一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
【专利摘要】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。
【专利说明】-种抗拉强度SOOMPa级高强度高初性钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于结构钢领域，设及一种抗拉强度SOOMPa级高强度高初性钢板及其制 造方法，获得的钢板其显微组织W贝氏体铁素体和残余奥氏体为主，屈服强度> 390MPa，抗 拉强度> SOOMPa,延伸率>20%，且低温冲击性能优异，-20°C冲击功> 100J。
【背景技术】
[0002] 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W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S代。第一代汽车用钢主要是高强低合金钢化SLA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W高铺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，W泽火-配分钢（Q&P)， 中铺钢等为代表的第=代先进高强钢W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。
[0003] 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初性的要求。Q&P类的第=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，其低温冲击初 性相对较差。
[0004] 如果能够开发出强度、塑性和初性该S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，由于该类高强钢采用在线轴制工艺生产，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，其冲击初性明显提高；而 且，采用热处理方法和等温转变工艺可W获得组织和性能均匀性更加优异的钢板，本发明 正是在该一背景下提出的。
[0005] 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设及较 少，而且主要是W冷轴高强钢为主，有关热轴高强钢的专利更少。专利CN101155939A介绍 了一种冷轴高强钢，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 化，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，工艺路径为冷轴连退。而专利JP2012126974A采用等温转变热处理工艺获 得了 600M化级高强钢，其成分设计上添加了较多的化和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】
[0006] 本发明的目的在于提供一种抗拉强度SOOMI^a级高强度高初性钢板及其制造方 法，获得的钢板具有优异的高强度、高塑性和高初性匹配，其显微组织W贝氏体铁素体和残 余奥氏体为主，其屈服强度> 390MPa，抗拉强度> SOOMPa,延伸率>20%，且低温冲击性能 优异，-20°C冲击功> 100J。
[0007] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[000引一种抗拉强度800M化级高强度高初性钢板，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%，A1 ;0. 5 ?1. 0%， N《0. 006 %，Nb ;0. 02?0. 06 %，0《0. 003 %，其余为化W及其它不可避免的杂质，且满 足，1. 5%《Si+Al《2. 5%。
[0009] 优选的，所述抗拉强度SOOMI^a级高强度高初性钢板的化学成分中，W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%。
[0010] 在本发明钢板的成分设计中：
[0011] 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A1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W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W获得更为细小的贝氏体铁素体板条尺寸，从而提高钢板的 塑性和冲击初性。
[0012] 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 W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W保证钢的强度，但组织中容易出 现块状马氏体，对钢的冲击初性十分不利。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W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、塑性和初性的良好匹配。
[0013] Si ;娃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A1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，对钢板的冲击初 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%。
[0014] Mn ;铺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W降低钢的临界泽火速度，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% W 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，同时板巧连铸时易 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%。
[00巧]P ;磯是钢中的杂质元素。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，降低钢的塑性和初性，故其含量越低越好，一般控制在0. 015% W内较好且不提高炼钢成本。
[0016] 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，在后续轴制过程 中MnS沿轴向发生变形，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% W内。
[0017] A1 ;侣是本发明中最重要的合金元素之一。A1的基本作用是在炼钢过程中进行脱 氧。此外，A1还可与钢中的N结合形成A1N并细化晶粒，即A1的"脱氧固氮"作用。除上述 作用外，本发明中加入较多的A1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A1与Si的作用部分类似，也可W起到抑制渗碳体析出的作用，Si和A1共同添加可提高 该种抑制作用。钢中A1的含量若低于0. 5%，其促进碳原子扩散的作用较弱；若钢中A1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，连铸板巧易出现表面纵裂等 缺陷。因此，钢中A1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，A1和Si的添加量还应满足如下关系 式；1. 5%《Si+Al《2. 5%。
[001引 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，该些固溶或游离的N元素可W通过与酸溶A1结合而固定。为了不提高炼钢 成本，N的含量控制在0. 006% W内即可，优选范围为小于0. 004%。
[0019] 佩；魄是本发明中的重要元素之一。佩在钢中主要W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，改善钢的塑性和初性，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%。
[0020] 0 ;氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中0的含量通过A1脱氧之 后一般都可W达到0. 003% W下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的0 含量控制在0.003% W内即可。
[002U 本发明的抗拉强度SOOMPa级高强度高初性钢板的制造方法，包括如下步骤：
[0022] 1)冶炼、二次精炼、铸造；
[0023] 按下述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造形成铸巧或铸锭，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%，A1 ;0. 5 ?1. 0%，N《0. 006%，佩；0. 02 ?0. 06%，0《0. 003%，其余为化 W及不可避免的杂质，且满足，1. 5%《Si+Al《2. 5% ;
[0024] 2)将步骤1)获得的铸巧或铸锭加热、热轴、卷取、再开卷切板，获得基板；
[00巧]如热处理
[0026] 将步骤2)获得的基板加热至Ac3+(30?50)°C，完全奥氏体均匀化，其中，Ac3 = 955-350C-25Mn巧lSi+106Nb+68Al，各元素符号均为重量百分含量；基板屯、部到加热温度 Ac3+(30?50) °C后继续保温10?30min，再快速冷却至350?500°C之间某一温度，冷速 > 50°C /s，等温转变200?500s，W大于30°C /s的冷速泽火至室温，得到抗拉强度SOOMPa 级高强度高初性钢板。
[0027] 优选的，所述抗拉强度SOOMI^a级高强度高初性钢板的化学成分中，W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%。
[002引进一步，得到的抗拉强度SOOMI^a级高强度高初性钢板的显微组织W贝氏体铁素 体和残余奥氏体为主，屈服强度> 390MPa，抗拉强度> SOOMPa，延伸率〉20%，-20°C冲击功 > 100J。
[0029] 在本发明的制造方法中：
[0030] 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 最常用的热连轴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。
[0031] 在加热时，基板加热温度应在Ac3+(30?50) °C，W获得较为细小的原始奥氏体晶 粒，基板屯、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。
[0032] 本发明化学成分体系钢种的Ac3温度范围为905-1048 °C，Ac 3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，脚可 钉扎奥氏体晶粒长大，经计算可知，加入0. 02?0. 06%佩元素，可在《1297°C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。A1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，A1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。
[0033] 基板经过完全奥氏体均匀化之后，快速冷却至350?500°C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°C /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W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，通过再次泽火工艺，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W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W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 W上一定范围内，则直接形成贝氏体铁素体+残余奥氏体组织。
[0034] 通常，等温转变的温度范围控制在Ms±50°C?500°C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. lCr-11. OSi-7. OMo,式中各元素符号 代表其对应的重量百分含量。
[0035] 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°C，同时， 根据已有的研究可知，在Ms±?50°C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°C。因此，等温处理的温度范围在350?530°C都可W获得贝氏体 铁素体和残余奥氏体组织，考虑到超过500°C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W达到800MPa w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，使钢的塑性和冲击初 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°C之 间。
[0036] 在350?500°C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W及初性。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。
[0037] 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SOOMI^a级先进高 强钢板，同时具有良好的延伸率（> 20% )和低温冲击初性（-20°C冲击功> 100J)，表现出 优异的强度、塑性和初性匹配。
[003引本发明的有益效果；
[0039] 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， 如化，Ni，V，Mo等，就可W获得抗拉强度800MPa W上的高强钢，降低了合金成本。
[0040] 2)通常，在强度级别相同的条件下，具有相变诱导塑性（TRI巧效应的高强钢表现 出更高的塑性。与在线热连轴高强钢相比，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%，而同级别热连轴高强钢的延 伸率通常《20%。
[0041] 3)本发明获得的钢板具有优异的高强度、高塑性和高初性匹配，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（TRI巧现象，不仅能提 高钢板的塑性，而且抗拉强度也得W提高。
[0042] 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、高塑性和高初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。
[00创 W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，该是热连轴高强钢所不具备的。
【专利附图】
【附图说明】
[0044] 图1为本发明实施例的热处理工艺流程图。
【具体实施方式】
[0045] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0046] 本发明的抗拉强度800M化级强度高强初性钢板的制造方法，具体包括如下步骤；
[0047] 1)冶炼、二次精炼、铸造；
[0048] 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、铸造形成铸巧或铸 锭；
[0049] 2)将步骤1)获得的铸巧或铸锭加热、热轴、卷取、再开卷切板，获得基板；
[0化0] 3)热处理
[0化1 ] 将步骤3)获得的基板加热至Ac3+ (30?50) °C，完全奥氏体均匀化，钢板屯、部到温 后继续保温10?30min，再快速冷却至350?500°C之间的某一温度，即第一次停冷温度， 冷速> 50°C /s，等温转变200?500s，W大于30°C /s的冷速泽火至室温，得到抗拉强度 SOOMPa级高强度高初性钢板。参见图1。
[0052] 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 /J、- 〇
[0化3] 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W及高初性的钢板，其抗拉强度可达SOOMPa W上，同时具有良好的延伸率（> 20% )和低温冲击初性（-20°C冲击功> 100J)，表现出优异的强度、塑性和初性匹配。
[0054]
【权利要求】
1. 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彡 0? 015%，S彡 0? 005%，A1 :0? 5 ?1. 0%， N< 0. 006%，Nb:0. 02?0. 06 %，0 < 0. 003 %，其余为Fe及其它不可避免的杂质，且满足， IKSi+Al彡 2. 5%〇
2. 根据权利要求1所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其特征在于，所述的 化学成分中，以重量百分比计，Si的含量范围为1. 3?1. 7%。
3. 根据权利要求1所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其特征在于，所述的 化学成分中，以重量百分比计，Mn的含量范围为1. 4?1. 8%。
4. 根据权利要求1所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其特征在于，所述的 化学成分中，以重量百分比计，N的含量< 0. 004%。
5. 根据权利要求1所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其特征在于，所述的 化学成分中，以重量百分比计，Nb的含量范围为0. 03?0. 05%。
6. 根据权利要求1所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其特征在于，其显微 组织以贝氏体铁素体和残余奥氏体为主。
7. 根据权利要求1所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板，其特征在于，其屈服 强度彡390MPa，抗拉强度彡800MPa，延伸率>20%，-20°C冲击功> 100J。
8. -种如权利要求1?5中任一项所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板的制 造方法，其特征在于，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 彡 0? 015%， S 彡 0? 005%，A1 :0? 5 ?1. 0%，N彡 0? 006%，Nb:0? 02 ?0? 06%，0 彡 0? 003%，其余为 Fe 以及其它不可避免的杂质，且满足，1. 5%彡Si+Al彡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，力P热至Ac3+(30?50) °C，Ac3 = 955-350C-25Mn+51Si+106Nb+68Al，式中各元素符号均为重量百分含量；基板心部到加热温 度Ac 3+(30?50) °C后继续保温10?30min，再快速冷却至350?500°C，冷速> 50°C /s， 等温转变200?500s，以大于30°C /s的冷速进行淬火至室温，得到抗拉强度800MPa级高 强度高韧性钢板。
9. 根据权利要求8所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板的制造方法，其特征在 于，该制造方法获得的钢板的显微组织以贝氏体铁素体和残余奥氏体为主。
10. 根据权利要求8所述的抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板的制造方法，其 特征在于，该制造方法获得的钢板的屈服强度彡390MPa，抗拉强度彡800MPa，延伸率 >20%，-20°C冲击功 > 100J。
【文档编号】C22C38/12GK104513927SQ201410810259
【公开日】2015年4月15日 申请日期:2014年12月19日 优先权日:2014年12月19日
【发明者】王焕荣, 杨阿娜, 王巍 申请人:宝山钢铁股份有限公司