一種1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的製造方法與流程

2023-12-09 20:51:46 2

本發明屬於材料技術領域，具體涉及一種1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的製造方法。

背景技術：

汽車的行駛阻力與車重成正比，車重增加，會使油耗大部分消耗在自重上，在100公裡時速以下，重量因素決定80%的油耗。國際鋁業協會報告指出，汽車自重每減少10%，燃油消耗可降低6~8%。因此輕量化是節油的重要途徑；《中國製造2025》十大領域之節能與新能源汽車領域明確提出發展輕量化材料，形成從關鍵零部件到整車的完整工業體系和創新體系。當前汽車發展的新方向電動化、智能化、輕量化，智能化與網際網路相結合更好的服務人類，而電動化、輕量化主要是更有效的節能減排，同時輕量化又是助力電動化發展的重要因素。目前電動化技術不完善且整個車身重量中鋼鐵佔約70%，因此迫切需要開發高強鋼取代傳統鋼達到節能減排的同時提高碰撞安全性能。

目前輕量化主要通過輕量化材料、汽車車身結構、新的加工工藝，但是隨著先進高強鋼的應用，原有的汽車加工工藝已不在適用，高強鋼板成形時相對低碳鋼容易出現破裂、起皺和回彈缺陷，衝壓成形難度大，如汽車零部件在擴孔翻邊或彎曲加工時局部易發生開裂，從而影響整個零件的衝壓效果，導致報廢。隨著汽車設計對底盤結構的要求日益提高，零件成形更加複雜，對鋼板的翻邊和擴孔性能要求有所提高。高擴孔高強鋼已成為汽車鋼板的一個重要品種之一。

美國專利US20050167007A1介紹了一種高強度鋼板的製造方法，其化學成分重量百分比，C：0.05-0.13 ％，Si：0.5-2.5 ％，Mn：0.5-3.5 ％，Cr：0.05-1 ％，Mo：0.05-0.6 ％，Al≤0.1 ％，S≤0.005％，N≤0.01％，P≤0.03％ ，添加Ti ：0.005-0.05％或Nb ：0.005-0.05％或V：0.005-0.2％。該鋼經Ar3 溫度以上熱軋，450-700℃卷取，退火後以100℃/s 的冷速從700-600℃冷卻淬火，然後在 180-450℃之間回火。最終得到抗拉強度780Mpa， 擴孔率≥50％的高強鋼；但是該方法製造的鋼板抗拉強度僅為780MPa，很難滿足汽車廠高強度的要求。

中國專利CN105543674A，介紹了一種高局部成形性能的冷軋超高強雙相鋼的製造方法，工藝步驟為 ：（1）按照重量百分比為 ：C：0.08-0.12%，Si：0.1-0.5%，Mn：1.5-2.5%，Al ：0.015-0.05%，其餘為 Fe 及不可避免雜質元素的化學成分選配原料，熔煉成鑄坯 ；（2）將鑄坯在1150-1250℃加熱1.5-2 小時後進行熱軋，軋後以50-200℃/s 的冷卻速度冷卻至 450-620℃進行卷取 ；（3）將熱軋鋼板進行冷軋，隨後以 50-300℃/s 的速度加熱至 740-820℃進行退火，以 2-6℃/s的冷速冷至 620-680℃，之後以30-100℃ /s 的冷速冷至 250-350℃過時效3-5min，得到超高強雙相鋼。但是該方法獲得雙相鋼組織鐵素體和馬氏體強度差別太大，在成形複雜零件時存在易開裂的問題。

中國專利CN105648317A介紹了一種高強度高塑性中錳 Q&P 鋼冷軋退火板及其製備工藝，退火板化學組分及重量百分含量分別為：C： 0.1-0.3%，Si：0.8-2.0%，Mn：4.0-8.0%，P≤ 0.01%，S≤ 0.01%，N ≤0.01%，其餘為鐵以及不可避免的雜質 ；製備工藝包括冶煉、熱軋、退火、冷軋和最終熱處理。，鋼板抗拉強度900-1300MPa，塑性24-37%；但是該方法添加了如此高的Mn含量，極易造成帶狀組織，不利於保證組織均勻性，易造成局部成形開裂問題。

中國專利CN105506478A，介紹了一種高成形性的冷軋超高強度鋼板、鋼帶及其製造方法，成分重量百分比為：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，其餘為 Fe和不可避免雜質，該方法冷軋超高強鋼板抗拉強度≥980MPa，延伸率≥15％，擴孔率≥40％，性能均衡；但是為了最終獲得該發明鋼低屈服、高延伸和高擴孔率的均衡性性能，該發明鋼中還添加 Mo、B、Ti、Nb 等合金元素和微合金元素，增加了鋼廠的生產成本，不利於大規模工業化生產。

中國專利CN 103602890 A，介紹了一種抗拉強度 540MPa 級高擴孔鋼板及其製造方法，其化學成分重量百分比為：C：0.02~0.1%，Si ：0.1~1.2%，Mn ：1.5 ~2.20%，P ≤ 0.02%， S ≤ 0.003%， Al ：0.020~0.060%，Nb ：0.005~0.05%， Ca≤ 0.0050% 其餘是 Fe 和不可避免的雜質 ，雖然該方法高擴孔鋼板擴孔率λ≥45%，但是抗拉強度最大僅為570MPa，遠遠沒有達到1000MPa級。

技術實現要素：

本發明的目的在於提供一種1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的製造方法，通過成分設計及軋制工藝及退火處理的整合，保證產品性能的同時，降低生產成本，提高生產效率。

本發明的方法包括以下步驟：

（1）按設定成分熔煉並澆鑄製成鑄坯，其成分按重量百分比含C 0.19~0.25%，Si 1.3~1.6%，Mn 1.5~1.75%，Nb 0.045~0.05%，Al 0.01~0.05%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）將鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度為1150~1180℃，終軋溫度為850~900℃，總壓下量91~93%，獲得熱軋鋼板；

（3）將熱軋鋼板經酸洗後進行冷軋，總壓下率為65~89%，獲得冷軋鋼板；

（4）將冷軋鋼板以50~300℃/s的速度升溫至870~950℃，保溫5~120s進行奧氏體化；

（5）將奧氏體化後的冷軋鋼板以80~150℃/s的速度冷卻至360~420℃，並保溫150~500s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼。

上述的1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的組織由板條貝氏體、板條間殘餘奧氏體以及少量塊狀馬氏體組成，殘餘奧氏體的體積分數在9.6~17.2%。

上述的1000級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的抗拉強度≥1023MPa，延伸率≥17.6%，延伸凸緣性性能（擴孔率）≥56%。

上述的1000級高擴孔型冷軋貝氏體鋼沿軋制方向180°冷彎曲不開裂。

本發明的鋼板中各種合金元素的主要作用在於：

C：一方面因固溶強化和析出強化而確保鋼的高強度；另一方面，保證奧氏體因富碳而穩定至室溫，獲得殘餘奧氏體；

Mn：一方面提高淬透性；另一方面也是是奧氏體穩定化元素，可以提高室溫下奧氏體的穩定性，提高殘餘奧氏體的含量；

Si和Al：在貝氏體相變時，抑制滲碳體的析出，保證獲得無碳化物貝氏體，提高延伸凸緣性能；

Nb：析出強化元素，起到細化晶粒和調節強度的作用，對組織均勻性有一定益處。

本發明的設計思路如下：

製造1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的關鍵在於奧氏體化前後的加熱速率和冷卻速率，鋼板冷軋過程中位錯密度大量增殖，形成位錯牆、位錯胞等亞結構為奧氏體形核提供更多形核點；

通過提高加熱速率，抑制升溫過程的回覆、推遲再結晶（或相變）等而使材料組織演變具有高溫、高變形儲能的典型特徵，大大促進再結晶（或相變）動力學，在再結晶形核開始時由於之前沒有足夠時間回復而保留較高的位錯密度或晶體缺陷，這些位置將成為有效的形核地點，而高的均熱溫度也大大促進了形核率的提高，從而細化原奧氏體晶粒，進而提高材料的強塑性；

高的加熱速率細化了奧氏體晶粒，提高了其穩定性，降低了Ms點溫度；因此需要超快速冷卻，才能夠避開鐵素體和珠光體轉變區，從而保證中溫相變後獲得力學性能均勻的板條貝氏體組織，避免室溫下組織中含有強度差異大的鐵素體和馬氏體（鐵素體/馬氏體相界面易形成微孔洞），進而保證了材料高的成形性能。

本發明的具體製造方法及各主要參數選擇的原理如下：

按照上述成分，採用真空感應爐冶煉並澆鑄成鑄錠，加熱至1200±30℃保溫，從而保證在較高溫度下合金元素和組織的均勻化；

將加熱後鋼坯進行熱軋，開軋溫度控制在1150~1180℃，終軋溫度控制在850~900℃，終軋溫度太低，會造成軋機負荷提高，終軋溫度太高會造成熱軋後組織粗大且能耗太大；熱軋鋼板經酸洗後進行冷軋，冷軋過程中位錯密度大量增殖，形成位錯牆、位錯胞等亞結構為奧氏體形核提供更多形核點，通過冷軋可提供連續退火薄帶鋼板；

冷軋板快速加熱進行退火保溫，一方面是為了保證退火組織完全奧氏體化，碳化物完全溶解，能夠有效獲得希望的殘餘奧氏體；另一方面，高的加熱速率通過抑制升溫過程的回覆、推遲再結晶（或相變）等而使材料組織演變具有高溫、高變形儲能的典型特徵，這將大大促進再結晶（或相變）動力學，在再結晶形核開始時由於之前沒有足夠時間回復而保留較高的位錯密度或晶體缺陷，這些位置將成為有效的形核地點，同時該退火溫度也大大促進形核率的提高，保溫過程中，可以使奧氏體組織均勻化，同時縮短保溫時間，抑制奧氏體晶粒長大，起到細化晶粒的作用，此外，提高加熱速率還可以提高工業生產速度。

隨後超快速冷卻速度冷卻至Ms點以上，一方面避免鐵素體相變和珠光體相變；另一方面冷卻至貝氏體轉變中溫區發生貝氏體相變；超快速冷卻對獲得以板條貝氏體鐵素體為母相的Trip型貝氏體鋼至關重要；利用相變儀分析此成分貝氏體相變動力學，為保證板條貝氏體中過飽和的C充分擴散到附近過冷奧氏體中，形成富碳的奧氏體，保溫時間至少為150s；另外為防止殘餘奧氏體的分解和提高工業生產效率，保溫時間不能太長，優選保溫時間參數150~500s；隨後冷卻至室溫，在這一冷卻過程中，遠離板條貝氏體的奧氏體穩定性不高，因而會隨著冷卻過程發生馬氏體轉變；最終得到室溫下組織為板條貝氏體和板條間殘餘奧氏體以及少量塊狀馬氏體，從而獲得1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼。

本發明的優勢和有益效果在於：通過合理優化成分設計，緊添加常規元素C、Si、Mn、Al、Nb，不增加原料成本以及常規的熱軋和冷軋工藝即可獲得冷軋板，工藝窗口大；利用快速加熱和後續的超快速冷卻連續退火工藝，可細化組織，提高組織的均勻性，並獲得力學性能均勻的板條貝氏體以及板條間薄膜狀的殘餘奧氏體，從而保證材料的高的強塑性和局部成形性，滿足汽車廠對高擴孔高強汽車鋼的需求，快速加熱和超快速冷卻可提高工業生產效率，縮短生產周期。

附圖說明

圖1為本發明實施例1中的1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的室溫下組織電子探針照片圖；其中板條狀的為貝氏體；

圖2為本發明實施例1中的1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的室溫下組織TEM照片圖，左圖為明場，右圖為暗場，其中在板條貝氏體間薄膜狀的為殘餘奧氏體。

具體實施方式

本發明實施例中熔煉步驟採用的熔煉爐為135kg真空感應熔煉爐。

本發明實施例中熱軋步驟採用的熱軋機為Φ450mm可逆式熱軋機。

本發明實施例中冷軋步驟採用的冷軋機為直拉式四輥可逆冷軋機。

本發明實施例中退火步驟採用的連續退火機為多功能保護氣氛連續退火機。

本發明實施例中觀測組織採用的設備為JEOL JXA 8530F場發射電子探針和FEI TecnaiG2 F20型透射電鏡。

本發明實施例中的1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼的厚度為0.8~2.4mm。

下面對本發明的具體實施方式作進一步詳細說明，但本發明的實施方式不限於此。

實施例1

按設定成分熔煉並澆鑄製成鑄坯，其成分按重量百分比含：C 0.19%，Si 1.3%，Mn 1. 5%，Al 0.01%，Nb 0.045%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

將鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度為1150~1180℃，終軋溫度為850~900℃，總壓下量91%，獲得熱軋鋼板；

將熱軋鋼板經酸洗後進行冷軋，總壓下率為65%，獲得冷軋鋼板；

將冷軋鋼板鹼洗去除軋制油，以50℃/s的速度升溫至870℃，保溫5s進行奧氏體化；

將奧氏體化後的冷軋鋼板以80℃/s的速度冷卻至360℃，並保溫150s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，其組織由板條貝氏體、板條間殘餘奧氏體以及少量塊狀馬氏體組成，殘餘奧氏體的體積分數9.6%，抗拉強度Rm=1023MPaMPa，延伸率A50mm=25.3%，擴孔率56%，沿軋制方向180°冷彎曲不開裂；電子探針照片如圖1所示，組織TEM照片如圖2所示。

實施例2

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.25%，Si 1.6%，Mn 1.75%，Al 0.05%，Nb 0.05%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1180℃，終軋溫度900℃，總壓下量93%；

（3）冷軋總壓下率為89%；

（4）以300℃/s的速度升溫至950℃，保溫120s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以150℃/s的速度冷卻至420℃，並保溫500s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數17.2%，抗拉強度Rm=1135MPa，延伸率A50mm=17.6%，擴孔率=62%。

實施例3

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.20%，Si 1.40%，Mn 1.6%，Al 0.03%，Nb 0.045%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1150℃，終軋溫度880℃，總壓下量92.5%；

（3）冷軋總壓下率為79%；

（4）以80℃/s的速度升溫至900℃，保溫30s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以100℃/s的速度冷卻至400℃，並保溫180s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數16.1%，抗拉強度Rm=1043MPa，延伸率A50mm=24.7%，擴孔率=58%。

實施例4

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.22%，Si 1.31%，Mn 1.52%，Al 0.015%，Nb 0.048%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1175℃，終軋溫度900℃，總壓下量91.5%；

（3）冷軋總壓下率為76%；

（4）以250℃/s的速度升溫至950℃，保溫100s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以120℃/s的速度冷卻至370℃，並保溫450s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數在10.4%，抗拉強度Rm=1089MPa，延伸率A50mm=20.8%，擴孔率=58%。

實施例5

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.20%，Si 1.38%，Mn 1.51%，Al 0.015%，Nb 0.045%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1180℃，終軋溫度870℃，總壓下量92.3%；

（3）冷軋總壓下率為81%；

（4）以100℃/s的速度升溫至920℃，保溫60s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以140℃/s的速度冷卻至390℃，並保溫200s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數14.8%，抗拉強度Rm=1096MPa，延伸率A50mm=20.1%，擴孔率=60%。

實施例6

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.23%，Si 1.43%，Mn 1.55%，Al 0.03%，Nb 0.05%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1150℃，終軋溫度900℃，總壓下量91.8%；

（3）冷軋總壓下率為80%；

（4）以200℃/s的速度升溫至950℃，保溫120s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以150℃/s的速度冷卻至390℃，並保溫400s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數13.5%，抗拉強度Rm=1100MPa，延伸率A50mm=19.6%，擴孔率=63%。

實施例7

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.19%，Si 1.38%，Mn 1.50%，Al 0.025%，Nb 0.046%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1160℃，終軋溫度880℃，總壓下量92.4%；

（3）冷軋總壓下率為80%；

（4）以150℃/s的速度升溫至900℃，保溫100s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以130℃/s的速度冷卻至400℃，並保溫250s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數15.3%，抗拉強度Rm=1076MPa，延伸率A50mm=22.4%，擴孔率=66%。

實施例8

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.24%，Si 1.52%，Mn 1.65%，Al 0.01%，Nb 0.047%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1170℃，終軋溫度890℃，總壓下量93%；

（3）冷軋總壓下率為75%；

（4）以200℃/s的速度升溫至950℃，保溫80s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以120℃/s的速度冷卻至370℃，並保溫300s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數11.8%，抗拉強度Rm=1128MPa，延伸率A50mm=18.4%，擴孔率=66%。

實施例9

方法同實施例1，不同點在於：

（1）鑄坯成分按重量百分比含：C 0.21%，Si 1.42%，Mn 1.65%，Al 0.03%，Nb 0.049%，P≤0.010%，S≤0.010%，其餘為Fe及不可避免雜質；

（2）鑄坯在1200±30℃加熱2~3h後進行熱軋，開軋溫度1170℃，終軋溫度860℃，總壓下量92.1%；

（3）冷軋總壓下率為81%；

（4）以150℃/s的速度升溫至950℃，保溫40s進行奧氏體化；

（5）冷軋鋼板以100℃/s的速度冷卻至380℃，並保溫250s後，再冷卻至室溫，製成抗拉強度1000MPa級高擴孔型冷軋貝氏體鋼，殘餘奧氏體的體積分數12.3%，抗拉強度Rm=1080MPa，延伸率A50mm=21.1%，擴孔率=61%。