CN117305685A - 一种高强度超高塑性钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高强度超高塑性钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C0.10～0.35％，Si 0.8～2.0％，Mn 1.0～3.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，Al0.1～2.0％，N≤0.005％，余量包含Fe及其它不可避免杂质。本发明所述高强度超高塑性钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％，实现了低屈服强度、低屈强比、高抗拉强度和超高延伸率的良好匹配，可广泛应用于商用车或乘用车等具有复杂形状要求的零部件或其他需要高强减薄的部位。

Description

一种高强度超高塑性钢及其制造方法

技术领域

本发明属于高强钢领域，特别涉及一种高强度超高塑性钢及其制造方法。

背景技术

在绿色发展和双碳目标的大背景下，作为国民经济重要支柱产业之一的汽车行业对先进高强钢的需求越来越迫切，对低排放甚至零碳产品的需求也将迅速增长。高强减薄不仅是乘用车行业的发展趋势，在商用车领域，高强减薄和节能减排的进展也逐步加快，这不仅是行业发展的需要，更是汽车行业转型升级的必然要求，特别是在商用车领域，传统的大吨位车辆已不适应日益严格的法规要求。因此，汽车行业的设计人员和生产厂家正在重新审视传统设计和生产理念，从底盘、车身、座椅等多个方面进行高强减重，甚至采用其他新材料如铝合金、碳纤维等。而商用车行业则从底盘、车厢、上装等加快轻量化进程，随着商用车政策法规执行力度不断加强，未来商用车领域轻量化潜力巨大。

许多乘用车和商用车零件车身、防撞梁、油箱托架、电池托架、气瓶托架、弯管等大多采用低强度级别厚规格普通钢如Q235或Q345进行生产，而且工艺过程较为复杂，有的需要螺栓连接，有的需要焊接。随着轻量化的发展，已有许多用户希望将商用车的这些零件采用冷冲压的方式进行一体成形，既减少了工序，又实现了轻量化。这就对热轧高强钢的性能提出了更高的要求，在高强度的同时具有更高的延伸率和更好的成形性等。如油箱托架等零件在采用传统的高强钢进行冲压时，在零件的大圆弧处发生开裂，无法实现顺利冲压。这就需要开发出具有高抗拉强度和高成形性能的新型高强钢；考虑到用户的模具寿命，新型高强钢的屈服强度不能太高，否则不仅实际冲压时零件反弹严重，成形难度大。

基于上述多种原因，需要开发具有低屈服强度、高抗拉强度、超高延伸率特征的热轧或酸洗高强钢，用于对冷拉延成形要求特别高的复杂零件冲压，同时应具有良好的可制造性和广阔的应用前景。

超高塑性钢已有较多专利涉及，大多集中在冷轧高强钢领域，在热轧领域也有部分超高塑性钢专利文献。如：

中国专利CN104233092A涉及了一种780MPa级超高塑性钢，其成分设计为低碳高硅，同时添加了一定量Cr,Mo,Nb等贵重合金元素，故其合金成本较高。

中国专利CN107815593A涉及了一种低硅高铝超高塑性钢，其成分为低硅高铝，同时还有一定量贵重元素Cu。其工艺路径主要是通过在两相区进行热处理保温1～3min，然后在贝氏体区进行相变，获得780MPa级热处理型超高塑性钢，但其热处理工艺路径无法拓展至热轧产线。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高强度超高塑性钢及其制造方法，该高强度超高塑性钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％，实现了低屈服强度、低屈强比、高抗拉强度和超高延伸率的良好匹配，可广泛应用于商用车或乘用车等具有复杂形状要求的零部件或其他需要高强减薄的部位。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高强度超高塑性钢，其成分重量百分比为：C 0.10～0.35％，Si0.8～2.0％，Mn 1.0～3.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，Al 0.1～2.0％，N≤0.005％，余量包含Fe及其它不可避免杂质。

进一步，还包含Mo≤0.5％，Nb≤0.1％，V≤0.1％，Ti≤0.2％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％，Cr≤0.5％，B≤0.001％中的一种或一种以上成分。

在本发明所述的高强度超高塑性钢的成分设计中：

碳，是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。碳扩大奥氏体相区，稳定奥氏体。碳作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。同时，碳作为稳定残余奥氏体的有效元素，其含量通常要在较高的水平上。在本发明中，为获得抗拉强度达不同强度级别的高强钢，同时还需要有较多含量的稳定的残余奥氏体，必须保证碳的含量在0.10％以上；但是碳的含量也不能高于0.35％。碳的含量太高，容易导致强度偏高，延伸率降低，焊接性变差。因此，碳含量应控制在0.10-0.35％之间；

硅，是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。硅加入钢中可降低奥氏体的未再结晶温度，扩大奥氏体轧制工艺窗口，使得钢在精轧阶段即可完成动态再结晶，有利于改善钢的横纵向性能差异；硅加入钢中的另一个重要作用是抑制渗碳体的形成，在本发明中，为了获得较多残余奥氏体，需要添加较高的硅来抑制渗碳体的形成。硅的这种抑制碳化物形成的作用必须在其含量达到0.8％以上时才表现明显；但硅的含量不宜太高，否则实际轧制过程中轧制力负荷过大，钢板表面存在较多的红铁皮，不利于轧制稳定生产。因此，钢中硅的含量通常控制在0.8-2.0％之间；

锰，是钢中最基本的元素，同时也是本发明中最重要的元素之一。Mn扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。同时，锰在热处理过程可发生配分，锰从贝氏体向残余奥氏体中扩散，进一步稳定残余奥氏体，获得更多含量的残余奥氏体。锰含量至少在1.0％以上才能起到上述效果，但锰含量也不宜太高，锰含量超过3.0％，连铸坯容易发生偏析，而且会形成较多的MnS夹杂。因此，钢中锰的含量范围应控制在1.0-3.0％；

磷，是钢中的杂质元素。P极易偏聚到晶界上，钢中P的含量较高(≥0.1％)时，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在0.02％以内较好且不提高炼钢成本；

硫，是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是当S和Mn的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，不仅降低了钢的横向塑性，而且增加了组织的各项异性，对扩孔性能不利。故钢中S含量越低越好，为了减少MnS的含量，需对S含量严格控制，要求S含量控制在0.003％以内；

铝，是本发明中的重要元素之一。铝在本发明中除脱氧和固氮基本作用外，还有其他两个重要作用。由于本发明中，奥氏体稳定化元素如碳和锰等含量较高，奥氏体稳定性强，在轧后分段冷却短时空冷阶段难以形成所需含量的铁素体，需要加入比普通高强钢更多的铝，起到加快铁素体相变的作用，以便获得足够数量的铁素体；另一方面，为了获得超级稳定的残余奥氏体，也需要加入较多的铝，铝加入钢中除了加快铁素体相变外，在贝氏体相变过程中，铝既可以起到抑制渗碳体形成的作用，还可以促进碳原子从贝氏体铁素体向残余奥氏体中扩散，从而加快碳原子在残余奥氏体中的扩散，提高残余奥氏体中的碳浓度，获得超级稳定的残余奥氏体。当铝含量≥0.1％时才能起到上述提到的各种有利作用，但当铝含量超过2.0％时，其促进碳扩散和富集的效果达到饱和，且钢水粘度增大，容易堵塞浇注水口。因此，本发明钢中铝含量应控制在0.1-2.0％之间。

氮，在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。但是氮在炼钢过程中是不可避免的元素。虽然其含量较少，但是与强碳化物形成元素如Ti等结合，形成的TiN颗粒对钢的性能带来不利的影响。因此，本发明将氮含量控制在0.005％以下。

钛，是本发明中可添加元素之一。由于超高塑性高强钢中含有较多残余奥氏体，残余奥氏体属于软相，其屈服强度较低。为了提高钢的屈服强度，在一定条件下，可添加微合金元素如钛等，通过钛在先共析铁素体中的析出强化效应提高屈服强度。随着钛含量的增加，析出强化效果逐渐增强。当钛的含量增加到0.20％时，钛的析出强化效果饱和。因此，可根据实际需要，调整钛的添加量，本发明钢中钛的含量应控制在0.20％以内。

钼，是本发明中可添加元素之一。钼加入钢中可大大推迟铁素体和珠光体相变，有利于获得贝氏体组织。另外，钼具有很强的抗焊接软化特性。由于本发明的主要目的是获得铁素体、贝氏体和残余奥氏体为主的组织，而铁素体和贝氏体在焊接之后易发生软化现象，加入一定量的钼可以有效减轻焊接软化程度。考虑到钼属于贵重金属，添加较多的钼增加合金成本。因此，本发明将钼含量控制在0.5％以内。

氧，是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过脱氧之后一般都可以达到0.003％以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，本发明将钢中的O含量控制在0.003％以下。

铜，是本发明中的一种可添加元素之一。铜加入钢中可提高钢的耐蚀性，当其与P元素共同加入时，耐蚀效果更佳；当Cu加入量超过1％时，在一定条件下，可形成ε-Cu析出相，起到较强的析出强化效果。但Cu的加入容易在轧制过程中形成“Cu脆”现象，为了在某些应用场合下充分利用Cu的改善耐蚀性效果，同时又不至于引起显著的“Cu脆”现象，本发明将Cu含量控制在0.5％以内。

镍，是本发明中的一种可添加元素之一。镍加入钢中具有一定的耐蚀性，但耐蚀效果较铜弱，镍加入钢中对钢的拉伸性能影响不大，但可以细化钢的组织和析出相，大大提高钢的低温韧性；同时在添加铜元素的钢中，添加少量的镍可以抑制“Cu脆”的发生。添加较高的镍对钢本身的性能无明显不利影响。若铜和镍同时添加，不仅可以提高耐蚀性，而且对钢的组织和析出相进行细化，大大提高低温韧性。但由于铜和镍均属于比较贵重的合金元素。因此，为了尽量降低合金设计的成本，本发明将镍的添加量控制为≤0.5％。

铬，是本发明中的可添加元素之一。铬加入钢中主要通过固溶强化或细化组织等方式提高钢的强度。铬易固溶至铁素体中，起到强化铁素体的作用；同时，加入少量铬元素还可以起到提高耐蚀性的作用，本发明将铬的加入量控制为≤0.5％。

铌，是本发明的可添加元素之一。铌与钛相似，是钢中的强碳化物元素，铌加入钢中可以大大提高钢的未再结晶温度，在精轧阶段可获得位错密度更高的形变奥氏体，在后续转变过程中可细化最终的相变组织。但铌的加入量不可太多，一方面铌的加入量超过0.10％，易在组织中形成比较粗大的铌碳氮化物，对钢的低温冲击韧性不利。同时，铌的含量较多，还容易造成热轧态奥氏体组织的各向异性。因此，本发明钢中铌含量通常控制在≤0.10％。

钒，是本发明中的可添加元素之一。钒与钛、铌类似，是一种强碳化物形成元素。但钒的碳化物固溶或析出温度低，在精轧阶段通常全部固溶在奥氏体中。只有当温度降低开始相变时，钒才开始在铁素体中形成。由于钒的碳化物在铁素体中的固溶度大于铌和钛的固溶度，故钒的碳化物在铁素体中形成的尺寸较大，且容易在晶界上形成，对钢的韧性不利。因此，本发明钢中钒的添加量控制为≤0.10％。

硼，是本发明中的可添加元素之一。硼是易偏聚元素，在奥氏体区轧制时，硼元素能够偏聚到奥氏体晶界，降低了奥氏体晶界处的界面能，不利于后续冷却相变时的铁素体形成。由于本发明期望的组织为铁素体、贝氏体和稳定的残余奥氏体，因此，钢中需要严格控制硼元素的含量，防止由于硼元素的过量添加抑制了铁素体的形成，故本发明钢中硼的添加量通常控制在≤0.001％。

现有780MPa级超高塑性钢采用C-Si-Mn为主要设计元素，必要时也添加Nb、Ti等微合金元素以细化晶粒，其Al含量在0.1％以下，主要利用Al元素的脱氧固氮作用。

而本发明则采用了高Al成分设计，Al含量在0.1％以上。添加高Al的主要目的一是为了促进铁素体相变，二是为了进一步提高残余奥氏体的稳定性。

从性能上看，现有780MPa级超高塑性钢屈服强度低或屈强比低，残余奥氏体不够稳定，在变形的情况下，组织中的残余奥氏体很容易转变为马氏体。

而本发明所涉及的超高塑性钢则可获得不同屈服强度不同屈强比的拉伸性能，同时组织中的残余奥氏体更为稳定。尽管屈服强度级别不同，但抗拉强度和延伸率仍保持在很高的水平上，更有利于下游用户的加工使用。

本发明所述的高强度超高塑性钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分采用转炉或电炉冶炼，真空炉二次精炼，铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭再加热

加热温度≥1100℃，保温时间：1～2小时；

3)热轧、冷却

热轧的开轧温度≥1000℃，在1000℃以上5～7道次大压下轧制且累计变形量≥50％，随后中间坯待温至≥950℃，然后进行最后3～7道次轧制且累计变形量≥70％，终轧温度在800～950℃；

冷却采用分段冷却，终轧后以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至600～750℃之间，空冷1～10秒后，再以≥10℃/s的冷速冷却至350～550℃之间卷取，然后以≤50℃/h的冷速冷却至室温。

进一步，步骤4)酸洗，带钢酸洗运行速度在30～120m/min，酸洗温度控制在75～85℃，拉矫率控制在≤2％，在35～50℃温度区间进行漂洗，并在120～140℃之间进行表面烘干，涂油，获得酸洗高强度超高塑性钢

在本发明所述的高强度超高塑性钢的制造方法中：

热轧的开轧温度≥1000℃，在1000℃以上5-7道次大压下且累计变形量≥50％，主要目的是细化奥氏体晶粒。

在800-950℃温度区间终轧后，通过分段冷却工艺控制钢中铁素体、贝氏体和残余奥氏体的含量。其中，轧后第一阶段冷却水冷停止温度和空冷时间决定了铁素体的含量，第二阶段冷却后的卷取温度决定了贝氏体和残余奥氏体的含量。

通过分段冷却工艺与创新性的成分设计，可定量控制铁素体、贝氏体和残余奥氏体三相的含量，而这种创新性的成分设计和工艺的结合可获得残余奥氏体非常稳定的超高塑性钢。

本发明的创新点在于：

本发明通过中低碳高硅高铝成分设计，配合创新性的热轧分段冷却和中温卷取以及酸洗工艺可获得低屈服强度热轧或酸洗超高塑性高强钢。相对较高的碳含量有利于获得高强度，同时有较多可利用的碳原子扩散至残余奥氏体中，从而获得非常稳定的残余奥氏体。添加较高的硅含量主要目的是为了抑制碳化物形成，扩大铁素体形成温度范围；较高的锰含量可进一步提高残余奥氏体的稳定性；添加较高的铝，可促进碳原子从贝氏体铁素体向残余奥氏体中的扩散，继续提高残余奥氏体的稳定性。热轧之后在350-550℃卷取主要是为了获得贝氏体和超级稳定的残余奥氏体。本发明所涉及的超高塑性钢组织类型主要为铁素体、贝氏体和稳定的残余奥氏体且残余奥氏体含量≥5％。铁素体赋予钢板较低的屈服强度、贝氏体赋予钢板高抗拉强度、稳定的残余奥氏体赋予钢板超高的延伸率。

正是基于这种创新性的成分和工艺设计思路，本发明可获得低屈服强度热轧或酸洗超高塑性高强钢，其屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥780MPa，热轧或酸洗钢卷的延伸率≥30％。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

与现有的超高塑性钢专利相比，本发明在成分设计上采用了中低碳高硅高铝的设计，与传统热轧超高塑性钢低碳高硅和低硅高铝等成分设计完全不同。

中国专利CN104233092A除低碳高硅外，还添加了Cr,Mo,Nb等贵重金属元素，合金成本较高；中国专利CN107815593A成分设计为低硅高铝，同时还有一定量Cu，但其工艺路径主要是通过在两相区进行热处理，然后在贝氏体区进行相变，其工艺路径无法应用至热轧产线上。

因此，上述专利不仅在成分设计上与本发明不同，而且存在合金成本高以及工艺路径无法移植到热轧产线等问题。

本发明采用创新性的中低碳和高铝成分设计思路，与创新性的分段冷却和中温卷取工艺匹配，在现有的热连轧产线上即可获得具有高抗拉强度、超高延伸率和高扩孔率的热轧酸洗高扩孔超高塑性钢。

利用本发明所提供的技术制造获得的高强超高塑性钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥780MPa，具有低屈强比同时具有超高延伸率(A≥30％)，表现出优异的低屈服强度、低屈强比、高抗拉强度和超高塑性匹配，可应用于乘用车或商用车各种复杂零件的制造，具有良好的应用前景。

附图说明

图1为本发明所述高强度超高塑性钢的轧制工艺示意图；

图2为本发明所述高强度超高塑性钢的冷却工艺示意图；

图3为本发明所述实施例1的金相照片；

图4为本发明所述实施例6的金相照片；

图5为本发明所述实施例10的金相照片；

图6为本发明所述实施例14的金相照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明实施例钢的成分参见表1，成分余量包含Fe和不可避免杂质。

本发明实施例的工艺路径为：冶炼、铸造－铸坯或铸锭再加热－热轧、冷却，如图1、图2所示。

表2为本发明实施例钢的生产工艺参数，表3为本发明实施例的热轧高强度超高塑性钢的性能参数，表4为本发明实施例的酸洗高强度超高塑性钢的性能参数。

从表1可以看出，对比例成分设计为低碳高硅低铝，而本发明实施例为中低碳高硅高铝，两者在碳含量和铝含量的成分设计方面完全不同。

从表3的性能对比可以看出，对比例的延伸率在20％左右，而本发明实施例延伸率可达到30％左右，表明本发明所涉及的超高塑性钢具有更优异的强度和超高塑性匹配。

从表3和表4可以看出，对比例的组织中铁素体含量在15％以下，而实施例组织中铁素体含量在35～45％；对比例组织中贝氏体含量在70％以上，而实施例组织中贝氏体含量在44～53％，两者在组织设计方面存在明显不同。

从表3、表4还可以看出，本发明所涉及的热轧或酸洗高强度超高塑性钢钢卷或钢板的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％，具有良好的屈服强度、抗拉强度和超塑性匹配，特别适合汽车底盘结构等需要复杂成形和冷拉延等零件，具有广阔的应用前景。

图3～图6分别给出了实施例1、6、10和14的金相照片。从中可以看出，采用本发明所设计的成分和工艺路径，可获得具有无碳化物板条状贝氏体和贝氏体板条之间残余奥氏体为主的组织，表现出较低的屈服强度和高抗拉强度以及超高延伸率。

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Claims (21)

1.一种高强度超高塑性钢，其成分重量百分比为：C 0.10～0.35％，Si 0.8～2.0％，Mn1.0～3.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，Al 0.1～2.0％，N≤0.005％，余量包含Fe及其它不可避免杂质。

2.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，还包含Mo≤0.5％，Nb≤0.1％，V≤0.1％，Ti≤0.2％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％，Cr≤0.5％，B≤0.001％中的一种或一种以上成分。

3.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，C 0.15～0.25％。

4.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Si 1.0～1.6％。

5.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Mn 1.5～2.5％。

6.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，S≤0.003％。

7.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Al 0.3～1.0％。

8.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，N≤0.004％。

9.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，V≤0.06％。

10.如权利要求1所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，O≤0.002％。

11.如权利要求2所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Mo≤0.3％。

12.如权利要求2所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Nb≤0.06％。

13.如权利要求2所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Ti≤0.10％。

14.如权利要求2所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Cu≤0.3％。

15.如权利要求2所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Ni≤0.3％。

16.如权利要求2所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，Cr≤0.3％。

17.如权利要求2所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，B≤0.0005％。

18.如权利要求1～17任一项所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，所述钢的组织为铁素体、贝氏体和含量≥5％的残余奥氏体。

19.如权利要求1～18任一项所述的高强度超高塑性钢，其特征在于，所述高强度超高塑性钢的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％。

20.如权利要求1～19任一项所述的高强度超高塑性钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1～17任一项所述的成分采用转炉或电炉冶炼，真空炉二次精炼，铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭再加热

加热温度≥1100℃，保温时间：1～2小时；

3)热轧、冷却

热轧的开轧温度≥1000℃，在1000℃以上5～7道次大压下轧制且累计变形量≥50％，随后中间坯待温至≥950℃，然后进行最后3～7道次轧制且累计变形量≥70％，终轧温度在800～950℃；

冷却采用分段冷却，终轧后以≥30℃/s的冷速将钢板水冷至600～750℃之间，空冷1～10秒后，再以≥10℃/s的冷速冷却至350～550℃之间卷取，然后以≤50℃/h的冷速冷却至室温。

21.如权利要求20所述的高强度超高塑性钢的制造方法，其特征是，步骤4)酸洗，带钢酸洗运行速度在30～120m/min，酸洗温度控制在75～85℃，拉矫率控制在≤2％，在35～50℃温度区间进行漂洗，并在120～140℃之间进行表面烘干，涂油，获得酸洗高强度超高塑性钢。