提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法

摘要

本发明提供了一种提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法，是利用现有1000MPa级双相钢的冷轧基料，采用两相区加热，分三段冷却模式，获得金相图中面积分数为35-45%的多边形铁素体、30-40%的板条上贝氏体和10-25%的马氏体的组织。该组织类型板条上贝氏体作为铁素体与马氏体的中间缓冲相，在局部翻边时可以缓冲铁素体和马氏体的硬度差异导致的相界面早期开裂。本发明提供的一种提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法，获得的1000MPa级高强钢的力学性能为：抗拉强度大于1000MPa，屈强比0.7-0.9，80标距延伸率大于10%，扩孔率大于50%。

说明书

技术领域

本发明属于钢铁冶炼加工技术领域，特别涉及一种提高1000MPa级高 强钢屈强比和扩孔性的生产方法。

背景技术

要获得高屈服强度的1000MPa级冷轧连续退火超高强度钢，如果仅仅考虑 铁素体与刚性珠光体混合组织难以满足强度需求，以Nb添加的低合金高强钢 为代表，屈服强度大于500MPa，抗拉强度级别达到600MPa以上，延伸率就显 著恶化。引入马氏体作相强化对于提高抗拉强度具有显著作用，因此以铁素 体马氏体为主的双相钢得到广泛研究和应用，但是这类钢具有极低的屈强比， 在确保1000MPa级的抗拉强度情况下，屈服强度很难达到800MPa以上，对于某 些冲压变形小的零件，难以到达使用状态的高刚度。虽然通过退火后进行平 整预屈服可显著提高屈服强度，但是并未改变其基本组织结构，在进行自由 边界条件加工的翻边或扩孔工序时，材料容易早期开裂。采用马氏体钢虽然 可以解决上述问题，但是国内广泛的连续退火生产线，稳定加热温度一般都 小于850℃，难以实现带钢的完全奥氏体化，后续也无水淬冷却确保马氏体组 织完全转变。

发明内容

本发明所要解决的技术问题是提供一种通过改进退火工艺实现组织调 节以提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法。

为解决上述技术问题，本发明提供了一种提高1000MPa级高强钢屈强比和 扩孔性的生产方法，包括如下步骤：

1）以质量百分比计，钢的化学成分为：0.15≤C≤0.25；1.0≤Si≤2.0； 1.5≤Mn≤2.5；P≤0.015%；S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为 Fe及不可避免杂质，将上述成分的钢进行脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连 铸得到连铸坯；

2）将连铸坯加热至1100～1300℃，保温1h-3h，进行热轧，终轧温度 控制在820～920℃，并在560～700℃的温度下卷取，得热轧钢卷；

3）将热轧钢卷开卷酸洗后冷轧，冷轧压下率控制在40%-80%，得冷轧 钢板；

4）将冷轧钢板在辐射式加热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火， 得到屈强比和扩孔性高的高强钢，退火方式为：

冷轧钢板经1-5℃/s的速度加热到800-820℃的铁素奥氏体两相区温度后 均热，均热时间为100-300s，产线最高稳定加热温度为840℃；

冷轧钢板分为三段冷却：

第一冷却段以7-9℃/s的速度缓慢冷却到450-500℃，使得部分奥氏体转 化为铁素体，从而实现未转变奥氏体的合金浓度富集；

第二冷却段以8-12℃/s的速度冷却到390-440℃；

第三冷却段以40-50℃/s速度快速冷却到250-300℃/s，确保马氏体形成；

在250-300℃温度范围内，过时效处理300-600s，以改善快冷内应力；

以小于10℃/s的速度终冷到160℃；

最后进入水淬槽冷却到室温。

5）进行平整获得一定表面粗糙度，平整延伸率为0.3%-0.5%。

本发明提供的一种提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法，得 到的1000MPa级高强钢的金相显微组织以面积百分比计为：多边形铁素体 35-45%，板条上贝氏体30-40%和马氏体岛10-25%。该组织类型板条上贝氏体 作为铁素体与马氏体的中间缓冲相，在局部翻边时可以缓冲铁素体马氏体硬 度巨大差异导致的相界面早期开裂。

本发明提供的一种提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方 法，基于传统辐射式加热，采用喷气式冷却的连续退火产线，在1000MPa 级双相钢基础上改进退火工艺实现组织改进调节，将退火工艺的冷却段分 为三段：即第一冷却段、第二冷却段和第三冷却段，提高原1000MPa级双 相钢的屈强比和扩孔性能，得到的1000MPa级高强钢的抗拉强度 1000-1100MPa，屈强比0.7-0.9，80标距延伸率大于10%，扩孔率大于50%。

附图说明

图1为本发明实施例提供的提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产 方法的退火工艺与传统退火工艺的曲线对比。

图2为对比例获得的1000MPa级高强钢的金相显微组织图。

图3为本发明实施例1提供的提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生 产方法获得的1000MPa级高强钢的金相显微组织图。

具体实施方式

本发明实施例提供的一种提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产 方法，包括如下步骤：

1）以质量百分比计，将化学成分为：0.15≤C≤0.25；1.0≤Si≤2.0； 1.5≤Mn≤2.5；P≤0.015%；S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为 Fe及不可避免杂质的钢进行脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸得到连铸坯；

2）将连铸坯加热至1100～1300℃，保温1h-3h，进行热轧，终轧温度 控制在820～920℃，并在560～700℃的温度下卷取，得热轧钢卷；

3）将热轧钢卷开卷酸洗后冷轧，冷轧压下率控制在40%-80%，得冷轧 钢板；

4）将冷轧钢板在辐射式加热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火， 得到屈强比和扩孔性高的高强钢，其退火方式及相关参数为：

冷轧钢板经1-5℃/s的速度加热到800-820℃的铁素奥氏体两相区温度后 均热，均热时间为100-300s，产线最高稳定加热温度为840℃；

第一冷却段以7-9℃/s的速度缓慢冷却到450-500℃，使得部分奥氏体转 化为铁素体，从而实现未转变奥氏体的合金浓度富集；

第二冷却段以8-12℃/s的速度冷却到390-440℃；

第三冷却段以40-50℃/s速度快速冷却到250-300℃/s，确保马氏体形成；

在250-300℃温度范围内，过时效处理300-600s，以改善快冷内应力；

以小于10℃/s的速度终冷到160℃；

最后进入水淬槽冷却到室温。

5）进行平整获得一定表面粗糙度，平整延伸率为0.3%-0.5%。

参见图1中的实线所示，传统的生产1000MPa级高强钢的退火方式为：

以1-5℃/s的加热速度加热到两相区温度后均热，均热温度在800-820℃， 均热时间为100-300s，产线最高稳定加热温度840℃；

以1-4℃/s缓慢冷却，缓慢冷却结束温度为650-680℃，使得部分奥氏体 转化为铁素体，从而实现未转变奥氏体的合金浓度富集；

以20-40℃/s快速冷却到250-300℃，确保马氏体形成；

在250-300℃过时效处理300-600s，以改善快冷内应力。

通过传统的退火方式生产出1000MPa级高强钢的金相显微组织，具有多边 形铁素体（金相图中面积分数65-75%）与淬硬马氏体岛（金相图中面积分数 25-35%）的组织。生产出1000MPa级高强钢的屈强比和扩孔性较低。

参见图1中的虚线所示，本发明提供的一种提高1000MPa级高强钢屈强比 和扩孔性的生产方法中的退火工艺具有如下特点：

加热及均热与传统生产1000MPa级高强钢的退火方式的退火参数一致。但 冷却分为三段：

将传统生产1000MPa级高强钢的退火方式中的缓慢冷却段作为第一冷却 段，但是冷却终点温度降低为450-500℃，冷却速度为7-9℃/s；

将传统生产1000MPa级高强钢的退火方式的快速冷却段被分为两段，作为 本发明的第二冷却段和第三冷却段，其第二冷却段的终点温度为390-440℃， 冷却速度为8-12℃/s；其第三冷却段的终点温度为250-300℃/s，冷却速度为 40-50℃/s。

在250-300℃过时效处理300-600s，以改善快冷内应力。

以小于10℃/s的速度终冷到160℃；

最后进入水淬槽冷却到室温。

本发明提供的一种提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法，得 到的1000MPa级高强钢的金相显微组织，具有多边形铁素体（金相图中面积分 数35-45%），板条上贝氏体（金相图中面积分数30-40%）和马氏体岛（金相 图中面积分数10-25%）的组织。该组织类型板条上贝氏体作为铁素体与马氏 体的中间缓冲相，在局部翻边时可以缓冲铁素体与马氏体硬度的巨大差异导 致的相界面早期开裂。

对比例

将成分满足：0.15≤C≤0.25；1.0≤Si≤2.0；1.5≤Mn≤2.5；P≤0.015%； S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到的冷轧板厚度2.0mm，最后按照传统连续退火 工艺对冷轧板退火，退火的相关工艺参数见表1。

表1

参见图2，按照传统的退火方式生产出的1000MPa级高强钢的金相显微 组织为铁素体和马氏体的混合组织。铁素体晶粒（灰黑色）的面积百分数 为68%，马氏体（亮白色）的面积百分数为32%，见表5。生产出的1000MPa 级高强钢的力学性能见表6。

实施例1

将成分满足：0.15≤C≤0.25；1.0≤Si≤2.0；1.5≤Mn≤2.5；P≤0.015%； S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到冷轧板厚度2.0mm，最后冷轧钢板在辐射式加 热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火，退火的相关工艺参数见表2。

表2

参见图3，本发明实施例得到1000MPa级高强钢的金相显微组织是具有 多边形铁素体、板条上贝氏体和马氏体的混合组织。在其金相图中，以面 积百分数计：铁素体晶粒（灰黑色）的显微组织为42%，板条贝氏体（板 条黑白相间）的显微组织为37%，马氏体（亮白色块）的显微组织为21%， 见表5。得到1000MPa级高强钢的力学性能参数见表6。

实施例2

将成分满足：0.15≤C≤0.25；1.0≤Si≤2.0；1.5≤Mn≤2.5；P≤0.015%； S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到冷轧板厚度2.0mm，最后冷轧钢板在辐射式加 热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火，退火的相关工艺参数见表3。

表3

本发明实施例得到1000MPa级高强钢的金相显微组织是具有多边形铁 素体、板条上贝氏体和马氏体的混合组织。在其金相图中，铁素体晶粒、 板条贝氏体和马氏体岛的显微组织所占面积百分数见表5。得到1000MPa 级高强钢的力学性能参数见表6。

实施例3

将成分满足：0.15≤C≤0.25；1.0≤Si≤2.0；1.5≤Mn≤2.5；P≤0.015%； S≤0.015%；Alt≥0.015%；N≤0.005%；余量为Fe及不可避免杂质的钢，经过 脱硫、转炉吹炼、RH真空精炼、连铸、热轧、卷取等工艺进行冶炼，其中， 连铸坯加热温度1300℃，保温3h，终轧温度920℃，卷取温度680℃，得到热 轧板厚度4.5mm。然后冷轧得到冷轧板厚度2.0mm，最后冷轧钢板在辐射式加 热、喷气式冷却的连续退火产线中连续退火，退火的相关工艺参数见表4。

表4

本发明实施例得到1000MPa级高强钢的金相显微组织是具有多边形铁 素体、板条上贝氏体和马氏体的混合组织。在其金相图中，铁素体晶粒、 板条贝氏体和马氏体岛的显微组织所占面积百分数见表5。得到1000MPa 级高强钢的力学性能参数见表6。

表5

  铁素体 上贝氏体 马氏体 对比例 68% 0 32% 实施例1 42% 37% 21% 实施例2 45% 30% 25% 实施例3 38% 40% 22%

表6

从表5可以看出，本发明提供的一种提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔 性的生产方法，得到的1000MPa级高强钢的金相显微组织是具有多边形铁素 体、板条上贝氏体和马氏体的混合组织。该组织类型板条上贝氏体作为铁素 体与马氏体的中间缓冲相，在局部翻边时可以缓冲铁素体马氏体硬度巨大差 异导致的相界面早期开裂。

从表6可以看出，本发明实施例提供的一种提高1000MPa级高强钢屈 强比和扩孔性的生产方法，生产出来的1000MPa级高强钢具有较高的屈强 比和扩孔性。抗拉强度大于1000MPa，屈强比0.7-0.9，80标距延伸率大 于10%，扩孔率大于50%，能够满足工业生产用钢的要求。

最后所应说明的是，以上具体实施方式仅用以说明本发明的技术方案 而非限制，尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人 员应当理解，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离 本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。