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CN113061806B - 一种1180MPa级轻质高强钢及其制备方法 - Google Patents

一种1180MPa级轻质高强钢及其制备方法 Download PDF

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CN113061806B CN202110276198.6A CN202110276198A CN113061806B CN 113061806 B CN113061806 B CN 113061806B CN 202110276198 A CN202110276198 A CN 202110276198A CN 113061806 B CN113061806 B CN 113061806B
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Abstract

本发明公开一种1180MPa级轻质高强钢及其制备方法。钢中含有C：0.31％～0.46％，Si：0.9％～1.5％，Mn：2.1％～3.2％，P：0.05％～0.09％，S≤0.03％，Al：3.2％～5.2％，Ti：0.05％～0.22％，Mo：0.03％～0.2％，Bi：0.07％～0.19％，余量为Fe和不可避免杂质，且1.2≤(13C+2Mn)/(1.2Al+1.5Si)≤1.7。铸坯加热温度1211～1251℃，开轧温度1015～1165℃，终轧温度865～945℃，层流冷却速率＞23℃/s，卷取温度＜235℃；退火温度815～895℃，退火保温时间105～275s，冷却速率25～68℃/s，330～430℃时效处理，时效处理时间260～760s，最后以13～35℃/s冷却到室温。满足汽车车身结构件高强高延伸率要求。

Description

一种1180MPa级轻质高强钢及其制备方法
技术领域
本发明属于汽车用钢制造领域，涉及一种轻质高强钢及其制备方法，该钢种适用于制造汽车车身结构件，安全件、防撞件等以及其它用途的产品。
背景技术
近年来，随着节能环保要求的不断提高，轻量化和电动化成为汽车行业发展的主流趋势，高强超高强汽车用钢的研制开发和大量使用成为实现汽车轻量化的有效手段。随着汽车用钢强度的不断增加，单纯依靠提高钢板强度来降低汽车零部件重量的方法越来越困难。人们尝试使用Al、Mg、碳纤维等轻质材料来制造汽车零部件和整车，然而由于成本高以及加工性能、焊接性能不足等原因，使Al、Mg、碳纤维等轻质材料的应用受到限制。因此，冷轧轻质多相钢的开发为解决上述难题提供了一个很好的方法。
专利文献CN 110983195 A公开了一种汽车用低密度高强钢及其制备方法。所述汽车用低密度高强钢的成分重量百分比组成为：C：0.3％～0.5％，Si：0.2％～0.5％，Mn：1％～2％，P≤0.01％，S≤0.01％，Ce：0.020％～0.040％，N≤0.0060％，Als：3.50％～4.8％，余量为Fe和不可避免的杂质。采用冷轧-连退的生产工艺生产出980MPa级高强钢，但是该发明的生产工艺复杂，产品延伸率低，难以满足汽车复杂零部件的使用需求。
专利文献CN 101775470A公开了一种抗拉强度700～800MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法。其主要化学成分为：C：0.2％～0.5％，Mn：2.0％～6.0％，Si：0.3％～1.0％，N≤0.008％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：4.0％～9.0％，还包括Cr、Ti、V、Mo、Nb、Ca、Ni、Cu中的至少一种或几种，且0.8≤(15C+0.5Mn)/(Al+Si)≤1.20，其余为Fe和不可避免的杂质。采用热轧工艺，生产出强度级别为700～800MPa级高强轻质双相钢，但是该发明的产品伸长率较低，难以满足汽车零部件的冲压需求。
综上，现有的轻质多相汽车用钢存在成本高、工艺复杂、产品成形性能较差等问题，难以满足汽车零部件的使用需求。
发明内容
针对以上现有技术问题，本发明的目的在于提供一种高强、高塑、轻质1180MPa级高强钢及其制备方法，满足汽车车身结构件高强高延伸率要求。
具体的技术方案是：
一种1180MPa级轻质高强钢，其化学成分以质量百分比计为：C：0.31％～0.46％，Si：0.9％～1.5％，Mn：2.1％～3.2％，P：0.05％～0.09％，S≤0.03％，Al：3.2％～5.2％，Ti：0.05％～0.22％，Mo：0.03％～0.2％，Bi：0.07％～0.19％，余量为Fe和不可避免的杂质，且钢中的C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系1.2≤(13C+2Mn)/(1.2Al+1.5Si)≤1.7。
本发明合金设计的理由如下：
C：C元素是在钢中主要起到固溶强化的作用，提高钢板的硬度、屈服强度和抗拉强度。同时，C元素具有形成和稳定奥氏体的作用，通过热处理工艺控制，使C在钢中奥氏体相富集，形成亚稳奥氏体相，从而提高钢板的成形性能和伸长率。在含有Al元素的轻质钢中，C元素与Al、Mn易形成(FeMnAl)C的碳化物，降低钢板的强度和塑性，C元素含量不能过高。因此，本发明将C含量控制在0.31％～0.46％。
Mn：Mn元素在钢中起到固溶强化和稳定奥氏体的作用。Mn元素一方面通过固溶强化的作用提高钢板的强度，另一方面通过稳定奥氏体的作用促使钢板形成残余奥氏体相，起到提高钢板塑性的作用。Mn含量过高会导致钢中产生带状组织，降低钢板的韧性；同时使奥氏体过于稳定，难以在变形的过程转变为马氏体，导致钢板成形性能降低，因此，本发明中将Mn元素含量控制在2.1％～3.2％。
Si：Si元素能够抑制渗碳体析出、促进奥氏体形成，从而提高钢板的塑性；Si元素能够起到固溶强化的作用；Si元素能够扩大钢板的晶格常数，降低钢板密度的作用。Si元素含量过低，起不到抑制渗碳体析出、提高钢板强度以及减轻重量的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量。因此，本发明中将Si含量控制在0.9％～1.5％。
Al：Al元素本身是轻质元素，能够起到降低钢板密度的作用；Al元素能够固溶在钢板的铁素体相中，起到固溶强化的作用；Al元素能够抑制渗碳体的析出，使C元素能够富集在奥氏体相中，起到稳定奥氏体相的作用，从而提高钢板的塑性；Al元素能够扩大铁素体相的范围，在钢中形成一定数量的δ-铁素体相，使钢板在焊接过程中焊点区域形成δ-铁素体+马氏体的双相组织结构，提高焊点的韧性从而提高钢板的焊接性能。Al元素含量过低，会导致降低密度、提高强度、提高塑性和焊接性的效果不明显；Al元素含量过高，会在钢中形成FeAl等脆性相，降低钢板的成形性能和加工性能。因此，本发明中将Al含量控制在3.2％～5.2％。
P：P元素在钢中一方面起到强化的作用，另一方面起到抑制渗碳体析出的作用。本发明中将P含量控制在0.05％～0.09％。
S：S元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到钢的生产成本，本发明将S元素含量控制在0.03％以下。
Ti：Ti元素主要在钢中与C、N元素反应，生成TiC、TiN、TiCN等化合物，起到限制晶粒长大的作用，同时弥散析出，起到提高钢板强度的作用。Ti元素含量过高会导致成本增加、钢板的强度过高、塑性下降，因此，本发明将Ti元素含量确定为0.05％～0.22％。
Mo：Mo元素的作用一方面是形成碳化物或氮化物，起到析出强化的作用，提高钢板的强度；另一方面是降低奥氏体向珠光体或贝氏体转变速度，提高钢板的强度。Mo含量过高会导致钢板的塑性下降，因此，本发明将Mo元素含量确定为0.03％～0.2％。
Bi：Bi元素的作用主要是分布在晶粒和晶界处，抑制C、O元素在晶界上的扩散，起到降低抑制脱碳和氧化、减少钢板轧制开裂、提高钢板表面质量和力学性能的作用。Bi含量过高会导致晶界结合力减弱，降低钢板的塑性。因此本发明将Bi含量控制在0.07％～0.19％。
本发明中C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系1.0≤(13C+2Mn)/(1.1Al+1.3Si)≤1.3。这样才能保证钢板形成一定数量的δ-铁素体+α-铁素体+贝氏体+残余奥氏体+马氏体组织，具有良好的力学性能、成形性能、焊接性能、低密度等良好的效果。C、Mn、Al、Si元素需要符合(13C+2Mn)/(1.1Al+1.3Si)≥1.0，才能够在钢中形成40％～80％的贝氏体组织和10％～25％的奥氏体组织，从而保证钢板的强度和成形性能；C、Mn、Al、Si元素需要符合(13C+2Mn)/(1.1Al+1.3Si)≤1.3才能够保证钢板形成10％～30％的δ-铁素体和α-铁素体，从而保证钢板的低密度、高成形性能、低屈服强度、良好的焊接性能。
一种高强轻质钢的制备方法，包括：转炉冶炼、连铸、热轧、酸洗、连续退火工序。
该制备工艺的具体步骤如下：
采用转炉冶炼的方法进行冶炼，得到钢液的化学成分以质量百分比计为：C：0.31％～0.46％，Si：0.9％～1.5％，Mn：2.1％～3.2％，P：0.05％～0.09％，S≤0.03％，Al：3.2％～5.2％，Ti：0.05％～0.22％，Mo：0.03％～0.2％，Bi：0.07％～0.19％，余量为Fe和不可避免的杂质，且钢中的C、Mn、Al、Si元素需要符合下面的关系1.2≤(13C+2Mn)/(1.2*Al+1.5Si)≤1.7
连铸过程采用常规的连铸机进行连铸，得到连铸坯。
热轧工序为：加热温度在1211～1251℃之间，开轧温度在1015～1165℃，终轧温度在865～945℃，冷却方式采用层流冷却方式，冷却速率大于23℃/s，卷取温度在235℃以下。热轧板的厚度小于2.2mm。
酸洗工序为：采用常规的酸洗方法，主要目的是去除热轧钢板表面的氧化物。
连续退火工序：退火温度在815～895℃之间，退火保温时间在105～275s之间，冷却速率在25～68℃/s之间，冷却到330～430℃之间，进行时效处理，时效处理时间为260～760s，最后以13～35℃/s冷却速率冷却到室温。
通过上述方法可以得到抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥20％，密度＜7.5g/cm3的冷轧高强轻质钢。
热轧加热炉温度选择在1211～1251℃之间，进行均质化处理。热轧开轧温度在1015～1165℃，终轧温度在865～945℃，通过控制轧制温度，使钢板处于双相区温度范围内，保证钢板中的含有一定数量的δ-铁素体。并且通过控轧控冷使钢中的δ-铁素体呈现板条状，保持到室温，并在随后的连续退火过程中仍然保持为层状板条状形态，从而提高钢板的塑性和成形性能。控制终轧温度在865～945℃有利于细化晶粒，抑制奥氏体晶粒过分长大。
冷却速率＞23℃/s，热轧后要以大于23℃/s的冷却速率冷却到235℃以下，保证钢中的奥氏体转变为马氏体组织，从而在随后的连续退火工艺中增加奥氏体的形核点，以细化奥氏体晶粒。
卷取温度采用低温卷取的方式，卷取温度＜235℃，优选低于200℃，保证钢中的奥氏体全部转变为马氏体，并且形成细小的马氏体板条结构，为下一步连续退火工艺中奥氏体形成提供更多的形核点。如果卷取温度过高，会导致钢中不能形成足够的马氏体。
连续退火工艺：退火温度在815～895℃之间，退火时间在105～275s之间，退火温度和时间控制在上述的区间内，可以保证钢板最终组织中得到合适比例的δ-铁素体和α-铁素体以及适量的奥氏体组织。退火温度过高或退火时间过长会导致α-铁素体含量过低以及奥氏体含量过高以及晶粒过大，降低钢板的强度和伸长率；退火温度过低或时间过短会导致铁素体不能够完全再结晶，马氏体组织不能够完全转变为奥氏体，恶化钢板的强度和伸长率。
冷却速率在25～68℃/s之间，在钢板冷却过程中会形成少量的α-铁素体组织，冷却速率要控制在25～68℃/s之间，如果冷却速率过低会在钢中出现珠光体组织，导致最终钢板的奥氏体含量过少从而恶化钢板性能。
冷却温度在330～430℃之间，保证钢中的奥氏体转变为马氏体、贝氏体和残余奥氏体组织，温度过高会导致钢板强度和塑性变差，温度过低会导致钢中的奥氏体含量过低，降低钢板的伸长率。
时效时间：时效处理时间在260～760s之间，时效时间短会降低钢中奥氏体的稳定性，时间过长会导致奥氏体组织分解，降低钢板的延伸率。
最终以13～35℃/s冷却速率冷却到室温，使钢中少量不稳定的奥氏体转变为马氏体组织。
钢板最终的组织为δ-铁素体、α-铁素体、贝氏体、奥氏体、马氏体多相组织，按体积百分比计，δ-铁素体+α-铁素体含量为10％～30％、贝氏体含量为40％～80％、奥氏体含量为10％～25％、马氏体含量＜5％。
有益效果：
本发明同现有技术相比，有益效果如下：
(1)本发明制备出的汽车用钢抗拉强度1180MPa以上，屈服强度在450MPa以上，延伸率在20％以上，密度＜7.5g/cm3，具有高强高塑轻质的特点，满足汽车行业节能减重和提高安全性的要求。
(2)本发明通过添加Al元素，结合热轧和退火工艺控制，得到具有δ-铁素体层状结构的多相钢，其中δ-铁素体存在以及其特有的层状结构能够提高钢板的塑性和焊接性能。
(3)本发明通过C、Si、Mn、Al等合金元素，结合热轧和退火工艺控制，得到δ-铁素体、α-铁素体、贝氏体、奥氏体和少量马氏体的多相结构，其中奥氏体的含量在10％～25％之间，由于本发明采用的低温终轧和低温卷取，在退火前的钢板中增加了大量的马氏体组织，马氏体的存在在连续退火过程中增加了奥氏体的形核点，细化奥氏体晶粒，从而提高了钢板塑性。
(4)本发明在现有产线上实施，没有增添新的设备，具有良好的推广前景。
具体实施方式
通过实施例对本发明进行更详细的描述，这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。
表1中列出了实施例钢的化学成分，表2列出了实施例钢的热轧工艺参数，表3列出了实施例钢的连续退火工艺参数，表4列出了实施例钢的组织，表5列出了实施例钢的力学性能。
表1实施例钢的化学成分，wt％
Figure BDA0002976740370000081
表2实施例钢的热轧工艺
Figure BDA0002976740370000082
表3实施例钢的连续退火工艺
Figure BDA0002976740370000091
表4实施例钢的组织
实施例 δ-铁素体+α-铁素体/％ 贝氏体/％ 奥氏体/％ 马氏体/％
1 18.2 66.1 12.5 3.2
2 16.4 64.6 14.7 4.3
3 14.5 64.4 18.6 2.5
4 12.8 71.2 15.2 0.8
5 21.6 58.1 20.3 0
6 24.2 51.2 23.4 1.2
7 26.4 59.8 11.7 2.1
8 29.6 47.5 18.3 4.6
表5实施例钢的力学性能
实施例 YS/MPa TS/MPa EL/％ 密度/(g·cm<sup>-3</sup>)
1 468 1231 25.3 7.29
2 472 1194 24.2 7.31
3 437 1185 28.8 7.28
4 452 1205 27.3 7.32
5 485 1226 22.2 7.26
6 492 1214 26.5 7.27
7 473 1182 23.7 7.29
8 461 1191 24.4 7.26
由上述实施例可见，采用本发明的成分设计、轧制、退火工艺，制备出的汽车用钢抗拉强度1180MPa以上，屈服强度450MPa以上，延伸率20％以上，密度小于7.5g/cm3，满足汽车车身结构件高强高延伸率要求。

Claims (2)

1.一种1180MPa级轻质高强钢板，其特征在于，钢中化学成分按质量百分比计含有：C：0.31％～0.46％，Si：1.06％～1.5％，Mn：2.1％～3.2％，P：0.05％～0.09％，S≤0.03％，Al：3.2％～5.2％，Ti：0.05％～0.22％，Mo：0.03％～0.2％，Bi：0.07％～0.19％，且钢中的C、Mn、Al、Si元素满足1.2≤(13C+2Mn)/(1.2Al+1.5Si)≤1.7，余量为Fe和不可避免的杂质；钢板组织为δ-铁素体、α-铁素体、贝氏体、奥氏体、马氏体多相组织，按体积百分比计，δ-铁素体和α-铁素体含量总和为10％～30％、贝氏体含量为40％～80％、奥氏体含量为10％～25％、马氏体含量＜5％；钢板的抗拉强度≥1180MPa，伸长率≥20％，密度＜7.5g/cm3；所述的1180MPa级轻质高强钢板的制备方法，钢板的生产工艺为：冶炼、连铸、热轧、酸洗、连续退火，所述热轧中：铸坯加热温度为1211～1251℃，开轧温度为1015～1165℃，终轧温度为865～945℃，采用层流冷却方式，冷却速率＞23℃/s，卷取温度≤235℃；所述连续退火中：退火温度为815～895℃，退火保温时间为105～275s，冷却速率为25～68℃/s，冷却到330～430℃进行时效处理，时效处理时间为260～760s，最后以13～35℃/s冷却速率冷却到室温。
2.根据权利要求1所述的一种1180MPa级轻质高强钢板，其特征在于，钢板的厚度＜2.2mm。
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