1400MPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼的制備方法
【專利摘要】本發(fā)明提供一種1400MPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼的制備方法，屬于超高強冷軋汽車用鋼【技術領域】。本發(fā)明鋼的主要化學成分（wt%）為：C:0.14%~0.16%，Si:1.31%~1.51%，Mn:2.70%~2.90%，S<0.005%，P<0.009%，Al:0.11%~0.51%，RE:0.005%～0.020%，余量為鐵及其他不可避免的雜質。本發(fā)明鋼與一般高強鋼相比優(yōu)點在于：1）成本低廉、工藝簡單，所制備的鋼板性能優(yōu)良，滿足汽車用超高強鋼的使用要求；2）本發(fā)明鋼經(jīng)成分和工藝合理控制，成品組織中馬氏體占70%~85%，殘余奧氏體占5%~20%，以及少量鐵素體，本發(fā)明鋼的抗拉強度大于1400MPa，延伸率大于等于8%，屈服強度較低，范圍為Rp0.2=500~900MPa，屈強比為0.4~0.6，易于沖壓成形，沖壓后不容易開裂。
【專利說明】MOOMPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼的制備方法
【技術領域】
[0001]本發(fā)明屬于冷軋超高強汽車用鋼【技術領域】。具體涉及到一種HOOMPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼的制備方法。
【背景技術】
[0002]2012年中國汽車總產量達到了 1930萬輛，占世界汽車總產量的23%。在汽車輕量化和安全性標準不斷提高的背景下，人們將主要考慮如何提高汽車鋼的碰撞安全性、節(jié)能效果與成本，減重、節(jié)能、減排可以通過提高汽車材料的強度或降低材料的密度來實現(xiàn)。而對制造汽車的傳統(tǒng)鋼鐵材料則主要通過提高強塑性來實現(xiàn)自身的競爭力。
[0003]近年來，人們對汽車用超高強鋼進行了大量的新品種開發(fā)和研究工作，而目前對高強鋼的研究工作大多集中在抗拉強度1000MPa以下，對抗拉強度1400MPa以上的超高強鋼的研究較少。低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼也是近年來研究對象，它集復相組織的優(yōu)良特性和TRIP效應于一身，原始組織以馬氏體和殘余奧氏體為主體，存在少量鐵素體。
[0004]申請?zhí)枮镃N 101928875 A，名為“具有良好成形性能的高強度冷軋鋼板及其制備方法”的中國專利，即一種以貝氏體和殘余奧氏體為基體，強度級別大于780MPa的TRIP鋼，雖然其強度、塑性、延伸性、擴孔性以及涂覆性較好，但由于加熱溫度大于A#晶粒容易長大，并且對設備要求較高。
[0005]申請?zhí)枮镃N 102312157 A，名為“一種1000MPa級以上冷軋TRIP鋼及其制備方法”的中國專利和申請?zhí)枮镃N102912219 A，名為“一種高強塑積TRIP鋼板及其制備方法”的中國專利，雖然其發(fā)明鋼的強度、塑性配合均較好，但由于添加Nb、V等微合金元素，使成本增加，加工困難；而且前者最終組織中的貝氏體對強度有一定的影響，后者其退火方式采用罩式退火，延長了制備周期。`
[0006]申請?zhí)枮镃N 102021483 A，名為“一種抗拉強度1200MPa級冷軋雙相鋼板及制備方法”的中國專利，雖然組織中馬氏體的體積分數(shù)占58%飛8%，得到了比較理想的抗拉強度，但是其成分中Mn含量為1.9%~2.1%, Si含量為0.7%~θ.9%，均相對較低，不能很好的穩(wěn)定奧氏體，致是其延伸率較低。且添加了 Cr、Ni等合金元素，提高了成本，增加了加工工藝難度。
[0007]申請?zhí)枮镃N 102174685 A，名為“800MPa級冷軋雙相鋼及其制造方法”的中國專利，雖然得到了較低的屈服強度、較低的屈強比以及較好的延伸率，但由于成分和工藝參數(shù)的限制，該發(fā)明鋼強度較低。
[0008]申請?zhí)枮镃N 102212745 A，名為“一種高塑性780MPa級冷軋雙相鋼及其制備方法”的中國專利，雖然提高了其延伸率，但由于C含量較低，導致其強度較低。

【發(fā)明內容】

[0009]本發(fā)明的目的在于提供一種低成本、超高強度、高延伸率和低屈強比的HOOMPa級冷軋超高強汽車用鋼的制備方法?；瘜W成分中添加部分S1、Al元素，同時結合熱軋后較快的冷卻速度和較低的卷取溫度，可以減輕或延緩C、Mn元素的擴散而引起的帶狀組織，從而提高鋼板的力學性能。同時盡量降低鋼中P和S的含量，通過稀土元素的變質作用，凈化鋼液，細化凝固組織，改善夾雜物的形態(tài)和分布，減低Mn元素偏析，而且不含其它微合金元素。獲得一定亞穩(wěn)奧氏體和超細晶組織，組織中馬氏體占70%~85%。
[0010]為實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明的技術方案是:
設計一種冷軋超高強鋼，其化學成分(Wt%)為:C:0.14%~0.16%，S1: 1.31%~1.51%，Mn: 2.70%~2.90%, S〈0.005%，P〈0.009%, Al:0.11%~0.51%, RE:0.005% ~0.020%，余量為鐵及其他不可避免的雜質。
[0011]其中，Si含量優(yōu)選為1.32%~1.45%，Al含量優(yōu)選為0.12%~0.42%，減輕或延緩C、Mn元素的擴散而引起的帶狀組織，提高鋼板的力學性能。
[0012]稀土元素RE含量優(yōu)選為0.010%~0.020%，通過稀土元素RE的變質作用，凈化鋼液，細化凝固組織，改善夾雜物的形態(tài)和分布，減低Mn元素偏析。
[0013]進一步，上述技術方案中，冷軋超高強鋼成品顯微組織中馬氏體占70%~85%，殘余奧氏體占5%~20%,以及少量鐵素體,且組織顯著細化，鐵素體晶粒小于2 μ m,馬氏體板條寬度小于1.5μπι。其抗拉強度大于1400MPa，延伸率大于8%，屈服強度較低，范圍為RpQ.2=50(T900MPa，屈強比為0.4^0.6，易于沖壓成形，沖壓后不容易開裂。
[0014]本發(fā)明冷軋超高強鋼的制備方法如下:
I)根據(jù)所述的化學成分進行 冶煉，鑄造坯料進行鍛造。
[0015]2)軋制工藝為:
(1)熱軋板坯加熱至104(T109(TC，是由于本發(fā)明鋼所含合金元素少，在較低的溫度下元素即可固溶，且較低的加熱溫度阻止晶粒的長大。
[0016](2)保溫2.5h以上，這有利于合金元素擴散，為后續(xù)的軋制提供均勻的原始組織。
[0017](3)開軋溫度95(Tl000°C，終軋溫度為780~800 °C，在保證道次壓下的情況下，低溫軋制，有利于后續(xù)組織細化。
[0018](4)熱軋終軋后將鋼板以大于30°C /s的冷卻速度將鋼板快速冷卻至卷取溫度，快冷可以減輕或延緩C、Mn元素的擴散而引起的帶狀組織，從而提高鋼板的力學性能。
[0019](5)卷取溫度為24(T260 °C，由于本發(fā)明鋼中Mn等元素的添加，淬透性較好，較低的卷取溫度對熱軋后組織影響不大，但可以減輕或延緩C、Mn元素的擴散而引起的帶狀組織，也可以減少碳化物的析出，有利于后續(xù)碳在奧氏體中的固溶，穩(wěn)定奧氏體。
[0020](6 )冷軋壓下率控制在40%~60%。
[0021]本發(fā)明的制備方法還包括進一步的工藝:
3)連續(xù)退火工藝為:
(O預熱段以7~15°C /s加熱到15(T 250°C，該過程中冷變形鐵素體發(fā)生回復；
(2)經(jīng)預熱的鋼板，以1.5^30C /s加熱到兩相區(qū)，保溫溫度79(T810°C，該過程中冷軋鐵素體發(fā)生再結晶，并且珠光體轉變?yōu)閵W氏體并向鐵素體中長大；
(3)兩相區(qū)保溫9(Tl20s，該過程實現(xiàn)奧氏體的均勻化，并且鐵素體中C、Mn等元素向奧氏體中轉移，并在其中均勻化；
(4)隨后以35~50°C/s冷速快冷至17(Tl90°C，并保溫5s，該過程中，使大部分奧氏體轉變成馬氏體，保證了發(fā)明鋼的強度，并獲得一定量殘余奧氏體；
(5)隨后以10°C /s加熱24(T280°C進行過時效處理，保溫36(T380s，該過程中，部分馬氏體發(fā)生回火，使馬氏體本身的強度、塑性以及與周圍鐵素體得到較好的協(xié)調配合，同時，合金元素進行配分，保證了殘余奧氏體的穩(wěn)定性。
[0022](6)保溫后緩冷至室溫，冷卻速度為2~10°C /s，該過程中一部分不穩(wěn)定的奧氏體轉變成馬氏體，有利于提高強度。
[0023]本發(fā)明有別于傳統(tǒng)冷軋超高強鋼汽車用鋼，在于Si元素和Mn元素均遠遠高于普通超高強鋼汽車用鋼，Mn元素添加高于傳統(tǒng)冷軋TRIP鋼，而低于冷軋中錳TRIP鋼。本發(fā)明冷軋超高強汽車用鋼通過成分和工藝優(yōu)化，其組織顯著細化，成品組織中馬氏體占70%~85%，殘余奧氏體占5%~20%，鐵素體晶粒小于2 μ m，馬氏體板條寬度小于1.5 μ m。其強韌性明顯提高，抗拉強度大于1400MPa，延伸率大于等于8%，屈服強度較低，范圍為RpQ.2=50(T900MPa，屈強比為0.4^0.6，易于沖壓成形，沖壓后不容易開裂。 【專利附圖】

【附圖說明】
[0024]圖1為本發(fā)明鋼組織的掃描照片。
[0025]圖2為本發(fā)明鋼組織中馬氏體的透射照片。
[0026]圖3為本發(fā)明鋼的X射線衍射圖譜。
【具體實施方式】
[0027]為使本發(fā)明的目的、技術方案和優(yōu)點更加清楚明白，以下結合附圖和具體實施例，對本發(fā)明進一步詳細說明。
[0028]本發(fā)明成分設計理由:
C:c元素直接影響臨界區(qū)處理快冷后鋼中馬氏體的體積分數(shù)和馬氏體碳含量，碳含量太低時，在相同退火工藝參數(shù)下兩相區(qū)奧氏體量以及奧氏體含碳量減少，得到馬氏體量及強度相應下降，難以得到高的抗拉強度，碳含量太高時，塑性韌性下降，焊接性能降低。綜上，C含量定為0.14%~0.16%。
[0029]Mn: Mn能增強奧氏體穩(wěn)定性，延長其轉變孕育期，提高奧氏體的淬透性，同時降低馬氏體開始轉變溫度(Ms)點，形成一定體積分數(shù)的富碳殘留奧氏體。Mn還通過固溶強化來提高鐵素體基體的強度。Mn還能降低鐵素體中的固溶碳，提高鋼的韌性，改善鋼的延性，提高斷裂真應變，改善斷口組織形貌。Mn含量過低時起不到上述作用，而過高時又會形成偏析，因此Mn含量定為2.70%~2.90%。
[0030]Si:Si可以擴大兩相區(qū)，加寬臨界區(qū)處理的溫度范圍，改善鋼的工藝性能，Si在鐵素體中的溶解度遠高于C、Mn在鐵素體中的溶解度，很大程度的提高了臨界區(qū)C、Mn在鐵素體中的化學勢，在化學勢的驅動下，C、Mn充分向奧氏體中擴散并聚集，使鐵素體得到進一步凈化，奧氏體進一步穩(wěn)定，同時，固溶到鐵素體中的Si可以影響位錯交互作用，增加加工硬化速率和給定水平下的均勻延伸。然而高的Si含量有害于板材表面質量。綜合考慮Si的含量定為1.3Ρ/1.51%。
[0031]Al:A1和Si同樣都不溶于滲碳體，都抑制滲碳體形成。Al元素能有效脫氧和細化晶粒，提高韌性。Al降低C在鐵素體中的活性，增加C在鐵素體中的穩(wěn)定性。Al元素可以提高相變溫度，使臨界區(qū)退火的范圍擴大，阻礙了臨界區(qū)退火時的完全奧氏體化，使馬氏體的轉變溫度升高。綜合考慮Al的含量定為0.11%~0.51%。
[0032]RE:通過稀土元素的變質作用，凈化鋼液，細化凝固組織，改善夾雜物的形態(tài)和分布，減低Mn元素偏析。稀土元素含量為0.005%~0.020%。本發(fā)明的實施例的化學成分如表1所示:
表1具體實施例鋼化學成分(質量分數(shù)％，余量為Fe)
【權利要求】
1.一種1400MPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強，其特征在于，所述汽車用鋼按重量百分比的化學成分為:
C 0.14%~0.16% ；
Si 1.31%~1.51% ；
Mn 2.70%~2.90% ； S 0~〈0.005% ； P 0~0.009% ； Al 0.11%~0.51%;
RE 0.005% ~0.020% ； 余量為鐵及其他常規(guī)雜質。
2.如權利要求1所述的HOOMPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼，其特征在于:Si含量優(yōu)選為1.32%~1.45%，Al含量優(yōu)選為0.12%~0.42%，減輕或延緩C、Mn元素的擴散而引起的帶狀組織，提高鋼板的力學性能。
3.如權利要求1所述的HOOMPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼，其特征在于:，稀土元素含量優(yōu)選為0.010%~0.020%,通過稀土元素的變質作用，凈化鋼液,細化凝固組織，改善夾雜物的形態(tài)和分布，減低Mn元素偏析。`
4.如權利要求1-3其中之一所述的HOOMPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼的制備方法，其特征在于包括步驟: O按照所述成分冶煉和鑄造； 2)鑄坯放入保溫坑內緩慢冷卻至室溫； 3)將鑄坯重新加熱至奧氏體化溫度，加熱溫度控制在104(Tl090°C，保溫2.5h以上，以保證鋼坯溫度均勻性和組織均勻性； 4)開軋溫度95(Tl000°C，終軋溫度為78(T800°C； 5)熱軋終軋后將鋼板以大于30°C/s的冷卻速度將鋼板快速冷卻至24(T260°C，模擬卷取，卷取溫度為240-260 V ;冷軋壓下率控制在40%~60% ； 6)然后隨爐冷卻至室溫，以控制熱軋板的帶狀組織和細化熱軋板的晶粒尺寸。
5.如權利要求4所述的HOOMPa級低屈強比高延伸率冷軋超高強汽車用鋼的制備方法，其特征在于還包括退火工藝: 1)預熱段以7~15°C/s加熱到15(T 250°C，該過程中冷變形鐵素體發(fā)生回復； 2)經(jīng)預熱的鋼板，以1.5^30C /s加熱到兩相區(qū)，兩相區(qū)保溫溫度79(T810°C，保溫時間為9(Tl20s，該過程中冷軋鐵素體發(fā)生再結晶，并且珠光體轉變?yōu)閵W氏體并向鐵素體中長大； 4)以35~50°C/s冷速快冷至17(Tl90°C，并保溫5s，該過程中，使大部分奧氏體轉變成馬氏體，保證了發(fā)明鋼的強度，并獲得一定量殘余奧氏體； 5)以10°C/s加熱24(T280°C進行過時效處理，保溫36(T380s，該過程中，部分馬氏體發(fā)生回火，使馬氏體本身的強度、塑性以及與周圍鐵素體得到較好的協(xié)調配合，同時，合金元素進行配分，保證了殘余奧氏體的穩(wěn)定性。
6.保溫后緩冷至室溫，冷卻速度為2~10°C/s，該過程中一部分不穩(wěn)定的奧氏體轉變成馬氏體。
【文檔編號】C22C38/06GK103667884SQ201310733931
【公開日】2014年3月26日 申請日期:2013年12月26日 優(yōu)先權日:2013年12月26日
【發(fā)明者】趙征志, 佟婷婷, 尹鴻祥, 梁駒華, 趙愛民, 唐荻, 米振莉, 劉強, 李雙嬌, 尹衍軍 申請人:北京科技大學