一種590MPa級熱軋高強度高擴孔鋼及其製造方法與流程

2023-12-11 23:09:28 2

本發明屬於熱軋高強鋼領域，具體涉及一種590MPa級熱軋高強度高擴孔鋼及其製造方法。

背景技術：

隨著國家環保法律法規的日益嚴格和國家對汽車排放限制措施的實施，乘用車領域的高強減薄或汽車結構輕量化已成為國際上各大汽車製造廠商的重要研究方向。提高轎車燃油經濟性和降低二氧化碳排放的一個重要且可行的方案就是降低轎車自身重量。在降低重量的同時還要保證乘用車的碰撞安全性就必須使用高強高韌等材料。一些高強鋼的競爭材料如鋁合金、鎂合金以及碳纖維等由於成本等原因難以在普通乘用車上推廣。先進高強鋼則在成本和性能兩方面較好地滿足了乘用車生產廠家的需求，在可預期的較長時間內，高強鋼仍是汽車用材料的主流品種。

通過使用具有優異性能的先進高強鋼或對乘用車的底盤等結構進行優化設計，可實現對整車的較大幅度減重。因此，國內外鋼廠均對汽車用先進高強鋼進行了重點研發。底盤，車輪等構件是汽車結構中成形較為複雜的部分，目前使用的多是較低強度的軟鋼材料以保證其具有相對較高的擴孔翻邊性能，強度過高，構件難以成形或成形後不能滿足裝配等尺寸精度要求。在此情況下，開發系列高強度高塑性以及具有高擴孔性能的先進高強鋼就顯得尤為迫切。

技術實現要素：

本發明的目的在於提供一種590MPa級熱軋高強度高擴孔鋼及其製造方法，該熱軋高強度高擴孔鋼的屈服強度≥500MPa，抗拉強度≥590MPa，延伸率≥20％，擴孔率≥100％，表現出優異的強度、塑性和擴孔性匹配，可廣泛應用於轎車底盤等複雜冷成形件。

為達到上述目的，本發明的技術方案是：

本發明加入較高含量的Ti以保證在熱軋卷取階段在鐵素體中析出大量彌散細小的納米碳化物，起到彌散析出強化效果；加入少量的Mo主要目的：第一是為了在避免高溫卷取過程組織中形成珠光體；第二是為了提高鐵素體中TiC的熱穩定性，減少TiC在高溫緩冷過程中的粗化。熱軋過程中，在終軋結束後應以較高的冷速(≥100℃/s)使帶鋼快速冷卻至合適的卷取溫度，使帶鋼獲得由全鐵素體和納米碳化物組成的組織，從而獲得590MPa級高強度高擴孔鋼。

具體的，本發明的一種590MPa級熱軋高強度高擴孔鋼，其化學成分重量百分比為：C：0.02～0.06％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.08％，N≤0.006％，Ti：0.05～0.15％，Mo：0.1～0.3％，其餘為Fe和不可避免的雜質，且上述元素同時需滿足如下關係：0.25≤Ti/Mo≤1.5，0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％。

優選的，所述熱軋高強度高擴孔鋼的化學成分中：C：0.03～0.05％，以重量百分比計。

優選的，所述熱軋高強度高擴孔鋼的化學成分中：Mn：1.2～1.6％，以重量百分比計。

優選的，所述熱軋高強度高擴孔鋼的化學成分中：Ti：0.08～0.12％，以重量百分比計。

進一步，所述熱軋高強度高擴孔鋼的化學成分中還包括：0＜Si≤0.2％，以重量百分比計。

所述熱軋高強度高擴孔鋼的微觀組織為全鐵素體+納米析出相，其中，鐵素體平均晶粒尺寸≤10μm，納米析出相尺寸為3～5nm。

本發明所述熱軋高強度高擴孔鋼的屈服強度≥500MPa，抗拉強度≥590MPa，延伸率≥20％，擴孔率≥100％。

在本發明鋼的成分設計中：

碳：碳是鋼中的基本元素，也是本發明中的重要元素之一。碳作為鋼中的間隙原子，對提高鋼的強度起著非常重要的作用，對鋼的屈服強度和抗拉強度影響最大。本發明的主要目的是為了獲得抗拉強度為590MPa級高強度高擴孔鋼。單從抗拉強度而言，本發明所涉及的鋼種強度並不是很高，鐵素體的晶粒尺寸控制在≤10μm，同時配合納米碳化物的析出強化效果即可達到590MPa的強度級別。因此，碳含量控制在0.02～0.06％範圍內可滿足抗拉強度要求。對於590MPa級高強鋼而言，其最高抗拉強度不宜超過700MPa，這是因為抗拉強度與擴孔率之間存在強烈相關性，即抗拉強度越高，其擴孔率越低。因此，鋼中的碳含量控制在0.02～0.06％即可，優選範圍為0.03～0.05％。

鋼中碳含量的範圍與Ti、Mo的加入量密切相關。加入的Ti和Mo應能夠全部與碳結合形成納米級碳化物(尺寸≤10nm)，否則多餘的碳原子在高溫卷取之後會形成少量珠光體組織，對擴孔性能不利。因此，C與Ti、Mo、N之間應滿足0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％。

矽：矽也是鋼中的基本元素，但在本發明中，矽並不是一個關鍵元素，其在煉鋼過程起到部分脫氧的作用。矽在鋼中可擴大鐵素體形成範圍，有利於擴大軋制工藝窗口；同時矽還有較強的固溶強化效果。但矽加入鋼中後容易在軋制後的鋼板表面形成不均勻分布的紅鐵皮，這些紅鐵皮在隨後的酸洗過程中難以徹底去除。雖然帶有紅鐵皮的鋼板在後續的加工過程中對性能沒有不良影響，但在構件的塗漆過程中，由於鋼板表面紅鐵皮去除不徹底，塗漆之後構件表面容易產生色差，影響美觀。換言之，矽在本發明中主要影響鋼的塗漆性能。鋼中Si的含量在0.2％以下時通常不會產生紅鐵皮現象，故本發明中將Si含量控制在Si≤0.2％。

錳：錳是鋼中最基本的元素，同時也是本發明中最重要的元素之一。眾所周知，錳是擴大奧氏體相區的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩定奧氏體，細化晶粒，推遲奧氏體向珠光體的轉變。在本發明中，為保證鋼板的強度，錳含量應控制在1.0％以上，錳含量過低，過冷奧氏體不夠穩定，容易轉變為珠光體類型的組織；同時，錳的含量也不宜超過2.0％，煉鋼時容易發生Mn偏析，同時板坯連鑄時易發生熱裂。因此，鋼中錳的含量控制在1.0～2.0％，優選範圍在1.2～1.6％之間。

磷：磷是鋼中的雜質元素。磷極易偏聚到晶界上，鋼中磷的含量較高(≥0.1％)時，形成Fe2P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故其含量越低越好，一般控制在0.015％以內較好且不提高煉鋼成本。

硫：硫是鋼中的雜質元素。鋼中的硫通常與錳結合形成MnS夾雜，尤其是當硫和的含量均較高時，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在後續軋制過程中MnS沿軋向發生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。故鋼中硫含量越低越好，實際生產時通常控制在0.005％以內。

鋁：鋁是鋼中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。鋁在本發明中的基本作用主要是在煉鋼過程中脫氧。鋼中鋁含量一般不低於0.02％；同時，若鋁含量若超過0.08％，其細化晶粒的作用反而減弱。根據實際生產過程中鋁含量的控制水平，將鋼中鋁含量控制在0.02～0.08％即可。

氮：氮在本發明中屬於雜質元素，其含量越低越好。氮也是鋼中不可避免的元素，通常情況下，若在煉鋼過程中不進行特殊控制，鋼中氮的殘餘含量通常≤0.006％。這些固溶或游離的氮元素必須通過形成某種氮化物加以固定，否則游離的氮原子對鋼的衝擊韌性非常不利。當鋼中的氮含量超過0.006％時，帶鋼兩側很容易形成部分性或全長性鋸齒裂缺陷。本發明中通過添加強碳化物或氮化物形成元素Ti，形成穩定的TiN從而固定氮原子。因此，氮的含量控制在0.006％以內且越低越好。

鈦：鈦是本發明中的重要元素之一。鈦與鋼中碳、氮原子有很強的結合力。本發明的成分設計思路主要是想獲得細小彌散的納米碳化物而不是氮化物。鈦與氮的結合力大於鈦與碳之間的結合力，為了儘量減少鋼中TiN的形成量，鋼中氮的含量應控制得越低越好。加入較高含量的鈦主要目的是為了在奧氏體向鐵素體轉變過程中，在鐵素體基體中形成更多的納米級碳化物。

本發明中關鍵元素碳、鈦和鉬應滿足一定的關係才能獲得高強度高塑性微觀組織。經過大量試驗證實，碳與鈦、釩含量須滿足0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％，否則鋼中形成的納米級碳化物不能最大程度發揮彌散析出強化效果或者鋼中可能出現少量珠光體組織，使得鋼板的強度難以達到590MPa的高強度。納米碳化物最佳析出溫度主要與鈦的含量密切相關。經過理論計算和試驗證實，在高溫卷取溫度範圍內(600～700℃)，鈦可發揮最佳析出強化效果的含量範圍在0.05～0.15％，故鋼中鈦含量控制在0.05～0.15％，優選範圍為0.08～0.12％。

鉬：鉬也是本發明中的關鍵元素之一。鉬與碳之間也有較強的結合力，但鉬與碳結合形成的碳化物在奧氏體中有很大的固溶度。因此，與鈦相比，MoC通常大部分在鐵素體中析出。但鉬與鈦相比一個最大的優點是具有良好的高溫熱穩定性。試驗已證實，單純添加鈦的高強鋼中，TiC在600～700℃的高溫卷取過程中粗化現象比較嚴重，鋼卷緩慢冷卻至室溫後TiC的彌散強化效果會大大減弱。添加一定量的鉬元素之後，由於形成(Ti,Mo)C，不僅需要鈦原子的擴散，同時還需要鉬元素的擴散，而鉬的擴散過程是非常緩慢的。因此，使得(Ti,Mo)C的粗化過程比單一的TiC的粗化過程緩慢得多，從而使(Ti,Mo)C具有更高的熱穩定性。同時，鈦和鉬的含量也必須控制在一定的範圍內即0.25≤Ti/Mo≤1.5，才能達到最佳效果。根據試驗結果，鉬的含量控制在0.1～0.3％之間時，其與鈦形成的(Ti,Mo)C具有最強的高溫熱穩定性。

氧：是煉鋼過程中不可避免的元素，對本發明而言，鋼中氧的含量通過鋁脫氧之後一般都可以達到30ppm以下，對鋼板的性能不會造成明顯不利影響。因此，將鋼中氧含量控制在30ppm以內即可。

本發明所述590MPa級熱軋高強度高擴孔鋼的製造方法，其包括如下步驟：

1)冶煉、鑄造

按上述化學成分進行冶煉、精煉、連鑄成鑄坯或鑄錠；

2)鑄坯或鑄錠加熱

加熱溫度1230～1300℃，加熱時間1～2小時；

3)熱軋+冷卻+卷取

開軋溫度為1080～1200℃，在1000℃以上進行3～5個道次粗軋且累計變形量≥50％；中間坯待溫溫度為900～950℃，進行3～5個道次精軋且累計變形量≥70％；終軋溫度為800～900℃，終軋結束後以≥100℃/s的冷速將鋼板水冷至600～700℃卷取，卷取後以≤20℃/h的冷速冷卻至室溫。

本發明製造工藝設計的理由如下：

對於高Ti析出強化類型的高強鋼而言，加熱溫度是一個很重要的工藝參數。與普通高強鋼相比，高Ti鋼更高的加熱溫度(1230～1300℃)主要目的是在加熱的板坯中固溶儘可能多的Ti原子。由於Ti的碳氮化物固溶溫度通常很高(≥1300℃)，在煉鋼或連鑄以及軋制過程的不同階段均會析出，這就使得最終可用來起到析出強化作用的Ti含量就很低。因此，必須保證高的加熱溫度才有可能在最終的卷取過程中獲得更多的納米級碳化物，故本發明要求鋼板的最低加熱溫度必須≥1230℃；加熱溫度的上限根據現場加熱爐實際可達到的或可承受的溫度為限，通常≤1300℃。

對於高Ti鋼而言，板坯的加熱時間相對於加熱溫度而言，其影響要小得多。理論上而言，只要加熱溫度達到Ti的碳氮化物的平衡溶解溫度，其溶解速度較快。故在這一階段，加熱時間主要是以保證板坯能夠均勻的燒透為主要目標。當然，加熱時間也不能太長，否則高溫未溶解的Ti的碳氮化物極有可能發生粗化和長大，這些粗大的Ti的碳氮化物在奧氏體晶界處析出，降低了晶界的結合強度，容易在加熱過程中，板坯在加熱爐中發生斷坯現象。因此，根據板坯厚度不同，加熱時間通常控制在1～2小時即可。

在軋制工藝設計上，為配合高Ti成分設計，鋼坯的加熱溫度必須足夠高(1230～1300℃)，以保證有儘可能多的Ti原子固溶在板坯中。在粗軋和精軋階段，軋制過程的節奏應儘量快速完成，避免在粗軋和精軋階段過多Ti的碳氮化物析出。這是因為在粗軋尤其是精軋處於奧氏體區，在此溫度區間析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在幾十微米，對最終的析出強化效果不大。因此，粗軋和精軋階段應儘快完成以保留更多的Ti原子在卷取過程中析出。

本發明在終軋結束後應以較高冷速(≥100℃/s)快速水冷至卷取溫度。這是因為，軋制結束後若冷卻速度較慢，鋼板內部形變的奧氏體可在很短時間內完成再結晶過程，此時奧氏體晶粒發生長大。相對粗大的奧氏體在隨後的冷卻過程發生鐵素體相變時，形成的鐵素體晶粒較為粗大，通常在10～20μm之間，對鋼板的強度不利。本發明鋼板組織設計思路為鐵素體和納米級碳化物為主的微觀組織。

鋼板的高強度來自兩方面：一是納米析出強化，二是細小的鐵素體晶粒。根據經典的Orowan機制，納米級碳化物對強度的貢獻大約在200～400MPa之間。但僅有納米析出強化尚不足以達到590MPa的高強度，鋼板的高強度還必須來自於相對細小的鐵素體晶粒，要達到590MPa的抗拉強度級別，鐵素體晶粒的尺寸必須控制在10μm以下，這就需要鋼板在終軋結束後必須快速冷卻至所需的卷取溫度。由於本發明為低碳鋼，鐵素體相變驅動力較大且易形成。因此，帶鋼終軋後的冷卻速度應≥100℃/s，避免在連續冷卻過程中形成鐵素體，而應是在帶鋼卷取之後緩慢冷卻的過程中形成細小的鐵素體和納米級碳化物。

本發明通過巧妙合理的成分設計，同時配合現有的熱連軋工藝即可獲得強度、塑性和擴孔性能優異的590MPa級納米析出強化高強鋼。本發明鋼板組織為全鐵素體和納米析出相，其中鐵素體平均晶粒尺寸≤10μm，納米析出相尺寸為3～5nm。在抗拉強度達到590MPa高強度的同時，鋼板具有≥20％的高延伸率。在成分設計上，高Ti含量的添加主要目的是為了在帶鋼卷取過程中析出彌散細小的納米級碳化物，起到強烈的析出強化效果；而碳含量的設計一方面要保證強度，同時也要與Ti和Mo的含量相配合，Ti和Mo的含量需滿足0.25≤Ti/Mo≤1.5；N、Ti和Mo含量必須滿足如下關係：0.02％≤(Ti-3.42N)/4+Mo/8≤0.075％，只有滿足上述關係，同時配合所要求的軋制工藝，最終獲得鐵素體和納米析出相(≤10nm)組成的微觀組織，製備得到本發明所述具有高強度高塑性和高擴孔性的先進高強鋼。

本發明的有益效果：

(1)本發明在成分設計上，採用Ti和Mo複合添加，同時精確控制Ti、Mo以及C、N含量，為相對經濟的成分設計，同時採用終軋結束後快速冷卻和高溫卷取工藝，配合現有的熱連軋產線就可以生產出具有高強度、高延伸率以及超高擴孔性能的的納米析出強化型高強度高擴孔性帶鋼。

(2)本發明製造出屈服強度≥500MPa，抗拉強度≥590MPa，延伸率≥20％，擴孔率≥100％，且厚度≤6mm的熱軋高強度雙相鋼板，表現出優異的強度、塑性和擴孔性能匹配，可應用於形狀複雜的汽車底盤、大梁、車輪等需要高強減薄的地方，具有良好的應用前景。

附圖說明

圖1為本發明實施例1鋼的典型金相照片。

圖2為本發明實施例2鋼的典型金相照片。

圖3為本發明實施例3鋼的典型金相照片。

圖4為本發明實施例4鋼的典型金相照片。

圖5為本發明實施例5鋼的典型金相照片。

圖6為本發明實施例3鋼組織中鐵素體晶內典型的納米析出TEM照片。

具體實施方式

下面結合實施例對本發明做進一步說明。

表1為本發明實施例鋼的成分，表2為本發明實施例鋼的製造工藝參數，表3為本發明實施例鋼的性能。

本發明實施例工藝流程為：轉爐或電爐冶煉→真空爐二次精煉→鑄坯或鑄錠→鋼坯(錠)加熱→熱軋+軋後冷卻→鋼卷，其中關鍵工藝參數參見表2。

圖1-圖5分別為實施例1-5試驗鋼的典型金相照片。從圖1-圖5可以看出，本發明鋼板的顯微組織為細小的全鐵素體，鐵素體平均晶粒尺寸為5～10μm。此外，通過透射電鏡(TEM)觀察了實施例3鋼的納米析出相，如圖6所示。從圖6可以看出，在鐵素體晶粒內部彌散分布著大量的尺寸約為3～5nm的納米析出相。正是由於這些細小近等軸鐵素體和大量納米級碳化物賦予鋼板高強度和良好的塑性，而單一均勻的鐵素體組織則賦予鋼板超高的擴孔性能。

從表3可知，本發明可製造出590MPa級熱軋高強度高擴孔鋼，該鋼的屈服強度≥500MPa，抗拉強度≥590MPa，延伸率≥20％，擴孔率≥100％，表現出優異的強度、塑性和擴孔性匹配。