CN117305690A - 一种高扩孔超高塑性钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种高扩孔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 1.0～2.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，Al0.1～2.0％，N≤0.005％，Ti 0.05～0.20％，O≤0.003％，余量包含Fe及其它不可避免杂质；其中：当C 0.10～0.25％时，所述钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％，扩孔率≥50％；当C 0.25～0.35％时，所述钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥25％，扩孔率≥30％。本发明实现了高抗拉强度、超高延伸率和高扩孔率的良好匹配，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

一种高扩孔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，特别涉及一种高扩孔超高塑性钢及其制造方法。

背景技术

汽车在国民经济发展中占据非常重要的地位。众所周知，乘用车的轻量化一直是行业发展的趋势，这主要是因为乘用车行业有严格的法律法规要求，使得乘用车生产企业不断追求整车轻量化，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。与乘用车相比，商用车的轻量化进程则缓慢得多，这不仅是因为商用车法律法规不够完善，政策执行力度不够严格，如商用车的超载超限等问题多年来一直没有得到彻底根治，这使得商用车的设计单位在实际设计时要考虑到商用车在实际使用时可能会超载，从而在进行结构设计时赋予了足够的富余量，影响了商用车的轻量化进程。但是，随着商用车政策法规执行力度的不断加强，未来商用车领域的轻量化潜力巨大。

商用车底盘零件如油箱托架、电池托架、气瓶托架、前下防护等目前都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。随着商用车轻量化的发展，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。

基于上述原因，开发了不同强度级别的具有高抗拉强度、超高延伸率和高扩孔率特征的热轧先进高强钢，实现了乘用车和商用车复杂零件的冲压成形，显示出良好的应用前景和巨大的发展潜力。

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扩孔超高塑性钢及其制造方法，可以实现高抗拉强度、超高延伸率和高扩孔率的良好匹配，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。通过对碳等关键元素的定量控制，可获得两种不同强度级别的高扩孔超高塑性钢，当碳含量在0.10～0.25％时，钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％，扩孔率≥50％；当碳含量在0.25～0.35％时，钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥25％，扩孔率≥30％。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高扩孔超高塑性钢，其成分重量百分比为：C 0.10～0.35％，Si 0.8～2.0％，Mn 1.0～2.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，Al 0.1～2.0％，N≤0.005％，Ti 0.05～0.20％，O≤0.003％，余量包含Fe及其它不可避免杂质；其中：

当C 0.10～0.25％时，所述钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％，扩孔率≥50％；

当C 0.25～0.35％时，所述钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥25％，扩孔率≥30％。

进一步，还包含Mo≤0.5％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％，Cr≤0.5％，Nb≤0.06％，V≤0.10％，B≤0.001％中的一种或一种以上成分。

在本发明所述高扩孔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；当碳含量在0.10-0.25％之间，可获得抗拉强度≥780MPa的高扩孔超高塑性钢；当碳含量在0.25-0.35％之间，可获得抗拉强度≥980MPa的高扩孔超高塑性钢。

硅，是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。硅含量提高，不仅提高了固溶强化效果，更重要的是起到以下两个作用。一是大大降低了钢的未再结晶温度，使钢在很宽的温度范围内即可完成动态再结晶。这样，在实际轧制过程中，终轧温度可在较宽的温度范围内进行控制，使横纵向组织差异减小，组织均匀性提高，有利于提高强度和塑性；硅的另一个重要作用是抑制渗碳体析出。在本发明中，为了获得以无碳化物贝氏体为主的组织，同时获得较多稳定的残余奥氏体，需要添加较高的硅。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，不利于稳定生产。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2.5％，连铸坯容易发生偏析，而且会形成较多的MnS夹杂。因此，本发明钢中锰的含量控制在1.0～2.5％。

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0.005％以内，优选在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，氮的含量应控制在0.005％以下，优选为0.004％以内。

钛，是本发明中的重要元素。由于本发明所涉及的是一种具有高扩孔率特征的超高塑性钢，而扩孔率和延伸率通常成反比关系。在具有超高塑性的前提下，要获得高扩孔率，需要尽量减小组织内部不同相之间的硬度差。因此，结合分段冷却工艺，在成分设计上加入较高含量的钛，利用分段冷却过程中的第一阶段水冷后空冷，在形成铁素体的同时在铁素体晶粒内部形成纳米碳化物，强化铁素体，从而减小铁素体和贝氏体之间的硬度差异，获得具有高扩孔特性的超高塑性先进高强钢。通常，钛含量至少需要达到0.05％以上才具有较为明显的析出强化效果；随着钛含量的增加，其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，本发明钢中钛的含量控制在0.05-0.20％之间。

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30ppm以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的O含量控制在30ppm以内即可。

钼，是本发明中可添加元素之一。钼加入钢中可强烈推迟珠光体转变，有利于获得贝氏体组织。钼还有推迟铁素体相变的作用，当合金成分中含有少量钼元素外，可通过添加较多的铝元素加快铁素体相变。此外，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，而高强钢在焊接之后易发生软化现象，加入一定量的钼可以有效减小焊接软化程度。考虑到钼元素价格贵重，在满足性能要求的前提下，应控制其加入量以尽可能降低合金成本。因此，本发明将钼含量控制在0.5％以内。

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，通常将Cu元素的含量控制在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在≤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。由于本发明中的组织为细小贝氏体铁素体加纳米析出碳化物，再加上通过高温罩退工艺后，组织中的可动位错减少，使得钢的屈服强度和抗拉强度之比即屈强比较高，通常达到0.90以上。加入少量的铬元素，可适当降低钢的屈服强度，从而降低屈强比。此外，少量铬的加入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0.06％，易在组织中形成比较粗大的铌的碳氮化物，对钢的冲击韧性不利。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，本发明钢中铌含量控制在≤0.06％。

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为≤0.10％。

硼，是本发明中的可添加元素之一。硼能够大大提高钢的淬透性，有利于获得马氏体组织。考虑到本发明在热轧阶段期望获得的组织为贝氏体，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导致形成马氏体，故本发明钢中硼的添加量控制在≤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；Ti含量在0.05％以下，主要利用Ti的固氮和细化晶粒作用。

而本发明则采用了高Al和高Ti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分段冷却空冷阶段的铁素体相变，二是为了进一步提高残余奥氏体的稳定性；添加高Ti的目的则结合分段冷却工艺，在铁素体相变过程中，在铁素体晶粒内部形成纳米TiC，提高铁素体的强度，减小铁素体和贝氏体之间的性能差异，提高钢的扩孔率。

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。

而本发明所述超高塑性钢不仅具有不同屈服强度不同屈强比，而且组织中的残余奥氏体更为稳定，且残余奥氏体的含量在5％以上。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，同时还有较高的扩孔率，更有利于下游用户对拉延和翻边成形要求更高的零件冲压加工。

本发明所述的高扩孔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

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℃，空冷1～10秒，然后以≥10℃/s的冷速将钢板水冷至350～550℃之间卷取，再以≤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。

本发明的创新点在于：

本发明通过中低碳和高铝高钛的创新性成分设计，配合创新性的热轧分段冷却工艺即可获得具有不同强度级别高抗拉强度、超高塑性和高扩孔率特征的先进高强钢。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，从而稳定残余奥氏体。添加较高的硅含量主要目的是为了抑制铁素体和贝氏体相变过程中碳化物形成；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，可促进碳原子向残余奥氏体中的扩散。

本发明所涉及的高扩孔超高塑性钢的组织类型为铁素体、贝氏体和残余奥氏体。贝氏体赋予钢板高抗拉强度、铁素体和较高含量的亚稳态残余奥氏体通过TRIP效应赋予钢板超高延伸率，其中残余奥氏体含量≥5％；含有纳米析出相的铁素体通过析出强化提高了屈服强度，缩小了铁素体与贝氏体之间的硬度差，在获得超高塑性的同时，大大提高了扩孔率，通过上述成分和工艺的精确配合，实现了高抗拉强度、超高延伸率和高扩孔率的良好匹配。正是基于这种创新性的成分和工艺设计思路，本发明可获得不同强度级别的超高塑性和高扩孔率的良好匹配，在保证抗拉强度≥780MPa和≥980MPa的基础上，分别满足延伸率≥30％和≥25％，扩孔率≥50％和≥30％。

本发明的有益效果：

本发明在成分设计上采用了中低碳高硅高铝的设计，而传统热轧超高塑性钢采用低碳高硅和低硅高铝等成分设计，如，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。而中国专利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高钛成分设计思路，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，其屈服强度≥600MPa和≥700MPa，抗拉强度≥780MPa和≥980MPa，同时具有较低的屈服强度、超高的延伸率(A≥30％和A≥25％)和高扩孔率(λ≥50％和λ≥30％)，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为本发明所述高扩孔超高塑性钢的轧制工艺示意图；

图2为本发明所述高扩孔超高塑性钢的轧后冷却工艺示意图；

图3为本发明实施例1的典型SEM照片；

图4为本发明实施例3的典型SEM照片；

图5为本发明实施例5的典型SEM照片；

图6为本发明实施例7的典型SEM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。

本发明实施例钢和对比例钢的成分参见表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为本发明实施例钢和对比例钢的性能参数。

从表1可以看出，实施例的成分设计为中碳高铝高钛，而对比例为低碳低铝且不含钛的成分设计，两者的成分设计思路完全不同。

从表3可以清楚地看出，实施例具有超高的延伸率，同时具有良好的扩孔率，而对比例的延伸率则相对较低且没有提供相应的扩孔率结果。

从表3还可以看出，本发明钢的屈服强度分别满足≥600MPa和≥700MPa，抗拉强度≥780MPa和≥980MPa，延伸率≥30％和≥25％，扩孔率≥50％和≥30％。

图3～图6分别给出了实施例1、3、5和7的典型金相照片。从图中可以清楚地看出，采用本发明所设计的成分和工艺路径，可获得具有晶内纳米析出的铁素体、贝氏体和残余奥氏体为主的组织，表现出较低的屈服强度、高抗拉强度、超高塑性和高扩孔率的良好匹配，具有优异的综合性能表现。

从上述实施例可以看出，本发明所涉及的高扩孔超高塑性先进高强钢具有良好的强度、超塑性和高扩孔特性匹配，特别适合汽车底盘结构等需要复杂成形的零件等，具有广阔的应用前景。

Claims (7)

1.一种高扩孔超高塑性钢，其成分重量百分比为：C 0.10～0.35％，Si 0.8～2.0％，Mn1.0～2.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，Al 0.1～2.0％，N≤0.005％，Ti 0.05～0.20％，O≤0.003％，余量包含Fe及其它不可避免杂质；其中：

当C 0.10～0.25％时，所述钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率≥30％，扩孔率≥50％；

当C 0.25～0.35％时，所述钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥25％，扩孔率≥30％。

2.如权利要求1所述的高扩孔超高塑性钢，其特征在于，还包含Mo≤0.5％，Cu≤0.5％，Ni≤0.5％，Cr≤0.5％，Nb≤0.06％，V≤0.10％，B≤0.001％中的一种或一种以上成分。

3.如权利要求1所述的高扩孔超高塑性钢，其特征在于，S≤0.003wt％。

4.如权利要求1所述的高扩孔超高塑性钢，其特征在于，N≤0.004wt％。

5.如权利要求1～4任一项所述的高扩孔超高塑性钢，其特征在于，所述高扩孔超高塑性钢的组织为铁素体、贝氏体和含量≥5％的残余奥氏体。

6.如权利要求1～5任一项所述的高扩孔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1～4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

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℃，空冷1～10秒，然后以≥10℃/s的冷速将钢板水冷至350～550℃之间卷取，再以≤50℃/h的冷速冷却至室温。

7.如权利要求6所述的高扩孔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。