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CN110029274B - 一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法 - Google Patents

一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法 Download PDF

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CN110029274B CN201910340046.0A CN201910340046A CN110029274B CN 110029274 B CN110029274 B CN 110029274B CN 201910340046 A CN201910340046 A CN 201910340046A CN 110029274 B CN110029274 B CN 110029274B
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Abstract

本发明涉及一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法，属于汽车用钢技术领域；本发明提供的钢按重量百分比计，所述钢的化学成分为：C：0.26‑0.34％，Si：0.2‑1.6％，Al：0.02‑1.6％，Mn：1.0‑4.0％，Cr：0.2‑0.8％，Mo：0.2‑0.8％，B：0.001‑0.005％，S≤0.01％，P≤0.01％，N≤0.01％，O≤0.003％，Ti、Nb、V中的至少一种，其余为Fe和不可避免夹杂；且上述元素含量必须同时满足：1.0％≤Al+Si≤2.0％；所述Ti含量为0.02‑0.10％，所述Nb含量为0.02‑0.10％，所述V含量为0.02‑0.15％；具有抗拉强度Rm≥1600MPa，屈服强度Rp0.2为900‑1300MPa，延伸率A50为7‑13％。

Description

一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法
技术领域
本发明属于汽车用钢技术领域，具体涉及一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法。
背景技术
高强度和超高强度钢的使用对汽车车身轻量化具有积极有效的作用，但随着车身用钢强度不断提高，其塑性出现大幅度下降、成形性能大大降低，成形过程中易产生开裂和回弹，严重影响零件的形状和尺寸精度。热冲压成形技术利用钢板在高温下塑性增加、成形抗力下降的特点，将初始强度500-800MPa左右的板料高温加热，随后在具有冷却系统的模具内快速冲压成形和淬火冷却，可获得1600MPa以上的超高强度零件，可很好的解决冷成型易开裂、回弹严重等问题。
然而，由于热成形淬火后全部为马氏体组织，强度高但韧性不足，传统27MnCrB5-2、30MnB5等热冲压用钢，热冲压后其强度可以达到1600MPa以上，而延伸率只有4-7％。复杂的载荷条件要求热冲压成形钢不仅有较高的强度而且有好的塑性和韧性。但是，目前还没有较好的成本较低的一种能提高热冲压用钢的塑性且不损害其强度的方法来解决这一问题。如何在不降低强度的情况下，提高钢的塑性成为热成形技术中亟待解决的问题之一。
专利号CN103320702A公布的一种抗拉强度1700MPa级热成形钢，其组分及重量百分比含量为：C：0.27～0.50％，Si：0.28～0.50％，Mn：1.20～1.60％，Cr：0.32～0.60％，Ti：0.025～0.055％，B：0.002～0.005％，Als：0.010～0.06％，P≤0.012％，Nb：0.010～0.035％或Mo：0.30～0.45％或两者混合不超过0.50％，S≤0.008％，N≤0.005％，O≤0.005％，其余为铁。热成形后获得的钢板屈服强度Rp0.2在：1100～1400MPa，抗拉强度Rm≥1700MPa，延伸率A80mm≥5％，其延伸率较难满足≥7％。
申请号为CN201110269388的中国专利“一种汽车用高强韧性热成形钢板的热处理方法”，公开了一种汽车用高强韧性热成形钢板的热处理方法，属于汽车用高强钢技术领域，为解决目前热成形用钢板在成形后强度高但塑性不好等问题，解决问题的技术措施：将成分质量百分含量为：C：0.2～0.4％、Si：0.1～0.5％、Mn：1.0～2.0％、Cr：0.1～0.5％、B：0.001～0.005％、Ti：0.01～0.05％、Al：0.01～0.1％、P：＜0.02％、S：＜0.01％、N：＜0.01％、O：＜0.0030％，余量为铁及不可避免杂质的热成形用钢板在冲压成形后在100～500℃范围内，进行1～5min的回火处理，显著提高热成形钢的塑性，改善热冲压成形后钢板的韧性。该专利介绍了一种钢板的热处理方法，其回火处理时间较长，生产效率较低。
专利号CN103255340A提供了一种汽车用高强韧性热成形钢板，主要成分为wt％：C：0.1-0.5，Si：0.5-1.5，Mn：1.2-2.4，Ti：0.01-0.05，B：0.001-0.005，S：≤0.01，P：≤0.01，其余为Fe；制备方法包括：对具有所述组成的钢板用钢以20-100℃/s的速度加热到奥氏体化温度恒温一段时间后热轧，使奥氏体晶粒细化；以50-120℃/s的速度淬火到50-370℃，获得部分过饱和马氏体和未发生马氏体相变的残余奥氏体；在200-500℃的回火温度等温5-600s，使碳由马氏体向残余奥氏体分配以稳定奥氏体；淬火到室温，获得细化马氏体和残余奥氏体的复相组织。此专利同样需要等温回火过程，较现在已有热冲压线的成本增加，另外未充分考虑Al、Cr等合金元素作用。
发明内容
针对上述技术问题，本发明的目的在于提供一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢及其制备方法，解决如何在原有热冲压工艺线的基础上，提高1600MPa级高强热冲压用钢塑性的技术问题。
本发明提供一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢，按重量百分比计，所述钢的化学成分为：C：0.26-0.34％，Si：0.2-1.6％，Al：0.02-1.6％，Mn：1.0-4.0％，Cr：0.2-0.8％，Mo：0.2-0.8％，B：0.001-0.005％，S≤0.01％，P≤0.01％，N≤0.01％，O≤0.003％，Ti、Nb、V中的至少一种，其余为Fe和不可避免夹杂；其中，1.0％≤Al+Si≤2.0％；所述Ti重量百分比含量为0.02-0.10％，所述Nb重量百分比含量为0.02-0.10％，所述V重量百分比含量为0.02-0.15％。
进一步的，所述钢的金相组织包括：马氏体和残余奥氏体，所述马氏体为高密度位错的细板条马氏体组织，按体积百分比计，所述马氏体含量为≥80％，所述残余奥氏体含量为3-10％。
进一步的，所述钢的金相组织还包括贝氏体，按体积百分比计，所述贝氏体含量≤10％。
进一步的，所述钢抗拉强度Rm≥1600MPa，屈服强度Rp0.2为900-1300MPa，延伸率A50为7-13％。
本发明还提供一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢的制备方法，包括冶炼、铸造、加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、保温、淬火，其特征在于，所述保温温度为800-1000℃，所述保温时间为3--10min，所述淬火温度满足如下条件：0℃＜Ms点温度-淬火温度≤20℃，将经所述淬火所得钢板，空冷至室温。
本发明中，Ms点温度是指马氏体转变的起始温度,是奥氏体和马氏体两相自由能之差达到相变所需的最小驱动力(临界驱动力)时的温度。
进一步的，所述加热出炉温度为1100-1280℃。
进一步的，所述热轧终轧温度为800-950℃，所述热轧卷取温度为450-700℃。
进一步的，所述冷轧压下量为40-80％，形成钢带。
进一步的，所述退火包括罩式退火或连续退火，所述罩式退火温度为600～740℃，所述连续退火温度为720-800℃。
进一步的，所述保温为在惰性气体或加还原气体的保护气氛下，对经落料所得料片进行保温处理。
本发明钢成分中各化学元素作用如下：
本发明中，C是最有效，最便宜的固溶强化元素，可有效保证热冲压用钢强度级别。同时C是奥氏体稳定化元素，能够最有效地稳定奥氏体。
Si是铁素体形成元素，当热冲压钢在加热至奥氏体区(γ)区保温时，Si原子固溶于铁素体中。铁素体中Si的溶入使C原子活度提高，促进铁素体中的C原子向外扩散，使周围奥氏体中含碳量增加，随着奥氏体中碳含量的增加，其稳定性也随之增加。在冷却过程中，Si抑制碳化物的析出，确保组织中存在一定量的残余奥氏体。
Al可使其塑性得到提升，其能够增加奥氏体向贝氏体转变的驱动力，使贝氏体形成的速度得到了加快，以使C原子在铁素体中的活度明显增大，且能对渗碳体的形成起到抑制作用，进而增加奥氏体中的含碳量、使残余奥氏体的含量得到有效提升。
Mn用来增加奥氏体区降低奥氏体化温度，提高淬透性。Cr能显著增加淬透性和减轻高温表面出现严重氧化，但其促进贝氏体形成，不宜过高。Mo可细化钢的晶粒，提高淬透性，Nb、Ti、V与C、N结合形成析出物，主要是用来细化奥氏体晶粒，少量的B保证有足够好的淬透性。
P为在钢液凝固时易形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，P含量应控制在≤0.01％。
S为不可避免的不纯物，形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，并使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，S含量应控制在≤0.01％。
N与Al、Ti、Nb、V等结合形成化合物，从而细化晶粒和降低氢致延迟断裂敏感性，但也会偏聚晶界而降低晶界强度。因此，N含量应控制在≤0.005％。
O为有害气体，并影响氢致延迟断裂敏感性，且可能与铝形成粗大的氧化铝夹杂物，恶化钢的韧性。通过多种手段应将[0]含量控制在≤0.003％。
相比于现有技术，本发明具有以下优点：
1、本发明为保证钢的高强度，热成形后获得的基体组织主要为含有高密度位错的细板条马氏体组织，贝氏体组织与残余奥氏体组织为辅。通过在奥氏体区热轧以及添加Nb、Ti、V等来控制原始奥氏体晶粒尺寸，通过细化原始奥氏体晶粒尺寸来进一步细化马氏体尺寸与板条间距。其次，通过控制热成形之后的开模温度(即淬火温度)增加C配分时间以及添加Si、Al元素来获得马氏体板条间的残余奥氏体。最终获得精细的位错型马氏体、贝氏体和残余奥氏体的多相复合组织。其高强度得益于马氏体和复相组织的细晶强化与位错强化，其塑性的提高来源于组织中存在适量的残余奥氏体和部分贝氏体，同时晶粒细化和多相的协调变形对塑性的提高也有所帮助。
2、本发明提供的高强高塑性钢的抗拉强度Rm≥1600MPa，屈服强度Rp0.2为900-1300MPa，延伸率A50为7-13％。
3、本发明结合采用罩式或连续退火工艺，热成形前的基料屈服强度350MPa-800MPa，抗拉强度500MPa-900MPa，延伸率A80≥15％，降低了热成形前进行落料加工过程中由于强度太高造成的开卷困难，开卷断带，剪切落料脆裂，边部应力高等一系列问题，提高成材率。
4、本发明获得钢复相组织的工艺简单，且无需改变现有热冲压处理工艺，具有广泛的工业应用前景。
附图说明
图1为本发明实施例1所制得钢基板SEM图。
具体实施方式
下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
本发明提供一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢，按重量百分比计，所述钢的化学成分为：C：0.26-0.34％，Si：0.2-1.6％，Al：0.02-1.6％，Mn：1.0-4.0％，Cr：0.2-0.8％，Mo：0.2-0.8％，B：0.001-0.005％，S≤0.01％，P≤0.01％，N≤0.01％，O≤0.003％，Ti、Nb、V中的至少一种，其余为Fe和不可避免夹杂；其中，1.0％≤Al+Si≤2.0％；所述Ti重量百分比含量为0.02-0.10％，所述Nb重量百分比含量为0.02-0.10％，所述V重量百分比含量为0.02-0.15％。
其中，所述钢的金相组织包括：马氏体和残余奥氏体，所述马氏体为高密度位错的细板条马氏体组织，按体积百分比计，所述马氏体含量为≥80％，所述残余奥氏体含量为3-10％。
其中，所述钢的金相组织还包括贝氏体，按体积百分比计，所述贝氏体含量≤10％。
其中，所述钢抗拉强度≥1600MPa，屈服强度Rp0.2为900-1300MPa，延伸率A50为7-13％。
本发明还提供一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢的制备方法，包括冶炼、铸造、加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、保温、淬火，其特征在于，所述保温温度为800-1000℃，所述保温时间为3--10min，所述淬火温度满足如下条件：0℃＜Ms点温度-淬火温度≤20℃，将经所述淬火所得钢板，空冷至室温。
其中，所述加热出炉温度为1100-1280℃。
其中，所述热轧终轧温度为800-950℃，所述热轧卷取温度为450-700℃。
其中，所述冷轧压下量为40-80％，形成钢带。
其中，所述退火包括罩式退火或连续退火，所述罩式退火温度为600～740℃，所述连续退火温度为720-800℃。
其中，所述保温为在惰性气体或加还原气体的保护气氛下，对经落料所得料片进行保温处理。
本发明实施例1-9的钢带钢基板的化学成分，如表1所示，实施例1-9中，除表1所示化学成分外，其余均为Fe和不可避免杂质。
表1
Figure BDA0002040419850000061
Figure BDA0002040419850000071
实施例1
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.26，Si：0.5，Al：0.9，Mn：2.2，Cr：0.5，Mo：0.25，B：0.0033，Ti：0.03，Nb：0.04，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；其Ms点为330℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度950℃保温5min，然后快速转移至模具中淬火至320℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1684MPa，屈服强度Rp0.2为972MPa，总延伸率为8.8％。
实施例2
一种汽车用高强韧性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.27，Si：0.7，Al：0.6，Mn：2.4，Cr：0.25，Mo：0.31，B：0.0032，Ti：0.04，Nb：0.045，V：0.04，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为325℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度900℃保温5min，然后快速转移至模具中淬火至320℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1707MPa，屈服强度Rp0.2为992MPa，总延伸率为9.6％。
实施例3
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.34，Si：0.9，Al：0.4，Mn：1.8，Cr：0.33，Mo：0.33，B：0.0029，Ti：0.08，V：0.02，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为323℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度900℃保温5min，然后快速转移至模具中淬火至320℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1782MPa，屈服强度Rp0.2为1062MPa，总延伸率为8.9％。
实施例4
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.26，Si：1.4，Al：0.02，Mn：2.6，Cr：0.31，Mo：0.20，B：0.0027，Ti：0.07，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为310℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度880℃保温5min，然后快速转移至模具中淬火至305℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1748MPa，屈服强度Rp0.2为1132MPa，总延伸率为7.7％。
实施例5
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.33，Si：0.22，Al：1.20，Mn：1.5，Cr：0.72，Mo：0.33，B：0.0029，Nb：0.051，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为337℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度980℃保温6min，然后快速转移至模具中淬火至330℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1684MPa，屈服强度Rp0.2为938MPa，总延伸率为12.1％。
实施例6
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.33，Si：0.22，Al：1.48，Mn：2.4，Cr：0.61，Mo：0.56，B：0.0038，Ti：0.04，Nb：0.035，V：0.03，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为295℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度1000℃保温6min，然后快速转移至模具中淬火至290℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1739MPa，屈服强度Rp0.2为1005MPa，总延伸率为11.9％。
实施例7
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.33，Si：0.33，Al：1.22，Mn：3.1，Cr：0.63，Mo：0.51，B：0.0029，Ti：0.05，V：0.03，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为265℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度940℃保温5min，然后快速转移至模具中淬火至260℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1725MPa，屈服强度Rp0.2为1103MPa，总延伸率为10.6％。
实施例8
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.31，Si：0.32，Al：1.31，Mn：3.6，Cr：0.21，Mo：0.47，B：0.0027，Ti：0.04，Nb：0.047，V：0.12，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为262℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度950℃保温5min，然后快速转移至模具中淬火至260℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1723MPa，屈服强度Rp0.2为1114MPa，总延伸率为11.3％。
实施例9
一种汽车用高强高塑性热冲压用钢板，其组分及重量百分比含量为：C：0.29，Si：1.32，Al：0.045，Mn：3.4，Cr：0.21，Mo：0.67，B：0.0021，V：0.09，S：≤0.01，P：≤0.01，N：≤0.01，O：≤0.003，其余为Fe和不可避免夹杂；经计算，其Ms点为256℃。经冶炼-连铸-热轧-冷轧退火后，将钢在箱式炉中奥氏体化温度850℃保温7min，然后快速转移至模具中淬火至250℃，然后取出空冷到室温。经测试，钢的抗拉强度Rm为1863MPa，屈服强度Rp0.2为1223MPa，总延伸率为10.2％
最后，还需要说明的是，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。
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

Claims (9)

1.一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢，其特征在于，按重量百分比计，所述钢的化学成分为：C：0.32%，Si：0.22%，Al：1.2%，Mn：1.5%，Cr：0.72%，Mo：0.33%，B：0.0029%，Nb ：0.051%，S≤0.01%，P≤0.01%，N≤0.01%，O≤0.003%，其余为Fe和不可避免夹杂，所述钢抗拉强度Rm≥1600MPa，屈服强度Rp0.2为900-1300MPa，延伸率A50为7-13%。
2.根据权利要求1所述的一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢，其特征在于，所述钢的金相组织包括：马氏体和残余奥氏体，所述马氏体为高密度位错的细板条马氏体组织，按体积百分比计，所述马氏体含量为≥80%，所述残余奥氏体含量为3-10%。
3.根据权利要求2所述的一种1600MPa级高强高塑性热冲压用钢，其特征在于，所述钢的金相组织还包括贝氏体，按体积百分比计，所述贝氏体含量≤10%。
4.一种如权利要求1-3任一项所述的1600MPa级高强高塑性热冲压用钢的制备方法，包括冶炼、铸造、加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、保温、淬火，其特征在于，所述保温温度为980℃，所述保温时间为3-10min，所述淬火温度满足如下条件：0℃＜Ms点温度-淬火温度≤20℃，将经所述淬火所得钢板，空冷至室温。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述加热出炉温度为1100-1280℃。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述热轧终轧温度为800-950℃，所述热轧卷取温度为450-700℃。
7.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述冷轧压下量为40-80%，形成钢带。
8.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述退火为罩式退火或连续退火，所述罩式退火温度为600-740℃，所述连续退火温度为720-800℃。
9.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述保温为在惰性气体或加还原气体的保护气氛下，对经落料所得料片进行保温处理。
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