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CN105506478B - 一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法 - Google Patents

一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.15‑0.35％，Si：1.0‑2.0％，Mn：1.6‑2.6％，Mo：0.1‑0.4％，P≤0.02％，S≤0.004％，N≤0.005％，Nb：0.015‑0.04％，Ti：0.02‑0.06％，Al：0.015‑0.045％，B：0.0003‑0.001％，且，B≥P％/30，其余为Fe和不可避免杂质。本发明冷轧超高强钢板(带)抗拉强度≥980MPa，高延性(延伸率≥15％)，当抗拉强度为1400MPa时延伸率≥10％，高扩孔率(扩孔率≥40％)，性能均衡，其厚度范围0.8‑2.3mm之间。

Description

一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法，该冷轧钢板或钢带不仅具有较好的延伸率还有相当好的扩孔性能，特别适用汽车车身结构件的制造。
背景技术
汽车工业出于减重的需要，要求使用更高强度的钢板。其中，超高强度双相钢越来越成为汽车制造业的首选，因为这种先进高强钢，能有效减轻汽车车身重量，提高安全性。高强钢板在汽车制造过程中，不仅仅需要好的延伸率，同时对于局部成形能力要求很高，也即对扩孔率和弯曲性能要求较高。传统的冷轧双相钢，具有较低的屈强比，具备了一定的拉延成形能力，但由于局部成形性不足在制造包含弯曲和扩孔等变形方式的高强钢部件时，容易发生局部裂纹，从而影响整个零件的冲压效果，导致报废。文献研究表明，当双相钢扩孔率和弯曲性能偏低时，往往不能适应较为苛刻的成形条件，应用领域受到较大限制。高强度双相钢中一般含有较高的碳和合金元素，但较高的碳和合金元素容易导致铸造过程中发生成分偏析，造成后续的材料由于成分和组织的不均匀，造成局部变形能力下降，扩孔率和冷弯性差。钢中带状组织沿轧向分布，容易成为微观裂纹源，进一步降低钢的局部成形能力。
钢的带状组织主要是成分偏析引起的，偏析则发生于钢水凝固过程中，首先析出凝固的钢水成分和后续析出的成分含量不一样，钢水中的合金元素浓度会越来越高，最终造成凝固的组织中先凝固的部分和后凝固的部分合金元素含量差别非常大。成分偏析的区域在热轧过程中被变形拉长，最终形成带状组织。带状组织通常含有高的合金元素，并且由于这些合金元素扩散困难，很难消除，合金元素的富集吸引碳也富集在同样区域，造成双相钢淬火后形成呈带状分布的又硬又脆的马氏体，对局部变形性能危害较大，扩孔性能和冷弯性能均较低，成形过程中容易发生开裂。提高组织均匀性，提高高强双相钢的局部成形性是获得均衡型双相钢的关键。
美国专利US20050167007A1介绍了一种高强度钢板的制造方法，其化学成分为：0.05-0.13％C 0.5-2.5％Si 0.5-3.5％Mn 0.05-1％Cr，0.05-0.6％Mo，≤0.1％Al，≤0.005％S，≤0.01％N，≤0.03％P，添加0.005-0.05％Ti或者0.005-0.05％Nb或者0.005-0.2％V。该钢经Ar3温度以上热轧，450-700℃卷取，退火后以100℃/s的冷速从700-600℃冷却淬火，然后在180-450℃之间回火。最终得到抗拉强度780Mpa的扩孔率高于50％的高强钢。
日本专利特开平11-350038介绍一种延性和成形性好的980MPa的钢，其成分设计为，C：0.1-0.15％，Si：0.8-1.5％，Mn：1.5-2.0％，P：0.01-0.05％，S≤0.005％，Sol Al：0.01-0.07％，N：≤0.01％，Nb：0.001-0.02％，V：0.001-0.02％，Ti：0.001-0.02％中的一种或以上。碳当量＝(C+Mn/6+Si/24)＝0.4-0.52，在Ar3以上热轧，500-650℃卷取，在Ac1-AC3之间保温，冷却到580-720℃，快冷到室温后，在230-300℃过时效。
中国专利号200810119823.0介绍的一种980MPa双相钢的制造方法，C：0.14-0.21％，Si：0.4-0.9％，Mn：1.5-2.1％，P：≤0.02％，S≤0.01％，Nb：0.001-0.05％，V：0.001-0.02％，经热轧冷轧后，在760-820℃间保温，冷速40-50℃/s，在240-320℃过时效180-300s。
以上专利多涉及980Mpa级别的高强钢，有的发明为普通的双相钢，特点是低屈服和适中的延伸率，具有拉延性能不错的优点；有发明为较高的扩孔率，但在获得高的扩孔率的同时，采用了较高的屈强比设计，拉延性能不足，扩孔率虽很高，但由于拉延性能不足，不适于有较高拉延要求的成形，其性能也不属于性能均衡的范畴。高强度钢许多的应用领域对拉延性能和扩孔性能均有较高的要求，如果仅仅拉延性能好，而扩孔性能不好，或者扩孔性能好，而拉延性能不好，则其应用领域就比较有局限性。
发明内容
本发明的目的是提供一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法，该冷轧超高强钢板、钢带的抗拉强度≥980MPa，强塑积即抗拉强度×延伸率≥17000，扩孔率≥45％，性能均衡，其厚度范围0.8-2.3mm之间。该钢的特点是组织分布均匀，各相之间硬度差别小，钢中的主要组织为铁素体、贝氏体、马氏体和残余奥氏体。钢中的贝氏体无碳化物析出，或者只在贝氏体内部有细小的碳化物析出，无界面碳化物析出。性能方面和同级别的其它冷轧钢板相比，延伸率更高或扩孔率更好或屈强比更低，即，具有更为均衡的力学性能，特别适用于各类汽车安全件的成形。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明钢针对高强度钢成形既需要良好的拉延性能又需要良好的扩孔性能的特点，通过适当的成分设计和工艺设计，能得到较高的延伸率、较低的屈强比和扩孔率的优良综合力学性能，和现有同级别钢种相比，至少在一种特性方面明显占优，故具有性能均衡的优点。
本发明采用和通常980MPa级高强钢相比更高的含碳量设计+高Si含量设计，和通常980MPa级高强钢相当或略高的Mn含量设计。C、Si、Mn的设计构成了本发明成分设计的基础：由于C含量显著高于一般的980MPa级高强钢，在Si、Mn和工艺的共同作用下，容易获得更高的残余奥氏体，从而获得更高的延伸率。同时高硅的设计，配合合理的工艺，不仅有利于更多残余奥氏体的获得，还有利于C从贝氏体中扩散到奥氏体中去，从而降低贝氏体的的含碳量，从而有利于获得贝氏体内部无碳化物析出或者只有细小碳化物析出，边界没有碳化物析出。残余奥氏体的大量存在，有利于C从马氏体中向奥氏体中扩散，既提高了残余奥氏体稳定性，又降低了马氏体的含碳量，降低了马氏体的硬度，愈加对拉延性能和扩孔性能有利。采用适中的锰含量，以保证淬火性能，和碳元素一起，构成钢的强度的主要保证，同时如此设计范围的Mn和如此设计的Si、C，可以促进奥氏体的择优形成，进一步增加奥氏体的含量，有利于延性的提高。在如此高C、高Si和Mn含量的设计下，可以获得极低的屈强比、高的延伸率，但较低的扩孔率。
为了最终获得本发明钢低屈服、高延伸和高扩孔率的均衡性性能。本发明钢中还添加Mo、B、Ti、Nb等合金元素和微合金元素。添加钼元素，一方面提高钢的强度，另一方面在热轧工序利用设计的工艺促进钼和钛形成细微的析出，最好为相间析出，这些析出物在铁素体晶粒中，可以提高铁素体的硬度，减少软硬相之间的硬度差异，但基本不降低延伸率。添加微量的锆，细化原始奥氏体的晶粒，减轻杂质元素在晶界的浓度。添加B，改善P在晶界上偏聚的倾向。对于超高强度钢的塑性、韧性有进一步的改善效果。Ti、Nb不仅能起到常规的细化晶粒的效果，还能和Mo共同作用，形成相间的弥散析出，更加有利于组织均匀性，提高扩孔率，并且对于延伸率的降低较小。
具体的，本发明的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带，其成分重量百分比为：C：0.15-0.35％，Si：1.0-2.0％，Mn：1.6-2.6％，Mo：0.1-0.4％，P≤0.02％，S≤0.004％，N≤0.005％，Nb：0.015-0.04％，Ti：0.02-0.06％，Al：0.015-0.045％，B：0.0003-0.001％，且，B≥P％/30，其余为Fe和不可避免杂质。
优选的，本发明钢的成分重量百分比为：C：0.17-0.32％，Si：1.2-1.8％，Mn：1.8-2.5％，Mo：0.15-0.4％，P：≤0.012％，S：≤0.002％，N：≤0.005％，Nb：0.015-0.04％，Ti：0.02-0.06％，Al：0.015-0.045％，B：0.0003-0.001％，并且B≥P％/30，其余Fe和不可避免杂质。
进一步，本发明钢成分还可包含Zr：0.005-0.015％，重量百分比计。
本发明的冷轧超高强钢板、钢带的抗拉强度≥980MPa，强塑积即抗拉强度×延伸率≥17000，扩孔率≥45％。
本发明的冷轧超高强钢板、钢带的组织特点是：铁素体晶粒直径≤10微米，主要组织为铁素体、贝氏体、马氏体及体积百分数10％以下残余奥氏体。
在本发明钢的成分设计中：
C：提高钢的强度，提高马氏体的硬度，促进奥氏体的富碳，促进残余奥氏体的形成。因此，选择含碳量在0.15-0.35％之间，如果低于0.15％，强度受到影响，并且奥氏体的形成量和稳定性降低；如果高于0.35％，造成马氏体硬度过高，不利于扩孔率，同时碳当量过高，影响焊接性能，从而限制了应用。
Si：在钢中起到提高延伸率的作用。Si对钢的组织影响也很大，促进铁素体的纯净化和残余奥氏体的形成。如果低于0.8％，形成的残余奥氏体的量和量均较低，影响钢的延伸率；如果高于2.0％，会带来其它的冶金质量缺陷，在本发明的设计前提下，不是非常必要。
Mn：可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度。选取Mn的含量为1.6-2.6％，低于1.6％钢的强度不够，并且促进残余奥氏体择优形成的机制难以发挥作用；高于2.6％，强度过高，也容易发生偏析。
C、Si、Mn的综合添加效果：通过高C+Si+Mn的设计，特别是较高的C含量水平下，可以促进较高的残余奥体体形成，获得低屈服、高延伸率的性能，详见前文所述。
Mo：可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度；Mo改善碳化物的分布，配合适当的热轧工艺，可以和Ti共同形成相间析出，对提高铁素体的硬度，改善组织均匀性，提高扩孔率有好处。添加0.1-0.4％的Mo，低于0.1％的Mo，作用不明显，碳化物析出密度不足，高于0.4％，导致屈服强度过高。
Ti：0.02-0.04％，起到固定氮元素和细化晶粒的作用，Ti和Mo复合作用，析出复合碳化物，特别是在热轧工艺的适当时，可以获得弥散细小的相间析出，有效提高铁素体的硬度，并且不易粗化，可以更好低改善扩孔率。
B：可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度；本发明中B的添加量较低，主要用于减轻P的晶间偏聚倾向，因此要求B：0.0003-0.001％，并且B≥P％/30，B含量和P含量进行关联，当P含量较高时，B含量较高，有利于避免P的晶界偏聚。当P含量低时，B含量相应降低，因为B过高会对强度影响较大。
Zr：0.0005-0.015％，细化原始奥氏体晶粒，减轻晶间杂质元素的浓度。
P：在钢中为杂质元素，要求≤0.02％。
S：在钢中为杂质元素，形成MnS严重影响扩孔率，要求≤0.004％。
Al：在钢中起到了脱氧作用和细化晶粒的作用，要求Al：0.015-0.045％。
N：在钢中为杂质元素，要求≤0.005％。过高容易导致板坯表面裂纹或气泡。
Nb：为析出强化元素，起到细化晶粒和调节强度的作用，要求分布在0.02-0.04％之间，过低对强度增加不明显，过高则塑性下降较多。Nb细化晶粒，对组织均匀性有一定益处。
本发明在制造工艺方面，力求降低钢中的S、P的宏观偏析和微观偏析。连铸工艺采用较快速的冷却，每公斤钢的喷水量≥0.65升水，以细化铸态组织和减轻局部偏析的程度，喷水终止温度≤800℃。这种工艺有利于获得均匀的铸态组织。热轧工艺采用1100-1250℃再加热、Ar3以上终轧后，采用先空冷后水冷的冷却方式，保证在780-800℃之间一定的缓冷保持时间，从而获得相间析出的规则排列微细析出相。退火采用Ac3+30℃以上的保温温度，采用较高的一次冷却温度和较高的快冷开始温度，以限制铁素体的形成量过高，或C在高温区的再分配过于充分，以避免铁素体相过多或铁素体相过软导致的硬度偏低。快冷要求以40-120℃/s的冷却速度，冷却到200-400℃之间，以保证必要的强度；在200-400℃之间回火，给残余奥氏体、贝氏体以形成的机会。最终产品拥有好的延伸率和扩孔率，从而具有好的成形性。
本发明高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述成分冶炼、铸造，连铸坯采用快速冷却，每公斤钢的喷水量≥0.65升水，喷水终止温度≤800℃
2)热轧
采用1100-1250℃加热，0.6小时以上的保温时间，通过Ar3以上温度热轧，轧后首先空冷，在700-800℃之间保持缓冷状态5s以上，然后快速冷却，卷取温度500～600℃；
3)冷轧：40-65％压下率；
4)退火
820-880℃保温，以v1＝5-20℃/s冷却到快冷开始温度，快冷开始温度≥820-10×v1，快冷以40-120℃/s的速度冷却到200-450℃，经过250-450℃回火100-400s后，再经过0-0.3％平整。
优选的，连铸坯采用快速冷却，每公斤钢的喷水量≥0.7升水，喷水终止温度≤800℃。
优选的，步骤2)热轧工序中，采用1100-1200℃加热，0.8-1.2小时的保温时间，通过Ar3以上温度热轧，轧后首先空冷，在700-800℃之间保持缓冷状态10s以上，然后快速冷却，卷取温度500～600℃.
优选的，步骤4)退火工序中，保温温度830-860℃，以v1＝5-20℃/s冷却到快冷开始温度，快冷开始温度≥820-10×v1冷却速度，以40-120℃/s的速度冷却到240-400℃，经过270-400℃回火100-400s后，再经过0-0.3％平整。
本发明冷轧高强度双相带钢的制造工艺如下：
本发明冶炼和铸造过程中，获得要求的合金成分，尽量降低S、P的含量；连铸坯采用快速冷却，尽量减小偏析：每公斤钢的喷水量≥0.65升水，以细化铸态组织和减轻局部偏析的程度，喷水终止温度≤800℃。
退火工序中，820-880℃保温，较高的均热温度，目的获得更加均匀的组织，以v1＝5-20℃/s冷却到快冷开始温度。快冷开始温度≥820-10×v1。即快冷开始温度的高低和V1的冷却速度有关，如果V1冷却速度较快，铁素体相的形成较少，C扩散有限，则快冷开始温度可以低一些。如果V1较低，铁素体易于形成，也易于软化，则快冷开始温度必须高。快冷以40-120℃/s的速度冷却到200-450℃，经过250-450℃回火100-400s后，再经过0-0.3％平整。快冷保证充分的强度，回火段保证残余奥氏体和贝氏体的形成。平整保证必要的板形。
本发明冷轧超高强钢板(带)厚度为0.8-2.3mm。
本发明冷轧超高强钢板(带)的性能特征为：抗拉强度≥980MPa，高延性(强塑积即抗拉强度X延伸率≥17000)，高扩孔率(扩孔率≥45％)，具备高拉延性和高扩孔率的特性，因此性能均衡，特别适合高强度汽车零件的成形。该钢的组织特点是组织细小、均匀，铁素体晶粒直径≤10微米，钢中含有的主要组织为铁素体、贝氏体、马氏体还含有少量(体积百分数10％以下)残余奥氏体。铁素体晶粒均匀分布于钢中，贝氏体呈短条状析出，贝氏体条之间无碳化物析出。残余奥氏体分散存在于贝氏体条之间或铁素体晶粒之间的空隙处。马氏体分散分布于组织中。
本发明的有益效果：
与现有技术相比，本发明钢的具有很高的强度和良好的成形性，其延伸率和扩孔率均很优良，其抗拉强度≥980MPa，高延性(强塑积即抗拉强度X延伸率≥17000)，高扩孔率(扩孔率≥45％)，具备高拉延性和高扩孔率的特性，实现了强度、延伸率和扩孔率的性能均衡性，特别适合高强度汽车零件的成形，很好地适应多种汽车零部件制造的需要。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步说明。
表1为本发明钢实施例的化学成分，本发明钢实施例的制造工艺如表2所示，本发明钢经冶炼、热轧、冷轧、退火和平整后得到的强度如表3所示。
从表3可以看出，按照本发明可以制造出强度980Mpa以上的高强度冷轧钢板(带)，其延伸率好，扩孔率好。在成分设计、资源节约和制造难易程度和最终获得的结果等各方面不同于现有发明且优于现有发明。
表1本发明钢的化学成分(wt％)
表2
表3
实施例 σs Mpa σbMpa δ％ 扩孔率，％
A1 640 1040 18 45
A2 680 1090 21 50
A3 750 1120 18 54
A4 800 1150 18 55
A5 850 1180 16 55
A6 900 1270 14 51
A7 960 1320 13 60
A8-1 1050 1430 12 65
A8-2 1040 1410 13 60

Claims (9)

1.一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带，其成分重量百分比为：C：0.15-0.35％，Si：1.0-2.0％，Mn：1.6-2.6％，Mo：0.1-0.4％，P≤0.02％，S≤0.004％，N≤0.005％，Nb：0.015-0.04％，Ti：0.02-0.06％，Al：0.015-0.045％，B：0.0003-0.001％，且，B≥P％/30，其余为Fe和不可避免杂质；所述冷轧超高强钢板、钢带的抗拉强度≥980MPa，强塑积即抗拉强度×延伸率≥17000，扩孔率≥45％；所述冷轧超高强钢板、钢带的组织特点是：铁素体晶粒直径≤10微米，主要组织为铁素体、贝氏体、马氏体及体积百分数10％以下残余奥氏体。
2.如权利要求1所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带，其特征是，其成分重量百分比为：C：0.17-0.32％，Si：1.2-1.8％，Mn：1.8-2.5％，Mo：0.15-0.4％，P：≤0.012％，S：≤0.002％，N：≤0.005％，Nb：0.015-0.04％，Ti：0.02-0.06％，Al：0.015-0.045％，B：0.0003-0.001％，并且B≥P％/30，其余Fe和不可避免杂质。
3.如权利要求1或2所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带，其特征是，还包括Zr：0.005-0.015％，重量百分比计。
4.如权利要求1或2所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按权利要求1或2的成分冶炼、铸造，连铸坯采用快速冷却，每公斤钢的喷水量≥0.65升水，喷水终止温度≤800℃；
2)热轧
采用1100-1250℃加热，0.6小时以上的保温时间，通过Ar3以上温度热轧，轧后首先空冷，在700-800℃之间保持缓冷状态5s以上，然后快速冷却，卷取温度500～600℃；
3)冷轧：40-65％压下率；
4)退火
820-880℃保温，以v1＝5-20℃/s冷却到快冷开始温度，快冷开始温度≥820-10×v1，快冷以40-120℃/s的速度冷却到200-450℃，经过250-450℃回火100-400s后，再经过0-0.3％平整；获得的冷轧超高强钢板、钢带的抗拉强度≥980MPa，强塑积即抗拉强度×延伸率≥17000，扩孔率≥45％；所述冷轧超高强钢板、钢带的组织特点是：铁素体晶粒直径≤10微米，主要组织为铁素体、贝氏体、马氏体及体积百分数10％以下残余奥氏体。
5.如权利要求4所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带的制造方法，其特征是，连铸坯采用快速冷却，每公斤钢的喷水量≥0.7升水，喷水终止温度≤800℃。
6.如权利要求4所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带的制造方法，其特征是，步骤2)热轧工序中，采用1100-1250℃加热，0.8-1.2小时的保温时间，通过Ar3以上温度热轧，轧后首先空冷，在700-800℃之间保持缓冷状态10s以上，然后快速冷却，卷取温度500～600℃。
7.如权利要求4所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带的制造方法，其特征是，步骤4)退火工序中，保温温度830-860℃，以v1＝5-20℃/s冷却到快冷开始温度，快冷开始温度≥820-10×v1冷却速度，以40-120℃/s的速度冷却到240-400℃，经过270-400℃回火100-400s后，再经过0-0.3％平整。
8.如权利要求4所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带的制造方法，其特征是，所述冷轧超高强度钢板、钢带的成分中还包括Zr：0.005-0.015％，重量百分比计。
9.如权利要求4或8所述的高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带的制造方法，其特征是，所述冷轧超高强度钢板、钢带的厚度为0.8-2.3mm。
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