一种1000MPa级别的高强塑积汽车用钢及其制造方法

摘要

本发明公开了一种1000MPa级别的高强塑积汽车用钢及其制造方法，该汽车用钢的化学成分的质量百分含量配比为：C：0.11%～0.30%，Si：0.1%～2.0%，Mn：5%～10%，P≤0.02%，S≤0.02%，Al：0.01%～2.0%，N≤0.02%，余量为Fe和其他不可避免的杂质。相应地，本发明还公开了该汽车用钢的制造方法，其步骤为：冶炼→铸造→热轧→卷取→罩式炉退火→冷轧→连续退火。本发明所述的高强塑积汽车用钢的抗拉强度大于1000MPa，强塑积≥30GPa%，具有高强度和高延伸率，制造方法简单易控，适用于钢铁企业常规化、批量化生产。

说明书

技术领域

本发明涉及冶金领域内的钢种及其制造方法，尤其涉及一种汽车用钢及 其制造方法。

背景技术

随着汽车“轻量化”需求的日益增长，超高强度钢板越来越多地被应用到 汽车结构件中。目前用量较大的钢板有双相钢、马氏体钢、TRIP钢、复相钢 等，它们的强塑积（表征钢的强韧性水平的综合性能指标，是钢的抗拉强 度与总伸长率的乘积）最大约为20GPa%左右。例如强塑积最佳的TRIP钢， 其强度级别为800MPa时，其延伸率约为26%，而超高强马氏体钢，在抗拉 强度达到1000MPa级别时，其延伸率仅为10%左右，这样就不能满足汽车领 域对于汽车安全性能中强度和制造过程中成形性的双重要求。

上世纪末，人们相继开发了高强塑积的奥氏体钢和TWIP钢，其抗拉强 度为800~1000MPa，延伸率高达60%，强塑积最高可达到60GPa%级别，被 称为第二代汽车用钢。但是第二代汽车用钢中加入了大量的合金元素，导致 生产成本较高，同时其可制造性较差，使得第二代汽车用钢在推广过程受到 极大的限制。

目前，强塑积大于30GPa%，兼具高强度和高延伸率，生产成本较低的 第三代汽车用钢受到了广泛的关注。其中，中锰钢属于第三代汽车用钢，具 有极好的应用前景。

公开号为CN101638749A的中国专利文献公开了一种低成本高强塑积的 汽车用钢及其制造方法，该技术方案通过冶炼、热轧、罩式炉退火、冷轧和 罩式炉退火的工艺路线得到了强塑积为35~55GPa%的冷轧钢板。为了实现逆 奥氏体相变，得到足够的奥氏体体积分数，冷轧后采用罩式炉退火，其退火 时间为1~10小时。该技术方案采用了罩式炉生产工艺，罩式炉退火时钢卷 头部和尾部的温差较大。

目前，强度级别为1000MPa的超高强钢在汽车结构件的应用越来越广 泛。其中，第一代汽车用钢抗拉强度达到1000MPa以上时，延伸率均小于 15%。隶属于第三代汽车用钢的QP钢还未应用于汽车的设计和生产，其抗 拉强度为1000MPa以上时，延伸率也不足20%。另一方面，目前超高强汽车 用钢均采用连续退火工艺生产，才能保证钢卷性能的均匀，满足下游汽车零 部件生产线的要求。与传统的罩式炉退火工艺相比，连续退火工艺具有成品 性能均匀，生产效率高，单位能耗低，生产成本低等特点。各钢厂的连续退 火线设计不尽相同，但总的说来，当退火时间大于10min后，已不能实现工 业化连续退火生产。因此，如何选择合适的成分体系，根据不同的成分体系 选取适合的生产工艺，以达到缩短成品产出前的最终退火工序的时间，使中 锰钢的生产适用于目前常规的汽车用钢生产线是降低中锰钢的生产成本，提 高其市场竞争力和中锰钢能够应用于汽车领域的关键。

发明内容

本发明的目的在于提供一种1000MPa级别的高强塑积汽车用钢及其制 造方法，该高强塑积度汽车用钢的抗拉强度应大于1000MPa，强塑积应当不 小于30GPa%，适用于制造汽车结构件。

为了达到上述目的，本发明提供了一种高强塑积汽车用钢，其化学元素 质量百分含量控制为：C：0.11%～0.30%，Si：0.1%～2.0%，Mn：5%～10%， P≤0.02%，S≤0.02%，Al：0.01%～2.0%，N≤0.02%，余量为Fe和其他不 可避免的杂质。

优选地，所述高强塑积汽车用钢还包括Nb：0.01～0.07wt%，Ti：0.02～ 0.15wt%，V：0.10～0.20wt%，Cr：0.15～0.50wt%，Mo：0.10～0.50wt%中 的至少一种。

本发明所述的高强塑积汽车用钢的成分设计原理如下：

碳：碳是钢中固溶强化的主要元素，对钢板的强度、成形性能和焊接性 能影响很大。发明人通过大量试验发现，对于本技术方案来说，当碳元素含 量低于0.11%时，钢的强度较低；当碳元素含量高于0.3%时，钢的性能会产 生恶化。因此本发明确定碳含量为0.11%~0.3%。

硅：硅是炼钢脱氧的必要元素。硅不仅具有一定的固溶强化作用，还具 有抑制碳化物析出的作用。在本技术方案中，当硅含量低于0.1%时，难以获 得充分的脱氧效果，此外适量的硅元素具有阻止渗碳体析出的作用，能够促 进逆马氏体相变的发生。但是发明人发现，当硅含量高于2.0%时，继续增加 硅元素的含量，其作用不再明显，还会造成钢种制造成本的增加。故本发明 的硅含量为0.1%~2.0%。

锰：锰是扩大奥氏体相区的元素，经过热处理的锰的扩散可提高奥氏体 含量和奥氏体的稳定性。在本发明中，锰是控制逆马氏体转变的尺寸、分布 和稳定性的主要元素。锰含量小于5%时，在室温下难以得到足够含量的奥 氏体；锰含量大于10%时，室温下会得到部分ε马氏体，对性能产生不利影 响。为了保证钢的强度和韧性，本发明的锰含量应控制在5.0%～10.0%。

铝：铝在炼钢过程中具有脱氧的作用，铝的添加是为了提高钢水的纯净 度。此外，铝还能固定钢中的氮，并与氮形成稳定的化合物，有效细化晶粒。 同时，钢中添加铝具有阻止渗碳体析出、促进逆马氏体相变的作用。综合考 虑，发明人将铝含量限定在0.01%~2.0%。

铌：铌能够有效延迟变形奥氏体的再结晶，阻止奥氏体晶粒的长大，提 高奥氏体再结晶温度，细化晶粒。同时铌还能提高升钢材质的强度和延伸率。 当铌含量小于0.01%时，不能起到相应的效果。但铌含量大于0.07%时，使 生产成本上升，且效果不再显著。因此本发明中铌含量为0.01%～0.07%。

钛：钛能与碳形成细小的复合碳化物，不仅能阻止奥氏体晶粒长大，细 化晶粒，还能起到沉淀强化的作用，在提高钢强度的同时并不降低延伸率和 扩孔率。但钛含量高于0.15%时，增加其含量的效果并不显著；Ti含量低于 0.02%时，不产生细化晶粒和沉淀强化效应。因此本发明中钛含量为0.02%～ 0.15%。

钒：钒的作用是形成碳化物，提高钢的强度。但钒含量大于0.20%时， 再增加其含量效果并不显著；钒含量小于0.10%时，沉淀强化效果不显著。 因此本发明中钒含量限定为0.10%～0.20%。

铬和钼：铬和钼有助于轧制时奥氏体晶粒的细化和细小贝氏体的生成， 提高钢的强度。当其添加量小于0.15%时，上述效果不明显，当铬和钼的添 加量超过0.5%时，会提高钢种制造成本，可焊性明显降低。因而，在本发明 中将铬和钼含量都限定在0.15%～0.5%。

磷、硫、氮：这三种元素在本发明中属于杂质元素，这些元素含量越少， 所获得的钢质越纯净。因此，含量应尽可能地低。

相应地，本发明还提供了上述高强塑积汽车用钢的制造方法，其工艺流 程为：冶炼→铸造→热轧→卷取→罩式炉退火→冷轧→连续退火。

进一步地，所述热轧步骤为：将冶炼后的钢坯加热到1100～1250℃之后 进行控制轧制，开轧温度为950～1150℃，终轧温度为750～900℃。

进一步地，所述罩式炉退火步骤为：退火温度为600～700℃，时间不小 于15小时。

进一步地，所述冷轧步骤中控制冷轧压下率不小于55%。

进一步地，所述连续退火步骤为：以大于5°C/s的速度升温至600～700 ℃，保温3～10min，以大于5°C/s速度冷却至500℃以下，保温3～10min后， 冷却至室温。

进一步地，所述卷取和罩式炉退火步骤之间还有酸洗步骤。

在本技术方案中，钢板或钢带在热轧和冷轧后得到全马氏体组织，在随 后的退火过程中（退火温度介于Ac1和Ac3温度之间）促使逆马氏体相变， 形成部分奥氏体，由于C和Mn元素的配分和富集，奥氏体可以在室温下稳定 存在，应力作用下奥氏体会发生应力/应变诱发马氏体相变，使得钢板或钢带 在极高的强度下得到极高的延伸率，其强塑积高达30GPa%以上。在本技术方 案中，热轧后得到的组织为马氏体，由于马氏体强度高，且较脆，因此必须 进行一次罩式炉退火，使钢板或钢带软化才能进行冷轧，冷轧工序完成后， 奥氏体在轧制过程中转变为马氏体。冷轧后进行连续退火，与罩式炉退火相 比，连续退火生产的钢板或钢带性能均匀，生产效率高。

另外需要说明的是，在本技术方案中，发明人通过控制罩式炉退火时间 不小于15h，以及冷轧压下量不小于55%，使得连续退火时间缩短至10min 以下，这是因为：

1.罩式炉退火的时间是锰元素充分扩散的关键，在本技术方案中，控制 罩式炉退火时间不小于15h能够使得锰元素充分扩散至奥氏体，提高了奥氏 体的稳定性，罩式炉退火过程中锰的充分富集可有效的减少连续退火时间；

2.控制冷轧变形量不小于55%可使得连续退火过程中，马氏体向奥氏体 转变的形核率增加，晶粒尺寸减小，晶粒尺寸减小具有缩短合金元素扩散距 离的作用，可减少连续退火时间，同时，晶粒尺寸的减小也具有稳定奥氏体、 提高钢的延伸率和强塑积的作用。

采用本发明所述的技术方案制造的高强塑积汽车用钢的抗拉强度大于 1000MPa，强塑积高于30GPa%，满足制造汽车结构件的要求。

具体实施方式

按照下述步骤制造本发明所述的高强塑积汽车用钢：

（1）将如表1所示配比的化学元素进行冶炼，冶炼采用转炉（也可以采 用电炉或感应炉）；

（2）连铸生产铸坯；

（3）热轧：将铸坯加热到1100~1250℃后控制轧制，开轧温度为950~1150 ℃，终轧温度为750~900℃，热轧板厚度不大于8mm；

（4）轧后在500~700℃进行卷取，冷却至室温后组织为全马氏体组织；

（5）酸洗以去除热轧过程中产生的氧化铁皮；

（6）罩式炉退火：退火温度为600~700℃，介于Ac1和Ac3温度之间， 退火时间不小于15小时，退火后得到部分奥氏体组织；

（7）冷轧：将钢卷冷轧至2.5mm以下的厚度，冷轧压下量≥55%；

（8）连续退火：以大于5℃/s速度升温至600~700℃，保温3~10min， 以大于5℃/s速度冷却至过时效温度（500℃以下），保温3~10min后冷却至 室温。

表1.（wt%）

表2显示了本技术方案的实施例和对比例的工艺参数（相同的英文字母 表示采用了表1所示的同一实施例的钢种配比）

表2.

表3.（强塑积=Rm×A50,力学性能测试采用JIS13B试样）

表3显示了表2对应的各实施例（发明例）和对比例的性能。

结合表1和表3可以看出，当化学成分设计偏离本发明范围时，例如锰 元素含量较低，退火过程中产生的奥氏体含量和稳定性不足，使得对比例M 获得较低延伸率，导致其强塑积也较低，该值小于30GPa%。而当碳含量不 足时，如对比例L，钢板的抗拉强度小于1000MPa。

结合表2和表3可以看出，当连续退火时间低于3min时，如表2中的 比较例D-4所示，由于连续退火时间不足，锰的扩散时间较短，奥氏体的稳 定性不足，延伸率仅为22.5%，其强塑积为25.5GPa%，小于30GPa%。而当 连续退火时间大于10min时，如表2中的比较例D-5，连续退火时间为15min， 虽然其延伸率为33.9%，其强塑积为35.5GPa%，大于30GPa%，但由于退火 时间较长，在连续退火机组上难以实施，故也不符合本发明的要求。

当罩式炉退火的时间小于15小时，如比较例F-5和F-6，由于在罩式炉 退火过程中锰元素的扩散不充分，短时间的连续退火后，奥氏体中的锰含量 较少，稳定性不足，使得钢板的延伸率较低，均小于20%，导致其强塑积小 于30GPa%。

当冷轧压下量小于55%时，如比较例D-6和F-7，由于冷轧变形量不足， 在连续退火过程中奥氏体形核位相对较少，合金元素的扩散距离增大，导致 形成的奥氏体稳定性较差，使得钢板的延伸率较低，比较例D-6和F-7中延 伸率只有20%左右，导致其强塑积小于30GPa%。

当连续退火温度小于600°C时，如表2中的比较例F-3，退火温度为590 ℃。由于连续退火温度较低，退火后的奥氏体含量较少，钢板的延伸率为 18.7%，强塑积也小于30GPa%。当连续退火温度大于700°C时，如表2中的 比较例F-4，退火温度为710℃，由于退火温度高，退火完成后在高温下生成 的奥氏体含量较高，但稳定性较差，冷却过程中大部分奥氏体又转变为马氏 体，导致钢板的强度极高，大于1500MPa，但延伸率仅为5.6%，其强塑积远 小于30GPa%，不符合本发明的要求。

综上所述，本发明通过控制合理的成分设计和工艺参数，在常规的汽车 用钢连续退火生产线上，在尽量少添加合金元素的情况下，通过对化学元素 成分的合理设计，生产制造出抗拉强度100MPa以上，强塑积大于30GPa% 的超高强韧性汽车用钢，其兼具高强度和高延伸率，适合应用于制造汽车结 构件。

另外，本技术方案在生产过程中采用连续退火的工艺参数，避免了罩式 炉退火的时间较长，提高了工业生产的效率，可在常规汽车板生产线上实现 组织生产。

要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于 以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公 开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。