CN106498307A - 780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制造方法 - Google Patents

780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制备方法，该钢包括以下成分及其重量百分比：C：0.15～0.60％，Si：0.01～0.70％，Mn：1.00～6.00％，Al：3.0～6.0％，Cr：0.10～2.0％；P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质，且Cr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.40。本发明的产品具备780MPa以上的抗拉强度，30％以上的延伸率，密度比现有先进高强钢降低5％以上，可有效将表面脱碳层控制在10微米以下，提高了钢材组织中奥氏体的稳定性和厚度方向组织性能的均匀性。

Description

780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及汽车用钢生产技术，具体地指一种780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制造方法。
背景技术
为了降低燃油消耗，通过减轻汽车重量来提高燃油效率是有效方法之一。减轻汽车零部件的重量主要有两种方法，一种是采用提高强度进而减薄厚度的方法来实现，另一种则是在保证同等强度的基础上，通过降低钢材的密度来实现零件的减重。在通过降低钢材密度实现减重的现有技术中，由于Al具有低密度的特点，因此现有技术中主要通过在钢中添加不同含量的Al（3.0～10.0wt%）来实现各强度级别(抗拉强度最高1000MPa)的汽车用钢开发，密度可降低至6800Kg/m3，如：中国专利申请CN104928569A公开了一种800MPa高延展性的低密度钢及其制造方法，中国专利申请CN104928568A中公开了一种铁素体低密度高强钢及其制造方法。但这些现有技术存在以下缺点：由于钢中加入大量的Al，钢材表面脱碳严重，形成不稳定的奥氏体或马氏体，钢中析出粗大的碳化物，降低钢了材的成形性能，在热轧和冷轧生产过程中容易出现开裂及断带等问题，导致成材率和生产效率大幅降低。
发明内容
本发明的目的就是要提供一种780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制造方法，该轻质钢密度低，强度高且成形性好。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢，其特征在于：该钢包括以下化学成分及其重量百分比：C：0.15～0.60%，Si：0.01～0.70%，Mn：1.00～6.00%，Al：3.0～6.0%，Cr：0.10～2.0%；P≤0.015%，S≤0.010%，N≤0.008%，其余为Fe和不可避免的杂质，且Cr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.40。
进一步地，所述钢的化学成分还包括V，Ti，Mo，Nb及Zr中的一种或多种元素。
进一步地，所述钢还包括以下化学成分及其重量百分比：V：0.01～0.20%，Ti：0.03～0.30%，Mo：0.10～0.50%，Nb：0.02～0.20%，Zr：0.001～0.10%，且Cr，V，Ti，Mo，Nb，Zr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.40。
进一步地，所述钢还包括以下化学成分及其重量百分比：Ni：0.01～1.00%，Cu：0.01～2.0%，Ca：0.0001～0.10%。
进一步地，Cr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.25。
进一步地，Cr，V，Ti，Mo，Nb，Zr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.25。
一种上述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢的制造方法，包括冶炼，连铸，加热，热轧，冷却，卷取，酸洗，冷轧，退火及涂镀步骤，其特征在于：所述连铸步骤中，浇铸采用的保护渣中Al2O3和SiO2的质量比Al2O3/SiO2≥1.0；所述加热步骤中，板坯升温速率为5～50℃/min，板坯出炉温度为1050～1200℃，加热时间为10～200min；所述热轧步骤中，热轧终轧温度850～950℃；所述冷轧步骤中，冷轧变形量为40～85%；所述退火步骤中，采用连续退火，连续退火均热温度为Tmin～900℃，Tmin=（721-36*C-20*Mn+20*Al+23*Si+50*Cr）℃，均热时间为20～300s，均热后快冷段开始冷却温度≥680℃，冷却速率≥5℃/s。
进一步地，所述连铸步骤中，采用薄板坯连铸或厚板坯连铸，采用薄板坯连铸时，板坯入炉温度≥700℃，采用厚板坯连铸时，板坯冷却过程中采用保温罩进行缓冷，冷却速率≤50℃/min，且板坯入炉温度≥200℃。
进一步地，所述冷却步骤中，采用前段快速冷却，冷却速率≥5℃/s；所述卷取步骤中，卷取温度为550～650℃。
进一步地，所述退火步骤中，控制气氛露点温度≤-20℃，H2体积浓度≥5%。
进一步地，所述退火步骤中，控制气氛露点温度≤-40℃，H2体积浓度≥8%。
进一步地，所述涂镀步骤中，热浸镀时，稳定化温度为400～500℃，稳定化时间为10～300s，回火时，回火温度为150～400℃，回火时间为10～300s。
更进一步地，所述热轧步骤中，热轧后钢的组织包括铁素体和K碳化物，其体积百分比≥95%，K碳化物片层厚度≤0.5微米，还包括体积百分比≤5%的残余奥氏体或马氏体；所述冷轧步骤中，冷轧后钢的组织包括铁素体，奥氏体或铁素体，贝氏体及奥氏体组织，且奥氏体体积分数≥15%。
在退火及涂镀步骤中，进行热浸镀时，稳定化温度400～500℃，稳定化时间10～300s；进行回火时，回火温度150～400℃，时间为10～300s。
对本发明中各元素含量选择理由分析如下：
C：碳可在钢中起固溶强化作用，或与钢中的Ti，Nb，V，Zr，Mo等碳化物形成元素形成MC细小颗粒，起到析出强化和细化晶粒的作用，提高钢材的强度。碳也可起到稳定奥氏体的作用，提高钢中的C，可以提高钢中残余奥氏体的含量和稳定性，增加钢材的塑性。但碳含量过高会造成钢中脱碳严重，并会影响钢材的焊接性能，因此本发明钢中C的重量百分比含量选择为0.15～0.60%，优选0.15～0.45%。
Mn：Mn在钢中起固溶强化和稳定奥氏体的作用，含量过低，强化作用太小，不能形成一定量的奥氏体，达不到钢材所需的韧性。Mn含量过高容易在板带厚度中心形成严重偏析，降低产品韧性，成型过程中容易导致开裂，因此本发明Mn的重量百分比含量为1.0～6.0%。
Si：Si在钢中起固溶强化作用，Si含量过低，固溶强化效果不明显，但Si也提高钢中C的活度，促进钢材的表面脱碳，另外Si含量过高也对钢材表面质量产生不利影响，因此本发明Si的重量百分比含量为0.01～0.70%，优选0.01～0.30%。
Al：Al为轻质元素，由于其原子质量小且比铁原子半径大，可有效降低钢材的密度，因此为轻质钢中主要添加元素，Al也可起到固溶强化作用，但Al元素含量过高会形成FeAl间化合物，降低钢材韧性，且大量的Al促进钢材表面脱碳，造成钢材表面组织和中心组织不均，不能得到要求的微观组织，因此本发明中Al的重量百分比含量为3.0～6.0%，优选3.5～5.5%。
Cr：Cr为固溶强化元素，可提高钢材的强度，另外，Cr可提高钢中C原子的激活能，降低C的活度，有效减轻钢材的脱碳，但Cr含量太高容易形成过多的碳化物并造成C扩散缓慢，对相变造成不利影响，因此本发明中Cr的重量百分比含量为0.10～2.0%。
本发明中Cr、Al、Si、V、Ti、Nb、Mo、Zr元素含量需满足0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.40或0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.40。当Cr/(Al+Si)≥0.05或(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≥0.05时，可避免钢中较高含量Al、Si导致的表面脱碳，使组织均匀，提高钢板表面和中心的变形协调能力，而残余奥氏体的稳定性也将提高，从而避免表面裂纹等缺陷的产生，但若Cr/(Al+Si)≥0.40或(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≥0.40时，钢中存在析出过量粗大碳化物的风险，从而降低钢材的成形性能，且Cr等元素含量偏高不利于连退等温过程C的重新分配。优选0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.25或0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.25。
P：P为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，影响产品的韧性，因此其含量越低越好。根据实际控制水平，其重量百分比含量应控制在0.015%以下。
S：S为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的Fe形成低熔点的FeS，降低钢材的韧性，炼钢时应充分去除，其重量百分比含量应控制在0.010%以下。
N：N为钢中的杂质元素，降低钢材的韧性，容易和钢中Al、Ti形成AlN和TiN，含量过高，易形成粗大的AlN和TiN，因此尽量降低其含量，应控制在0.008%以下。
Ti：Ti在钢中起到固溶强化作用，Ti与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到析出强化的作用，Ti也降低钢中C的活度，从而减小钢材脱碳的倾向。但Ti含量过高带来成本增加，因此本发明中Ti的重量百分比含量为0.03～0.30%。
Nb：Nb在钢中起到固溶强化作用，与钢中的C、N结合形成TiC和TiN，起到析出强化的作用，但Nb含量过高会增加钢材的制造成本，因此本发明中Nb的重量百分比含量为0.02～0.20%。
V：V在钢中起到固溶强化作用，与钢中的C、N结合形成VC和VN，起到析出强化的作用，但V含量过高会增加钢材的制造成本，因此本发明中V的重量百分比含量为0.01～0.20%。
Mo：Mo在钢中起到固溶强化作用，与钢中的C结合形成MoC，起到析出强化的作用，但Mo含量过高会增加钢材的制造成本，因此本发明中Mo的重量百分比含量为0.10～0.50%。
Zr：Zr在钢中起到固溶强化作用，与钢中的C结合形成ZrC，起到析出强化的作用，但Zr含量过高会增加钢材的制造成本，因此本发明中Zr的重量百分比含量为0.001～0.10%。
Ni：Ni为奥氏体稳定元素，并提高钢材的低温韧性，但Ni价格昂贵，因此本发明中Ni的重量百分比含量为0.01～1.00%。
Cu：Cu为奥氏体稳定元素，且在钢中起到固溶强化和析出强化的作用，但Cu过高对表面质量产生不利影响，而且由于价格昂贵，因此本发明中Cu的重量百分比含量为0.01～2.0%。
Ca：一定含量的钙可改善钢中夹杂物的状态，从而有利于提高钢的韧性，因此本发明中Ca的重量百分比含量为为0.0001～0.10%。
对本发明中主要工艺理由分析如下：
由于钢中Al含量高，Al易与保护渣中SiO2发生反应，从而导致连铸高铝钢出现表面质量问题，因此，本发明控制Al2O3/SiO2≥1.0。
由于钢中加入大量的Al提高了钢材的热膨胀系数，加入速率过高，容易引起连铸坯因内应力过大而产生开裂，加入速率过低，加热时间过长，引起表面脱碳严重，钢中晶粒粗大，降低钢材的韧性。因此，本发明加热速率为5～50℃/min。
本发明中控制板坯出炉温度在1050～1200℃，是因为加热温度低时，钢中的元素难以扩散，钢中均匀性较差，且温度过低板坯塑性降低，变形抗力增加，容易产生边裂问题，而温度太高容易造成脱碳严重和晶粒粗大。
本发明的加热时间为10～200min，加热时间太短，板坯的温度均匀性差，合金元素扩散不充分，而加热时间太长，容易造成板坯表面脱碳严重。因此本发明控制加热时间为10～200min。
本发明的终轧温度为850～950℃，终轧温度过高，带钢晶粒不能得到充分细化，且会加重脱碳，终轧温度过低，变形抗力增大，且容易析出粗大碳化物(FeMn)3AlC（K碳化物），造成板带轧制开裂。
本发明热轧后，带钢冷却速率≥5℃/s，卷取温度550℃～650℃。带钢冷却速率过低，钢中析出粗大的K碳化物，降低带钢冷轧过程中的塑性，造成轧制开裂。卷取温度过高，容易在钢中析出粗大的K碳化物，降低钢材的变形能力，在后续冷轧过程中开裂，卷取温度过低，容易在钢中形成马氏体，也造成变形能力降低，轧制易开裂。
本发明中冷轧变形量为40～85%，冷轧变形可破碎卷取过程中形成的细小K碳化物，提高带钢中的位错，为在退火中提供大量的形核点，细化铁素体和奥氏体晶粒，但变形量过大，造成塑性降低，变形抗力增大，容易造成带钢边部开裂和断带。
本发明中连续退火均热温度为Tmin～900℃，均热时间20～300s，且Tmin=721-36*C-20*Mn+20*Al+23*Si+50*Cr，钢中的碳化物回溶温度与钢中的C，Mn，Al，Si，Cr等因素相关，均热温度过低，钢中容易析出K碳化物和促进K碳化物长大，均热时间过短，K碳化物不能重新固溶进奥氏体，不能形成一定量的稳定奥氏体而达到所需求的组织。均热温度过高和均热时间过长，造成奥氏体晶粒粗大和碳化物粗大，从而增加最终产品组织中马氏体的含量，同样降低成形性能。
本发明中，均热后快冷开始温度≥680℃，快冷开始温度过低，有形成K碳化物的风险。快冷段冷却速率≥5℃/s，可有效降低钢中K碳化物析出风险，提高奥氏体的稳定性，从而提高钢材的成形能力。
本发明中，快冷后在150～500℃进行回火或奥氏体稳定化，回火或奥氏体稳定化时间10～300s，温度低于150℃时和时间短于10s时，不能消除残余应力，达不到软化效果，温度高于500℃和时间长于300s时，存在马氏体分解和析出碳化物的风险，进而降低材料的变形能力。对于涂镀过程，400～500℃有利于涂镀层的形成和稳定。
本发明中，连续退火炉内气氛露点控制在-20℃以下，优选控制在-40℃以下，H2浓度≥5%，优选H2浓度≥8%，有利于减少表面氧化和脱碳。
与现有技术相比，本发明存在以下优点：
其一，本发明提供一种加工性能良好的780MPa级高强高韧轻质钢及其制造方法，本发明的产品具备780MPa以上的抗拉强度，30%以上的延伸率，产品性能达到甚至超过了常规先进高强钢的性能，密度比现有先进高强钢降低5%以上，具备良好的减重潜力，尤其适用于汽车结构件及加强件的制造。
其二，本发明的产品克服了现有技术中由于C、Al含量高而带来的表面脱碳问题，可有效将表面脱碳层控制在10微米以下，提高了钢材组织中奥氏体的稳定性和厚度方向组织性能的均匀性，进而提高产品的变形能力，大大降低生产过程中边裂发生风险，提高了生产过程中的成材率和生产效率。
其三，本发明的热轧产品的组织主要为铁素体+细小K碳化物，K碳化物片层厚度≤0.5微米，残余奥氏体或马氏体的体积百分比≤5%；本发明冷轧产品的组织为铁素体+奥氏体或铁素体+贝氏体+奥氏体组织，且奥氏体体积分数≥15%。
其四，本发明钢的制造方法基于现有生产***和装备条件，解决了轻质钢热轧和冷轧过程中容易产生裂纹的问题，进一步提高了生产效率和成材率。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本发明，但它们不对本发明构成限定。
实施例1～11
本发明各实施例按照以下步骤进行生产（冶炼、连铸→加热或均热→轧制→层流冷却→卷取→酸洗→冷轧→连退→成品）：
1）冶炼、连铸：板坯可采用薄带铸轧，薄板坯连铸或常规厚板坯连铸等方式生产，且浇铸所采用的保护渣中Al2O3和SiO2的质量百分比Al2O3/SiO2≥1.0。
2）将上述连铸板坯进行加热：板坯加热速率5～50℃/min，板坯出炉温度1050～1200℃，加热时间10～200min。当采用薄板坯连铸时，板坯入炉温度应≥700℃；当采用厚板坯连铸时，板坯冷却过程中应采用保温罩进行缓冷，冷却速率≤50℃/min，且板坯入炉温度≥200℃。
3）热轧：热轧终轧温度850～950℃。
4）将热轧后的钢带进行冷却及卷取：带钢冷却采用前段快速冷却，冷却速率≥5℃/s，卷取温度550℃～650℃。在冷却方式包括前段冷却和两段冷却，优选前段冷却。
5）酸洗。
6）冷轧：冷轧变形量40-85%。
7）退火及涂镀：采用连续退火，连续退火均热温度为Tmin～900℃，Tmin=（721-36*C-20*Mn+20*Al+23*Si+50*Cr）℃，前述关系式中的元素指钢中该元素的百分含量，均热时间20～300s，均热后快冷段开始冷却温度≥680℃，冷却速率≥5℃/s，快冷后在150～500℃进行回火或稳定化，回火或稳定化时间10～300s，然后缓冷至室温。连续退火中，气氛露点控制在-20℃以下，优选控制在-40℃以下，H2体积浓度≥5%，优选H2体积浓度≥8%；进行热浸镀时，稳定化温度400～500℃，稳定化时间10～300s，进行回火时，回火温度150～400℃，时间10～300s。
实施例1～11及对比例1～3的具体化学成分见下表1（wt%）；实施例1～11及对比例1～3的热轧和冷轧等主要参数控制及效果见下表2；实施例1～11及对比例1～3的冷轧及退火工艺参数控制见下表3；实施例1～11及对比例1～3的实施效果见下表4。
表1
表2
从表2中可以看出，实施例1～11制得的钢表面质量好，未出现开裂现象。而对比例1和对比例3由于钢中不满足0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.40的条件，因而在轧制过程中出现了严重的表面脱碳和析出粗大的碳化物，从而导致冷轧过程中出现开裂；对比例2的钢中由于添加了过多的Cr，导致热轧产品组织中出现了粗大碳化物和马氏体组织，因此变形能力较差，导致开裂。
表3
上述实施例和对比例采用连续退火，连续退火均热温度Tmin～900℃，均热时间20～300s，均热后快冷段开始冷却温度≥680℃，冷却速率≥5℃/s，快冷后在150～500℃进行回火或稳定化，回火或稳定化时间10～300s，然后缓冷至室温，对实施例和对比例的力学性能进行检验，结果见下表4。
表4
从表4可以看出，本发明实施例1～11的产品抗拉强度高达816MPa以上，实施例5中甚至达到901MPa；延伸率达30%以上，实施例9中达到41%，产品性能达到甚至超过了现有先进高强钢的性能，而其密度比现有先进高强钢降低5%以上；另外，产品最终表面脱碳层厚度控制在2微米以内，表面质量极为优良。而对比例1和对比例3产品表面脱碳层过厚，对比例1～3的延伸率在25%以下，成型性较差。

Claims (10)

1.一种780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢，其特征在于：该钢包括以下化学成分及其重量百分比：C：0.15～0.60％，Si：0.01～0.70％，Mn：1.00～6.00％，Al：3.0～6.0％，Cr：0.10～2.0％；P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.008％，其余为Fe和不可避免的杂质，且Cr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.40。
2.根据权利要求1所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢，其特征在于：所述钢的化学成分还包括V，Ti，Mo，Nb及Zr中的一种或多种元素。
3.根据权利要求2所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢，其特征在于：所述钢还包括以下化学成分及其重量百分比：V：0.01～0.20％，Ti：0.03～0.30％，Mo：0.10～0.50％，Nb：0.02～0.20％，Zr：0.001～0.10％，且Cr，V，Ti，Mo，Nb，Zr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.40。
4.根据权利要求1或2或3所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢，其特征在于：所述钢还包括以下化学成分及其重量百分比：Ni：0.01～1.00％，Cu：0.01～2.0％，Ca：0.0001～0.10％。
5.根据权利要求1或2或3所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢，其特征在于：Cr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.25。
6.根据权利要求2或3所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢，其特征在于：Cr，V，Ti，Mo，Nb，Zr，Al及Si的重量满足如下关系：0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.25。
7.一种780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢的制造方法，包括冶炼，连铸，加热，热轧，冷却，卷取，酸洗，冷轧，退火及涂镀步骤，其特征在于：所述连铸步骤中，浇铸采用的保护渣中Al2O3和SiO2的质量比Al2O3/SiO2≥1.0；所述加热步骤中，板坯升温速率为5～50℃/min，板坯出炉温度为1050～1200℃，加热时间为10～200min；所述热轧步骤中，热轧终轧温度850～950℃；所述冷轧步骤中，冷轧变形量为40～85％；所述退火步骤中，采用连续退火，连续退火均热温度为Tmin～900℃，Tmin＝(721-36*C-20*Mn+20*Al+23*Si+50*Cr)℃，均热时间为20～300s，均热后快冷段开始冷却温度≥680℃，冷却速率≥5℃/s。
8.根据权利要求7所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢的制造方法，其特征在于：所述连铸步骤中，采用薄板坯连铸或厚板坯连铸，采用薄板坯连铸时，板坯入炉温度≥700℃，采用厚板坯连铸时，板坯冷却过程中采用保温罩进行缓冷，冷却速率≤50℃/min，且板坯入炉温度≥200℃。
9.根据权利要求7或8所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢的制造方法，其特征在于：所述冷却步骤中，采用前段快速冷却，冷却速率≥5℃/s；所述卷取步骤中，卷取温度为550～650℃。
10.根据权利要求7或8所述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢的制造方法，其特征在于：所述退火步骤中，控制气氛露点温度≤-20℃，H2体积浓度≥5％。
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