一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法

摘要

本发明公开了一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C：0.15～0.25％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.2～2.0，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.5～1.0％，N≤0.006％，Nb：0.02～0.06％，O≤0.003％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质，且满足，1.5％≤Si+Al≤2.5％。本发明采用等温热处理工艺，获得抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其显微组织以贝氏体铁素体和残余奥氏体为主，组织性能均匀，屈服强度≥390MPa，抗拉强度≥800MPa，延伸率>20％，且低温冲击性能优异，-20℃冲击功＞100J。

说明书

技术领域

本发明属于结构钢领域，涉及一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性 钢板及其制造方法，获得的钢板其显微组织以贝氏体铁素体和残余奥氏体 为主，屈服强度≥390MPa，抗拉强度≥800MPa，延伸率>20％，且低温冲击 性能优异，-20℃冲击功＞100J。

背景技术

随着国家对汽车尤其是乘用车行业减排标准的日益严格，各大汽车公 司均越来越多的采用先进高强钢以降低车身重量从而减少碳排放，节约能 源。汽车用钢的发展到目前已经历过三代。第一代汽车用钢主要是高强低 合金钢(HSLA钢)、IF钢、DP钢等，其使用已经十分广泛；第二代汽车用 钢主要是以高锰钢为代表的高强塑积钢，但由于其合金含量高，冶炼难度 大，成本高，目前在推广使用方面进展不大；最近十几年，以淬火-配分钢 (Q&P)，中锰钢等为代表的第三代先进高强钢以其相对低廉的成本和优异 的性能引起了学界和工程界的日益重视，有些先进高强钢已经在汽车领域 得到实际应用。

汽车除了环保节能外，其碰撞安全性是一个非常重要的指标。因此， 先进高强钢的开发除了注重高强度和高塑性之外，还必须格外重视其冲击 韧性的要求。Q&P类的第三代先进高强钢虽然具有高强度和高塑性，但由 于其组织为马氏体和残余奥氏体，其低温冲击韧性相对较差。

如果能够开发出强度、塑性和韧性这三个性能指标都很优异的钢板， 则在汽车结构用钢领域将会有很大的应用潜力。此外，由于这类高强钢采 用在线轧制工艺生产，其组织均匀性与热处理型高强钢相比，性能均匀性 方面较差。与组织类型为马氏体和残余奥氏体的高强钢相比，组织类型为 贝氏体铁素体和残余奥氏体的高强钢，其冲击韧性明显提高；而且，采用 热处理方法和等温转变工艺可以获得组织和性能均匀性更加优异的钢板， 本发明正是在这一背景下提出的。

有关采用热处理工艺获得贝氏体铁素体和残余奥氏体为主的高强钢 专利涉及较少，而且主要是以冷轧高强钢为主，有关热轧高强钢的专利更 少。专利CN101155939A介绍了一种冷轧高强钢，其成分设计较为复杂， 除了C，Si，Mn基本元素之外，还添加了较多的Cu，Ni，Mo，Nb等合 金元素，成本较高。其组织类型主要为贝氏体铁素体、多边形铁素体和少 量残余奥氏体，工艺路径为冷轧连退。而专利JP2012126974A采用等温转 变热处理工艺获得了600MPa级高强钢，其成分设计上添加了较多的Cr 和Mo，而且其碳当量在0.65～0.75比较高的水平上，钢板的焊接性较差。

发明内容

本发明的目的在于提供一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及 其制造方法，获得的钢板具有优异的高强度、高塑性和高韧性匹配，其显 微组织以贝氏体铁素体和残余奥氏体为主，其屈服强度≥390MPa，抗拉强 度≥800MPa，延伸率>20％，且低温冲击性能优异，-20℃冲击功＞100J。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其化学成分重量百分比 为：C：0.15～0.25％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.2～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％， Al：0.5～1.0％，N≤0.006％，Nb：0.02～0.06％，O≤0.003％，其余为Fe以及 其它不可避免的杂质，且满足，1.5％≤Si+Al≤2.5％。

优选的，所述抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板的化学成分中， 以重量百分比计，Si的含量范围为1.3～1.7％；Mn的含量范围为1.4～1.8％； N的含量≤0.004％；Nb的含量范围为0.03～0.05％。

在本发明钢板的成分设计中：

在C-Mn钢的成分基础上，通过提高Si含量，抑制等温转变过程中渗 碳体的析出；提高Al含量加快等温转变过程中碳原子从贝氏体铁素体向 残余奥氏体中扩散，提高残余奥氏体的碳含量，稳定残余奥氏体；加入微 量的Nb元素可以细化热处理过程原始奥氏体的晶粒尺寸，等温转变过程 中可以获得更为细小的贝氏体铁素体板条尺寸，从而提高钢板的塑性和冲 击韧性。

具体的，C：碳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。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。 除了提高钢的强度外，较高的碳含量可在等温处理过程中增加残余奥氏体 的碳含量，提高残余奥氏体的热稳定性。通常，钢的强度越高，延伸率越 低。在本发明中，为了保证热处理时获得抗拉强度800MPa以上的高强度 钢板，钢中的碳含量至少要达到0.15％。较低的碳含量不能保证钢板等温 转变过程中碳从贝氏体铁素体向残余奥氏体中充分扩散，从而影响残余奥 氏体的稳定性。另一方面，钢中的含碳量也不宜过高，若含碳量大于0.25％， 虽然可以保证钢的强度，但组织中容易出现块状马氏体，对钢的冲击韧性 十分不利。因此，既要考虑碳含量对强度的贡献，又要考虑碳含量对残余 奥氏体稳定性以及钢板性能的影响。本发明中比较合适的碳含量应控制在 0.15～0.25％，可保证钢板具有强度、塑性和韧性的良好匹配。

Si：硅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。 Si在一定温度和时间范围内可抑制渗碳体的析出，Si抑制渗碳体析出使得 碳原子从贝氏体铁素体中扩散至残余奥氏体中从而稳定残余奥氏体。此 外，本发明中还添加了较多的Al，Si和Al共同抑制渗碳体析出效果更显 著。Si的含量一般不低于1.0％，否则不能起到抑制渗碳体析出的作用； Si的含量一般也不宜超过2.0％，否则钢板焊接时容易出现热裂，对钢板 的冲击韧性不利，故钢中Si的含量通常控制在1.0～2.0％，优选范围在 1.3～1.7％。

Mn：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，Mn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，Mn含量一般应控制在1.2％以上，Mn含量过低，过 冷奥氏体不稳定，在等温热处理时容易转变为珠光体类型的组织如索氏体 等；同时，Mn的含量一般也不宜超过2.0％，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Mn的含量一般控制在1.2～2.0％， 优选范围在1.4～1.8％。

P：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0.015％以内较好且不提高炼钢成本。

S：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，降低钢板 的横向拉伸性能。故钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控制在 0.005％以内。

Al：铝是本发明中最重要的合金元素之一。Al的基本作用是在炼钢过 程中进行脱氧。此外，Al还可与钢中的N结合形成AlN并细化晶粒，即 Al的“脱氧固氮”作用。除上述作用外，本发明中加入较多的Al的主要目 的：一是提高碳原子从贝氏体铁素体向残余奥氏体的扩散速度，从而提高 残余奥氏体的热稳定性，在室温下获得尽可能多的残余奥氏体；二是Al 与Si的作用部分类似，也可以起到抑制渗碳体析出的作用，Si和Al共同 添加可提高这种抑制作用。钢中Al的含量若低于0.5％，其促进碳原子扩 散的作用较弱；若钢中Al的含量高于1.0％，钢液变得较为粘稠，连铸过 程容易堵塞水口，连铸板坯易出现表面纵裂等缺陷。因此，钢中Al的含 量需控制在合适的范围内，一般控制在0.5～1.0％；此外，为了在较宽的工 艺窗口范围内均可获得最佳的力学性能，Al和Si的添加量还应满足如下 关系式：1.5％≤Si+Al≤2.5％。

N：氮也是钢中不可避免的元素，通常情况下，钢中N的残余含量在 0.002～0.004％之间，这些固溶或游离的N元素可以通过与酸溶Al结合而 固定。为了不提高炼钢成本，N的含量控制在0.006％以内即可，优选范围 为小于0.004％。

Nb：铌是本发明中的重要元素之一。Nb在钢中主要以两种形式存在， 即固溶在钢中或与C，N等元素形成碳氮化物。在热处理奥氏体化阶段， 固溶的Nb和Nb的碳氮化物则分别通过溶质拖曳和钉扎作用细化原始奥 氏体晶粒，改善钢的塑性和韧性，提高强度。本发明中Nb含量控制在 0.02～0.06％，优选范围为0.03～0.05％。

O：氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中O的含量 通过Al脱氧之后一般都可以达到0.003％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0.003％以内即可。

本发明的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板的制造方法，包括如 下步骤：

1)冶炼、二次精炼、铸造：

按下述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造形成铸坯或 铸锭，化学成分的重量百分含量为：C：0.15～0.25％，Si：1.0～2.0％，Mn： 1.2～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.5～1.0％，N≤0.006％，Nb：0.02～0.06％， O≤0.003％，其余为Fe以及不可避免的杂质，且满足，1.5％≤Si+Al≤2.5％；

2)将步骤1)获得的铸坯或铸锭加热、热轧、卷取、再开卷切板，获 得基板；

3)热处理

将步骤2)获得的基板加热至Ac₃+(30～50)℃，完全奥氏体均匀化， 其中，Ac₃＝955-350C-25Mn+51Si+106Nb+68Al，各元素符号均为重量百分 含量；基板心部到加热温度Ac₃+(30～50)℃后继续保温10～30min，再快 速冷却至350～500℃之间某一温度，冷速＞50℃/s，等温转变200～500s， 以大于30℃/s的冷速淬火至室温，得到抗拉强度800MPa级高强度高韧性 钢板。

优选的，所述抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板的化学成分中， 以重量百分比计，Si的含量范围为1.3～1.7％；Mn的含量范围为1.4～1.8％； N的含量≤0.004％；Nb的含量范围为0.03～0.05％。

进一步，得到的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板的显微组织以 贝氏体铁素体和残余奥氏体为主，屈服强度≥390MPa，抗拉强度≥800MPa， 延伸率>20％，-20℃冲击功＞100J。

在本发明的制造方法中：

在本发明的热处理工艺中，热处理基板对原始组织没有特殊要求，采 用目前工厂最常用的热连轧工艺获得铁素体加珠光体类型的钢卷，然后对 钢卷进行开卷后切板即可获得进行热处理高强钢的基板。

在加热时，基板加热温度应在Ac₃+(30～50)℃，以获得较为细小的 原始奥氏体晶粒，基板心部到温后继续保温10～30min，根据热处理基板厚 度不同适当调整，厚度越大，保温时间相应的越长，适用的基板厚度范围 为3～12mm。

本发明化学成分体系钢种的Ac₃温度范围为905-1048℃，Ac₃温度较 高，对C-Mn钢而言，在该温度范围内进行奥氏体化热处理，会导致奥氏 体晶粒变得粗大。因此，为了获得较小的原始奥氏体晶粒，需要加入微量 Nb元素，Nb与钢中C，N等元素结合形成Nb(C，N)可钉扎奥氏体晶 粒长大，经计算可知，加入0.02～0.06％Nb元素，可在≤1297℃范围内仍 具有良好的钉扎效果，保证奥氏体化时获得较细小的奥氏体晶粒。Al元素 加入钢中可加快相变反应动力学过程，同时抑制相变过程中渗碳体析出。 在本发明中，Al和Si必须相互配合，且通过试验证实，二者须满足 1.5％≤Si+Al≤2.5％才能保证等温相变形成贝氏体铁素体过程不出现或出现 极少量渗碳体。

基板经过完全奥氏体均匀化之后，快速冷却至350～500℃之间的某一 温度，即第一次停冷温度。此时，冷速越快越好，通常需＞50℃/s，然后 在此温度下保温200～500s，进行等温转变，待贝氏体转变结束，获得贝氏 体铁素体+残余奥氏体为主的组织。保温的温度和时间决定了贝氏体铁素 体的板条尺寸以及残余奥氏体的含量。在等温转变阶段，碳原子从贝氏体 铁素体中排出并扩散至残余奥氏体中，尽管此时的残余奥氏体通过碳原子 扩散发生富碳，热稳定性得到提高，但并不能全部保留至室温，通过再次 淬火工艺，使极少量不稳定的残余奥氏体转变为马氏体，最终获得室温时 以贝氏体铁素体+稳定的残余奥氏体为主的组织(或含有少量的马氏体)。 若第一次停冷温度在马氏体相变开始温度Ms点以下，先形成少量马氏体， 随后由于碳原子在剩余奥氏体中的富集使得剩余奥氏体的Ms点降低，实 际上进入贝氏体转变区，从而形成了贝氏体铁素体+少量马氏体+残余奥氏 体组织；若第一次停冷温度在Ms以上一定范围内，则直接形成贝氏体铁 素体+残余奥氏体组织。

通常，等温转变的温度范围控制在Ms±50℃～500℃之间，根据马氏体 相变开始温度Ms计算公式： Ms＝539-423C-30.4Mn-17.7Ni-12.1Cr-11.0Si-7.0Mo，式中各元素符号代表 其对应的重量百分含量。

通过计算可知，本发明化学成分体系钢种的Ms点温度范围为 350～438℃，同时，根据已有的研究可知，在Ms±～50℃附近等温处理时仍 将获得贝氏体铁素体为主的组织。根据贝氏体转变开始点计算公式： Bs＝656-58C-35Mn-75Si-15Ni-34Cr-41Mo可知，Bs点的温度范围为 422～530℃。因此，等温处理的温度范围在350～530℃都可以获得贝氏体铁 素体和残余奥氏体组织，考虑到超过500℃等温处理时容易在钢中出现珠 光体类型的组织如索氏体或者形成的贝氏体铁素体组织较为粗大，实际钢 板的抗拉强度难以达到800MPa以上；等温转变的温度也不宜过低，否则 钢中出现过多的马氏体组织，使钢的塑性和冲击韧性降低。因此，根据本 发明的化学成分体系，将等温处理的温度范围设定在350～500℃之间。

在350～500℃温度范围内保温时，保温时间同样非常重要。由于贝氏 体铁素体转变的时间在几百秒的量级，本发明化学成分体系的钢种，若保 温时间小于200s，贝氏体铁素体相变过程进行得不完全；而保温时间超过 500s，贝氏体铁素体板条易发生粗化，降低钢的强度、塑性以及韧性。因 此，等温转变的时间也应控制在合理的范围内，本发明的制造方法中，等 温转变的时间控制在200～500s。

本发明通过合理的合金成分和工艺设计，可用于制造抗拉强度 800MPa级先进高强钢板，同时具有良好的延伸率(＞20％)和低温冲击韧性 (-20℃冲击功＞100J)，表现出优异的强度、塑性和韧性匹配。

本发明的有益效果：

1)与传统热处理型高强钢相比，本发明的技术方案中不需要加入很多 贵重金属，如Cu，Ni，V，Mo等，就可以获得抗拉强度800MPa以上的 高强钢，降低了合金成本。

2)通常，在强度级别相同的条件下，具有相变诱导塑性(TRIP)效应 的高强钢表现出更高的塑性。与在线热连轧高强钢相比，采用本发明的生 产工艺制造出的高强钢板，其组织中含有较高含量的残余奥氏体，在拉伸 或变形过程中发生TRIP效应，从而提高了钢板的塑性，因此，本发明的 钢板具有更高的塑性，其延伸率＞20％，而同级别热连轧高强钢的延伸率 通常≤20％。

3)本发明获得的钢板具有优异的高强度、高塑性和高韧性匹配，且具 有很低的屈强比。本发明获得的钢板，其组织中含有较高含量(≥13.0％) 的残余奥氏体，残余奥氏体属于软相，其屈服强度较低，在变形开始阶段， 残余奥氏体首先发生屈服，使得钢板具有低的屈服强度，而贝氏体铁素体 具有高的抗拉强度，二者比值使得处理后的钢板具有超低屈强比；而且， 在随后的变形过程中，残余奥氏体将发生相变诱导塑性(TRIP)现象，不 仅能提高钢板的塑性，而且抗拉强度也得以提高。

4)本发明的高强钢板屈服强度较低，对许多用户来说，折弯成形比较 容易；其次，钢板所具备的高强度、高塑性和高韧性可用于制造一些形状 较为复杂的受力结构件，如汽车大梁等。

5)采用本发明的方法生产的新型高强钢板具有板形好，组织性能均匀 等特点，且在热处理线生产性能波动小，这是热连轧高强钢所不具备的。

附图说明

图1为本发明实施例的热处理工艺流程图。

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。

本发明的抗拉强度800MPa级强度高强韧性钢板的制造方法，具体包 括如下步骤：

1)冶炼、二次精炼、铸造：

按表1中各钢的成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造形 成铸坯或铸锭；

2)将步骤1)获得的铸坯或铸锭加热、热轧、卷取、再开卷切板，获 得基板；

3)热处理

将步骤3)获得的基板加热至Ac₃+(30～50)℃，完全奥氏体均匀化， 钢板心部到温后继续保温10～30min，再快速冷却至350～500℃之间的某一 温度，即第一次停冷温度，冷速＞50℃/s，等温转变200～500s，以大于30℃/s 的冷速淬火至室温，得到抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板。参见图 1。

实施例具体成分、工艺参数如表1、表2所示。各实施例钢板对应的 性能如表3所示。

本发明通过合理的合金成分和工艺设计，采用新型热处理工艺生产出 具有高强度、高塑性以及高韧性的钢板，其抗拉强度可达800MPa以上， 同时具有良好的延伸率(＞20％)和低温冲击韧性(-20℃冲击功＞100J)，表 现出优异的强度、塑性和韧性匹配。

表2

表3