金元素也会与N元素形成大块的棱角尖锐的氮化物(如TiN)，进一步恶化钢板或钢带的弯曲性能。此外，上述合金元素的加入会增加材料的成本，综合考虑到性能与成本控制。基于此，本发明将Nb、Ti、V的质量百分比和控制为：Ti+Nb+V≤0.03％，优选为，Ti+Nb+V≤0.006％。
本发明所述的汽车结构用钢的微观组织为：下贝氏体≥95％，且残余奥氏体+马氏体+回火马氏体+上贝氏体≤0.2％；优选的，下贝氏体≥95％，铁素体+碳氮化物析出+粒贝氏体≤5％，且残余奥氏体+马氏体+回火马氏体+上贝氏体≤0.01％。
本发明所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、连铸
按上述成分冶炼，并通过连铸铸造成铸坯，连铸时板坯冷却速率≥5K/s；
2)热轧
对铸坯加热，板坯宽度中心点加热温度为1150～1220℃；
轧制总压下率≥98％，其中，第一、二道次的压下率均≥60％；精轧出口温度为920～980℃；控制板坯轧制速度，使轧制后钢板或钢带的任意位置从精轧出口测温点传送到卷取温度测温点所经历的时间tp≥(5/Bs)+4秒；
3)层冷、卷取
轧后以≥150℃/s的冷速迅速将带钢冷却至≤530℃，再以≥10℃/s的冷速冷却至卷取温度，卷取温度为(MS+20℃)－400℃；其中，带钢的马氏体转变温度MS＝498.9－333.3*(C)－33.3*(Mn)－27.8*(Cr)－16.7*(Ni)－11.1*(Si+Mo+W)，单位℃；
对于Bs＜0.9的钢板和钢带，卷取后将钢卷在卷取机上停留时间≥(10/Bs)+5秒后卸卷；
对于Bs≥0.9的钢板和钢带，卷取后将钢卷在卷取机上停留时间≥(10/Bs)+5秒后再卸卷；
4)堆冷。
进一步，还包括步骤5)，热轧钢板或带钢经酸洗制成酸洗板。
优选的，步骤3)轧后以≥180℃/s的冷速迅速将带钢冷却至≤530℃。
优选的，对于Bs＞0.9的钢板或带钢，卷取后将钢卷在卷取机上停留时间≥(10/Bs)+5秒后再卸卷。
优选的，步骤4)堆冷的堆放方式是卸卷后钢卷堆放于环境温度≥280℃的保温坑中，保温2～6h；优选钢卷以一边平放的形式堆放。
优选的，轧制后带钢的厚度≤4mm。
在本发明所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢的制造方法中：
所述步骤1)中，连铸时的板坯冷却速率将影响钢板和钢带最终组织中的晶粒尺寸，而晶粒尺寸又最终影响下贝氏体的形成速度与形成时间，晶粒尺寸越小，下贝氏体形成速率越快，所需形成时间越短。若冷却速度低于5K/s时，不仅会造成铸坯组织晶粒粗大，不利于后续轧制时获得细晶组织。此外，还容易在后续的成品组织中形成中心偏析或带状组织，而中心偏析和带状组织都容易形成马氏体，从而使最终钢板或钢带的马氏体比例大幅提升，恶化钢板或钢带的弯曲性能。
所述步骤2)中，加热温度过高容易使钢中晶粒尺寸粗大，从而延缓最终下贝氏体的形成速度，使钢板或钢带中的下贝氏体含量不足。而加热温度过低，则使得板坯的奥氏体化程度不足，同样会使最终钢板或钢带中的下贝氏体含量不足。而当精轧终轧温度小于920℃时，在精轧前就会有铁素体析出，造成最终组织中下贝氏体含量偏低。但考虑到板坯加热温度，精轧终轧温度不超过980℃。为了保证轧制后钢板或钢带具有较小的晶粒组织，轧制整体的压下率需≥98％，且第一、第二道次每道次压下率≥60％；压下率不足时，无法获得细小的组织均匀的组织，导致最终下贝氏体形成时间过长，无法获得95％以上的下贝氏体。同样，为了使得下贝氏体在卸卷前完成转变，需要控制板坯轧制速度，使轧制后钢板或钢带的tpmin≥(5/Bs)+4秒。由于板坯尺寸和产线装备的差异，具体的时间可能会有变化，但无论如何需要保证钢板和钢带在进卷取机之前尽可能充分地发生下贝氏体转变，因此该时间与贝氏体转变速率特征值Bs高度相关。若时间不足，则无法获得95％以上的下贝氏体。
所述步骤3)中，为避开铁素体相区和珠光体相区，第一段冷却需要冷速需≥150℃/s，优选≥180℃/s，冷却至530℃已下，若冷却温度较高，则会促进上贝氏体、粒贝氏体、甚至珠光体、铁素体等组织生产，使得下贝氏体含量无法达到≥95％。在冷却至530℃以下后，第二段冷速减小至≥10℃/s直至卷取温度。但冷速不宜过低，以避免粒贝氏体、上贝氏体生成。卷取温度需要控制在(MS+10)～400℃卷取，同样以确保≥95％的下贝氏体的形成。卷取温度过低，将造成马氏体形成，而卷取温度过高，则会导致粒贝氏体、上贝氏体和碳化物或碳氮化物析出。同时，对于Bs＜0.9的钢板或钢带，为确保下贝氏体充分形成，避免马氏体或残余奥氏体地形成，需要将钢卷在卷取机上停留(10/Bs)+5秒后再卸卷。
优选的，对Bs≥0.9的钢板或钢带卷取后也可以将钢卷在卷取机上停留(10/Bs)+5秒后再卸卷，以确保下贝氏体充分形成，并进一步避免马氏体或残余奥氏体地形成。
优选的，轧制后带钢的厚度≤4mm；若带钢厚度过厚，厚度方向组织均匀性较差，不利于获得95％以上的下贝氏体。
所述步骤4)中，可进一步优选将钢卷卸卷后以一边平放的(立式)形式堆放于环境温度≥280℃的保温坑中，贮存2～6h，进一步避免马氏体形成。但是如果保温堆放的温度过高，或者时间过长，一方面会诱发碳化物或碳氮化物析出，另一方面会导致下贝氏体分解形成粒贝氏体，从而对弯曲性能不利。
相较于现有技术，本发明的优点以及有益效果在于：
本发明旨在通过钢板和钢带形成几乎纯的高强下贝氏体，来获得兼具高强度和高弯曲性能的钢板。
而现有的马氏体高强钢的组织主要为马氏体或回火马氏体，有些会辅以少量铁素体、贝氏体或碳化物析出等其他组织，但是这类马氏体高强钢的弯曲性能较差。与之相比，本发明得到的几乎纯下贝氏体组织高强钢在具有与马氏体高强钢相同强度的同时，还拥有更好的弯曲性能。此外，根据文献(Wear Resistance of Medium Carbon Steel withDifferent Microstructures-PMC(nih.gov))，以贝氏体组织为主的钢板的断裂韧性也要高于以马氏体或回火马氏体钢板)。
而另一方面，现有的析出强化型超高强热轧钢板或钢带中都添加了较多的Nb、Ti、V等微合金元素，通过微合金碳化物或碳氮化物大量析出来提高钢板或钢带的强度。
与之相比，本发明一方面避免添加大量的昂贵合金元素来形成微合金碳化物或碳氮化物析出，同时也避免了微合金碳化物或碳氮化物大量析出对弯曲性能的负面影响，使本发明得到的钢板或钢带在同等强度水平下，具有更加优异的弯曲成形性能。
本发明中如何使热轧或酸洗的钢板或钢带形成几乎纯的且具有超高强度或硬度的下贝氏体组织，是需要解决的一个核心问题。而由于热轧生产时间短节奏快，层流冷却的控温控冷阶段时间极短，控温控冷的精度也较低，但是，由于下贝氏体形成形成温度窗口较窄，形成温度较低，使下贝氏体形成速率较慢，导致下贝氏体形成温度、形成速率、热轧生产时间彼此矛盾，设计与制造难度极大。
因此，在成分设计上，一方面需要尽可能扩大下贝氏体转变区间，使其在尽可能低的转变温度下形成，因为形成温度越低，下贝氏体强度或硬度就越高。但是由于下贝氏体的转变涉及碳原子等相关原子的扩散动力学过程，相变温度越低，下贝氏体转变越慢，因此在成分设计上，另一方面还要合理地设计影响扩散和速率的相关元素的配比，优化下贝氏体的转变速率，即对应本发明提到的Bs值，从而使得可以在热轧生产的较短时间内，使下贝氏体能够尽可能多地形成。
当然除了成分设计，在制造工艺上，本发明也需要考虑形成区间与形成时间问题，一方面使其在尽可能低的温度形成，以提高产品强度，一方面使其尽可能多地形成，以提高弯曲性能，因此一方面设计了连铸时增加板坯冷却速率、热轧时大压下率等可以细化晶粒地制造工艺，通过晶粒细化加速原子扩散和下贝氏体转变，另一方面则优化了温度控制，使得下贝氏体尽可能在较低地温度形成而不生成其他组织，如马氏体、上贝氏体等。而更重要的是，本发明还尤其关注了热轧生产时间与下贝氏体生成速率之间地匹配问题，在热轧生产的各工艺环节都对相应的而生产时间加以设计，以确保最终组织中≥95％的下贝氏体生成。
经过上述成分与制造工艺设计，本发明获得的汽车结构用钢不仅具有超高的强度，还具有优良的成形性能、尤其是弯曲成形性能，所述汽车结构用钢的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥7％，180°弯曲性能d≤3.5T，使其可以满足未来汽车结构的轻量化需求，尤其适合在底盘系统的零部件使用。
附图说明
图1为本发明实施例D1钢的组织照片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
本发明实施例钢的成分参见表1，其中余量包含Fe和其它不可避免杂质。表2为本发明实施例钢的工艺参数，比较例中不符合本发明的数据用下划线表示。表3为本发明实施例钢对应的钢板或钢带的性能及组织。实施例各项指标均满足本发明设计方案，因此都获得了屈服强度≥1000MPa；抗拉强度≥1180MPa；延伸率≥7％；180°弯曲性能d≤3.5T的热轧或酸洗的钢板或钢带。
其中，实施例E1和E2由于Mn、Cr、Mo含量较高，产品抗拉强度达到了1300MPa，但断裂延伸率相对较低，180°弯曲性能d＝3.5T。
同样，实施例D1和H1也通过卷取后缓冷堆放促进了粒贝氏体转变和碳氮化物的析出，弯曲性能相对没有达到最佳水平，180°弯曲性能d＝3.5T。180°弯曲性能d＝3.5T的还有实施例B1和F1，其中，实施例F1一方面强度相对较高，另一方面由于Bs值相对较低，下贝氏体形成速率相对较慢，容易使得卷取卸卷后和堆冷时形成马氏体，从而通过卷取后在卷取机上额外停留20秒，来保证下贝氏体形成，但是最终仍有约0.1％左右的马氏体形成，导致弯曲性能相对较低；而实施例B1也是相似的问题，实施例B1的Bs≥0.9，相对适中，卷取后并没有在卷取机上额外停留，使得最终约有0.15％左右的马氏体形成，导致弯曲性能相对较低。实施例A1、B2、C1、D2、G1、I1的180°弯曲性能达到了优选的d≤3.0T，除实施例D2外，剩余5例的组织下贝氏体含量均＞99％，从而使得其弯曲性能较高；而其中实施例A1、C1由于强度相对较低，180°弯曲性能达到了d≤2.5T。
在比较例中，比较例H2相比比较例H1主要变化点是卷取温度过高，导致比较例H2中产生了过量的碳氮化物析出和粒贝氏体形成，下贝氏体含量不足，虽然强度有所上升，但弯曲性能显著恶化。
比较例C2由于卷取温度过低，几乎生成了纯马氏体组织，使强度大幅上升的同时，塑性和弯曲性能都明显恶化。
比较例J1与实施例D1相比，成分设计中单项元素的含量相似，但是比较例J1的Bs值过大，虽然制造工艺与实施例D1相近，但仍然由于Bs值过大导致碳氮化物析出和粒贝氏体过多，导致弯曲性能较差。
比较例K1与实施例G1相比，成分设计中单项元素的含量相似，但是K1的Bs值过小，而且制造工艺中给与下贝氏体生成的时间很短，也没有在卷取机停留，最终导致下贝氏体形成含量不足，并生成了较多的马氏体和残余奥氏体，强度和延伸率虽然达标，但是弯曲性能极差。
比较例G2与实施例G1相比，主要区别在于tp时间不够，且卷取后没有在卷取机额外停留，由于实施例G的成分Bs值相对较低，下贝氏体形成速率缓慢，过短的tp时间和卷取后未额外停留最终导致下贝氏体形成时间不足，最终比较例G2下贝氏体含量不足，且有马氏体残余奥氏体生成，虽然强度和延伸率达标，但弯曲性能较差。
参见图1，其所示为本发明实施例D1的组织，下贝氏体含量≥95％，铁素体+碳化物+粒贝氏体＜5％，马氏体+回火马氏体+上贝氏体≤0.01。
综上所述，本发明获得的汽车结构用钢不仅具有超高的强度，还具有优良的成形性能、尤其是弯曲成形性能，可以满足未来汽车结构的轻量化需求，尤其适合在底盘系统的零部件使用。
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Claims (14)

1.一种屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其成分重量百分比为：
C：0.15～0.23％；
Si：0.12～0.5％；
Mn：1.6～2.4％；
B：0.001～0.004％；
Al：0.01～0.04％；
Cr；0.05～0.5％；
Mo：0.15～0.5％；
P：≤0.015％；
S：≤0.005％；
余量包含Fe和其他不可避免杂质，且需满足如下关系：下贝氏体形成速率的特征值Bs＝0.6～1.4，Bs＝(Mo+B*100-Mn/5)/C；
所述汽车结构用钢的微观组织中下贝氏体≥95％。
2.如权利要求1所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，还包含Ti、V、Nb中至少其中一种，且，Ti+Nb+V≤0.03wt％，优选为，Ti+Nb+V≤0.006wt％。
3.如权利要求1或2所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，C的含量为0.18～0.21wt％。
4.如权利要求1或2或3所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，Mn的含量为1.8～2.2wt％。
5.如权利要求1或2或3或4所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，Cr的含量为0.15～0.35wt％。
6.如权利要求1或2或3或4或5所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，Mo的含量为0.15～0.38wt％。
7.如权利要求1～6中任何一项所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，所述汽车结构用钢的微观组织为：下贝氏体≥95％，且，残余奥氏体+马氏体+回火马氏体+上贝氏体≤0.2％。
8.如权利要求1～6中任何一项所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，所述汽车结构用钢的微观组织为：下贝氏体≥95％，铁素体+碳氮化物析出+粒贝氏体≤5％，且，残余奥氏体+马氏体+回火马氏体+上贝氏体≤0.01％。
9.如权利要求1～8中任何一项所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢，其特征在于，所述汽车结构用钢的屈服强度≥1000MPa，抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥7％，180°弯曲性能d≤3.5T，优选d≤3T。
10.如权利要求1～9中任何一项所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、连铸
按权利要求1～6所述成分冶炼，并通过连铸铸造成铸坯，连铸时板坯冷却速率≥5K/s；
2)热轧
对铸坯加热，加热温度为1150～1220℃；
轧制总压下率≥98％，其中，第一、二道次的压下率均≥60％；
精轧出口温度为920～980℃；
3)层冷、卷取
轧后以≥150℃/s的冷速将带钢冷却至≤530℃，再以≥10℃/s的冷速冷却至卷取温度，卷取温度为(MS+20℃)－400℃；热轧后钢板或钢带的任意位置从精轧出口测温点传送到卷取温度测温点所经历的时间tp≥(5/Bs)+4秒；
其中，
带钢的马氏体转变温度MS＝498.9－333.3*(C)－33.3*(Mn)－27.8*(Cr)－16.7*(Ni)－11.1*(Si+Mo+W)，单位℃；
对于Bs＜0.9的钢板或带钢，卷取后将钢卷在卷取机上停留时间≥(10/Bs)+5秒后再卸卷；
4)堆冷。
11.如权利要求10所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢的制造方法，其特征是，还包括步骤5)，热轧钢板或带钢经酸洗制成酸洗板。
12.如权利要求10所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢的制造方法，其特征是，步骤3)轧后以≥180℃/s的冷速迅速将带钢冷却至≤530℃。
13.如权利要求10所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢的制造方法，其特征是，对于Bs＞0.9的钢板或带钢，卷取后将钢卷在卷取机上停留时间≥(10/Bs)+5秒后再卸卷。
14.如权利要求10所述的屈服强度1000MPa及以上的汽车结构用钢的制造方法，其特征是，步骤4)堆冷的堆放方式是卸卷后钢卷堆放于环境温度≥280℃的保温坑中，保温2～6h。
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