CN113403551A - 高屈强比抗氢脆冷轧dh980钢板及其制备方法 - Google Patents

高屈强比抗氢脆冷轧dh980钢板及其制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明提供了一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板及其制备方法，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10％～0.50％，Mo：0.10％～0.60％；P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Nb：0.01％～0.1％，Ti：0.01％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质；制备方法包括以下步骤：冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；应用本发明生产的钢板屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％。

Description

高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于冷轧钢技术领域，涉及一种980MPa级高屈强比、抗氢致延迟断裂性能优良的冷轧DH钢板及其制备方法。
背景技术
近些年来，随着汽车行业对材料的成形性能指标要求越来越高，传统双相钢已难以满足复杂冲压件对高拉延性的要求，而TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。应运而生的DH钢由于在传统双相钢中引入一定量的残余奥氏体，通过TRIP效应使材料表现出优异的成形性能，可以显著克服DP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，DH钢俨然成为目前汽车用钢开发领域研究热点之一。然而，在超高强度钢零部件服役过程中存在严重的氢脆(氢致延迟断裂)现象，且超高强度钢的氢致延迟断裂敏感性会随着强度级别的增加而显著提高。由于该现象严重影响到零部件的正常服役，超高强度钢的延迟断裂现象受到制造商和用户们极大的关注。基于上述研究现状，急需解决超高强度级别汽车用钢的成形性能差和氢脆问题，因此，本发明旨在开发出一种1.0GPa级别新型的、高屈强比且抗氢脆的超高强汽车用钢。
专利文献CN107058869 B公开了超低屈强比980MPa级冷轧双相钢及其制造方法，其主要化学成分为：C：0.13～0.18％、Si：0.3～0.6％、Mn：1.7～2.4％、Als：0.03～0.06％、Nb：0～0.05％，Cr：0.3～0.5％，其余为Fe及不可避免杂质。该双相钢成分设计上采用低C无Al基础成分体系，该发明采用冷轧-连退的生产工艺，生产出强度级别980MPa级冷轧双相钢，产品屈强比不足0.5，塑性也较差，在实际应用过程中极易出现冲压开裂等成形问题和氢致延迟断裂等服役问题。
专利文献CN107058895 A公开了一种1000MPa级热镀锌双相钢及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.07％～0.15％，Si：0.1～0.4％，Mn：1.5～2.5％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.4～0.8％，Cr：0.4～0.8％，Mo：0.2～0.5％，Ti：0.02～0.04％，V：≤0.01％，B：≤0.005％，余量为Fe和其他不可避免杂质。该发明在成分设计上加入贵金属元素Mo，采用冷轧-热镀锌的生产工艺，生产出强度级别1000MPa级热镀锌双相钢，然而该产品延展性能较差，断后伸长率仅有13％上下，在实际应用过程中难以满足复杂零部件冲压等需求，且容易出现氢脆问题。
发明内容
针对以上现有技术问题，本发明旨在开发出一种经济型高屈强比、抗氢致延迟断裂的冷轧DH980钢板及其制备方法，既能满足传统产线生产条件，也要控制合金成本，本发明制造的高屈强比冷轧DH980产品具备优异的扩孔性能、延展性能、抗氢脆性能。
本发明的目的是这样实现的：
一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10％～0.50％，Mo：0.10％～0.60％；P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Nb：0.01％～0.1％，Ti：0.01％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步，所述钢板中Mo:Ti＝(8～13):1
所述钢板的显微组织包括铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体10％～35％、马氏体40％～70％、残余奥氏体3％～12％、贝氏体组织3％～15％。本发明钢板中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.1um～0.6um，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。
所述钢板屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向(横向)A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，t为钢板厚度；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；满足汽车的高强高塑高成形性能和优异的抗延迟断裂性的要求。
本发明合金设计的理由如下：
C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，同时足量的碳元素有助于在室温下获得稳定的残余奥氏体组织，进而改进了钢材的屈强比和成形性能。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，马氏体更硬，大大提高了材料发生氢脆风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.16％～0.23％。
Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来显著提高材料强度和屈强比。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为1.8％～2.5％。
Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度和屈强比，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.4％～1.2％。
Al：铝元素有助于钢液脱氧。还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高协调变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.30％～0.90％。
Cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度和屈强比，并可以稳定残余奥氏体以改善材料的延展性和成形性，Cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.10％～0.50％。
Mo：钼元素为钢中的强化元素，有助于稳定残余奥氏体，同时对提高钢的淬透性效果显著，Mo元素的与Ti配合使用可形成大量TiMoC析出物，有利于使钢中扩散氢呈弥散分布，减少扩散氢的聚集，因而可以兼顾高强度和抗氢脆性能。本发明将Mo元素含量的范围控制在0.10％～0.60％；且Mo/Ti质量百分数比控制在Mo:Ti＝8:1～13:1之间。
P：P元素是钢中的有害元素，严重降低钢材的塑性和抗氢脆性能；其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将P元素含量控制在P≤0.01％。
S：S元素是钢中的有害元素，严重影响钢材的成形性，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将S元素含量控制在S≤0.01％。
N：N元素容易与Ti反应析出TiN大颗粒，在变形过程中充当裂纹源，对抗氢脆性能不利，因而要严格控制钢中N元素含量。本发明将N含量控制在N≤0.005％。
Nb与Ti：微合金化元素Nb和Ti通过细晶强化来提高材料的强度和屈强比，同时通过析出强化来保证强度的同时还可以钉扎扩散氢原子，减少氢的聚集进而提高材料的抗延迟断裂性能；因而控制Nb与Ti含量为：0.01％～0.10％。
本发明还提供了一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板的制备方法，包括以下步骤：冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整。具体步骤如下：
(1)冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10％～0.50％，Mo：0.10％～0.60％；P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Nb：0.01％～0.1％，Ti：0.01％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢水温度在1630～1720℃之间。
(2)中薄板坯连铸：浇铸温度在1580～1630℃，连铸坯厚度在120～180mm之间。
(3)热连轧：铸坯入炉温度在300～600℃之间，加热温度在1150～1280℃之间，开轧温度在1000～1130℃之间，终轧温度在880℃以上，卷取温度在500～650℃之间。热轧卷厚度在2～4mm之间，热轧态钢板显微组织包括铁素体、珠光体、贝氏体和少量渗碳体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体：40％～70％，珠光体：20％～40％，贝氏体：5％～20％，渗碳体：1％～5％；热轧态钢板晶粒度为7.0级以上。
(4)酸洗冷轧：冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为40％～80％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。
(5)连续退火：预热温度控制在200～500℃，加热温度在760～860℃，退火温度为760～860℃，退火时间在10～600s，缓冷温度为660～740℃；之后快冷，快速冷却速率大于20℃/s，快冷温度在350～450℃，过时效温度为330～450℃，过时效时间为30～3600s；
临界区退火温度为760～860℃，若退火温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果退火温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。退火时间为10～600s，若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降。
(6)光整：光整过程的光整延伸率控制在0.5～1.2％范围内。
冷轧连退产品的显微组织所述钢板的显微组织包括铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体10％～35％、马氏体40％～70％、残余奥氏体3％～12％、贝氏体3％～15％；同时，本发明产品中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.1um～0.6um之间，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。
通过上述方法可以得到冷轧连退DH980钢板：屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向(横向)A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，t为钢板厚度；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；满足汽车的高强高塑高成形性能和优异的抗延迟断裂性的要求。
本发明有益效果在于：
(1)本发明采用转炉冶炼—中薄板坯连铸—热连轧—酸洗冷轧—连续退火的生产工艺，在传统的冷轧双相钢产线上即可实现高屈强比抗氢脆的DH980冷轧产品的工业化生产，具有生产成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。
(2)本发明生产的冷轧DH980钢板在传统冷轧双相钢的基础上引入了残余奥氏体和贝氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应和马氏体/下贝氏体混合组织协调变形耦合作用下，实现零部件在成形过程中显著提升材料的延展性，同时展现出较好的碰撞吸能效果。
(3)本发明生产的冷轧DH钢薄板带屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向(横向)A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂。
(4)本发明成品钢板的组织按体积百分比计为：10％～35％铁素体，40％～70％马氏体，3％～12％残余奥氏体，3％～15％贝氏体组织。
(5)本发明产品中残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.1um～0.6um之间，主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。
附图说明
图1为实施例1钢板的金相显微组织；
图2为实施例1工程应力应变曲线。
具体实施方式
以下实施例用于具体说明本发明内容，这些实施例仅为本发明内容的一般描述，并不对本发明内容进行限制。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整。
(1)冶炼：转炉冶炼钢水温度1630～1720℃；
(2)中薄板坯连铸：浇铸温度1580～1630℃，连铸坯厚度120～180mm；
(3)热连轧：铸坯入炉温度300～600℃，加热温度1150～1280℃，开轧温度1000～1130℃，终轧温度880℃以上，卷取温度500～650℃，热轧卷厚度2～4mm；
(4)酸洗冷轧：冷轧压下率为40％～80％；
(5)连续退火：预热温度控制200～500℃，退火温度760～860℃，退火时间10～600s，缓冷温度660～740℃；之后快冷，快冷冷却速率大于20℃/s，快冷温度350～450℃，过时效温度330～450℃，过时效时间30～3600s；
(6)光整：光整过程的光整延伸率0.5％～1.2％。
进一步；热轧态钢板显微组织包括铁素体、珠光体、贝氏体和少量渗碳体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体：40％～70％，珠光体：20％～40％，贝氏体：5％～20％，渗碳体：1％～5％；热轧态钢板晶粒度为7.0级以上。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢连铸和热轧的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢冷轧退火的主要工艺参数见表3。本发明实施例钢组织见表4。本发明实施例钢综合性能见表5。
表1本发明实施例钢的成分，wt％
Figure BDA0003077183690000101
表2本发明实施例钢连铸和热轧的主要工艺参数
Figure BDA0003077183690000102
表3本发明实施例钢冷轧退火的主要工艺参数
Figure BDA0003077183690000111
表4本发明实施例钢组织
Figure BDA0003077183690000121
表5本发明实施例钢综合性能
Figure BDA0003077183690000131
备注：180°冷弯最小弯心半径试验：取样方向为纵向，t为钢板厚度；抗氢脆(抗延迟断裂)性能评价采用U型弯曲浸泡评价，180°冷弯弯曲半径为5mm，每组5个平行试样，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，若未发生断裂则判定该试样无延迟断裂风险，标记Ο；若发生断裂则判定该试样存在延迟断裂风险，标记×。
由上述实施例可见，采用本发明生产出的冷轧连退钢板的屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向(横向)A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％；纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；满足汽车的高强高塑高成形性能和优异的抗延迟断裂性的要求。
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。

Claims (6)

1.一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板，其特征在于，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.16％～0.23％，Mn：1.8％～2.5％，Si：0.4％～1.2％，Al：0.30％～0.90％，Cr：0.10％～0.50％，Mo：0.10％～0.60％；P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Nb：0.01％～0.1％，Ti：0.01％～0.1％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板，其特征在于，所述钢板中Mo∶Ti＝(8～13)∶1。
3.根据权利要求1所述的一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板，其特征在于，所述钢板的显微组织包括铁素体+马氏体+残余奥氏体+贝氏体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体10％～35％、马氏体40％～70％、残余奥氏体3％～12％、贝氏体3％～15％；所述残余奥氏体形态为块状，晶粒尺寸在0.1um～0.6um之间，分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部。
4.根据权利要求1所述的一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板，其特征在于，所述钢板屈服强度为720～900MPa，抗拉强度980～1100MPa，垂直于轧制方向A80断后伸长率≥15％，屈强比≥0.70，扩孔率≥30％，纵向180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，t为钢板厚度。
5.一种权利要求1-4任一项所述的一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板的制备方法，包括冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；其特征在于：
(1)冶炼：转炉冶炼钢水温度1630～1720℃；
(2)中薄板坯连铸：浇铸温度1580～1630℃，连铸坯厚度120～180mm；
(3)热连轧：铸坯入炉温度300～600℃，加热温度1150～1280℃，开轧温度1000～1130℃，终轧温度880℃以上，卷取温度500～650℃，热轧卷厚度2～4mm；
(4)酸洗冷轧：冷轧压下率为40％～80％；
(5)连续退火：预热温度控制200～500℃，退火温度760～860℃，退火时间10～600s，缓冷温度660～740℃；之后快冷，快冷冷却速率大于20℃/s，快冷温度350～450℃，过时效温度330～450℃，过时效时间30～3600s；
(6)光整：光整过程的光整延伸率0.5％～1.2％。
6.根据权利要求5所述的一种高屈强比抗氢脆冷轧DH980钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤(3)热连轧中，热轧态钢板显微组织包括铁素体、珠光体、贝氏体和少量渗碳体；其中，钢板显微组织按体积百分比计如下：铁素体：40％～70％，珠光体：20％～40％，贝氏体：5％～20％，渗碳体：1％～5％；热轧态钢板晶粒度为7.0级以上。
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