CN117418165A - 1000MPa级含Zr复相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于热连轧钢生产技术领域，具体涉及一种1000MPa级含Zr复相钢及其制备方法。本发明解决的技术问题是提供1000MPa级含Zr复相钢及其制备方法，所述钢化学成分按重量百分比包括：C：0.08～0.16％，Mn：1.5～2.3％，Si：0.05～0.20％，Cr：0.2～0.4％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.06～0.10％，Zr：0.02～0.05％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.0050％，O≤0.0015％，余量为Fe及不可避免的杂质。该钢屈强比低、强塑性良好，合金成本较低，且控轧控冷工艺相对简单，利于实现工业级稳定控制。

Description

1000MPa级含Zr复相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于热连轧钢生产技术领域，具体涉及一种1000MPa级含Zr复相钢及其制备方法。
背景技术
自上世纪70年代以来，双相钢以其低的屈强比、高的加工硬化率、良好的成形性能而成为汽车轻量化采用的主要钢种之一，其中汽车领域中研究较多的双相钢为马氏体双相钢(FMDP)和贝氏体双相钢(FBDP)，其中FMDP屈服强度较低、具有较高的初始加工硬化率，但延伸凸缘性能较差，因此研究人员开发了具有良好延伸凸缘性能的FBDP。近年来，随着汽车行业高强轻量化的持续发展，对复相钢及其微合金化方式进行了大量研究，通过降低组织中各相的硬度差，减小变形能力差异，结合铁素体相中的第二相析出，获得强塑性优良的高强复相钢。可以推广应用于制造成形复杂、翻边扩孔要求的汽车零件。
比如专利CN101270436B公开了一种热轧多相钢板及其制造方法，所述钢的成分为：C：0.08％～0.25％，Si：0.5～2.0％，Mn：0.5～2.0％，Al：0.010～0.060％，N：≤0.010％，P：≤0.020％，S：≤0.005％，Ti：≤0.03％，Nb：≤0.03％，其余为铁和不可避免的杂质。并提供了一种控制多相组织的两段式冷却工艺，最终获得的钢板厚2.5～6.0mm，抗拉强度＞1000MPa，屈服强度≥500MPa，屈强比0.51～0.80，延伸率A80：11％～20％，冷弯d＝4t不开裂，组织为贝氏体和马氏体(＞90％)加少量铁素体。该专利采用Si元素提高相变温度，以促进贝氏体、马氏体转变，但是容易造成热轧氧化铁皮控制难的问题。
又比如专利CN109023036B公开了一种超高强热轧复相钢板及其生产方法，所述钢的成分为：：C：0.05％～0.15％、Si：0.1％～0.8％、Mn：1.2％～2.3％、P≤0.012％、S≤0.005％、Cr：0.20％～0.70％、Mo：0.10％～0.50％、Nb：0.02％～0.06％、Ti：0.05％～0.13％、Als：0.015％～0.060％，其余为Fe和不可避免的杂质。其综合利用细晶强化、相变强化和析出强化的作用，来提高钢的强度，同时通过析出强化减少两相间硬度差，提高扩孔性能。但该专利添加了较高含量的贵重金属Mo，生产成本较高。
同样地，专利CN111270161B公开了一种抗拉强度≥1000MPa的高延伸率热轧组织调控钢及生产方法，所述钢的成分为：C：0.12～0.14％，Mn：1.60～1.80％，Si：0.70～0.80％，P≤0.008％，S≤0.002％，Als：0.02％～0.04％；所述钢的冷却方法为分段变速冷却：第一段在100～200℃/s冷速下冷却至660～680℃，第二段在5～15℃/s冷速下冷却到620～640℃，第三段在50～100℃/s下冷却至460～500℃，第四段在5～15℃/s冷速下冷却到440～458℃，第五段在100～200℃/s冷速下冷却至卷取温度320～350℃。该方法冷却工艺复杂，工艺窗口较窄，工业化大生产难以实现批量生产。
因此，为了改善现有高强复相钢生产工艺的不足，亟需提供一种合金成本较低、生产工艺适应性强的热轧复相钢及其生产方法。
发明内容
为了解决现有技术的不足，本发明提供一种1000MPa级含Zr复相钢及其制备方法。该钢种屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥18％，180°冷弯d＝2a合格，扩孔率≥30％，0℃冲击功≥100J，其显微组织平均晶粒尺寸≤8μm，铁素体比例≤30％，其余为贝氏体、马氏体，其硫化物、氧化物、硅酸盐、液析TiN等各类夹杂物级别均≤1.0级。
本发明首先提供1000MPa级含Zr复相钢，其化学成分按重量百分比包括：C：0.08～0.16％，Mn：1.5～2.3％，Si：0.05～0.20％，Cr：0.2～0.4％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.06～0.10％，Zr：0.02～0.05％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.0050％，O≤0.0015％，余量为Fe及不可避免的杂质。
上述1000MPa级含Zr复相钢的显微组织平均晶粒尺寸≤8μm，铁素体比例≤30％，其余为贝氏体、马氏体。
本发明还提供上述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，包括以下步骤：
根据设定的钢化学成分经转炉或电炉冶炼，再经精炼、真空脱气、铸造获得铸坯或铸锭；将铸坯或铸锭经过加热、热连轧轧制、层流冷却、卷取，即可。
其中，上述铸坯或铸锭加热温度为1240～1280℃，在炉时间≥160min。
其中，上述钢板采用两阶段轧制，再结晶区轧制温度为1100～1200℃，经5～7道次轧制，累计压缩比为4～8；非再结晶区轧制温度为880～1080℃，累计压缩比为5～15。
其中，上述钢板采用分段式冷却：第一段以50～100℃/s冷却至670～730℃；第二段以3～6℃/s保持4～6s，温度控制在660～700℃；第三段以50～100℃/s冷却至380～480℃。
其中，上述钢板的卷取温度为380～480℃。
其中，获得的成品钢板，钢板厚度为2.0～10.0mm。
有益效果：
(1)本发明提供的1000MPa级含Zr复相钢屈强比低、强塑性良好，具有良好的低温断裂韧性和扩孔成形性能，适宜加工成复杂成形零件。
(2)本发明提供的1000MPa级含Zr复相钢合金成本较低，未选择添加贵重元素Mo，而添加合金成本较低的Cr、Ti、Zr等元素，且控轧控冷工艺相对简单，利于实现工业级稳定控制。
附图说明
图1为本发明实施例1复相钢的显微组织图；
图2为本发明实施例1复相钢的夹杂物形貌图；
图3为本发明对比例1复相钢的显微组织图；
图4为本发明对比例1复相钢的TiN夹杂物形貌图；
图5为本发明对比例3复相钢的A类夹杂物形貌图；
图6为本发明对比例3复相钢的TiN夹杂物形貌图。
具体实施方式
本发明首先提供1000MPa级含Zr复相钢，其化学成分按重量百分比包括：C：0.08～0.16％，Mn：1.5～2.3％，Si：0.05～0.20％，Cr：0.2～0.4％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.06～0.10％，Zr：0.02～0.05％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.0050％，O≤0.0015％，余量为Fe及不可避免的杂质。
下面对本发明所述钢中主要的合金元素限制原因进行说明。
C元素是钢的显微组织中贝氏体、马氏体相的重要组成部分，其含量直接影响到贝氏体、马氏体相的硬度、强度等性能指标，因此C含量不宜过低；但是如果C含量过高，则可能导致本发明所述钢在第二段冷却过程中形成较为粗大的合金渗碳体、或者第二相析出，不但会降低析出强化效果，还会降低相变强化效果，因此，本发明将C含量控制为0.08～0.16％。
Mn在钢中不但起到固溶强化、提高韧性的作用，还有利于提高奥氏体的淬透性，促进贝氏体、马氏体相变，通过形成高位错密度的组织，提高材料的抑制裂纹扩展能力，即提高材料的韧塑性。但是Mn含量过高时，易引起铸坯偏析，影响组织均匀性，因此，将Mn含量控制为1.5～2.3％。
Cr能够提高钢的淬透性，促进贝氏体、马氏体转变，Nb能够抑制珠光体相变，促进贝氏体、马氏体转变，因此，本发明添加Cr和Nb元素，含量分别控制为0.2～0.4％、0.03～0.05％。
Ti和Zr化学性质相近，且均能在铁素体中形成纳米级Ti/Zr(CN)第二相，通过析出强化提高强度的同时，缩小铁素体与贝氏体、马氏体相的硬度差，减小材料在成形过程中的应力集中。另外，Zr的加入还能减少Ti在冶炼工序形成液析TiN。因此，本发明添加Ti和Zr元素，含量分别控制为Ti：0.06～0.10％，Zr：0.02～0.05％。
采用Ti微合金化的高强钢一般需要控制N、O等气体元素含量，是由于Ti在冶炼过程中会与N、O等形成液析TiN，TiO2等夹杂物，不但降低钢质纯净度，还减少钢中有效Ti含量，导致Ti的析出强化效果降低。因此，本发明要求N、O含量分别控制为N≤0.0050％，O≤0.0015％。
本发明还提供上述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，包括以下步骤：
根据设定的化学成分经转炉或电炉冶炼，再经精炼、真空脱气、铸造获得铸坯或铸锭；将铸坯或铸锭经过加热、热连轧轧制、层流冷却、卷取，即可。
下面结合本发明所述钢热轧氧化铁皮的控制要求，对生产工艺限制原因进行说明。
为使Ti、Zr、Cr、Nb等微合金元素充分固溶，以便发挥相变强化、析出强化等作用，加热温度设定在较高的1240～1280℃，在炉时间控制在较长的≥160min。
控制轧制采用分段轧制，即在粗轧阶段的奥氏体再结晶区，采用较高的轧制温度(1100～1200℃)，减小粗轧阶段的轧制变形抗力，促进钢板厚度心部变形，同时，采用较大的粗轧压缩比(4～8)，通过促进奥氏体再结晶来达到提高钢板厚度方向组织细化程度和均匀程度的目的。在精轧阶段的奥氏体非再结晶区，则采用较低的轧制温度(880～1080℃)和较大的精轧压缩比(5～15)，促进奥氏体的扁平化，提高位错密度，为后续相变提供充足的相变核心。
控制冷却采用分段冷却，第一段采用快速冷却，50～100℃/s的冷却速率下冷却至670～730℃，以提高奥氏体稳定性，从而在发生铁素体相变的同时保留大量残余奥氏体组织，第二段采用缓慢冷却，3～6℃/s的冷却速率下保持4～6s，温度控制在660～700℃以促进Ti、Zr等的碳氮化物在铁素体中的析出，第三段采用快速冷却，50～100℃/s的冷却速率下冷却至380～480℃以促进残余奥氏体组织转变为贝氏体、马氏体组织，这样最终获得的组织为析出强化的铁素体，以及贝氏体和马氏体组织，在降低两相硬度差提高韧塑性的同时，还提高了钢的强度。
下面将结合实施例对本发明的方案进行解释。本领域技术人员将会理解，下面的实施例仅用于说明本发明，而不应视为限定本发明的范围。实施例中未注明具体技术或条件的，按照本领域内的文献所描述的技术或条件或者按照产品说明书进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市购获得的常规产品。
实施例
表1为本发明实施例及对比例的成分，表2为本发明实施例及对比例的生产工艺参数，表3为本发明实施例及对比例钢的力学性能及显微组织检验结果。
本发明实施例1-实施例3所述1000MPa级含Zr热轧复相钢，经热连轧轧制、层流冷却、卷取，并在热连轧过程中严格控制加热制度、轧制工艺、层流冷却工艺等参数，获得的成品钢板，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1000MPa，延伸率≥18％，180°冷弯d＝2a合格，扩孔率≥30％，0℃冲击功≥100J，其显微组织平均晶粒尺寸≤8μm，铁素体比例≤30％，其余为贝氏体、马氏体，其硫化物、氧化物、硅酸盐、液析TiN等各类夹杂物级别均≤1.0级。图1～图2所示为实施例1对应试验钢的显微组织、夹杂物形貌图。
对比例1钢化学成分中未添加Zr，且N含量偏高，导致成品钢中液析TiN级别较高，进而导致钢的扩孔率偏低(26％，低于要求值30％)。同时，对比例1钢在层流冷却第一段冷却速率偏低(44℃/s，低于要求值50℃/s)、温度偏高(736℃，高于要求值730℃)，导致钢的平均晶粒尺寸偏高(10μm，高于要求值8μm)，另外，对比例1钢在层流冷却第二段冷却时间较长(8s，高于要求值6s)，导致铁素体比例较高(35％，高于要求值30％)，在晶粒粗化和铁素体比例较高的综合影响下，对比例1钢的抗拉强度偏低(934MPa，低于要求值1000MPa)。图3～图4为对比例1钢的显微组织和液析TiN形貌。
对比例2钢化学成分中Cr、Nb、Ti含量偏低，控轧控冷工艺参数均满足本发明要求，受微合金元素含量偏低，析出强化效果不足的影响，对比例2钢的抗拉强度偏低(963MPa，低于要求值1000MPa)。
对比例3钢化学成分中N、O、S等杂质元素含量偏高，控轧控冷工艺参数满足本发明要求，杂质元素偏高导致对比例3钢中的A类夹杂，即硫化物夹杂，D类夹杂，即氧化铝夹杂，以及液析TiN夹杂级别偏高，进而导致对比例3钢的延伸率偏低、180°冷弯d＝2a不合格。图5～图6为对比例3钢的A类夹杂物、液析TiN形貌。
表1本发明实施例及对比例钢的化学成分
C Si Mn P S Cr Nb Ti Zr N O
实施例1 0.13 0.15 1.89 0.009 0.003 0.31 0.037 0.091 0.034 0.0035 0.0012
实施例2 0.11 0.13 2.05 0.011 0.002 0.32 0.043 0.085 0.042 0.0029 0.0010
实施例3 0.09 0.08 1.71 0.008 0.003 0.29 0.048 0.079 0.029 0.0041 0.0011
对比例1 0.14 0.09 1.68 0.009 0.004 0.35 0.033 0.099 / 0.0051 0.0013
对比例2 0.12 0.14 1.88 0.012 0.003 0.18 0.029 0.055 0.049 0.0033 0.0010
对比例3 0.10 0.07 2.09 0.007 0.011 0.38 0.047 0.093 0.027 0.0055 0.0022
表2实施例及对比例的生产工艺参数
表2(续)实施例及对比例的生产工艺参数
表3实施例及对比例钢的力学性能及显微组织检验结果
表3(续)实施例及对比例钢的力学性能及显微组织检验结果

Claims (8)

1.1000MPa级含Zr复相钢，其特征在于：其化学成分按重量百分比包括：C：0.08～0.16％，Mn：1.5～2.3％，Si：0.05～0.20％，Cr：0.2～0.4％，Nb：0.03～0.05％，Ti：0.06～0.10％，Zr：0.02～0.05％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.0050％，O≤0.0015％，余量为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的1000MPa级含Zr复相钢，其特征在于：所述钢的显微组织平均晶粒尺寸≤8μm，铁素体比例≤30％，其余为贝氏体、马氏体。
3.权利要求1或2所述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：根据设定的钢化学成分经转炉或电炉冶炼，再经精炼、真空脱气、铸造获得铸坯或铸锭；将铸坯或铸锭经过加热、热连轧轧制、层流冷却、卷取，即可。
4.根据权利要求3所述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，其特征在于：所述铸坯或铸锭加热温度为1240～1280℃，在炉时间≥160min。
5.根据权利要求3所述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，其特征在于：钢板采用两阶段轧制，再结晶区轧制温度为1100～1200℃，经5～7道次轧制，累计压缩比为4～8；非再结晶区轧制温度为880～1080℃，累计压缩比为5～15。
6.根据权利要求3所述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，其特征在于：钢板采用分段式冷却：第一段以50～100℃/s冷却至670～730℃；第二段以3～6℃/s保持4～6s，温度控制在660～700℃；第三段以50～100℃/s冷却至380～480℃。
7.根据权利要求3所述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，其特征在于：钢板的卷取温度为380～480℃。
8.根据权利要求3所述1000MPa级含Zr复相钢的制备方法，其特征在于：获得的成品钢板，钢板厚度为2.0～10.0mm。
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