一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于热社高强钢技术领域，具体设及一种780MPa级热社高强度高扩孔钢 及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 随着国家环保法律法规的日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，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。从节能减排的角度看，提高汽车燃油效率主要有两个途径：一是开发燃油效率更高的发 动机；二是采用高强钢或轻钢来降低车身重量从而降低排放量。
[0003] 乘用车的底盘和悬架等部件由于结构复杂通常需要采用扩孔率较高的钢板才能 保证冲压成形过程不开裂。钢板的扩孔性与强度之间是相互矛盾的关系，高强度通常意味 着较低的扩孔性能。因此，为了冷成形制造出汽车底盘和悬架等部件，汽车厂商通常采用 440MPa和590MPa等较低强度级别的高扩孔钢，运就限制了运些部件的高强减薄的潜力。
[0004] 目前高扩孔钢的强度级别主要集中在440和590MPa强度级别上，其显微组织主要 是铁素体和贝氏体，有时含少量的马氏体组织。钢板的扩孔性能与多种因素有关，运些因素 主要包括夹杂物水平、组织中各相的性能差异、组织均匀性、屈强比W及组织类型等。从组 织类型角度看，铁素体型和贝氏体型的组织具有比较高的扩孔性能，但其强度相对较低，难 W达到780MPa及W上级别，运也是目前高扩孔钢主要集中在440和590MPa两个强度级别 上的主要原因。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，其扩孔性在同样强度级别不同组织类型的高强钢中表现最差。 阳0化]为了解决钢板的扩孔性与强度间的矛盾，迫切需要开发一种更高强度如780MPa 甚至980MPa级、同时又具有与低强度钢板相当的扩孔性和翻边性能。
【发明内容】
[0006] 本发明的目的在于提供一种780MPa级热社高强度高扩孔钢及其制造方法，可用 于制造屈服强度> 750MPa，抗拉强度> 780MPa，延伸率> 20%，且厚度为3~6mm时扩孔率 >70%的高强度高扩孔钢板，该钢板表现出优异的强度、扩孔性、塑性和初性匹配，满足汽 车底盘和悬架等部件对于高强减薄W及复杂成形的要求。
[0007] 本发明通过设计准确合理的成分和与之相匹配的工艺设计生产出一种抗拉强度 达780MPa级的高强度高扩孔钢。具体思路是：加入较高含量的TiW保证在热社卷取阶段 在铁素体中析出大量弥散细小的纳米碳化物，起到强烈的弥散析出强化效果；添加适量的 MoW保证在卷取缓慢冷却的过程中纳米粒子的高溫热稳定性，避免纳米碳化物发生粗化而 使其弥散析出强化效果减弱。同时，热社过程中在终社结束后应W较高的冷速使带钢快速 冷却至合适的卷取溫度，使带钢获得由细小的等轴铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基 微观组织，从而既保证了高强度又获得高扩孔率70% )。本发明通过控制铁素体和纳 米碳化物的尺寸级别，可获得抗拉强度达780MPa级的高强度高扩孔钢，应用在汽车悬架和 摆臂等需要高强减薄和复杂成形的部位。
[0008] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0009] 一种780MPa级热社高强度高扩孔钢，其化学成分的质量百分比为：0.03% 《C《0. 07 %，Si《0. 2 %，1. 0 %《Mn《2. 0 %，P《0. 02 %，S《0. 005 %，0. 02 % 《Al《0. 05%，N《0. 005%，0. 08《Ti《0. 20%，0. 15%《Mo《0. 25%，0《0. 003%， 其余为化及不可避免的杂质元素，且上述元素需同时满足如下关系：1. 5《Ti/Mo《0. 25， 0. 03 %《灯i-3. 42脚 /4+M0/8《0. 07 %。
[0010] 优选的，所述钢板的化学成分中Si《0. 15%，1.2%《Mn《 1.8%，W质量百分比 计。
[0011] 进一步，所述的780MPa级热社高强度高扩孔钢的微观组织结构是由细小等轴或 类针状铁素体和纳米碳化物组成的全铁素体基微观组织。 阳01引所述的微观组织中铁素体晶粒的尺寸《5ym，纳米碳化物的尺寸《lOnm。
[0013] 所述780MPa级热社高强度高扩孔钢的屈服强度> 750MPa，抗拉强度> 780MPa，延 伸率> 20%，且厚度为3~6mm的钢板的扩孔率> 70%。
[0014] 在本发明的成分设计中：
[0015] 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。本发明为了获 得抗拉强度达780MPa级的高强钢，必须保证C含量在0. 03 %W上；同时C含量也不能太 高，否则在高溫卷取过程中会形成少量的珠光体类型的组织，不能形成全铁素体微观组织， 对扩孔性能造成不利影响。
[0016] 本发明中C的加入量与Ti和Mo的加入量密切相关，因为本发明成分设计的一个 重要原则是保证加入的C应全部与Ti和Mo原子相结合并形成大量弥散细小的且具有高热 稳定性的纳米级（Ti,Mo)C粒子。运些纳米粒子在高溫卷取后的缓慢冷却过程中可有效抑 制铁素体晶粒长大，同时起到析出强化效果。
[0017] 同时，尽管理论上，只要C、Ti和Mo的添加量按照（Ti,Mo)C碳化物原子百分比添 加或者高于原子百分比添加更多的Ti或Mo就可W将C原子全部固定，从而避免形成少量 的珠光体类型的组织。但在实际生产过程中，由于Ti和Mo元素的固碳能力并不能完全发 挥，钢板组织中仍不可避免地出现极少量珠光体类型组织，对高强钢的扩孔性能造成不利 影响。因此，C含量必须控制在0.07%W下。
[0018] Si:Si是钢中的基本元素，但在本发明中Si在炼钢过程起到部分脱氧的作用。Si 在钢中可扩大铁素体形成范围，有利于扩大社制工艺窗口；同时Si还有较强的固溶强化效 果。但Si容易在社制后的钢板表面形成不均匀分布的"红铁皮"，运些"红铁皮"在随后的 酸洗过程中难W彻底去除。虽然钢板在制造汽车悬架和摆臂过程中没有明显不良影响，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。当Si含量在0. 2%W下时不易产生"红铁皮"，因此，本发明控制Si含量《0. 2%，优选 的，Si《0. 15%。
[0019] Mn:Mn是钢中最基本的元素，同时也是本发明最重要的元素之一。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。本发明为保证钢板的强度，Mn含量应控制在1.0%W上，Mn含量过低，过冷奥 氏体不够稳定，容易转变为珠光体类型的组织；同时，当Mn的含量超过2. 0%，炼钢时容易 发生Mn偏析，板巧连铸时易发生热裂。因此，本发明控制Mn含量为1.O~2. 0%，优选范围 为 1. 2 ~1. 8%。
[0020] P :P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（>〇.1%)时， 形成化2P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和初性，故P含量越低越好，控制P《0. 02 %较好 且不提高炼钢成本。
[0021]S:S是钢中的杂质元素。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，在后续社制过程中MnS沿社 向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。因此，钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控 制在0.005%W内。
[0022] Al:A1在本发明中的基本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中Al的含量一般不 低于0.02% ;同时，若Al的含量若超过0.06%，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生 产过程中侣含量的控制水平，本发明将侣的含量控制在0. 02~0. 06%。
[0023]N:N在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。N是钢中不可避免的元素，运些 固溶或游离的N元素必须通过形成某种氮化物加W固定，否则游离的氮原子对钢的冲击初 性非常不利，而且在带钢社制的过程中很容易形成全长性的"银齿裂"缺陷。本发明通过添 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。但本发明成分设计思 路主要是获得细小弥散的纳米碳化物而不是氮化物，而且Ti与N的结合力大于Ti与C之 间的结合力，为了尽量减少TiN的形成量，钢中N含量应控制得越低越好，且需满足0. 03%