CN108977726A - 一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法 - Google Patents

一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法 Download PDF

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Abstract

一种抗延迟开裂的马氏体型超高强度冷轧钢带及其制造方法。其化学成分重量百分比为：C：0.10‑0.24％，Si+Al：0.5‑1.0％，Mn：1.4‑2.0％，W：0.05‑0.25％，Mo：0.04‑0.12％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.003％，Al：0.05‑0.3％，Ca：0.001‑0.003％，Ti和Nb中的一种或两种，Ti 0.02‑0.04％，Nb 0.02‑0.04％，其余为Fe和不可避免杂质。本发明钢板具有1180MPa以上的强度，优良的冷弯性能和良好的抗延迟开裂性能，在预置应力大于等于一倍抗拉强度的情况下，可以在1mol/L浓度的盐酸内浸泡300小时以上不发生延迟开裂，特别适于汽车安全结构件的制造。

Description

一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法。
背景技术
汽车工业出于减重和安全性的需要，要求使用更高强度的钢板。其中，抗拉强度在1000Mpa及其以上的超高强度钢在减重和安全性能方面，颇具减重潜力，可以用于安全件、加强件和结构件的制造。然而，1000MPa以上的高强钢，天然具有应力腐蚀开裂(延迟开裂)的特性，即在应力和腐蚀性介质的作用下发生缓慢开裂的过程，对应用造成相当的困扰，极大限制的了超高强钢的应用。所谓延迟开裂，就是指零件制成时不发生开裂，但随着时间的推移，在应力和腐蚀介质的双重作用下，发生应力腐蚀开裂，最终导致零件失效，安全保护作用失去的问题，这个过程中氢起到了促进裂纹萌生和扩展的作用。钢的强度越高，其延迟开裂倾向也就越趋于严重，延迟开裂是先进高强钢应用的最大的风险。
现有抗拉强度≥1180MPa的冷轧超高强度钢如中国专利公开号CN102822375B公开了一种超高强度冷轧钢板及其制造方法，其C：0.05-0.4％，Si≤2.0％，Mn：1.0-3.0％，P≤0.05％，S≤0.02％，Al：0.01-0.05％，N≤0.05％。该钢在连续退火中，从Ac3，以20℃/s以上(气体冷却)的冷速，冷却到Ms点-Ms点+200℃范围，保持0.1-60s后，以100℃/s以上的冷速(水冷)，冷却到100℃以下，得到抗拉强度1320MPa以上的高强钢，并且钢板的平坦度在10mm以下。
中国专利公开号CN102953002B公开了一种焊缝性能优良的高强度钢板，其C：0.12-0.4％，Si：0.003-0.5％，Mn：0.01-1.5％，P≤0.02％，S≤0.01％，Al：0.032-0.15％，N≤0.01％，Ti：0.01-0.2％，B：0.0001-0.001％，钢的组织为单一马氏体组织。该钢抗拉强度在1180MPa以上。
上述超高强度钢均具有较高的强度，分别用于获得较好的平坦度或者用于改善焊缝性能，其延迟开裂性能未涉及或不相关。
发明内容
本发明的目的在于提供一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法，该冷轧钢带抗拉强度1180MPa以上，且可以保证在预置应力大于等于一倍抗拉强度的情况下，在1mol/L浓度的盐酸内浸泡300小时以上不发生延迟开裂，特别适于汽车安全结构件的制造。
抗拉强度1180MPa以上的超高强钢容易发生延迟开裂，因此，实际应用有风险和限制。提高延迟开裂的性能是超高强度钢应用的关键。针对超高强度钢易发生延迟开裂的特点，本发明通过碳、硅、锰的合理设计和工艺配合，获得1180MPa以上的抗拉强度；为了提高抗延迟开裂性能，采取如下几种措施：
①通过成分和工艺的合理设计，促进钢中弥散析出物的形成。这些析出物颗粒细小，弥散分布，并且和基体成共格关系。因此，既可以成为氢陷阱，吸附少量的氢，又不会导致氢在某个局部的过量聚集，从而起到削弱氢的有害作用的效果，有利于延迟开裂的改善。
②通过成分的合理设计，提高马氏体的抗回火性。一方面可以使马氏体在回火时，易于析出细小、弥散的共格型ε碳化物，抑制大颗粒的Fe3C的析出。这也有利于抑制大颗粒Fe3C的析出，从而使回火温度的选择范围更宽。
③在成分设计能够抑制非共格的大颗粒Fe3C析出的前提下，采用高温短时间回火的方式，去除钢板中过剩的氢，使之扩散到钢板外，从而使钢板的原始状态的氢含量降低。
④对于钢中不可避免的非共格析出物，如TiN等，采用成分和工艺手段，尽量控制其颗粒大小，使之尺寸尽量细小。
本发明在成分设计方面，除了保证强度的基本元素外，钢中添加了W、Mo、Nb、Ti等强碳化物形成元素，以使钢板在加工过程中形成较多的WC、TiMoC、TiC、Nb(C,N)等细小弥散的共格型析出物。此外，钢中添加一定量的Si和Al，以提高马氏体的抗回火性能，抑制回火过程中Fe3C的析出，促进共格型ε碳化物的析出。此外，由于大颗粒的TiN对延迟开裂有害，因此，控制N含量在较低的水平，以减少TiN的形成，并且在连铸阶段采用快冷的方式，以减小TiN颗粒大小。
具体的，本发明的一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带，其化学成分重量百分比为：C：0.10-0.24％，Si+Al：0.5-1.0％，Mn：1.4-2.0％，W：0.05-0.25％，Mo：0.04-0.12％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.003％，Al：0.05-0.3％，Ca：0.001-0.003％，Ti和Nb中的一种或两种，Ti 0.02-0.04％，Nb 0.02-0.04％，其余为Fe和不可避免杂质。
进一步，还含有B：0.0015-0.003％。
本发明所述冷轧钢带的组织含有至少85％以上的回火马氏体，其余为铁素体，且，该钢基体中弥散析出直径≤70纳米细小碳化物颗粒，这些碳化物颗粒和金属基体以共格状态结合，弥散析出的碳化物颗粒包括WC、TiMoC、TiC、Nb(C,N)中至少两种，马氏体中含有共格分布的ε碳化物；如含Ti时，该钢中含有少量的TiN以非共格形式存在，但该非共格析出物颗粒尺寸长边不大于2.5微米。
在本发明钢成分设计中：
C：通过影响马氏体硬度来提高强度。含碳量越高，马氏体越硬，发生延迟开裂的倾向越大，因此，针对一定的强度，尽量选择低碳的设计，实际选择含碳量在0.1-0.24wt％之间。
Si、Al：Si、Al能提高马氏体的抗回火性能，可以抑制Fe3C的析出和长大，从而使回火时，形成的析出物以ε碳化物为主。Al和Si的添加量0.5-1.0％，以控制马氏体回火过程。Al还有脱氧作用，因此Al的范围控制在0.05-0.3％。
Mn：可提高钢的淬透性，通过形成更多的马氏体来有效提高钢的强度。实际Mn：1.4-2.0％。
B：可提高钢的淬透性，加B0.0015-0.003％，可以进一步提高钢的淬透性，促进马氏体的形成。
W：有利于形成弥散分布的细小析出物，有利于分散氢的聚集。形成大量的WC析出物，有利于分散氢在局部区域的聚集，对延迟开裂改善有益，实际控制W：0.05-0.25％。
Mo：有利于形成弥散分布的细小析出物，有利于分散氢的聚集。形成大量的TiMoC析出物，有利于分散氢在局部区域的聚集，对延迟开裂改善有益，实际控制Mo：0.04-0.12％。
P：在钢中为杂质元素，降低钢的韧性，对延迟开裂不利，要求≤0.012wt％。
S：在钢中为杂质元素，形成MnS严重影响扩孔率，要求≤0.003％。
N：在钢中可以和Ti反应析出大颗粒的TiN，当大颗粒TiN位于钢板表面附近时，容易成为氢聚集的区域，进而形成裂纹源，故要求控制N的含量小于0.003％，以尽量减少TiN的量。
Ti、Nb：0.02-0.04％，起到细化晶粒的作用，同时共格的微合金析出物有利于分散氢的聚集。Ti和N反应会生成大颗粒的TiN对抗延迟开裂性能不利，通过控制N含量和TiN大小削弱其不利影响。
本发明高强度钢成分具有较低的碳、氮含量。钢板组织细小，根据钢板强度高低，含有至少85％以上的回火马氏体，其余为铁素体。析出物方面，该高强钢板的突出特点是基体组织中弥散析出了大量的细小碳化物颗粒(≤70纳米)，这些弥散析出的碳化物颗粒包括包括WC、TiMoC、TiC、Nb(C,N)，均以共格形式分布于基体金属，此外，马氏体中还含有共格分布的ε碳化物。在非共格析出物方面，该钢板中含有少量的TiN以非共格形式存在，但析出颗粒尺寸长边不大于2.5微米。
本发明所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述成分冶炼、连铸成板坯，连铸拉速0.9-1.5米/分，连铸采用大水量二冷，板坯表层冷却速度≥5℃/min；
2)热轧
板坯再加热，加热温度1220-1260℃，保温时间40-50分钟；通过Ar3～Ar3+60℃热轧，轧后快速冷却，冷却速度20-50℃/s，卷取温度500～680℃；卷取后在400-500℃之间保温2-4小时或以0.3-0.8℃/s冷却速度缓冷到350℃以下；
3)冷轧
冷轧压下率40-65％；
4)退火
以≥5℃/s加热到奥氏体单相区，保温20-120s；然后以3-15℃/s冷却到700-780℃之间，以不小于500℃/s速度水冷冷却到100℃以下，然后酸洗，洗去钢板表面的氧化膜，采用碱洗和清洗去除钢板表面的残酸，用感应加热的方式加热到300-400℃之间进行5-20s的回火，以去除由于酸洗而进入钢板内的氢，降低钢中的氢的起始含量；然后在100-240℃之间进行回火处理100-400s，降低马氏体的硬度，此过程中回火温度要和钢板的成分匹配，避免大中颗粒的Fe3C的析出，最后经过0-0.4％平整。
优选的，卷取温度540～620℃。
优选的，步骤4)退火过程中，以≥5℃/s加热到Ac3～Ac3+30℃之间保温，保温20-120s，然后以5-15℃/s冷却到730-780℃之间，以不小于500℃/s速度水淬冷却到100℃以下。
优选的，步骤4)退火过程中，酸洗后用感应加热的方式加热到300-380℃之间，保持5-20s。
在本发明制造工艺中：
连铸采用大水量的连铸二冷，保证板坯表面冷却速度大于5℃/min，以减少板坯表层附近粗大颗粒的TiN形成。热轧工艺采用1220-1260℃再加热，但保温时间应控制在50分钟以下，以保证细小的原始奥氏体晶粒。
热轧卷取采用低温终轧和中温卷取，尤其是卷取后采用保温一定时间或采用缓冷的技术，以促进形成和基体共格的微合金析出物(WC/TiMoC/TiC/Nb(C，N)等)。
连续退火时采用5℃/s以上的加热速度加热到奥氏体单相区并保持20s以上，以保证奥氏体的充分形成，均热完成后，冷却到700-780℃然后以水冷方式高速却到100℃以下，然后进行酸洗，洗去钢板表面的氧化膜，采用碱洗和清洗去除钢板表面的残酸后，用感应加热的方式加热到300-400℃之间进行5-20s的回火，以去除由于酸洗而进入钢板内部的氢，降低钢板的起始氢含量，同时不至于导致碳化物颗粒的析出和长大。然后冷却到到160-240℃之间进行低温回火处理，降到马氏体的硬度，此过程中回火温度要和钢板的成分匹配，避免大中颗粒的Fe3C的析出，仅允许和基体共格的ε碳化物的析出。最后进行少量平整改善板形。
使之与现有技术相比，具有以下的优点和积极效果：
本发明成分设计和连铸工艺使得钢板内部尤其是表层的TiN数量较少，颗粒较小(≤2.5微米)，对减轻氢在钢板内部的聚集有利，有利于提高延迟开裂性能。
热轧工艺和卷取后保温或卷取后缓冷技术，有利于弥散析出物的充分析出，各类弥散分布的析出物有利于吸附少量氢，分散氢的分布，避免氢的聚集，有利于抗延迟开裂。
在连续退火加热时，采用两段式回火，第一段回火高温短时间可以较好地去除酸洗造成的氢含量的增加，同时利用Si、Al的抗回火性，保证在较高温度和较短回火时间内，易于形成ε碳化物，抑制大颗粒Fe3C的析出；第二段式回火低温长时间有利于降低马氏体的硬度同时避免粗大颗粒马氏体的析出，对延迟开裂性能有利。
本发明最终获得1180MPa以上的超高强钢，其马氏体含量占80％以上，组织分布均匀，钢中析出物颗粒弥散细小(≤70微米)且分布均匀，与基体共格分布，钢板的表面50微米范围内的TiN数量少、颗粒较小。从而大大减轻氢局部聚集的可能性。此外，钢板的起始氢含量低(≤3ppm)。该钢在1180MPa以上的强度情况下，延迟开裂可以达到：在预置应力大于等于一倍抗拉强度的情况下，可以1mol/L盐酸内浸泡，满足300小时以上不发生延迟开裂的要求，可用于汽车安全结构件的制造。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步说明。
本发明钢实施例的化学成分参见表1，A1-A8为本发明实施例，B1-B3为对比钢中。
本发明钢实施例的工艺如表2所示，本发明钢经冶炼、热轧、冷轧、退火和平整后得到的强度如表3所示。
从表3可以看出，按照本发明可以制造出强度1180Mpa以上的高强度钢。表3同时表明，本发明钢的延迟开裂性能明显优于同等级别的对比钢种。本发明钢在成分工艺和最终获得的结果等各方面不同于现有发明且具有优于现有发明的突出优点。

Claims (8)

1.一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带，其化学成分重量百分比为：C：0.10-0.24％，Si+Al：0.5-1.0％，Mn：1.4-2.0％，W：0.05-0.25％，Mo：0.04-0.12％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.003％，Al：0.05-0.3％，Ca：0.001-0.003％，Ti和Nb中的一种或两种，Ti0.02-0.04％，Nb0.02-0.04％，其余为Fe和不可避免杂质。
2.如权利要求1所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带，其特征在于，还含有B：0.0015-0.003％。
3.如权利要求1或2所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带，其特征在于，所述冷轧钢带的组织含有至少85％以上的回火马氏体，其余为铁素体，且，该钢基体中弥散析出直径≤70纳米细小碳化物颗粒，这些碳化物颗粒和金属基体以共格状态结合，弥散析出的碳化物颗粒包括WC、TiMoC、TiC、Nb(C,N)中至少两种，马氏体中含有共格分布的ε碳化物；如含Ti时，该钢中含有少量的TiN以非共格形式存在，但该非共格析出物颗粒尺寸长边不大于2.5微米。
4.如权利要求1或2所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按权利要求1或2所述的成分冶炼、连铸成板坯，连铸拉速0.9-1.5米/分，连铸采用大水量二冷，板坯表层冷却速度≥5℃/min；
2)热轧
板坯再加热，加热温度1220-1260℃，保温时间40-50分钟；通过Ar3～Ar3+60℃热轧，轧后快速冷却，冷却速度20-50℃/s，卷取温度500～680℃；卷取后在400-500℃之间保温2-4小时或以0.3-0.8℃/s冷却速度缓冷到350℃以下；
3)冷轧
冷轧压下率40-65％；
4)退火
以≥5℃/s加热到奥氏体单相区，保温20-120s；然后以3-15℃/s冷却到700-780℃之间，以不小于500℃/s速度水冷冷却到100℃以下，然后酸洗，用感应加热的方式加热到300-400℃之间进行5-20s的回火；然后在100-240℃之间进行回火处理100-400s，最后经过0-0.4％平整。
5.如权利要求4所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带的制造方法，其特征是，所述卷取温度540～620℃。
6.如权利要求4所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带的制造方法，其特征是，步骤4)退火过程中，以≥5℃/s加热到Ac3～Ac3+30℃之间保温，保温20-120s，然后以5-15℃/s冷却到730-780℃之间，以不小于500℃/s速度水淬冷却到100℃以下。
7.如权利要求4所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带的制造方法，其特征是，步骤4)退火过程中，酸洗后用感应加热的方式加热到300-400℃之间，保持5-20s，然后冷却并在100-230℃之间进行回火处理100-400s，最后经过0-0.4％平整。
8.如权利要求4所述的抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带的制造方法，其特征是，所述冷轧钢带的组织含有至少85％以上的回火马氏体，其余为铁素体，且，该钢基体中弥散析出直径≤70纳米细小碳化物颗粒，这些碳化物颗粒和金属基体以共格状态结合，弥散析出的碳化物颗粒包括WC、TiMoC、TiC、Nb(C,N)中至少两种，马氏体中含有共格分布的ε碳化物；如含Ti时，该钢中含有少量的TiN以非共格形式存在，但该非共格析出物颗粒尺寸长边不大于2.5微米。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108707824A (zh) * 2018-05-25 2018-10-26 山东钢铁股份有限公司 一种抗氢致延迟开裂耐磨钢板及其制备方法
CN113737108A (zh) * 2020-05-27 2021-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种耐延迟开裂的电镀锌超强双相钢及其制造方法
CN114207170A (zh) * 2019-08-06 2022-03-18 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
WO2023241677A1 (zh) * 2022-06-17 2023-12-21 宝山钢铁股份有限公司 一种耐氢致开裂冷轧热镀锌超高强双相钢及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004308002A (ja) * 2003-03-26 2004-11-04 Kobe Steel Ltd 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
JP2010106287A (ja) * 2008-10-28 2010-05-13 Jfe Steel Corp 疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
CN102534373A (zh) * 2012-01-31 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法
CN103562428A (zh) * 2011-05-25 2014-02-05 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
CN103842543A (zh) * 2011-09-30 2014-06-04 新日铁住金株式会社 耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN104419877A (zh) * 2013-09-05 2015-03-18 鞍钢股份有限公司 一种具有耐候性的冷轧马氏体钢及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004308002A (ja) * 2003-03-26 2004-11-04 Kobe Steel Ltd 伸び及び耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板、その製造方法、並びに該超高強度鋼板を用いた超高強度プレス成形部品の製造方法
JP2010106287A (ja) * 2008-10-28 2010-05-13 Jfe Steel Corp 疲労特性に優れた高張力鋼材およびその製造方法
CN103562428A (zh) * 2011-05-25 2014-02-05 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
CN103842543A (zh) * 2011-09-30 2014-06-04 新日铁住金株式会社 耐延迟断裂特性优良的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN102534373A (zh) * 2012-01-31 2012-07-04 宝山钢铁股份有限公司 一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法
CN104419877A (zh) * 2013-09-05 2015-03-18 鞍钢股份有限公司 一种具有耐候性的冷轧马氏体钢及其制造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108707824A (zh) * 2018-05-25 2018-10-26 山东钢铁股份有限公司 一种抗氢致延迟开裂耐磨钢板及其制备方法
CN114207170A (zh) * 2019-08-06 2022-03-18 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN114207170B (zh) * 2019-08-06 2022-09-13 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN113737108A (zh) * 2020-05-27 2021-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种耐延迟开裂的电镀锌超强双相钢及其制造方法
WO2023241677A1 (zh) * 2022-06-17 2023-12-21 宝山钢铁股份有限公司 一种耐氢致开裂冷轧热镀锌超高强双相钢及其制造方法

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