一种多相钢构件及其制备方法、应用与流程

本发明属于多相钢技术领域，特别涉及一种多相钢构件及其制备方法、应用。

背景技术：

复(多)相钢其组织特点主要为以贝氏体和(或)铁素体为基体，并且通常分布少量的马氏体和残余奥氏体组织，具有较高的能量吸收能力。这种钢一般强度较高，制作的构件可应用于汽车车身。

目前，社会大众安全意识日益提高，且汽车市场竞争愈发激烈，要在保留驾车舒适度和安全的情况下，尽可能降低形式消耗和废气排放，实现汽车轻量化，对多相钢的强度提出了更高的要求。多相钢用于汽车零部件需要对钢板进行冲压或制管，为了满足汽车对强度要求，因此钢板的强度也较高，但这导致了冲压或者制管获得构件的过程出现了开裂或回弹问题。

技术实现要素：

针对上述现有技术的不足，本发明提供了一种多相钢构件及其制备方法，在保证构件强度的基础上，解决现有技术中冲压或者制管过程中出现开裂或回弹的问题。

本发明通过以下技术方案来实现上述目的：

一方面，本发明提供了一种多相钢构件，所述构件由多相钢制成，所述多相钢的化学组分及化学组分的质量分数包括，

c：0.07～0.15％，si：0.2～0.6％，al≤0.045％，mn：1.5～3.0％，cr：0.5～1.0％，mo：0.1～0.6％，b：0.001～0.005％，ti：0.02～0.10％，v：0.05～0.15％，p≤0.015％，n≤0.01％，o≤0.003％，ca：0.0005％～0.0030％，

所述多相钢还包括ni和nb中的一种或两种，其中，ni：0.001～0.06％，nb：0.001～0.06％，ni和nb的质量分数之和为0.002～0.1％；

其余为fe和不可避免夹杂；

所述cr与mo的质量分数之和为0.8～1.5％，

所述ti与v的质量分数之和为0.08～0.2％；

所述mn的质量分数与s的质量分数之比≥550；

其中，ceq为0.4～0.55％，c为所述多相钢中c的质量分数，mn为所述多相钢中mn的质量分数。

进一步地，所述构件的金相组织包括马氏体、贝氏体和铁素体，所述马氏体的体积分数为60～75％，所述贝氏体的体积分数为20～32％，所述铁素体的体积分数为2～10％。

另一方面，本发明提供了上述的一种多相钢构件的制备方法，所述方法包括，

将成分合格的钢水，连铸后获得板坯；所述板坯的化学组分及化学组分的质量分数包括，

c：0.07～0.15％，si：0.2～0.6％，al≤0.045％，mn：1.5～3.0％，cr：0.5～1.0％，mo：0.1～0.6％，b：0.001～0.005％，ti：0.02～0.10％，v：0.05～0.15％，p≤0.015％，n≤0.01％，o≤0.003％，ca：0.0005％～0.0030％，所述多相钢还包括ni和nb中的一种或两种，其中，ni：0.001～0.06％，nb：0.001～0.06％，ni和nb的质量分数之和为0.002～0.1％；其余为fe和不可避免夹杂；所述cr与mo的质量分数之和为0.8～1.5％，所述ti与v的质量分数之和为0.08～0.2％；所述mn的质量分数与s的质量分数之比≥550；其中，ceq为0.4～0.55％，c为所述多相钢中c的质量分数，mn为所述多相钢中mn的质量分数。

将板坯依次经过加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、变形和热处理，获得构件。

进一步地，所述加热中，加热出炉温度为1150～1280℃，所述热轧中，终轧温度为800～900℃，卷取温度为630～720℃。

进一步地，所述冷轧压下量为35～70％。

进一步地，所述退火为罩式退火，所述退火中，热点温度为680℃～750℃，保温时间为8～20h，带罩冷却时间＞5h，风冷水冷转换温度为300～500℃，出炉温度为50～150℃。

进一步地，所述光整中，平整率为0.3～0.9％；所述拉矫中，拉矫率为0.1～0.5％；所述变形为冲压或制管。

进一步地，所述热处理在惰性气体氛围或还原气体氛围中进行，所述热处理中，加热速率为3～20℃/s，加热温度为800～1000℃，加热时间为3～20min，冷却为空冷。

进一步地，所述将板坯依次经过加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、变形和热处理，包括，

将板坯依次经过加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、变形热处理和回火；所述回火温度为200～700℃，所述回火保温时间为20～30min。

第三方面，本发明还提供了上述的一种多相钢构件应用于汽车结构中。

本发明的有益效果至少包括：

本发明提供了一种多相钢构件及其制备方法、应用，所述构件由多相钢制成，所述多相钢的化学组分及化学组分的质量分数包括，c：0.07～0.15％，si：0.2～0.6％，al≤0.045％，mn：1.5～3.0％，cr：0.5～1.0％，mo：0.1～0.6％，b：0.001～0.005％，ti：0.02～0.10％，v：0.05～0.15％，p≤0.015％，n≤0.01％，o≤0.003％，ca：0.0005％～0.0030％，所述多相钢还包括ni和nb中的一种或两种，其中，ni：0.001～0.06％，nb：0.001～0.06％，ni和nb的质量分数之和为0.002～0.1％；其余为fe和不可避免夹杂；所述cr与mo的质量分数之和为0.8～1.5％，所述ti与v的质量分数之和为0.08～0.2％；所述mn的质量分数与s的质量分数之比≥550；ceq＝c+mn/6，其中，ceq为0.4～0.55％，c为所述多相钢中c的质量分数，mn为所述多相钢中mn的质量分数。通过退火处理先降低多相钢的强度，在变形过程中，成形性能好不会出现开裂和回弹问题，为保证钢的高强度，本发明通过添加mn、cr、mo等提高淬透性，配合热处理获得高强的马氏体和贝氏体，以及添加nb、ti、v、ni等微合金来控制原始奥氏体晶粒尺寸和提高析出强化作用，通过细化原始奥氏体晶粒尺寸来进一步细化马氏体、贝氏体尺寸与板条间距。v在热处理过程中可细化钢的奥氏体组织和晶粒尺寸，提高热处理后的构件的强度，使构件同时具备成形质量和效果好，且强度高，可以满足汽车结构对表面质量和强度的要求。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。

图1为构件中析出物形貌tem照片；

图2为图1中的析出物能谱图；

图3为图1中的析出物能谱图；

图4为本发明实施例的热处理前的多相钢金相图；

图5为本发明实施例的构件的金相图；

图6为回火温度为200℃的构件金相图；

图7为回火温度为500℃的构件金相图。

具体实施方式

下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。

在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。

除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

本发明实施例中的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：

一方面，本发明提供了一种多相钢构件，所述构件由多相钢制成，所述多相钢的化学组分及化学组分的质量分数包括，

c：0.07～0.15％，si：0.2～0.6％，al≤0.045％，mn：1.5～3.0％，cr：0.5～1.0％，mo：0.1～0.6％，b：0.001～0.005％，ti：0.02～0.10％，v：0.05～0.15％，p≤0.015％，n≤0.01％，o≤0.003％，ca：0.0005％～0.0030％，

所述多相钢还包括ni和nb中的一种或两种，其中，ni：0.001～0.06％，nb：0.001～0.06％，ni和nb的质量分数之和为0.002～0.1％；

其余为fe和不可避免夹杂；

所述cr与mo的质量分数之和为0.8～1.5％，

所述ti与v的质量分数之和为0.08～0.2％；

所述mn的质量分数与s的质量分数之比≥550；

其中，ceq为0.4～0.55％，c为所述多相钢中c的质量分数，mn为所述多相钢中mn的质量分数。

c是最有效，最便宜的固溶强化元素，可有效保证热冲压用钢强度级别。一方面为了确保足够的强度，同时为确保良好的可焊接性和抗回火性能等，因此c含量确定为最小0.07，最大0.15。

si是铁素体形成元素，铁素体中si的溶入使c原子活度提高，促进铁素体中的c原子向外扩散，使周围奥氏体中含碳量增加，随着奥氏体中碳含量的增加，其稳定性也随之增加。在冷却过程中，适当保留一定的si可抑制碳化物的析出，提高马氏体体积分数并确保组织中在马氏体转变区域存在一定量的奥氏体。

al元素可使其塑性得到提升，其能够增加奥氏体向贝氏体转变的驱动力，使贝氏体形成的速度得到了加快，以使c原子在铁素体中的活度明显增大，且能对渗碳体的形成起到抑制作用，进而增加奥氏体中的含碳量，提高马氏体强度。

mn用来增加奥氏体区，降低奥氏体化温度，提高淬透性。

cr能显著增加淬透性和减轻高温表面出现严重氧化，但其促进贝氏体形成会损伤部分强度，不宜过高。mo可细化钢的晶粒，提高淬透性，钼还显著提高回火稳定性，因此本发明cr、mo重量百分含量满足：0.8％≤(cr+mo)≤1.5％。

nb、ti、v与c、n结合形成析出物，主要是用来细化奥氏体晶粒。本发明采用复合添加微量合金元素ti、nb，可形成nb(c，n)、tic、tin、(ti、nb)(c，n)等具有强化作用的细小析出物，见图1、图2和图3，强化基体。ni可用来提高钢的强度而不显著降低其韧性，改善钢的加工性和可焊性。v元素主要以碳化物的形式存在，可细化热处理过程中钢的奥氏体组织和晶粒尺寸，提高回火后的强度和屈强比，明显改善焊接性能。v在回火过程中细小的析出物形态可抑制回复再结晶，提高淬火钢的回火稳定性。但钢中v在热处理状态下会降低淬透性，因此需配合mn、cr、mo元素等使用，含量不宜过高。

b是一种特别有效的用于提高淬透性的元素，其以非常少的量就已有效。在此，该马氏体起始温度保持不受影响，另外，硼必需以固体溶液存在，少量的b保证有足够好的淬透性。

p为在钢液凝固时易形成微观偏析，随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大，从而使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，p含量应控制在0.015％以下。

s为不可避免的不纯物，在晶界偏析会恶化钢的韧性，从而降低钢的韧塑性，并使氢致延迟断裂敏感性升高。因此，s含量应控制在0.0030％以下。为了降低s的负面作用，要提高钢板中的mn/s值，因此本发明控制mn含量：mn/s≥550，可以有效降低s的负面影响。

n与al、ti、nb、v等结合形成化合物，从而细化晶粒和降低氢致延迟断裂敏感性，但也会偏聚晶界而降低晶界强度。因此，n含量应控制在≤0.005％。

o为有害气体，并影响氢致延迟断裂敏感性，且可能与铝形成粗大的氧化铝夹杂物，恶化钢的韧性。通过多种手段应将o含量控制在0.003％以下。

ca在炼钢时以钙-硅-混合化合物的形式加入钙引起熔融相的脱氧和脱硫。因此反应产物转化为熔渣，并实现钢的净化。增加的纯度导致最终产品中本发明的更优性能。因此，ca含量控制在0.0005％～0.0030％。

本发明采用添加mn元素，在冷却时mn可降低相变温度，细化铁素体晶粒，再结晶停止温度和相变开始温度的区间加大，提高钢的淬透性，在冷却过程中发生马氏体或贝氏体转变。碳素钢中，c当量决定其强度性能，材料的强度便通过大量试验数据的统计简单地以碳当量来表示，同时为保证良好的焊接性能，因此本发明要求0.4％≤(c+mn/6)≤0.55。

进一步地，所述构件的金相组织包括马氏体、贝氏体和铁素体，所述马氏体的体积分数为60～75％，所述贝氏体的体积分数为20～32％，所述铁素体的体积分数为2～10％。

构件中还含有纳米级细小的析出物和残余奥氏体。

马氏体组织为高密度位错的块状或板条马氏体，较硬，构件中含有大量的硬相马氏体，使构件具有足够的强度，满足汽车使用的强度要求。铁素体中是相变中不可避免留下的金相组织。

另一方面，本发明提供了上述的一种多相钢构件的制备方法，所述方法包括，

将成分合格的钢水，连铸后获得板坯；所述板坯的化学组分及化学组分的质量分数包括，

c：0.07～0.15％，si：0.2～0.6％，al≤0.045％，mn：1.5～3.0％，cr：0.5～1.0％，mo：0.1～0.6％，b：0.001～0.005％，ti：0.02～0.10％，v：0.05～0.15％，p≤0.015％，n≤0.01％，o≤0.003％，ca：0.0005％～0.0030％，所述多相钢还包括ni和nb中的一种或两种，其中，ni：0.001～0.06％，nb：0.001～0.06％，ni和nb的质量分数之和为0.002～0.1％；其余为fe和不可避免夹杂；所述cr与mo的质量分数之和为0.8～1.5％，所述ti与v的质量分数之和为0.08～0.2％；所述mn的质量分数与s的质量分数之比≥550；其中，ceq为0.4～0.55％，c为所述多相钢中c的质量分数，mn为所述多相钢中mn的质量分数；

将板坯依次经过加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、变形和热处理，获得构件。

进一步地，所述加热中，加热出炉温度为1150～1280℃，所述热轧中，终轧温度为800～900℃，卷取温度为630～720℃。进一步优选的，热轧卷取温度≥650℃，保证热轧强度较低，便于后续冷轧。

进一步地，所述冷轧压下量为35～70％。适当的成分和热轧工艺后只有保证合适的冷轧压下，才能获得较理想的组织性能。当冷轧压下量较低时，变形储能小，后续退火时不易发生再结晶，可适当保留一定的冷轧组织，提高强度。

进一步地，所述退火为罩式退火，所述退火中，热点温度为680℃～750℃，保温时间为8～20h，带罩冷却时间＞5h，风冷水冷转换温度为300～500℃，出炉温度为50～150℃。进一步的，优选退火热点温度700℃以上，保温10h以上，获得较低强度，提高加工成形性能。

进一步地，所述光整中，平整率为0.3～0.9％；所述拉矫中，拉矫率为0.1～0.5％；所述变形为冲压或制管。

进一步地，所述热处理在惰性气体氛围或还原气体氛围中进行，所述热处理中，加热速率为3～20℃/s，加热温度为800～1000℃，加热时间为3～20min，冷却为空冷。惰性气体或加还原气体的保护气氛下，有利于控制表层氧化脱碳，降低构件强度的损失，并避免大量氧化皮的产生。加热温度为800～1000℃，保温时间为3～20分钟，以获得完全奥氏体化，加热温度低或保温时间短，奥氏体化不完全；加热温度过高或保温时间过长，奥氏体晶粒粗化，影响综合力学性能。冷却采用空冷，可以使钢中形成高强的马氏体和贝氏体，以解决退火板强度低的问题，提高构件的强度。同时可以，发挥v、nb、ni和ti元素的析出强化作用，进一步的提高热处理后构件的强度。图4为本发明实施例的热处理前的多相钢金相图，图5为本发明实施例的构件的金相图，结合图4和图5可知，热处理后组织细化，强度提高。

进一步地，所述将板坯依次经过加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、变形和热处理，包括，

将板坯依次经过加热、热轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫、变形热处理和回火；所述回火温度为200～700℃，所述回火保温时间为20～30min。图6为回火温度为200℃的构件金相图，图7为回火温度为500℃的构件金相图，在构件的加工中，可能会进行回火处理，回火温度为200～700℃。经过回火处理后，强度不会出现大幅度的下降。

第三方面，本发明还提供了上述的一种多相钢构件应用于汽车结构中。

本发明采用mn+cr+mo的成分设计，提高构件的淬透性，配合空冷，获得高强的马氏体和贝氏体组织，添加nb、ti、v和ni微合金来控制原始奥氏体晶粒尺寸，并提高析出强化作用，通过细化奥氏体晶粒尺寸来进一步细化马氏体、贝氏体尺寸与板条间距，使构件具有高密度位错的块状或板条马氏体、贝氏体以及少量的铁素体，同时还具有细小的纳米级析出物和残余奥氏体，使构件具有良好的强度、焊接性能和抗回火性能。由于退火处理，保温时间长，使其具有较低的强度和良好的塑性，在冲压或制管变形过程中，不会出现开裂或回弹问题，将制得的构件再配合热处理和回火处理，使构件获得良好的强度，同时具备良好的焊接性能和回火稳定性。

下面将结合具体的实施例对本申请的技术方案做进一步的说明。

将冶炼合格的钢水，连铸后获得板坯，将板坯装入加热炉加热，再依次进行粗轧、精轧、酸洗、冷轧、退火、光整、拉矫，将拉矫后的钢板进行冲压或制管，将冲压或制管后的变形件分组进行热处理和回火，获得构件。板坯的化学成分如表1所示，生产过程工艺控制如表2所示。

表1

表2

表3

表4

表5

对比例1

对比例1提供了一种构件的制备方法，将多相钢冷轧钢板在退火炉内以8-15℃/s，加热至800-850℃，以5-8℃/s缓冷至680-750℃，缓冷后45％高氢冷却气体以30-40℃/s冷却至300-340℃/s等效处理8-12min出炉。出炉经平整后使用，冲压或制管。

表6

表7

表8

表6为实施例1到实施例4、对比例1所使用的退火后的钢板的力学性能，表7为经过热处理后获得的试样构件的力学性能，表8为经过热处理后的试样构件，再经过回火处理后的力学性能。

实施例1到实施例4中的罩式退火后的钢板屈服强度为409～421mpa，抗拉强度523～547mpa，延伸率27.5～28.5％，塑性好，强度低，用于冲压或者制管，都不会出现开裂或弹回的问题。将冲压或制管后的构件经过热处理后，其屈服强度为721～849mpa，抗拉强度949～1077mpa，延伸率8.5～15.5％，强度获得了明显的提升，可以满足汽车强度的要求。将热处理后的构件经过回火处理后，其屈服强度为498～841mpa，抗拉强度710～1030mpa，延伸率9.5～19.5％，经过回火处理，构件的强度没有出现大幅度的下降。

对比例1采用连退板作为原料，连退板的抗拉强度为1035mpa，较高的强度使其在冲压或制管过程中，出现开裂或回弹问题。

实施例1到实施例4构件热处理后的抗拉强度为949～1077mpa，与对比例1的构件强度水平相当。由此可知，本申请的技术方案，在保证了强度的基础上，解决了冲压或制管后开裂或回弹问题。

最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。