CN117802406A - 一种980MPa级马氏体钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种980MPa级马氏体钢及其制备方法，属于钢材制备领域所述马氏体钢的化学成分包括：C、Si、Mn、Al、P、S、Ti、Cr、N、B以及Fe；其中，以质量分数计，C的含量为0.04％～0.25％，Si的含量为0.1％～1.0％，Mn的含量为1.2％～3.0％，Al的含量为0.02％～0.35％，P的含量≤0.005％，S的含量≤0.002％，Ti的含量为0.010％～0.10％，Cr的含量为0.1％～0.6％，N的含量≤0.004％，B的含量为0.0010％～0.0030％。合理设计化学成分，采用C‑Si‑Mn‑Ti‑Cr‑B成分体系，形成马氏体+少量铁素体的金相组织，组织中较多了马氏体组织保证了马氏体钢的强度达到980MPa要求，并且在组织中引入少量的软相铁素体组织，在折弯变形时，与硬相马氏体组织协调应变，提高折弯性能。

Description

一种980MPa级马氏体钢及其制备方法

技术领域

本申请涉及钢材制备技术领域，尤其涉及一种980MPa级马氏体钢及其制备方法。

背景技术

近年来，各个汽车主机厂对钢铁企业产品也提出了降碳需求。随着国内外无头轧制技术高速发展，国内投产了数条薄板坯连铸连轧(ESP)产线。可以实现薄规格热轧带钢生产，可以替代部分冷轧产品。在短流程产线开发高性能热轧带钢，实现“以热代冷”，减少了钢铁企业产品的生产流程，降碳效果显著。

980MPa级别马氏体钢实现“以热代冷”，首先要解决使用过程中加工成形开裂的难题，折弯加工是汽车、工程机械以及集装箱等制造领域最常见的成形方式。开发一种具有高抗折弯性能热轧薄规格980MPa马氏体钢，满足不同领域对该产品折弯性能要求，实现“以热代冷”具有非常重要的意义和推广前景。

发明内容

本申请提供了一种980MPa级马氏体钢及其制备方法，以解决现有技术中薄规格热轧980MPa级马氏体钢无法实现高抗折弯性能的技术问题。

第一方面，本申请提供了一种980MPa级马氏体钢，所述马氏体钢的化学成分包括：C、Si、Mn、Al、P、S、Ti、Cr、N、B以及Fe；其中，以质量分数计，

C的含量为0.04％～0.25％，Si的含量为0.1％～1.0％，Mn的含量为1.2％～3.0％，Al的含量为0.02％～0.35％，P的含量≤0.005％，S的含量≤0.002％，Ti的含量为0.010％～0.10％，Cr的含量为0.1％～0.6％，N的含量≤0.004％，B的含量为0.0010％～0.0030％。

可选的，所述马氏体钢的金相组织包括马氏体以及铁素体，所述马氏体的体积分数为88％～95％，所述铁素体的体积分数为5％～12％。

可选的，所述马氏体钢的厚度为0.8mm～4.0mm，所述马氏体钢的钢板不平度≤5mm；和/或，所述马氏体钢满足如下至少一种性能：屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000MPa，延伸率＞8％，冷弯极限R＝a、180°合格。

第二方面，本申请提供了一种第一方面中任意一项实施例所述的马氏体钢的制备方法，所述方法包括：

将钢水进行连铸，得到具有所述化学成分的板坯；

将所述板坯经预加热、粗除鳞、粗轧、感应加热、精除鳞、精轧、分阶段冷却以及卷取，得到马氏体钢。

可选的，所述分阶段冷却包括：第一阶段冷却、第二阶段冷却以及第三阶段冷却，所述第一阶段冷却的冷却速率≥50℃/s，所述第一阶段冷却的终止温度为铁素体转变温度(Ar3)以上20℃～50℃；所述第二阶段冷却为空冷，所述空冷的时间为3s～10s；所述第三阶段冷却的冷却速率≥50℃/s，所述第一阶段冷却的终止温度为100℃～马氏体相变温度(Ms)。

可选的，所述精轧的模式包括单坯轧制、半无头轧制以及全无头轧制，所述精除鳞的模式包括单排除鳞以及双排除鳞；其中，所述精轧的模式与所述精除鳞的模式满足如下关系：

若所述精轧为单坯轧制时，则所述精除鳞为双排除鳞；

若所述精轧为半无头轧制或全无头轧制时，则所述精除磷为单排除鳞。

可选的，所述粗轧的入口温度≥1150℃，所述粗轧的出口温度为930℃～1000℃，所述粗轧的道次为3道次；和/或，所述精轧的累计变形量为70％～80％，所述精轧的终轧温度为850℃～900℃，所述精轧的道次为5道次。

可选的，所述预加热的终点温度为1150℃～1200℃；和/或，所述感应加热的终点温度为1050℃～1150℃。

可选的，所述粗除磷的压力≥30MPa，所述精除磷的压力≥30MPa，所述精除磷的喷嘴与所述板坯的距离为60mm～110mm。

可选的，所述连铸的拉速为4.0m/min～6.5m/min，所述连铸的板坯厚度为115mm～123mm。

本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：

本申请提供的980MPa级马氏体钢，合理设计化学成分，采用C-Si-Mn-Ti-Cr-B成分体系，形成马氏体+少量铁素体的金相结构，组织中较多了马氏体组织保证了马氏体钢的强度达到980MPa要求，并且在组织中引入少量的软相铁素体组织，在折弯变形时，与硬相马氏体组织协调应变，提高折弯性能。得到的薄规格热轧钢的屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000MPa，延伸率＞8％，冷弯R＝a、180°合格，且厚度可达0.8mm～4.0mm，能够有效解决现有技术中薄规格热轧980MPa马氏体钢折弯成形开裂的技术问题。

附图说明

此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。

为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为本申请实施例提供的一种马氏体钢的制备方法的流程示意图；

图2为本申请实施例1提供的马氏体钢的金相组织图。

具体实施方式

为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。

本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。

另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a-b(即a和b),a-c,b-c,或a-b-c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。

除非另有特别说明，本申请中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

第一方面，本申请提供了一种980MPa级马氏体钢，所述马氏体钢的化学成分包括：C、Si、Mn、Al、P、S、Ti、Cr、N、B以及Fe；其中，以质量分数计，

C的含量为0.04％～0.25％，Si的含量为0.1％～1.0％，Mn的含量为1.2％～3.0％，Al的含量为0.02％～0.35％，P的含量≤0.005％，S的含量≤0.002％，Ti的含量为0.010％～0.10％，Cr的含量为0.1％～0.6％，N的含量≤0.004％，B的含量为0.0010％～0.0030％。

控制C的含量为0.04％～0.25％的积极效果：C是钢中最重要的合金元素，也是最经济地提高强度的元素之一，C原子有限地固溶于γ-Fe中，并扩大γ相区，对组织和性能影响极大，对强度和硬度起主要控制作用，它还会与微合金元素形成碳氮化物，在很大范围内调节着钢材的性能。当C＞0.25％时，板坯冶炼和轧制过程中容易形成带状组织，严重的带状组织对钢板的冷成形性能、疲劳性能造成不利的影响，并且当C＞0.25％时，也不利于焊接性能；当C＜0.04％时，会增加冶炼难度。示例性的，该C的含量可以为0.04％、0.08％、0.12％、0.20％、0.25％等。

控制Si的含量为0.1％～1.0％的积极效果：Si为传统的固溶强化元素，添加较高的Si元素明显提高材料的淬透性，另外Si元素成本低，依靠Si提高强度降低材料的生产成本。Si另一个重要作用是可以抑制相变过程中渗碳体的析出，保证了C固溶量，进而能保证马氏体硬度和材料强度。但添加过高的Si对材料的塑性、韧性以及表面质量产生负面影响，Si促使石墨化，促进脱碳，添加较高的Si容易在钢板表面形成脱碳层，降低了表面硬度和耐磨性能。示例性的，该Si的含量可以为0.1％、0.3％、0.6％、0.8％、1.0％等。

控制Mn的含量为1.2％～3.0％的积极效果：Mn与Fe能够相互置换，在铁基固溶体中是置换式溶质原子，具备较好的固溶强化性能；锰也能细化晶粒提高强度，它是奥氏体稳定元素，使单一奥氏体相区扩大；锰能较明显地降低γ→α转变的温度，所以能使A1点下降；薄板坯连铸连轧为了降低感应加热的能耗，精轧的终点温度一般控制在800-860℃，如果Mn含量较低，在此温度区间终轧，带钢容易进入两相区，部分奥氏体转变为铁素体组织，降低带钢的强度，当Mn含量＞3.0％时会增加试验钢的生产成本。示例性的，该Mn的含量可以为1.2％、1.6％、2.0％、2.4％、3.0％等。

控制Al的含量为0.02％～0.35％的积极效果：Al是有效的脱氧元素之一，而且可以形成氮化物来细化晶粒。Al含量＞0.35％将损害钢的韧性，而且焊接热影响区的韧性也变差。示例性的，该Al的含量可以为为0.02％、0.025％、0.03％、0.35％等。

控制P的含量≤0.005％，S的含量≤0.002％和N的含量≤0.004％的积极效果：P、S和N元素过高会对材料的塑性、韧性及疲劳性能产生不利影响，N含量过高，容易与B元素结合，在高温阶段形成BN析出物，消耗部分B元素，进而降低了带钢的淬透性，无法得到全部马氏体组织，降低带钢的强度。示例性的，该P的含量可以为0.002％、0.004％、0.005％等；示例性的，该S的含量可以为0.001％、0.002％等；示例性的，该N的含量可以为0.002％、0.003％、0.004％等。

控制Ti的含量为0.010％～0.10％的积极效果：Ti是强碳氮化物形成元素，在高温阶段，Ti首先与N结合，形成TiN析出相，一方面可以消耗N元素，减少固溶N含量，提高钢水洁净度；另一方面，由于TiN析出相形成阶段早于BN，避免了B与N结合，较少了N对固溶B元素的消耗，保证了带感的淬透性；钢水凝固后析出细小的TiN颗粒，这些细小的TiN颗粒很稳定，能够有效地阻止奥氏体晶粒长大，从而细化组织；在焊接过程中，含Ti第二相质点能阻止焊接过程中粗晶区的长大，使晶粒细化，使钢材的焊接性能得到提高；较高的Ti含量，Ti与C结合，形成TiC或者Ti(C,N)，消耗了部分的C元素，较低的固溶C含量会降低带钢的强度。示例性的，该Ti的含量可以为0.010％、0.03％、0.06％、0.08％、0.10％等。

控制Cr的含量为0.1％～0.6％的积极效果：Cr是强淬透性元素，在基体中起固溶强化的作用，为了得到更加细小的铁素体晶粒，添加适量的Cr元素，提高材料的淬透性，进而细化晶粒。但过多的Cr元素会造成材料焊接性能恶化。示例性的，该Cr的含量可以为0.1％、0.2％、0.4％、0.5％、0.6％等。

控制B的含量为0.0010％～0.0030％的积极效果：B元素是强淬透性元素，B元素在钢中含量极微(不大于50ppm)，其主要作用是增加钢的淬透性，其影响效果比Cr、Mn和其它合金元素的作用大的多，应用微量的B可节约大量合金元素。但B化学性质极为活泼，和N、O有很强的亲和力，和C也能形成B4C；只有以固溶状态存在的B才对钢的淬透性产生有益影响，而以化合物存在的B对钢的淬透性没有作用。示例性的，该B的含量可以为0.0010％、0.0015％、0.0020％、0.0025％、0.0030％等。

在一些实施方式中，所述马氏体钢的金相组织包括马氏体以及铁素体，所述马氏体的体积分数为88％～95％，所述铁素体的体积分数为5％～12％。

控制马氏体的体积分数为88％～95％，铁素体的体积分数为5％～12％的积极效果：本发明为抗拉980MPa马氏体钢，首先组织中较多了马氏体组织保证了马氏体钢的强度达到980MPa要求。另外，由于马氏体为硬相组织，比较脆，折弯容易出现开裂，因此，在组织中引入少量的软相铁素体组织，在折弯变形时，与硬相马氏体组织协调应变，提高折弯性能。示例性的，该马氏体的体积分数可以为88％、90％、92％、94％、95％等，该铁素体的体积分数可以为5％、7％、9％、12％等。

在一些实施方式中，所述马氏体钢的厚度为0.8mm～4.0mm，所述马氏体钢的钢板不平度≤5mm；和/或，所述马氏体钢满足如下至少一种性能：屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000MPa，延伸率＞8％，冷弯极限R＝a、180°合格。

本申请中得到的马氏体钢的金相结构为马氏体+少量铁素体，组织中较多了马氏体组织保证了马氏体钢的强度达到980MPa要求，并且在组织中引入少量的软相铁素体组织，在折弯变形时，与硬相马氏体组织协调应变，提高折弯性能。同时，本申请可以实现0.8mm～2.0mm规格热轧马氏体钢的生产。示例性的，该马氏体钢的厚度可以为0.8mm、1.2mm、1.6mm、2.6mm、3.6mm、4.0mm等；该马氏体钢的钢板不平度可以为1mm、2mm、4mm、5mm等；该马氏体钢的屈服强度可以为800MPa、840MPa、880MPa、920MPa、960MPa、980MPa等；该马氏体钢的抗拉强度可以为1001MPa、1050MPa、1100MPa、1150MPa、1200MPa等；该马氏体钢的延伸率可以为9％、10％、11％、12％、14％等。

第二方面，本申请提供了一种第一方面中任意一项实施例所述的马氏体钢的制备方法，请参见图1，所述方法包括：

S1、将钢水进行连铸，得到具有所述化学成分的板坯；

在一些实施方式中，上述S1步骤之前，还包括：经KR脱硫、转炉冶炼、LF精炼及VD精炼，得到符合所述化学成分的钢水。

在一些实施方式中，所述连铸的拉速为4.0m/min～6.5m/min，所述连铸的板坯厚度为115mm～123mm。

控制连铸的拉速为4.0m/min～6.5m/min的积极效果：连铸的拉速为4.0-6.5m/min能够保证连铸匹配无头轧制生产模式；当拉速＞6.5m/min时，将导致的不利影响是6.5m/min为设备运行极限，过高的拉速将需要更换设备，增加成本，当拉速的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是拉速过小，无法保证连铸与轧制生产匹配。示例性的，该连铸的拉速可以为4.0m/min、4.5m/min、5.0m/min、5.5m/min、6.0m/min、6.5m/min等。

控制连铸的板坯厚度为115mm～123mm的积极效果：板坯厚度可根据带钢成品的厚度进行选择，成品厚度≤4.0mm规格，铸坯厚度可选择115mm～118mm，当带钢成品厚度5mm～12.0mm规格时，可选择成品厚度为118mm～123mm，增大铸坯厚度主要增大轧制总的压下量，可细化晶粒，进而提高材料的强度。示例性的，该连铸的板坯厚度可以为115mm、118mm、121mm、123mm等。

S2、将所述板坯经预加热、粗除鳞、粗轧、感应加热、精除鳞、精轧、分阶段冷却以及卷取，得到马氏体钢。

在一些实施方式中，所述精轧的模式包括单坯轧制、半无头轧制以及全无头轧制，所述精除鳞的模式包括单排除鳞以及双排除鳞；其中，所述精轧的模式与所述精除鳞的模式满足如下关系：

若所述精轧为单坯轧制时，则所述精除鳞为双排除鳞；

若所述精轧为半无头轧制或全无头轧制时，则所述精除磷为单排除鳞。

需要说明的是，单坯模式轧制、半无头模式轧制和全无头模式轧制分别指：三种轧制模式是对铸坯在轧制过程中是否切头切尾的一种定义，单坯模式轧制，指铸坯需要切头切尾，一块铸坯轧制后产出一个钢卷，半无头模式轧制，指铸坯也需要切头切尾，但铸坯的长度较长，一般一块铸坯可以产出几个钢卷。全无头模式轧制，指铸坯在整个轧制过程中不需要切头切尾，只是带钢在卷取后进行分卷。

单排除磷或双排除磷分别指：指除鳞集管的排数，集管布置为一排的称为单排除鳞，集管布置为两排的称为双排除鳞。

通过精轧的模式来选取精除鳞模式的原因在于：精轧前除磷方式，根据轧制模式选择，单坯轧制时，由于轧制速率快，且单坯模式轧制时，精轧入口温度低，氧化铁皮粘性大，不容易除尽，因此选择双排除鳞；半无头和全无头轧制，轧制速率慢，且精轧前需要对板坯进行感应加热，升高板坯的温度，温度升高后氧化铁皮粘性降低，容易除尽，因此选择单排除鳞。

在一些实施方式中，所述粗轧的入口温度≥1150℃，所述粗轧的出口温度为930℃～1000℃，所述粗轧的道次为3道次；和/或，所述精轧的累计变形量为70％～80％，所述精轧的终轧温度为850℃～900℃，所述精轧的道次为5道次。

控制粗轧的入口温度≥1150℃的积极效果：在该温度范围内，能保证板坯进入轧机的温度；当温度的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是温度过高，将造成能源浪费，当温度的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是温度过低，将造成轧制不稳定。示例性的，该粗轧的入口温度可以为1150℃、1170℃、1190℃、1210℃等。

控制粗轧的出口温度为930℃～1000℃的积极效果：在该温度范围内，能保证板坯进入轧机的温度；当温度的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是温度过高，将造成能源浪费，当温度的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是温度过低，加盟造成轧制不稳定。示例性的，该粗轧的出口温度可以为930℃、950℃、970℃、1000℃等。

控制精轧的累计变形量为70％～80％的积极效果：是在该变形量范围内，能细化晶粒组织，提高产品的强度和韧性；当累积形变量的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是变形量过大，将导致产品的强度偏高，当累积形变量的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是变形量过低，将导致产品的强度不足。示例性的，该精轧的累计变形量可以为70％、73％、76％、80％等。

控制精轧的终轧温度为850℃～900℃的积极效果：在该温度范围内，能保证产品的最终组织均匀；当温度的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是温度过大，将导致轧制不稳定，当温度的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是温度过低，将导致精轧在两相区轧制，得到的微观组织不均匀。示例性的，该精轧的终轧温度可以为850℃、870℃、890℃、900℃等。

在一些实施方式中，所述预加热的终点温度为1150℃～1200℃；和/或，所述感应加热的终点温度为1050℃～1150℃。

控制预加热的终点温度为1150℃～1200℃的积极效果：该温度范围能保证板坯进入轧机的温度，使板坯过度均匀；当温度＞1200℃时，将造成能源浪费，当温度＜1150℃时，将造成轧制不稳定。示例性的，该预加热的终点温度可以为1150℃、1160℃、1170℃、1190℃、1200℃等。

控制感应加热的终点温度为1050℃～1150℃的积极效果：精轧采用5机架轧制，精轧轧制过程温降较大，为了保证终轧温度在850-900℃，因此，在板坯在进入精轧机前要保证具有较高的温度，使得板坯在精轧结束后，满足终轧温度要求。当采用半无头或者全无无头模式轧制时，由于轧制速率慢，精轧过程温降较大，因此要求的精轧入口温度(感应加热终点温度)较高，而采用单坯轧制时，由于精轧速率快，相对于半无头和全无头轧制，精轧过程温降少，因此要求的精轧入口温度较低，但要满足精轧入口温度＞1050℃。示例性的，该感应加热的终点温度可以为1050℃、1070℃、1090℃、1120℃、1150℃等。

在一些实施方式中，所述粗除磷的压力≥30MPa，所述精除磷的压力≥30MPa，所述精除磷的喷嘴与所述板坯的距离为60mm～110mm。

控制粗除磷的压力≥30MPa的积极效果：在该压力范围内，能充分清除带钢表面氧化铁皮；当除鳞压力的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是带钢表面有氧化铁皮残留，从而将影响带钢表面质量。示例性的，该粗除磷的压力可以为30MPa、32MPa、34MPa、38MPa等。

控制精除磷的压力≥30MPa的积极效果：在该压力范围内，能充分清除带钢表面氧化铁皮；当除鳞压力的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是带钢表面氧化铁皮残留，影响带钢表面质量。示例性的，该精除磷的压力可以为30MPa、32MPa、34MPa、36MPa、38MPa等。

控制精除磷的喷嘴与板坯的距离为60mm～110mm的积极效果：控制精除鳞的除鳞喷嘴距离所述连铸的板坯的距离为60-110mm能够保证带钢除鳞效果；当距离的取值大于该范围的端点最大值，将导致的不利影响是距离过大，导致除鳞喷嘴的效果不好，存在过除鳞区域，当距离的取值小于该范围的端点最小值，将导致的不利影响是距离过短，除鳞喷嘴效果不好，存在未除鳞区域。示例性的，该精除磷的喷嘴与板坯的距离可以为60mm、80mm、100mm、110mm等。

在一些实施方式中，所述分阶段冷却包括：第一阶段冷却、第二阶段冷却以及第三阶段冷却，所述第一阶段冷却的冷却速率≥50℃/s，所述第一阶段冷却的终止温度为铁素体转变温度(Ar3)以上20℃～50℃；所述第二阶段冷却为空冷，所述空冷的时间为3s～10s；所述第三阶段冷却的冷却速率≥50℃/s，所述第一阶段冷却的终止温度为100℃～马氏体相变温度(Ms)。

控制第一阶段冷却的冷却速率≥50℃/s，第一阶段冷却的终止温度为铁素体转变温度(Ar3)以上20℃～50℃的积极效果：第一段快冷是冷却是为了细化原始奥氏体晶粒尺寸，最终得到细小的马氏体和铁素体晶粒，晶粒细化有利于提强度和抗折弯性能。停止温度高于铁素体“鼻点”温度20℃～50℃，主要是要避免在铁素体转变鼻点温度生产大量的铁素体，降低屈服强度。示例性的，该第一阶段冷却的冷却速率可以为50℃/s、55℃/s、60℃/s、65℃/s、70℃/s等；该第一阶段冷却的终止温度为铁素体转变温度(Ar3)以上20℃、30℃、40℃、50℃等。

控制空冷的时间为3s～10s的积极效果：时间太短，则无法形成铁素体组织，造成折弯性能变差，空冷时间较长，形成的铁素体数量较多，造成屈服强度偏低。示例性的，该空冷的时间可以为3s、5s、7s、10s等。

控制第三阶段冷却的冷却速率≥50℃/s的积极效果：高冷却速率保证形成马氏体组织，保证抗拉强度≥980MPa。示例性的，第三阶段冷却的冷却速率可以为50℃/s、55℃/s、60℃/s、65℃/s、70℃/s等。

上述步骤中：采用于粗轧和精轧前进行两次除磷，保证带钢的表面质量，精轧前对中间坯进行感应加热，使得在粗轧过形成的Ti的碳氮化物回溶，精轧阶段Ti再次析出，细化奥氏体晶粒，进而细化马氏体晶粒尺寸；结合三段冷工艺，第一段冷却冷速要求≥50℃/s，冷却停止温度要求高于铁素体转变的“鼻点”温度20℃～50℃，然后空冷3s～10s，通过添加适量的B元素，延迟奥氏体向铁素体开始相变时间，细化铁素体晶粒尺寸；第三段冷冷速要求≥50℃/s，直接冷却至100℃～Mf，得到的薄规格热轧钢的屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000MPa，延伸率＞8％，冷弯R＝a、180°合格，且厚度可达0.8mm～4.0mm，能够有效解决现有技术中薄规格热轧980MPa马氏体钢折弯成形开裂的技术问题。

该980MPa级马氏体钢的制备方法是基于上述980MPa级马氏体钢的化学成分来实现，该980MPa级马氏体钢的化学成分具体可参照上述实施例，由于该980MPa级马氏体钢的制备方法采用了上述实施例的部分或全部技术方案，因此至少具有上述实施例的技术方案所带来的所有有益效果，在此不再一一赘述。

下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照行业标准测定。若没有相应的行业标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。

制备实施例1～7和对比例1～3的钢液并铸成板坯，所述板坯的化学成分如表1所示。

表1板坯的化学成分质量百分数(wt％)，其余为Fe及不可避免的杂质

组别	C	Si	Mn	P	S	Als	Ti	Cr	B	N
											实施例1	0.05	0.90	2.86	0.004	0.0003	0.031	0.095	0.20	0.0027	0.0028
实施例2	0.21	0.33	1.22	0.002	0.0008	0.25	0.055	0.15	0.0014	0.0032
											实施例3	0.08	0.41	2.65	0.003	0.0009	0.040	0.019	0.58	0.0020	0.0030
实施例4	0.15	0.75	1.43	0.004	0.0010	0.32	0.023	0.42	0.0018	0.0029
											实施例5	0.18	0.62	2.03	0.002	0.0015	0.043	0.028	0.34	0.0013	0.0022
实施例6	0.16	0.42	2.50	0.003	0.0005	0.034	0.013	0.33	0.0028	0.025
											实施例7	0.19	0.21	1.50	0.004	0.0006	0.24	0.027	0.45	0.0021	0.0030
对比例1	0.20	0.03	1.25	0.002	0.001	0.035	0.025	0.10	0.0015	0.0034
											对比例2	0.08	0.6	2.3	0.006	0.002	0.040	0.015	0.6	--	0.003
对比例3	0.19	0.21	1.50	0.004	0.0006	0.24	0.027	0.45	0.0021	0.0030

基于上述980MPa级马氏体钢的化学成分，本申请实施例及对比例提供了一种980MPa级马氏体钢的制备方法，所述方法包括以下步骤：

S11、经KR脱硫、常规转炉冶炼、LF炉和VD炉双精炼处理得到目标钢水，以质量分数计，所述钢水化学成分为：

C：0.04％～0.25％，Si：0.1％～1.0％，Mn：1.2％～3.0％，Al：0.02％～0.35％，P：≤0.005％，S：≤0.002％，Ti：0.010％～0.10％，Cr：0.1％～0.6％，N：≤0.004％，B：0.0010％～0.0030％，其余为Fe及不可避免的杂质；

S21、所述钢水连铸成板坯：板坯拉速为4.0m/min～6.5m/min，板坯厚度为110mm～123mm；

S31、板坯在多模式薄板坯连铸连轧产线的隧道炉均热温度为1150℃～1200℃，粗轧前进行粗除磷，除磷压力≥30MPa，所述粗轧入口温度≥1150℃，粗轧采用不可逆3道次轧制，粗轧出口温度控制930℃～1000℃；

S41、精轧前进行感应加热和粗除鳞，所述感应加热出口温度控制为1050℃～1250℃，所述精轧采用单坯轧制、半无头轧制和无头轧制中的任意一种；

当所述精轧采用单坯轧制时，所述精除鳞采用双排除磷，除磷压力≥30MPa；

当所述精轧采用半无头轧制或无头轧制时，所述精除鳞采用单排除磷，除磷压力≥30MPa；所述精除鳞中，除磷喷嘴距离板坯距离为60mm～110mm；

S51、精轧：所述精轧采用5道次轧制，精轧累计变形量在70％～80％，控制终轧温度为850℃～900℃，轧后采用三段冷工艺，第一段冷却速率≥50℃/s，冷却停止温度大于铁素体鼻点温度20℃～50℃，空冷时间3s～10s，第三段冷却速率≥50℃/s，卷取温度100℃～Mf，得到的钢卷空冷至室温，主要工艺参数见表2。

表2 980MPa级马氏体钢制备的主要工艺参数

对实施例1～7和对比例1～3得到的马氏体钢进行力学性能测试，结果如表3所示。

表3马氏体钢的力学性能结果

组别	屈服强度(MPa)	抗拉强度(MPa)	延伸率(％)	冷弯极限180°
					实施例1	881	1071	9	R＝a
实施例2	931	1080	10	R＝a
					实施例3	951	1133	10.5	R＝a
实施例4	975	1176	9.5	R＝a
					实施例5	923	1106	10.5	R＝a
实施例6	943	1133	11.5	R＝a
					实施例7	967	1093	12.5	R＝a
对比例1	781	865	13.2	R＝5.0mm
					对比例2	838	992	10.8	R＝2.0mm
对比例3	887	1024	8.0	R＝3.0mm

表3的具体分析：

屈服强度是指钢材发生屈服现象时的屈服极限，也就是抵抗微量塑性变形的应力，当屈服强度越高，说明钢材发生屈服现象的屈服极限越大。

抗拉强度是指钢材在拉断前承受最大应力值，抗拉强度越大，说明细丝的最大应力值越高。

延伸率是指钢材拉伸断裂后标距段的总变形ΔL与原标距长度L之比的百分数，延伸率越高，说明钢材的抗拉伸能力越强。

横向冷弯是指钢材在常温下能承受的弯曲程度，横向冷弯越大，说明钢材能够承受的弯曲程度越大。

从实施例1～7的数据可知：

本发明采用多模式薄板坯连铸连轧产线，通过调整钢的化学成分，并改进连铸和轧制工艺，均能够得到的钢屈服强度＞900Mpa、抗拉强度为＞1000Mpa MPa、延伸率＞8％，横向冷弯R＝a、180°合格，并且钢板型好、尺寸精度高、强度波动小，钢板厚度可控制在0.8-4.0mm。

附图2的详细说明：

图2为本申请实施例提供的薄规格热轧钢的金相组织图，由图2可知，组织为马氏体组织。

此外，本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：

本发明实施例提供的高抗折弯性能薄规格热轧980MPa马氏体钢，通过化学成分设计，采用C-Si-Mn-Ti-Cr-B成分体系，结合三段冷工艺，第一段冷却冷速要求≥50℃/s，冷却停止温度要求高于铁素体转变的“鼻点”温度20℃～50℃，然后空冷3s～10s，通过添加适量的B元素，延迟奥氏体向铁素体开始相变时间，细化铁素体晶粒尺寸；第三段冷冷速要求≥50℃/s，直接冷却至100℃～Mf，得到的薄规格热轧钢的屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000MPa，延伸率＞8％，冷弯R＝a、180°合格，且厚度可达0.8mm～4.0mm，能够有效解决现有技术中薄规格热轧980MPa马氏体钢折弯成形开裂的技术问题。

以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种980MPa级马氏体钢，其特征在于，所述马氏体钢的化学成分包括：C、Si、Mn、Al、P、S、Ti、Cr、N、B以及Fe；其中，以质量分数计，

C的含量为0.04％～0.25％，Si的含量为0.1％～1.0％，Mn的含量为1.2％～3.0％，Al的含量为0.02％～0.35％，P的含量≤0.005％，S的含量≤0.002％，Ti的含量为0.010％～0.10％，Cr的含量为0.1％～0.6％，N的含量≤0.004％，B的含量为0.0010％～0.0030％。

2.根据权利要求1所述的马氏体钢，其特征在于，所述马氏体钢的金相组织包括马氏体以及铁素体，所述马氏体的体积分数为88％～95％，所述铁素体的体积分数为5％～12％。

3.根据权利要求1所述的马氏体钢，其特征在于，所述马氏体钢的厚度为0.8mm～4.0mm，所述马氏体钢的钢板不平度≤5mm；和/或，所述马氏体钢满足如下至少一种性能：屈服强度＞800MPa，抗拉强度＞1000MPa，延伸率＞8％，冷弯极限R＝a、180°合格。

4.一种权利要求1-3中任意一项所述的马氏体钢的制备方法，其特征在于，所述方法包括：

将钢水进行连铸，得到具有所述化学成分的板坯；

将所述板坯经预加热、粗除鳞、粗轧、感应加热、精除鳞、精轧、分阶段冷却以及卷取，得到马氏体钢。

5.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述分阶段冷却包括：第一阶段冷却、第二阶段冷却以及第三阶段冷却，所述第一阶段冷却的冷却速率≥50℃/s，所述第一阶段冷却的终止温度为铁素体转变温度(Ar3)以上20℃～50℃；所述第二阶段冷却为空冷，所述空冷的时间为3s～10s；所述第三阶段冷却的冷却速率≥50℃/s，所述第一阶段冷却的终止温度为100℃～马氏体相变温度(Ms)。

6.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述精轧的模式包括单坯轧制、半无头轧制以及全无头轧制，所述精除鳞的模式包括单排除鳞以及双排除鳞；其中，所述精轧的模式与所述精除鳞的模式满足如下关系：

若所述精轧为单坯轧制时，则所述精除鳞为双排除鳞；

若所述精轧为半无头轧制或全无头轧制时，则所述精除磷为单排除鳞。

7.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述粗轧的入口温度≥1150℃，所述粗轧的出口温度为930℃～1000℃，所述粗轧的道次为3道次；和/或，所述精轧的累计变形量为70％～80％，所述精轧的终轧温度为850℃～900℃，所述精轧的道次为5道次。

8.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述预加热的终点温度为1150℃～1200℃；和/或，所述感应加热的终点温度为1050℃～1150℃。

9.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述粗除磷的压力≥30MPa，所述精除磷的压力≥30MPa，所述精除磷的喷嘴与所述板坯的距离为60mm～110mm。

10.根据权利要求4所述的方法，其特征在于，所述连铸的拉速为4.0m/min～6.5m/min，所述连铸的板坯厚度为115mm～123mm。