780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其制造方法技术领域
本发明涉及汽车用钢生产技术,具体地指一种780MPa级冷加工性能良好的高强高
韧轻质钢及其制造方法。
背景技术
为了降低燃油消耗,通过减轻汽车重量来提高燃油效率是有效方法之一。减轻汽
车零部件的重量主要有两种方法,一种是采用提高强度进而减薄厚度的方法来实现,另一
种则是在保证同等强度的基础上,通过降低钢材的密度来实现零件的减重。在通过降低钢
材密度实现减重的现有技术中,由于Al具有低密度的特点,因此现有技术中主要通过在钢
中添加不同含量的Al(3.0~10.0wt%)来实现各强度级别(抗拉强度最高1000MPa)的汽车用
钢开发,密度可降低至6800Kg/m3,如:中国专利申请CN104928569A公开了一种800MPa高延
展性的低密度钢及其制造方法,中国专利申请CN104928568A中公开了一种铁素体低密度高
强钢及其制造方法。但这些现有技术存在以下缺点:由于钢中加入大量的Al,钢材表面脱碳
严重,形成不稳定的奥氏体或马氏体,钢中析出粗大的碳化物,降低钢了材的成形性能,在
热轧和冷轧生产过程中容易出现开裂及断带等问题,导致成材率和生产效率大幅降低。
发明内容
本发明的目的就是要提供一种780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢及其
制造方法,该轻质钢密度低,强度高且成形性好。
为实现上述目的,本发明采用的技术方案是:一种780MPa级冷加工性能良好的高
强高韧轻质钢,其特征在于:该钢包括以下化学成分及其重量百分比:C:0.15~0.60%,Si:
0.01~0.70%,Mn:1.00~6.00%,Al:3.0~6.0%,Cr:0.10~2.0%;P≤0.015%,S≤0.010%,N≤
0.008%,其余为Fe和不可避免的杂质,且Cr,Al及Si的重量满足如下关系:0.05≤Cr/(Al+
Si)≤0.40。
进一步地,所述钢的化学成分还包括V,Ti,Mo,Nb及Zr中的一种或多种元素。
进一步地,所述钢还包括以下化学成分及其重量百分比:V:0.01~0.20%,Ti:0.03
~0.30%,Mo:0.10~0.50%,Nb:0.02~0.20%,Zr:0.001~0.10%,且Cr,V,Ti,Mo,Nb,Zr,Al及
Si的重量满足如下关系:0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.40。
进一步地,所述钢还包括以下化学成分及其重量百分比:Ni:0.01~1.00%,Cu:
0.01~2.0%,Ca:0.0001~0.10%。
进一步地,Cr,Al及Si的重量满足如下关系:0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.25。
进一步地,Cr,V,Ti,Mo,Nb,Zr,Al及Si的重量满足如下关系:0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+
Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.25。
一种上述780MPa级冷加工性能良好的高强高韧轻质钢的制造方法,包括冶炼,连
铸,加热,热轧,冷却,卷取,酸洗,冷轧,退火及涂镀步骤,其特征在于:所述连铸步骤中,浇
铸采用的保护渣中Al2O3和SiO2的质量比Al2O3/SiO2≥1.0;所述加热步骤中,板坯升温速率
为5~50℃/min,板坯出炉温度为1050~1200℃,加热时间为10~200min;所述热轧步骤中,
热轧终轧温度850~950℃;所述冷轧步骤中,冷轧变形量为40~85%;所述退火步骤中,采用
连续退火,连续退火均热温度为Tmin~900℃,Tmin=(721-36*C-20*Mn+20*Al+23*Si+50*Cr)
℃,均热时间为20~300s,均热后快冷段开始冷却温度≥680℃,冷却速率≥5℃/s。
进一步地,所述连铸步骤中,采用薄板坯连铸或厚板坯连铸,采用薄板坯连铸时,
板坯入炉温度≥700℃,采用厚板坯连铸时,板坯冷却过程中采用保温罩进行缓冷,冷却速
率≤50℃/min,且板坯入炉温度≥200℃。
进一步地,所述冷却步骤中,采用前段快速冷却,冷却速率≥5℃/s;所述卷取步骤
中,卷取温度为550~650℃。
进一步地,所述退火步骤中,控制气氛露点温度≤-20℃,H2体积浓度≥5%。
进一步地,所述退火步骤中,控制气氛露点温度≤-40℃,H2体积浓度≥8%。
进一步地,所述涂镀步骤中,热浸镀时,稳定化温度为400~500℃,稳定化时间为
10~300s,回火时,回火温度为150~400℃,回火时间为10~300s。
更进一步地,所述热轧步骤中,热轧后钢的组织包括铁素体和K碳化物,其体积百
分比≥95%,K碳化物片层厚度≤0.5微米,还包括体积百分比≤5%的残余奥氏体或马氏体;
所述冷轧步骤中,冷轧后钢的组织包括铁素体,奥氏体或铁素体,贝氏体及奥氏体组织,且
奥氏体体积分数≥15%。
在退火及涂镀步骤中,进行热浸镀时,稳定化温度400~500℃,稳定化时间10~
300s;进行回火时,回火温度150~400℃,时间为10~300s。
对本发明中各元素含量选择理由分析如下:
C:碳可在钢中起固溶强化作用,或与钢中的Ti,Nb,V,Zr,Mo等碳化物形成元素形
成MC细小颗粒,起到析出强化和细化晶粒的作用,提高钢材的强度。碳也可起到稳定奥氏体
的作用,提高钢中的C,可以提高钢中残余奥氏体的含量和稳定性,增加钢材的塑性。但碳含
量过高会造成钢中脱碳严重,并会影响钢材的焊接性能,因此本发明钢中C的重量百分比含
量选择为0.15~0.60%,优选0.15~0.45%。
Mn:Mn在钢中起固溶强化和稳定奥氏体的作用,含量过低,强化作用太小,不能形
成一定量的奥氏体,达不到钢材所需的韧性。Mn含量过高容易在板带厚度中心形成严重偏
析,降低产品韧性,成型过程中容易导致开裂,因此本发明Mn的重量百分比含量为1.0~
6.0%。
Si:Si在钢中起固溶强化作用,Si含量过低,固溶强化效果不明显,但Si也提高钢
中C的活度,促进钢材的表面脱碳,另外Si含量过高也对钢材表面质量产生不利影响,因此
本发明Si的重量百分比含量为0.01~0.70%,优选0.01~0.30%。
Al:Al为轻质元素,由于其原子质量小且比铁原子半径大,可有效降低钢材的密
度,因此为轻质钢中主要添加元素,Al也可起到固溶强化作用,但Al元素含量过高会形成
FeAl间化合物,降低钢材韧性,且大量的Al促进钢材表面脱碳,造成钢材表面组织和中心组
织不均,不能得到要求的微观组织,因此本发明中Al的重量百分比含量为3.0~6.0%,优选
3.5~5.5%。
Cr:Cr为固溶强化元素,可提高钢材的强度,另外,Cr可提高钢中C原子的激活能,
降低C的活度,有效减轻钢材的脱碳,但Cr含量太高容易形成过多的碳化物并造成C扩散缓
慢,对相变造成不利影响,因此本发明中Cr的重量百分比含量为0.10~2.0%。
本发明中Cr、Al、Si、V、Ti、Nb、Mo、Zr元素含量需满足0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.40或
0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≤0.40。当Cr/(Al+Si)≥0.05或(Cr+V+Ti+Mo+Nb+
Zr)/(Al+Si)≥0.05时,可避免钢中较高含量Al、Si导致的表面脱碳,使组织均匀,提高钢板
表面和中心的变形协调能力,而残余奥氏体的稳定性也将提高,从而避免表面裂纹等缺陷
的产生,但若Cr/(Al+Si)≥0.40或(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)≥0.40时,钢中存在析出
过量粗大碳化物的风险,从而降低钢材的成形性能,且Cr等元素含量偏高不利于连退等温
过程C的重新分配。优选0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.25或0.05≤(Cr+V+Ti+Mo+Nb+Zr)/(Al+Si)
≤0.25。
P:P为钢中的杂质元素,易于在晶界偏聚,影响产品的韧性,因此其含量越低越好。
根据实际控制水平,其重量百分比含量应控制在0.015%以下。
S:S为钢中的杂质元素,易在晶界产生偏聚,且与钢中的Fe形成低熔点的FeS,降低
钢材的韧性,炼钢时应充分去除,其重量百分比含量应控制在0.010%以下。
N:N为钢中的杂质元素,降低钢材的韧性,容易和钢中Al、Ti形成AlN和TiN,含量过
高,易形成粗大的AlN和TiN,因此尽量降低其含量,应控制在0.008%以下。
Ti:Ti在钢中起到固溶强化作用,Ti与钢中的C、N结合形成TiC和TiN,起到析出强
化的作用,Ti也降低钢中C的活度,从而减小钢材脱碳的倾向。但Ti含量过高带来成本增加,
因此本发明中Ti的重量百分比含量为0.03~0.30%。
Nb:Nb在钢中起到固溶强化作用,与钢中的C、N结合形成TiC和TiN,起到析出强化
的作用,但Nb含量过高会增加钢材的制造成本,因此本发明中Nb的重量百分比含量为0.02
~0.20%。
V:V在钢中起到固溶强化作用,与钢中的C、N结合形成VC和VN,起到析出强化的作
用,但V含量过高会增加钢材的制造成本,因此本发明中V的重量百分比含量为0.01~
0.20%。
Mo:Mo在钢中起到固溶强化作用,与钢中的C结合形成MoC,起到析出强化的作用,
但Mo含量过高会增加钢材的制造成本,因此本发明中Mo的重量百分比含量为0.10~0.50%。
Zr:Zr在钢中起到固溶强化作用,与钢中的C结合形成ZrC,起到析出强化的作用,
但Zr含量过高会增加钢材的制造成本,因此本发明中Zr的重量百分比含量为0.001~
0.10%。
Ni:Ni为奥氏体稳定元素,并提高钢材的低温韧性,但Ni价格昂贵,因此本发明中
Ni的重量百分比含量为0.01~1.00%。
Cu:Cu为奥氏体稳定元素,且在钢中起到固溶强化和析出强化的作用,但Cu过高对
表面质量产生不利影响,而且由于价格昂贵,因此本发明中Cu的重量百分比含量为0.01~
2.0%。
Ca:一定含量的钙可改善钢中夹杂物的状态,从而有利于提高钢的韧性,因此本发
明中Ca的重量百分比含量为为0.0001~0.10%。
对本发明中主要工艺理由分析如下:
由于钢中Al含量高,Al易与保护渣中SiO2发生反应,从而导致连铸高铝钢出现表
面质量问题,因此,本发明控制Al2O3/SiO2≥1.0。
由于钢中加入大量的Al提高了钢材的热膨胀系数,加入速率过高,容易引起连铸
坯因内应力过大而产生开裂,加入速率过低,加热时间过长,引起表面脱碳严重,钢中晶粒
粗大,降低钢材的韧性。因此,本发明加热速率为5~50℃/min。
本发明中控制板坯出炉温度在1050~1200℃,是因为加热温度低时,钢中的元素
难以扩散,钢中均匀性较差,且温度过低板坯塑性降低,变形抗力增加,容易产生边裂问题,
而温度太高容易造成脱碳严重和晶粒粗大。
本发明的加热时间为10~200min,加热时间太短,板坯的温度均匀性差,合金元素
扩散不充分,而加热时间太长,容易造成板坯表面脱碳严重。因此本发明控制加热时间为10
~200min。
本发明的终轧温度为850~950℃,终轧温度过高,带钢晶粒不能得到充分细化,且
会加重脱碳,终轧温度过低,变形抗力增大,且容易析出粗大碳化物(FeMn)3AlC(K碳化物),
造成板带轧制开裂。
本发明热轧后,带钢冷却速率≥5℃/s,卷取温度550℃~650℃。带钢冷却速率过
低,钢中析出粗大的K碳化物,降低带钢冷轧过程中的塑性,造成轧制开裂。卷取温度过高,
容易在钢中析出粗大的K碳化物,降低钢材的变形能力,在后续冷轧过程中开裂,卷取温度
过低,容易在钢中形成马氏体,也造成变形能力降低,轧制易开裂。
本发明中冷轧变形量为40~85%,冷轧变形可破碎卷取过程中形成的细小K碳化
物,提高带钢中的位错,为在退火中提供大量的形核点,细化铁素体和奥氏体晶粒,但变形
量过大,造成塑性降低,变形抗力增大,容易造成带钢边部开裂和断带。
本发明中连续退火均热温度为Tmin~900℃,均热时间20~300s,且Tmin=721-36*C-
20*Mn+20*Al+23*Si+50*Cr,钢中的碳化物回溶温度与钢中的C,Mn,Al,Si,Cr等因素相关,
均热温度过低,钢中容易析出K碳化物和促进K碳化物长大,均热时间过短,K碳化物不能重
新固溶进奥氏体,不能形成一定量的稳定奥氏体而达到所需求的组织。均热温度过高和均
热时间过长,造成奥氏体晶粒粗大和碳化物粗大,从而增加最终产品组织中马氏体的含量,
同样降低成形性能。
本发明中,均热后快冷开始温度≥680℃,快冷开始温度过低,有形成K碳化物的风
险。快冷段冷却速率≥5℃/s,可有效降低钢中K碳化物析出风险,提高奥氏体的稳定性,从
而提高钢材的成形能力。
本发明中,快冷后在150~500℃进行回火或奥氏体稳定化,回火或奥氏体稳定化
时间10~300s,温度低于150℃时和时间短于10s时,不能消除残余应力,达不到软化效果,
温度高于500℃和时间长于300s时,存在马氏体分解和析出碳化物的风险,进而降低材料的
变形能力。对于涂镀过程,400~500℃有利于涂镀层的形成和稳定。
本发明中,连续退火炉内气氛露点控制在-20℃以下,优选控制在-40℃以下,H2浓
度≥5%,优选H2浓度≥8%,有利于减少表面氧化和脱碳。
与现有技术相比,本发明存在以下优点:
其一,本发明提供一种加工性能良好的780MPa级高强高韧轻质钢及其制造方法,
本发明的产品具备780MPa以上的抗拉强度,30%以上的延伸率,产品性能达到甚至超过了常
规先进高强钢的性能,密度比现有先进高强钢降低5%以上,具备良好的减重潜力,尤其适用
于汽车结构件及加强件的制造。
其二,本发明的产品克服了现有技术中由于C、Al含量高而带来的表面脱碳问题,
可有效将表面脱碳层控制在10微米以下,提高了钢材组织中奥氏体的稳定性和厚度方向组
织性能的均匀性,进而提高产品的变形能力,大大降低生产过程中边裂发生风险,提高了生
产过程中的成材率和生产效率。
其三,本发明的热轧产品的组织主要为铁素体+细小K碳化物,K碳化物片层厚度≤
0.5微米,残余奥氏体或马氏体的体积百分比≤5%;本发明冷轧产品的组织为铁素体+奥氏
体或铁素体+贝氏体+奥氏体组织,且奥氏体体积分数≥15%。
其四,本发明钢的制造方法基于现有生产系统和装备条件,解决了轻质钢热轧和
冷轧过程中容易产生裂纹的问题,进一步提高了生产效率和成材率。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步的详细说明,便于更清楚地了解本发明,
但它们不对本发明构成限定。
实施例1~11
本发明各实施例按照以下步骤进行生产(冶炼、连铸→加热或均热→轧制→层流
冷却→卷取→酸洗→冷轧→连退→成品):
1)冶炼、连铸:板坯可采用薄带铸轧,薄板坯连铸或常规厚板坯连铸等方式生产,
且浇铸所采用的保护渣中Al2O3和SiO2的质量百分比Al2O3/SiO2≥1.0。
2)将上述连铸板坯进行加热:板坯加热速率5~50℃/min,板坯出炉温度1050~
1200℃,加热时间10~200min。当采用薄板坯连铸时,板坯入炉温度应≥700℃;当采用厚板
坯连铸时,板坯冷却过程中应采用保温罩进行缓冷,冷却速率≤50℃/min,且板坯入炉温度
≥200℃。
3)热轧:热轧终轧温度850~950℃。
4)将热轧后的钢带进行冷却及卷取:带钢冷却采用前段快速冷却,冷却速率≥5
℃/s,卷取温度550℃~650℃。在冷却方式包括前段冷却和两段冷却,优选前段冷却。
5)酸洗。
6)冷轧:冷轧变形量40-85%。
7)退火及涂镀:采用连续退火,连续退火均热温度为Tmin~900℃,Tmin=(721-36*C-
20*Mn+20*Al+23*Si+50*Cr)℃,前述关系式中的元素指钢中该元素的百分含量,均热时间
20~300s,均热后快冷段开始冷却温度≥680℃,冷却速率≥5℃/s,快冷后在150~500℃进
行回火或稳定化,回火或稳定化时间10~300s,然后缓冷至室温。连续退火中,气氛露点控
制在-20℃以下,优选控制在-40℃以下,H2体积浓度≥5%,优选H2体积浓度≥8%;进行热浸镀
时,稳定化温度400~500℃,稳定化时间10~300s,进行回火时,回火温度150~400℃,时间
10~300s。
实施例1~11及对比例1~3的具体化学成分见下表1(wt%);实施例1~11及对比例
1~3的热轧和冷轧等主要参数控制及效果见下表2;实施例1~11及对比例1~3的冷轧及退
火工艺参数控制见下表3;实施例1~11及对比例1~3的实施效果见下表4。
表1
表2
从表2中可以看出,实施例1~11制得的钢表面质量好,未出现开裂现象。而对比例
1和对比例3由于钢中不满足0.05≤Cr/(Al+Si)≤0.40的条件,因而在轧制过程中出现了严
重的表面脱碳和析出粗大的碳化物,从而导致冷轧过程中出现开裂;对比例2的钢中由于添
加了过多的Cr,导致热轧产品组织中出现了粗大碳化物和马氏体组织,因此变形能力较差,
导致开裂。
表3
上述实施例和对比例采用连续退火,连续退火均热温度Tmin~900℃,均热时间20
~300s,均热后快冷段开始冷却温度≥680℃,冷却速率≥5℃/s,快冷后在150~500℃进行
回火或稳定化,回火或稳定化时间10~300s,然后缓冷至室温,对实施例和对比例的力学性
能进行检验,结果见下表4。
表4
从表4可以看出,本发明实施例1~11的产品抗拉强度高达816MPa以上,实施例5中
甚至达到901MPa;延伸率达30%以上,实施例9中达到41%,产品性能达到甚至超过了现有先
进高强钢的性能,而其密度比现有先进高强钢降低5%以上;另外,产品最终表面脱碳层厚度
控制在2微米以内,表面质量极为优良。而对比例1和对比例3产品表面脱碳层过厚,对比例1
~3的延伸率在25%以下,成型性较差。