一种超高强马氏体钢及其制备方法、应用转让专利
申请号 : CN202010520562.4
文献号 : CN111519109B
文献日 : 2021-06-15
发明人 : 惠亚军 , 李飞 , 刘锟 , 许克好 , 李秋寒 , 陈斌 , 田志红 , 崔阳 , 肖宝亮 , 潘辉 , 牛涛 , 杜倩 , 李晓林 , 张大伟
申请人 : 首钢集团有限公司
摘要 :
本发明涉及一种超高强马氏体钢及其制备方法、应用，属于钢铁冶炼及轧制技术领域，本发明提供的超高强马氏体钢由如下质量分数的化学元素组成：C：0.20‑0.25％，Si：0.40‑0.60％，Mn：2.0‑2.5％，P：≤0.015％，S：≤0.005％，Al：0.025‑0.040％，Cr：0.55‑0.75％，Ti：0.03‑0.06％，其余为Fe及不可避免的杂质。该超高强马氏体钢，采用高C‑高Mn‑高Cr‑Ti微合金化的成分体系，配以适宜的热轧工艺、连续退火工艺，可实现在传统高氢气体冷却的连退产线生产0.7‑2.0mm、具有优良冷成形性能车厢板用马氏体钢，屈服强度超过1200MPa以上，抗拉强度超过1280MPa，并且具有优良的板形质量与表面质量，能满足180°折弯不开裂。
权利要求 :
1.一种超高强马氏体钢，其特征在于，所述马氏体钢由如下质量分数的化学元素组成：C：0.20‑0.25％，Si：0.40‑0.60％，Mn：2.0‑2.5％，P：≤0.015％，S：≤0.005％，Al：
0.025‑0.040％，Cr：0.55‑0.75％，Ti：0.03‑0.06％，其余为Fe及不可避免的杂质, 所述超高强马氏体钢包括如下体积分数的金相组织：马氏体≥95％，且屈服强度大于1200MPa，抗拉强度大于1280MPa，延伸率均大于3.0％，其依次采用如下工艺制备获得：冶炼、板坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火和平整，所述热轧包括精轧阶段，所述精轧阶段的终轧温度为
830‑890℃，所述酸洗和冷轧包括去铁皮和冷轧，所述冷轧压下率为55‑65％，所述连续退火中，退火温度为910‑960℃，所述连续退火包括缓冷段和快冷段，所述缓冷段出口温度为
800‑840℃，所述快冷段冷速≥50℃/s，所述快冷段出口温度为270‑320℃，所述快冷段过时效温度为220‑270℃。
2.根据权利要求1所述的一种超高强马氏体钢，其特征在于，所述马氏体钢由如下质量分数的化学元素组成：
C：0.21‑0.24％，Si：0.40‑0.50％，Mn：2.1‑2.4％，P：≤0.015％，S：≤0.005％，Al：
0.025‑0.040％，Cr：0.6‑0.7％，Ti：0.04‑0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1所述的一种超高强马氏体钢，其特征在于，所述板坯加热中，加热温度为1200‑1260℃，保温时间为1.0‑1.5h。
4.根据权利要求1所述的一种超高强马氏体钢，其特征在于，所述热轧工序后包括卷取，所述卷取中，采用U形模式，卷取温度为680‑720℃。
5.根据权利要求1所述的一种超高强马氏体钢，其特征在于，所述平整中，平整延伸率为0.2‑0.3％。
6.一种超高强马氏体钢的应用，其特征在于，将权利要求1或2所述的超高强马氏体钢应用于车厢。
说明书 :
一种超高强马氏体钢及其制备方法、应用
技术领域
[0001] 本发明涉及钢铁冶炼及轧制技术领域，特别涉及一种超高强马氏体钢及其制备方法、应用。
背景技术
[0002] 随着国家治理超载超限力度的加大，GB1589等标准法规的修订完善，各项政策相继出台，尤其是央视焦点访淡曝光了“轻卡不轻”的问题，整个商用车行业均在进行轻量化。
目前改装车车厢主要应用1.5mm～4.0mm厚的500MPa～700MPa级的热轧高强钢，轻卡车厢主
要使用1.5mm～3.0mm的235MPa～500MPa级热轧板。为了减轻车身自重，增加整车拉货能力，
提高企业竞争力，改装车和轻卡企业迫切要求进行轻量化设计，为此开发 1.5mm以下厚度
的超高强车厢用钢意义重大。
目前改装车车厢主要应用1.5mm～4.0mm厚的500MPa～700MPa级的热轧高强钢，轻卡车厢主
要使用1.5mm～3.0mm的235MPa～500MPa级热轧板。为了减轻车身自重，增加整车拉货能力，
提高企业竞争力，改装车和轻卡企业迫切要求进行轻量化设计，为此开发 1.5mm以下厚度
的超高强车厢用钢意义重大。
[0003] 国内已有部分生产企业为此开发了冷轧马氏体钢，如专利CN 106591712 A公布了一种超高强钢板及其生产方法，产品抗拉强度达到950MPa，屈服强度达到750MPa，但是该强
度仍然无法满足使用要求，由于强度减薄极易出现凹坑缺陷，需要进一步提高材料的屈服
强度，提高抗凹坑能力。
度仍然无法满足使用要求，由于强度减薄极易出现凹坑缺陷，需要进一步提高材料的屈服
强度，提高抗凹坑能力。
[0004] 目前，宝钢生产的马氏体钢的强度最高达到了抗拉1200MPa，主要用于乘用车的加强件，但存在合金添加量大，价格较高的弊端。因此，本领域继续一种，开发了一种具有优异
经济性、屈服强度超过1200MPa的车厢用钢。
经济性、屈服强度超过1200MPa的车厢用钢。
发明内容
[0005] 鉴于上述问题，提出了本发明以便提供一种克服上述问题或者至少部分地解决上述问题的一种超高强马氏体钢及其制备方法、应用。
[0006] 本发明实施例提供一种超高强马氏体钢，所述马氏体钢由如下质量分数的化学元素组成：
[0007] C：0.20‑0.25％，Si：0.40‑0.60％，Mn：2.0‑2.5％，P：≤0.015％，S：≤0.005％， Al：0.025‑0.040％，Cr：0.55‑0.75％，Ti：0.03‑0.06％，其余为Fe及不可避免的杂质。
[0008] 可选的，所述马氏体钢由如下质量分数的化学元素组成：
[0009] C：0.21‑0.24％，Si：0.40‑0.50％，Mn：2.1‑2.4％，P：≤0.015％，S：≤0.005％， Al：0.025‑0.040％，Cr：0.6‑0.7％，Ti：0.04‑0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。
[0010] 基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种超高强马氏体钢的制备方法，用于制备上述超高强马氏体钢，所述方法依次包括：
[0011] 冶炼、板坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火和平整。
[0012] 可选的，所述板坯加热中，加热温度为1200‑1260℃，保温时间为1.0‑1.5h。
[0013] 可选的，所述热轧包括精轧阶段，所述精轧阶段的终轧温度为830‑890℃。
[0014] 可选的，所述卷取中，采用U形模式，卷取温度为680‑720℃。
[0015] 可选的，所述酸轧包括去铁皮和冷轧，所述冷轧压下率为55‑65％。
[0016] 可选的，所述连续退火中，退火温度为910℃～960℃，所述连续退火包括缓冷段和快冷段，所述缓冷段出口温度为800‑840℃，所述快冷段冷速≥50℃/s，所述快冷段出口温
度为270‑320℃，所述快冷段过时效温度为220‑270℃。
度为270‑320℃，所述快冷段过时效温度为220‑270℃。
[0017] 可选的，所述平整中，平整延伸率为0.2‑0.3％。
[0018] 基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种超高强马氏体钢的应用，将上述超高强马氏体钢应用于车厢。
[0019] 本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
[0020] 本发明实施例中提供的超高强马氏体钢，采用高C‑高Mn‑高Cr‑Ti微合金化的成分体系，配以适宜的热轧工艺、连续退火工艺，可实现在传统高氢气体冷却的连退产线生产
0.7‑2.0mm、具有优良冷成形性能车厢板用马氏体钢，屈服强度超过1200MPa以上，抗拉强度
超过1280MPa，并且具有优良的板形质量与表面质量，能满足180°折弯不开裂。
0.7‑2.0mm、具有优良冷成形性能车厢板用马氏体钢，屈服强度超过1200MPa以上，抗拉强度
超过1280MPa，并且具有优良的板形质量与表面质量，能满足180°折弯不开裂。
附图说明
[0021] 为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本
领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的
附图。
领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的
附图。
[0022] 图1是本发明实施例1中超高强马氏体钢的金相组织图。
具体实施方式
[0023] 下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明
本发明，而非限制本发明。
本发明，而非限制本发明。
[0024] 在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领
域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
[0025] 除非另有特别说明，本发明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。
[0026] 本申请实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
[0027] 本申请提供一种本发明实施例提供一种超高强马氏体钢，所述马氏体钢由如下质量分数的化学元素组成：
[0028] C：0.20‑0.25％，Si：0.40‑0.60％，Mn：2.0‑2.5％，P：≤0.015％，S：≤0.005％， Al：0.025‑0.040％，Cr：0.55‑0.75％，Ti：0.03‑0.06％，其余为Fe及不可避免的杂质。
[0029] 作为可选的一个实施方式，所述马氏体钢由如下质量分数的化学元素组成：
[0030] C：0.21‑0.24％，Si：0.40‑0.50％，Mn：2.1‑2.4％，P：≤0.015％，S：≤0.005％， AI：0.025‑0.040％，Cr：0.6‑0.7％，Ti：0.04‑0.05％，其余为Fe及不可避免的杂质。
[0031] 上述化学元素的设计原理为：
[0032] C：C是钢中最经济的强化元素之一，可有效提高钢的淬透性，决定连续退火后钢中马氏体含量。为了获得超过12000MPa级的马氏体钢，C含量不能太低，否则影响马氏体强度；
但当C含量太高，钢的焊接性能与成形性能将恶化，无法满足冷成形性能要求。因此，综合考
虑，本发明钢中C含量控制在0.20‑0.25％，进一步地，可优选0.21‑0.24％。
但当C含量太高，钢的焊接性能与成形性能将恶化，无法满足冷成形性能要求。因此，综合考
虑，本发明钢中C含量控制在0.20‑0.25％，进一步地，可优选0.21‑0.24％。
[0033] Si：Si是一种固溶强化元素，可以提高淬透性，有利于得到细小分布均匀的马氏体。 Si含量过低固溶强化效果不好，影响淬透性。Si含量过高影响焊接性与表面质量。因
此，综合考虑材料的强度、焊接性、表面质量，本发明钢中Si含量控制在0.40‑0.60％。
此，综合考虑材料的强度、焊接性、表面质量，本发明钢中Si含量控制在0.40‑0.60％。
[0034] Mn：Mn是固溶强化元素，在临界区加热时固溶于奥氏体中，有利于提高奥氏体的淬透性，有利于获得马氏体组织与提高马氏体的强度，为了实现本发明所需屈服强度≥
1200MPa、抗拉强度≥1280MPa的要求，Mn含量需大于2.0％。但是过高的Mn含量影响焊接性
能与冷成形性能。因此，综合考虑，本发明将Mn的含量设计为2.0％～2.5％，进一步地，可优
选2.1‑2.4％。
1200MPa、抗拉强度≥1280MPa的要求，Mn含量需大于2.0％。但是过高的Mn含量影响焊接性
能与冷成形性能。因此，综合考虑，本发明将Mn的含量设计为2.0％～2.5％，进一步地，可优
选2.1‑2.4％。
[0035] P与S：P和S为钢中杂质元素，P元素易引起钢材的中心偏析，恶化钢材的焊接性与塑韧性；S元素易于Mn元素形成MnS夹杂，降低韧性。因此，综合考虑材料的焊接性与塑韧性，
本发明钢中P含量控制≤0.015％，S含量控制≤0.005％。
本发明钢中P含量控制≤0.015％，S含量控制≤0.005％。
[0036] Al：Al加入钢中主要是为了脱氧。本发明钢种在滚压成形过程中要求较好的冷成形性能，脱氧不净将导致材料的冷成形性能下降，为满足钢板成形性能要求，Al含量应≥
0.025％。但Al含量过高会导致钢中AIN类夹杂物过多，降低材料的延伸率。因此，综合考虑，
本发明的Al含量控制在0.025‑0.04％。
0.025％。但Al含量过高会导致钢中AIN类夹杂物过多，降低材料的延伸率。因此，综合考虑，
本发明的Al含量控制在0.025‑0.04％。
[0037] Cr：Cr元素可以改善连续退火时奥氏体的淬透性，替代昂贵的Mo元素；但Cr元素含量较高时，将显著降低塑韧性。因此，综合考虑，本发明钢中Cr含量控制在0.55‑ 0.75％，进
一步地，优选0.60‑0.70％。
一步地，优选0.60‑0.70％。
[0038] Ti：Ti元素时强碳化物析出强化元素，添加至钢种可以在马氏体基体上析出，增加马氏体的强度。同时Ti元素可以抑制加热中奥氏体晶粒的长大，保持较小的原始奥氏体晶
粒，最终成品的马氏体团较小，有利于提高马氏体的强度。而Ti元素较高时，易引起较大的
TiN析出物，影响冷成形性。因此，综合考虑，本发明钢中Ti元素含量控制在0.03‑ 0.06％，
进一步地，优选0.04‑0.06％。
粒，最终成品的马氏体团较小，有利于提高马氏体的强度。而Ti元素较高时，易引起较大的
TiN析出物，影响冷成形性。因此，综合考虑，本发明钢中Ti元素含量控制在0.03‑ 0.06％，
进一步地，优选0.04‑0.06％。
[0039] 基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种超高强马氏体钢的制备方法，用于制备上述超高强马氏体钢，所述方法依次包括：
[0040] 冶炼、板坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火和平整。
[0041] 作为可选的一个实施方式，所述板坯加热中，加热温度为1200‑1260℃，保温时间为 1.0‑1.5h。
[0042] 作为可选的一个实施方式，所述热轧包括精轧阶段，所述精轧阶段的终轧温度为830‑ 890℃。
[0043] 作为可选的一个实施方式，所述卷取中，采用U形模式，卷取温度为680‑720℃。
[0044] 作为可选的一个实施方式，所述酸轧包括去铁皮和冷轧，所述冷轧压下率为55‑65％。
[0045] 作为可选的一个实施方式，所述连续退火中，退火温度为910℃～960℃，所述连续退火包括缓冷段和快冷段，所述缓冷段出口温度为800‑840℃，所述快冷段冷速≥50℃/s，
所述快冷段出口温度为270‑320℃，所述快冷段过时效温度为220‑270℃。
所述快冷段出口温度为270‑320℃，所述快冷段过时效温度为220‑270℃。
[0046] 作为可选的一个实施方式，所述平整中，平整延伸率为0.2‑0.3％。
[0047] 基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种超高强马氏体钢的应用，将上述超高强马氏体钢应用于改装车、轻卡等车厢，既可以作为平板，也可作为瓦楞板应用
[0048] 进一步的，本发明实施例提供的超高强马氏体钢包括如下体积分数的金相组织：马氏体≥95％。
[0049] 下面将结合实施例、对照例及实验数据对本申请的超高强马氏体钢及其制备方法进行详细说明。
[0050] 如下实施例1‑6和对比例1‑2中制备钢的方法依次包括：
[0051] 冶炼、板坯加热、热轧、酸洗、冷轧、连续退火和平整；
[0052] 其中，各化学元素及其质量分数如表1(wt.％，余量为Fe和其他不可避免的杂质) 所示，制备方法中相关工艺参数如表2所示：
[0053] 表1
[0054]
[0055]
[0056] 表2
[0057]
[0058] 实施例1‑6和对比例1‑2中制得钢的各项力学性能如表3所示。
[0059] 表3
[0060] Rp0.2/MPa Rm/MPa A80/％ 180°冷(d＝2a)实施例1 1225 1280 5.0 合格
实施例2 1232 1295 5.0 合格
实施例3 1238 1318 4.0 合格
实施例4 1230 1311 4.5 合格
实施例5 1240 1320 3.2 合格
实施例6 1254 1335 3.0 合格
对比例1 1056 1090 6.0 合格
对比例2 983 1013 7.5 合格
实施例2 1232 1295 5.0 合格
实施例3 1238 1318 4.0 合格
实施例4 1230 1311 4.5 合格
实施例5 1240 1320 3.2 合格
实施例6 1254 1335 3.0 合格
对比例1 1056 1090 6.0 合格
对比例2 983 1013 7.5 合格
[0061] 从表3可见，本发明实施例提供的超高强冷轧车厢板用钢的屈服强度大于1200Mpa，最高达到了1254MPa；抗拉强度大于 1280MPa，最高达到了1335MPa；延伸率均大于
3.0％，最高可达5.5％；同时，180°d＝2a 冷弯测试均合格。本钢带具有优越的板形和表面
质量，适用于改装车车厢板，该车厢板强度高，质量轻，耐磨性好。
3.0％，最高可达5.5％；同时，180°d＝2a 冷弯测试均合格。本钢带具有优越的板形和表面
质量，适用于改装车车厢板，该车厢板强度高，质量轻，耐磨性好。
[0062] 最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且
还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的
要素。
还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的
要素。
[0063] 尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优
选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
[0064] 显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围
之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。
之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。