技术领域本发明属于热轧高强钢领域，具体涉及一种1180MPa级析出强化型热轧超高强钢及其制造方法。
背景技术：
在汽车尤其是乘用车领域，高强减薄或汽车结构轻量化已成为国际上汽车制造厂商的重要研究方向。与乘用车高强减薄和轻量化趋势不同，商用车的轻量化工作进展十分缓慢。主要原因一是由于商用车普遍超载比较严重，商用车的设计人员对结构的设计裕度很大；同时，商用车自身以及载重量均较大，采用高强钢减薄之后有时刚度难以保证；另一方面原因是由于商用车相对乘用车而言，属于价格敏感客户群，用户通常希望在钢板的强度提高的同时价格最好不要提高太多。因此，无论从对高强钢使用的需求意愿还是其自身的加工能力以及价格承受等方面都使得商用车的高强减薄和轻量化过程进展缓慢。但在有些部位仍然需要使用高强甚至超高强钢，如防撞梁等。随着节能减排要求的不断严格，商用车的加工和使用者应认清行业发展趋势，商用车的轻量化也必将是未来的一种趋势。因此，开发性能优异的高强钢也将是未来的发展趋势。抗拉强度在1180MPa以上级别的高强钢目前国内成分设计主要采用较高碳加微合金元素，在工艺上通常采用离线淬火加回火的方法。一般情况下，淬火+回火之后钢板的性能表现为屈服强度与抗拉强度比值较高，通常在0.90以上甚至接近1.0，而延伸率通常在10±1％。为保证用户冷成形加工要求，用户通常要求在保持抗拉强度在1180MPa以上的基础上，将延伸率提高至15％以上，同时还要求具有一定的扩孔性能。这对传统的组织设计思路以及淬火+低温回火工艺来说几乎是不可能实现的指标。这是因为，国内外无数的理论和试验结果已证明，采用传统的淬火+回火工艺制造1180MPa级的超高强钢，其延伸率和扩孔率指标是无法满足用户要求的。与钢板的扩孔性能有关的主要因素包括夹杂物水平、组织中各相的性能差异、组织均匀性、屈强比以及组织类型等，其中各相的性能差异起主要作用。单一铁素体或贝氏体类型的组织具有较高的扩孔性能，但其强度相对较低，难以达到超高强度；而铁素体和马氏体组织虽然具有较低的屈强比和较高的强度，但由于铁素体和马氏体两相性能差异大，其扩孔性在相同强度级别不同组织类型的高强钢中表现最差。换言之，高强度和高扩孔性往往难以兼得。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种1180MPa级析出强化型热轧超高强钢及其制造方法，该超高强钢的抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥30％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配。为达到上述目的，本发明的技术方案是：本发明复合添加Nb和Ti以保证在轧制阶段获得细小的奥氏体，以便在轧后空冷阶段获得细小的铁素体；加入较高含量的Ti和V主要目的是在热轧中温卷取阶段在贝氏体相变过程中获得大量弥散细小的纳米级碳化物，起到强烈的弥散析出强化效果；终轧结束后采用分段冷却和中温卷取工艺以获得最佳的晶粒细化和析出强化效果，从而获得具有超高强度、良好塑性和较好扩孔性能的1180MPa级热轧超高强钢。一种1180MPa级析出强化型热轧超高强钢，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.20％，Mn：1.5～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.02～0.08％，N≤0.005％，O≤0.003％，Ti：0.10～0.20％，Nb：0.03～0.06％，V：0.20～0.40％，其余为Fe及不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：0.16％≤Nb+Ti≤0.23％；0.065％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％。优选的，所述超高强钢的化学成分还包含0＜Si≤0.1％，以重量百分比计。优选的，所述超高强钢的化学成分中Mn：1.6～1.8％，以重量百分比计。进一步，所述超高强钢的微观组织为铁素体、贝氏体和纳米级析出碳化物，其中，铁素体等效晶粒尺寸≤5μm，贝氏体板条的宽度≤0.5μm。本发明所述超高强钢的抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥30％。在本发明钢板的成分设计中：C：C是钢中的基本元素，也是本发明的重要元素之一。C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，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。在本发明中，为了获得抗拉强度达1180MPa级的超高强钢，除了铁素体平均晶粒尺寸必须满足≤5μm外，还必须依靠贝氏体强化以及纳米相的析出强化共同作用。本发明钢中C的含量至少在0.10％以上；同时碳的含量也不能太高，否则对钢的焊接性能不利。本发明中C的加入量与Nb，Ti和V的加入量密切相关，本发明成分设计的一个重要原则是除了在高温奥氏体区形成20-40nm的(Nb，Ti)(C，N)析出相之外，应保证加入的C全部与Ti和V原子相结合并在铁素体中形成大量弥散细小的纳米级(Ti，V)C析出相。这些纳米级析出相在中温卷取后的缓慢冷却过程中可有效细化贝氏体板条，起到析出强化效果。需要说明的是，尽管从理论上而言，只要C，Nb，Ti和V的添加量按照碳化物原子百分比添加，或者高于原子百分比添加就可将碳原子全部固定，从而避免形成少量的珠光体类型的组织。但实际上，Nb，Ti和V的固碳作用并不能完全发挥。因此，碳含量必须控制在0.20％以下，且与Nb、Ti和V含量之间满足：0.065％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％。Si：Si也是钢中的基本元素，但在本发明中，Si并不是一个关键元素，其在炼钢过程起到部分脱氧的作用。另外，Si在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大轧制工艺窗口；同时Si还有较强的固溶强化效果。但，Si加入钢中后容易在轧制后的钢板表面形成不均匀分布的“红铁皮”，这些“红铁皮”在随后的酸洗过程中难以彻底去除。虽然带有“红铁皮”的钢板在后续的加工过程中对性能没有不良影响，但在构件的涂漆过程中，由于钢板表面“红铁皮”去除不彻底，涂漆之后构件表面容易产生色差，影响美观。当钢中硅的含量在0.10％以下时可完全消除“红铁皮”现象，因此，本发明钢中Si含量控制在≤0.10％。Mn：Mn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。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。本发明为保证钢板的高强度，Mn含量应控制在1.5％以上，Mn含量偏低，过冷奥氏体不够稳定，冷却空冷过程中易转变为珠光体类型的组织；同时，Mn含量超过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，本发明钢中Mn含量控制在1.5～2.0％，优选范围在1.6～1.8％。P：P是钢中的杂质元素。P极易偏聚到晶界上，钢中P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：S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。在高Ti钢中，S还可以与Ti和C形成Ti4C2S2化合物，消耗了部分Ti，使得有效Ti的数量减少，影响最终的析出强化效果。因此，本发明钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。Al：Al是钢中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。Al在本发明中的基本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中Al含量一般不低于0.02％；同时，若Al超过0.08％，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中铝含量的控制水平，将钢中Al的含量控制在0.02～0.08％。N：N在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。N也是钢中不可避免的元素，通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中N的残余含量通常≤0.005％。这些固溶或游离的N元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的“锯齿裂”缺陷。本发明中通过添加强碳化物或氮化物形成元素Ti，形成稳定的TiN从而固定N原子。因此，N的含量控制在0.005％以内且越低越好。Nb：Nb是本发明中最重要的元素之一。Nb与Ti复合添加对加热和轧制过程中奥氏体晶粒细化效果最显著，即Nb和Ti复合添加之后细化奥氏体晶粒的效果远大于单一Nb，Ti和V加入的效果。Nb加入钢中之后，在高温时如钢坯加热阶段，固溶的Nb与晶界之间强烈的溶质拖曳作用可细化钢坯加热时的奥氏体晶粒；在轧制阶段，由于Nb具有提高再结晶温度的作用，相比Ti，V，Al等合金元素，Nb提高再结晶温度的效果最强，通过在再结晶温度之上轧制，可获得细小“硬化”的奥氏体，其等效晶粒尺寸小，位错密度高，在铁素体转变过程中可以获得非常细小的铁素体晶粒。同时，在轧制阶段形成的20-40nm的(Nb，Ti)(C，N)可以更进一步细化奥氏体晶粒。高温加热时的细小奥氏体晶粒和轧制时更细小的含高位错密度的奥氏体晶粒保证在冷却相变过程中相变产物铁素体的充分细化和强化。Nb的含量至少达到0.03％以上才具有明显提高再结晶温度的效果；Nb加入量也不宜过多，控制在0.06％以下即可。Nb与Ti的添加还应满足0.16％≤Nb+Ti≤0.23％：这主要是因为Nb和Ti都较高时，形成的复合碳氮化物尺寸相对更大，细化晶粒效果减弱；而Nb和Ti含量都较少时，析出的粒子数量不足，钉扎奥氏体晶界效果减弱。粒子钉扎晶界的作用主要依靠细小和弥散的碳氮化物，即碳氮化物尺寸和体积分数。只有尺寸细小且数量足够多的碳氮化物才能更有效的钉扎晶界，细化奥氏体晶粒。绝大多数Nb和大部分Ti都在奥氏体中析出，钉扎奥氏体晶界，细化奥氏体，但其尺寸通常在20～100nm不等；少量的Ti在后面的铁素体中析出，但是其尺寸非常细小，通常在10nm以下，可大幅提高钢的强度。综合考虑以及根据实际经验，需控制Nb和Ti的总量在上述范围内。Ti：Ti是本发明中的重要元素之一。Ti与钢中C、N、S原子有很强的结合力。本发明的成分设计思路主要是想获得细小弥散的纳米碳化物而不是氮化物。Ti与N的结合力大于Ti与C之间的结合力，为了尽量减少钢中TiN的形成量，钢中N的含量应控制得越低越好。本发明加入较高含量的Ti，主要目的是为了在奥氏体向铁素体转变过程中，在铁素体和贝氏体中形成更多的纳米级碳化物。本发明中关键元素Nb、Ti、S和V应满足一定的关系才能获得铁素体和贝氏体析出强化超高强钢。经过证实，本发明中Nb与Ti、S、V、N的含量须满足一定的关系，即0.065％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％，否则钢中形成的纳米级碳化物不能最大程度发挥弥散析出强化效果或者钢中可能出现少量珠光体组织，使得钢板的强度难以达到1180MPa的高强度。纳米碳化物的最佳析出温度主要与Ti、S、V的含量密切相关。经过理论计算和试验证实，在中温卷取温度范围400～500℃内，Ti可发挥最佳析出强化效果的含量范围在0.10～0.20％之间。V：V是本发明中的关键元素之一。V与Ti类似，由于其碳氮化物在奥氏体中的固溶度较大而通常在铁素体中析出。加入较高的钒主要目的是在贝氏体中形成更多的纳米级碳化钒粒子，进一步提高弥散强化的效果。采用低碳含Ti、V钢其所能达到的最高抗拉强度只有800-900MPa，若要继续提高纳米析出强化钢的强度，必须提高C含量，但C含量增加带来的结果是高温段空冷时组织中出现带状珠光体；V也是强碳化物形成元素，加入适量的V可固定多余的C，不仅可以进一步起到析出强化效果，而且还避免了高温空冷时珠光体的形成。根据理论分析和试验研究结果，V的含量应控制在0.2～0.4％范围内，且与Nb，Ti，N，S之间应满足一定的关系，即0.065％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％。O：O是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中O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O含量控制在0.003％以内即可。本发明所述1180MPa级析出强化型热轧超高强钢的制造方法，其包括如下步骤：1)冶炼、铸造按上述化学成分进行冶炼、精炼、连铸成铸坯或铸锭；2)铸坯或铸锭加热加热温度≥1230℃，加热时间1～2小时；3)热轧+分段冷却+卷取开轧温度为1080～1200℃，进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，进行3～5个道次精轧且累计变形量≥80％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以50-100℃/s的冷速将钢板水冷至690～760℃；空冷3-7秒后，再以≥100℃/s的冷速迅速冷却至400～500℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。本发明的制造工艺设计的理由如下：在轧制工艺设计上，为了配合高Ti的成分设计，铸坯(锭)的加热温度必须足够高(如≥1230℃)，以保证有尽可能多的Ti原子固溶在板坯中；加热温度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可承受的温度为限，加热温度原则上不设定上限要求；为了节约能耗，通常将实际的最高加热温度控制在≤1300℃。在粗轧和精轧阶段，轧制过程的节奏应尽量快速完成，避免在粗轧和精轧阶段过多Ti的碳氮化物析出；开轧温度控制为1080～1200℃，在1080℃以上进行3～5道次压下且累计变形量≥50％，主要目的是细化奥氏体晶粒。在终轧结束后应以较高冷速(50～100℃/s)快速水冷至两相区并在两相区空冷3～7秒，主要目的是在空冷形成铁素体的过程中析出大量细小的TiC。这是因为轧制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在较短时间内完成部分再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后的冷却过程发生铁素体相变时，形成的铁素体晶粒较为粗大，通常在5～20μm之间，对提高钢板的强度不利。本发明对微观组织的设计思路为细小铁素体、贝氏体和纳米级碳化物组织，纳米级碳化物尺寸≤10nm。因此，本发明钢板的高强度来自两方面：一是纳米析出强化，根据经典的Orowan机制，纳米级碳化物对强度的贡献大约在200～400MPa之间。所以，本发明仅有纳米析出强化远远不够；钢板的高强度还必须来自于细小的铁素体和贝氏体，要达到1180MPa的抗拉强度级别，铁素体晶粒的尺寸必须控制在5μm以下，贝氏体板条的宽度必须在0.5μm以下，这就需要钢板在终轧结束后必须快速冷却至两相区，经过3～7秒空冷之后再快速冷却至400～500℃进行贝氏体转变和析出。因此，带钢终轧后的冷却速度应足够快，具体要求冷却速度为50～100℃/s，避免在连续冷却过程中形成铁素体，而是在带钢空冷过程中形成部分细小的铁素体和纳米级碳化物，剩余的部分未转变的奥氏体再继续以≥100℃/s的冷速快冷至400～500℃以进行贝氏体相变和VC的纳米析出，从而获得强度和塑性优异的先进高强钢。本发明通过巧妙合理的成分设计，同时配合创新性的热轧工艺可获得强度和塑性优异的1180MPa级纳米析出强化超高强钢。所述钢板的组织为铁素体、贝氏体和纳米级析出碳化物，铁素体等效晶粒尺寸为≤5μm，贝氏体板条的宽度≤0.5μm。本发明通过设计这种经过纳米析出强化的细小铁素体和贝氏体组织，不仅可以获得超高强度和塑性，而且还具有较高的扩孔性，具有优异的综合性能。本发明钢板在成分设计上，通过试验研究，Nb、Ti、V、N、S含量须满足：0.065％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％，只有满足该关系，同时配合所要求的制造工艺，才能获得高强度高塑性先进高强钢，具体是该钢板在抗拉强度达到1180MPa级高强度的同时，具有≥15％的高延伸率，还有具有一定的扩孔性能。本发明化学成分中高Ti含量的添加主要目的是：首先与Nb配合细化加热和轧制阶段的奥氏体晶粒，其次是为了在带钢卷取过程中在铁素体和贝氏体中析出弥散细小的纳米级碳化物，起到强烈的析出强化效果；加入一定量的V则是为了进一步增加纳米析出相的数量，起到更强的弥散强化效果；而C含量的设计一方面要保证强度，同时也要与Nb，Ti和V的含量相配合，最终获得铁素体、贝氏体和纳米级析出相组成的微观组织。本发明的有益效果：(1)本发明采用相对经济的成分设计思路，同时配合现有的热连轧产线就可以生产出具有超高强度和高延伸率、较好扩孔性能的纳米析出强化先进高强钢。(2)本发明制造的钢板抗拉强度≥1180MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥30％，且钢板厚度为3～6mm，同时具有良好的延伸率和较好的扩孔率，表现出优异的强度和塑性匹配以及较好的扩孔性能，可应用于汽车底盘、大梁等需要高强减薄的地方，具有广阔的应用前景。附图说明图1为本发明实施例1钢的典型金相照片。图2为本发明实施例3钢的典型金相照片。图3为本发明实施例5钢的典型金相照片。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。表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的关键制造工艺参数，表3为本发明实施例钢的力学性能测试结果。本发明实施例工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→钢坯(锭)加热→热轧+轧后分段冷却→钢卷，其中关键工艺参数参见表2。图1～图3给出了实施例1、3和5试验钢的典型金相照片。从图1-图3的金相照片上可以看出，钢板的显微组织全部为细小的铁素体和贝氏体(纳米级碳化物从金相照片上无法分辨)，铁素体等效晶粒尺寸约4～5μm。正是由于这些细小铁素体、贝氏体和大量纳米级碳化物赋予钢板超高强度、良好的塑性和较好的扩孔率。由表2～3可知，本发明可制造出屈服强度≥1100MPa，抗拉强度≥1180MPa，且厚度在3～6mm的热轧超高强钢，该钢同时具有良好的延伸率(≥15％)和较好的扩孔率(≥30％)，表现出优异的强度和塑性匹配和较好的扩孔性能。