一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法

摘要

一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分比为：C：0.05～0.10％，Si：0.1～0.8％，Mn：1.5～2.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.08％，N≤0.005％，Ti：0.05～0.15％，Nb：0.02～0.06％，Cr：0.1～1.0％，V：0.01～0.10％，其余为Fe和不可避免的杂质，且0.15％≤Nb+Ti+V≤0.25％，0.01％≤(Ti‑3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。本发明钢的微观组织为粒状贝氏体+马氏体，其屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄和复杂成形的部件。

权利要求

1.一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢，其化学成分重量百分比为：C：0.05～0.10％，Si：0.1～0.8％，Mn：1.5～2.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.08％，N≤0.005％，Ti：0.08～0.15％，Nb：0.02～0.06％，Cr：0.1～1.0％，V：0.01～0.10％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.15％≤Nb+Ti+V≤0.25％，

0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％；

所述980MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度≥1230℃，加热时间1～2小时；

3)热轧+冷却+卷取

开轧温度为1080～1200℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；

中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为

800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至500～600℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

2.根据权利要求1所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的化学成分中：Mn：1.8～2.2％，以重量百分比计。

3.根据权利要求1或2所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的微观组织为粒状贝氏体+马氏体，其中，贝氏体铁素体中存在纳米级碳化物，粒状贝氏体的晶粒尺寸≤5μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。

4.根据权利要求3所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的微观组织中粒状贝氏体所占体积分数为70～85％，马氏体所占体积分数为15～

30％。

5.根据权利要求1或2或4所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％。

6.根据权利要求3所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％。

7.如权利要求1-6任一项所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1或2所述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭加热

加热温度≥1230℃，加热时间1～2小时；

3)热轧+冷却+卷取

开轧温度为1080～1200℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；

中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为

800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至500～600℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

8.根据权利要求7所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的微观组织为粒状贝氏体+马氏体，其中，贝氏体铁素体中存在纳米级碳化物，粒状贝氏体的晶粒尺寸≤5μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。

9.根据权利要求8所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的微观组织中粒状贝氏体所占体积分数为70～85％，马氏体所占体积分数为15～30％。

10.根据权利要求7-9任一项所述的980MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其特征在于，所述热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％。

说明书

一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明属于热轧高强钢领域，具体涉及一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法。

背景技术

[0002] 随着国家环保法律法规的日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，在汽车尤其是乘用车领域，高强减薄或汽车结构轻量化已成为国际上各大汽车制造厂商的重要研究方向。然而，与乘用车高强减薄和轻量化趋势不同，商用车轻量化工作在一直没有形成趋势。这其中一方面由于商用车普遍超载比较严重，商用车的设计人员对结构的设计裕度很大；同时，商用车自身以及载重量均较大，采用高强钢减薄之后，有时刚度难以保证；另外一方面是由于商用车相对乘用车而言属于价格敏感客户群，用户通常希望在钢板的强度提高的同时价格最好不要提高太多，而且目前商用车的加工厂普遍存在设备较为低端，仅适合于普通低强度钢的加工，对高强钢的加工没有太多经验且现有模具不适合高强钢的加工和使用。因此，无论从对高强钢使用的需求意愿，还是其自身的加工能力以及价格承受等方面都使得商用车的高强减薄和轻量化过程进展缓慢。商用车的轻量化也必将是未来的一种发展趋势。因此，开发性能优异的高强钢将是未来的发展趋势。

[0003] 目前，抗拉强度在980MPa以上级别高强钢的成分设计主要采用低碳加微合金元素，在工艺上采用在线或离线淬火加低温回火处理的方法。通常情况下，淬火+低温回火之后钢板的性能表现为屈服强度与抗拉强度比值较高，通常在0.90以上甚至接近1.0，而延伸率根据大生产的实际数据统计通常在13±1％，而用户目前的需求是在保持抗拉980MPa以上的基础上将延伸率提高至14％以上。若将这类热轧超高强钢应用在汽车底盘等相对复杂的汽车结构件上，还需要钢板具有良好的扩孔性能。这对传统的淬火加低温回火马氏体组织来说几乎是不可能实现的。这是因为，如果钢种的成分和工艺设计思路不变的话，其最终的力学性能难以有较大的提高。从国内外的文献资料来看，尚无980MPa级热轧高强度高塑性和高扩孔性能的超高强钢，更无大生产的产品面世。

发明内容

[0004] 本发明的目的在于提供一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法，该热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄和复杂成形的部件。

[0005] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：

[0006] 本发明加入较高含量的Ti以保证在热轧卷取阶段在铁素体中析出大量弥散细小的纳米碳化物，起到强烈的弥散析出强化效果；加入微量的Nb主要目的是在精轧阶段细化奥氏体晶粒；除了采用TiC纳米粒子析出强化外，还加入微合金元素V与C在贝氏体铁素体中形成纳米VC进一步提高钢的析出强化效果。热轧过程中在终轧结束后应以较高的冷速使带钢快速冷却至合适的卷取温度，使带钢获得由粒状贝氏体和马氏体为主的组织，从而获得980MPa级高强度高塑性和高扩孔钢。

[0007] 具体的，本发明的一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢，其化学成分重量百分比为：C：0.05～0.10％，Si：0.1～0.8％，Mn：1.5～2.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.08％，N≤0.005％，Ti：0.05～0.15％，Nb：0.02～0.06％，Cr：0.1～1.0％，V：
0.01～0.10％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.15％≤Nb+Ti+V≤0.25％，0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。

[0008] 优选的，所述热轧高强度高扩孔钢的化学成分中：Mn：1.8～2.2％，以重量百分比计。

[0009] 进一步，所述热轧高强度高扩孔钢的微观组织为粒状贝氏体+马氏体，其中，贝氏体铁素体中存在纳米级碳化物，贝氏体的晶粒尺寸≤5μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。

[0010] 再，所述热轧高强度高扩孔钢的微观组织中粒状贝氏体所占体积分数为70～85％，马氏体所占体积分数为15～30％。

[0011] 本发明所述热轧高强度高扩孔钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％。

[0012] 在本发明钢的成分设计中：

[0013] 碳：碳是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。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。本发明为了获得抗拉强度达980MPa级的超高强钢，须控制贝氏体晶粒尺寸，通常应控制在≤5μm。此外，还需依靠细小的纳米析出相的强烈析出强化作用。钢中碳的含量至少在0.05％以上，否则强度难以达到980MPa级；同时碳的含量也不能太高(≤0.1％)，否则在热轧高温卷取过程中容易形成珠光体类型的组织，降低了卷取后贝氏体中所形成的纳米析出相的数量，从而降低析出强化效果。

[0014] 本发明中碳的加入量与Ti和V的加入量密切相关，Ti、V和N的含量需控制在一定的范围内，保证形成足够数量的纳米析出强化相(尺寸≤10nm)。这些纳米粒子在高温卷取后的缓慢冷却过程中可有效的抑制贝氏体铁素体晶粒长大，同时起到析出强化效果。因此，碳的含量必须控制在0.10％以下，且Ti、V和N的含量之间满足下式，即0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。综上，本发明钢中碳含量应控制在0.05～0.10％。

[0015] 硅：硅也是钢中的基本元素，但在本发明中，硅并不是一个关键元素，其在炼钢过程起到部分脱氧的作用。硅在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大轧制工艺窗口；同时硅还有较强的固溶强化效果。但硅加入钢中后容易在轧制后的钢板表面形成不均匀分布的红铁皮，这些红铁皮在随后的酸洗过程中难以彻底去除。虽然带有红铁皮的钢板在后续的加工过程中对性能没有不良影响，但在构件的涂漆过程中，由于钢板表面红铁皮去除不彻底，涂漆之后构件表面容易产生色差，影响美观。此外，Si含量高于0.8％，对钢板的焊接性能不利，故本发明钢中Si含量控制在0.1～0.8％。

[0016] 锰：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。众所周知，锰是扩大奥氏体相区的重要元素，可以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。在本发明中，为保证钢板的强度，锰含量应控制在1.5％以上，锰含量过低，过冷奥氏体不够稳定，容易转变为珠光体类型的组织；同时，锰的含量一般也不宜超过2.5％，炼钢时容易发生Mn偏析，同时板坯连铸时易发生热裂。因此，钢中锰Mn的含量控制在1.5～2.5％，优选范围在1.8～2.2％之间。

[0017] 磷：磷是钢中的杂质元素。磷极易偏聚到晶界上，钢中磷的含量较高(≥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0.015％以内较好且不提高炼钢成本。

[0018] 硫：硫是钢中的杂质元素。钢中的硫通常与锰结合形成MnS夹杂，尤其是当硫和的含量均较高时，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，降低钢板的横向拉伸性能。故钢中硫含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。

[0019] 铝：铝是钢中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。铝在本发明中的基本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中铝含量一般不低于0.02％；同时，若铝含量若超过0.08％，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中铝含量的控制水平，将钢中铝含量控制在0.02～0.08％即可。

[0020] 氮：氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素，通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中氮的残余含量通常≤0.005％。这些固溶或游离的氮元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的锯齿裂缺陷。本发明中通过添加强碳化物或氮化物形成元素Ti，形成稳定的TiN从而固定氮原子。因此，氮的含量控制在0.005％以内且越低越好。

[0021] 钛：钛是本发明中的重要元素之一。钛与钢中C、N原子有很强的结合力。本发明的成分设计思路主要是想获得细小弥散的纳米碳化物而不是氮化物。钛与氮的结合力大于钛与碳之间的结合力，为了尽量减少钢中TiN的形成量，钢中氮的含量应控制得越低越好。加入较高含量的钛主要目的是为了在奥氏体向贝氏体转变过程中，在贝氏体铁素体中形成更多的纳米级碳化物。类似地，加入适量的钒主要目的也是在贝氏体铁素体中形成更多的纳米碳化钒粒子，进一步提高弥散强化的效果。

[0022] 如上所述，本发明中关键元素碳、钛和钒应满足一定的关系才能获得高强度高塑性微观组织。经过大量试验证实，碳与钛、钒含量须满足一定的关系即0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％，否则钢中形成的纳米级碳化物不能最大程度发挥弥散析出强化效果或者钢中可能出现少量珠光体组织，使得钢板的强度难以达到980MPa的高强度。纳米级碳化物的最佳析出温度主要与钛和钒的含量密切相关。经过理论计算和试验证实，在高温卷取温度范围内(500～600℃)，钛可发挥最佳析出强化效果的含量范围在0.05～
0.15％之间。

[0023] 钒：钒是本发明中的关键元素之一。钒的碳氮化物在奥氏体中的固溶度较大而通常在铁素体中析出。采用低碳高Ti钢所能达到的最高抗拉强度只有800MPa左右，若要继续提高纳米析出强化钢的强度需要提高碳含量，但，碳含量增加带来的结果是高温卷取时组织中出现带状珠光体，对扩孔性能不利；钒也是一种强碳化物形成元素，加入适量钒可在贝氏体铁素体中形成细小的纳米VC，进一步起到析出强化效果，而且还避免了高温卷取时珠光体的形成。根据理论分析和试验研究结果，钒的含量应控制在0.01～0.10％范围内，且与Ti、N应满足一定的关系即0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。

[0024] 铬：铬是本发明中的重要元素之一。纳米析出强化型细晶粒钢的性能特点之一是屈强比高，通常屈强比在0.90以上甚至接近1.0，而铬通过固溶强化一方面可以适当降低屈服强度，同时可略微提高抗拉强度。本发明中加入少量铬元素的目的主要是利用其降低屈服强度的作用，其降低屈服强度的作用在含量达到1.0％时饱和，故将铬含量控制在0.10～1.0％之间。

[0025] 氧：是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过铝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，将钢中氧含量控制在30ppm以内即可。

[0026] 本发明所述980MPa级热轧高强度高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：

[0027] 1)冶炼、铸造

[0028] 按上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；

[0029] 2)铸坯或铸锭加热

[0030] 加热温度≥1230℃，加热时间1～2小时；

[0031] 3)热轧+冷却+卷取

[0032] 开轧温度为1080～1200℃，在1000℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至500～600℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。

[0033] 本发明的制造工艺设计的理由如下：

[0034] 在轧制工艺设计上，为了配合高Ti的成分设计，钢坯的加热温度必须足够高(≥1230℃)以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中；在粗轧和精轧阶段，轧制过程的节奏应尽量快速完成，避免在粗轧和精轧阶段过多Ti的碳氮化物析出。在终轧结束后应以较高冷速(≥100℃/s)快速水冷至卷取温度。这是因为，轧制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在很短时间内完成再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后的冷却过程发生贝氏体相变时，形成的贝氏体铁素体晶粒较为粗大，通常在5～20μm之间，对钢板的强度不利。本发明钢板的微观组织设计思路为粒状贝氏体、马氏体和纳米级碳化物为主的微观组织。

[0035] 钢板的高强度来自两方面：一是纳米析出强化，二是细小的贝氏体组织。根据经典的Orowan机制，纳米级碳化物对强度的贡献大约在200～400MPa之间。因此，仅有纳米析出强化远远不够，钢板的高强度还必须来自于细小的贝氏体组织。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力较大。因此，带钢终轧后的冷却速度应足够快(≥100℃/s)，避免在连续冷却过程中形成铁素体，而应是在带钢卷取之后缓慢冷却的过程中形成粒状贝氏体、马氏体和纳米级碳化物。

[0036] 对于高Ti析出强化类型的高强钢而言，加热温度是一个很重要的工艺参数。与普通高强钢相比，高Ti钢更高的加热温度(≥1230℃)主要目的是在加热的板坯中固溶尽可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶温度通常很高(≥1300℃)，在炼钢或连铸以及轧制过程的不同阶段均会析出，这就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低。因此，必须保证高的加热温度才有可能在最终卷取过程中获得更多的纳米级碳化物，故本发明要求钢板的最低加热温度必须≥1230℃；加热温度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可承受的温度为限，通常≤1300℃。

[0037] 对于高Ti钢而言，板坯的加热时间相对于加热温度而言，其影响要小得多。理论上而言，只要加热温度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解温度，其溶解速度较快。故在这一阶段，加热时间主要是以保证板坯能够均匀的烧透为主要目标。当然，加热时间也不能太长，否则高温未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，这些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中板坯在加热炉中发生断坯现象。因此，根据板坯厚度不同，加热温度通常控制在1～2小时即可。

[0038] 板坯出炉开始轧制时应保持较快的节奏进行轧制，以尽量减少在粗轧和精轧阶段Ti的析出。这是因为在粗轧尤其是精轧处于奥氏体区，在此温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十纳米，对最终的析出强化效果不大。因此，粗轧和精轧阶段应尽快完成以保留更多的Ti原子在卷取过程中析出。

[0039] 本发明通过巧妙合理的成分设计，同时配合现有的热连轧工艺即可获得强度、塑性和扩孔性能优异的980MPa级纳米析出强化超高强钢。本发明钢板的组织为粒状贝氏体、马氏体以及纳米级碳化物，贝氏体晶粒尺寸≤5μm。在抗拉强度达到980MPa高强度的同时，该钢板具有≥15％的高延伸率。在成分设计上，高Ti含量的添加主要目的是为了在带钢卷取过程中析出弥散细小的纳米级碳化物，起到强烈的析出强化效果；加入一定量的V则是为了进一步增加纳米析出相的数量，起到更强的弥散强化效果；而碳含量的设计一方面要保证强度，同时也要与Ti和V的含量相配合，通过试验研究，Nb、Ti、V的含量需满足0.15％≤Nb+Ti+V≤0.25％；同时，N、Ti和V的含量必须满足如下关系：0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。只有满足上述关系，同时配合所要求的轧制工艺，最终获得铁素体、粒状贝氏体和马奥组元为主的微观组织，才能获得这种高强度高塑性和高扩孔性的先进高强钢。

[0040] 本发明的有益效果：

[0041] (1)本发明在采用相对经济的成分设计，同时配合现有的热连轧产线就可以生产出具有超高强度和高延伸率的纳米析出强化型高强度高塑性和高扩孔性钢板。

[0042] (2)本发明制造出屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％，且厚度≤6mm的热轧高强度高扩孔钢板，该钢板的延伸率比目前相同级别的高强钢明显改善，同时具有50％以上的高扩孔率，满足了用户对高强度高延伸率钢的需求，可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄和复杂成形的部件，具有良好的应用前景。

附图说明

[0043] 图1为本发明实施例1钢的典型金相照片。

[0044] 图2为本发明实施例3钢的典型金相照片。

[0045] 图3为本发明实施例5钢的典型金相照片。

具体实施方式

[0046] 下面结合实施例对本发明做进一步说明。

[0047] 表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的制造工艺参数，表3为本发明实施例钢的性能。

[0048] 本发明实施例工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯或铸锭→钢坯(锭)加热→热轧+轧后冷却→钢卷，其中关键工艺参数参见表2。

[0049] 图1-图3分别为实施例1、3、5试验钢的典型金相照片。从图1-图3可以看出，本发明钢板的显微组织为钢板的显微组织全部为细小的贝氏体以及少量的马氏体(纳米级碳化物从金相照片上无法分辨)，正是由于这些细小贝氏体和大量纳米级碳化物赋予钢板超高强度和良好的塑性。

[0050] 从表3可知，本发明可制造出980MPa级热轧高强度高扩孔钢，该钢的屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配。

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