一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢及其制造方法
【技术领域】
[0001]本发明属于热乳高强钢技术领域，具体涉及一种980MPa级全铁素体基热乳超高强 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。除了采用高强钢进行减薄之外，还采用更轻的镁、铝甚至碳纤维等先进材料。
[0003]然而，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一直没有形成 趋势。这其中一方面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 外一方面重要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，而且目前的商用车的加工厂普遍存在设备 较为低端，仅适合于普通低强度钢的加工，对高强钢的加工没有太多经验且现有的模具等 也不适合高强钢的加工和使用。
[0004]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。但是，商用车的加工和使用者应认清 行业发展的趋势，国家不可能一直对超载现象漠视，例如从今年开始，国家为了治理超重超 载等问题出台了混凝土搅拌车的限重要求，严格限制这类车型的大小，超过国家规定的车 辆严禁挂牌上路，这就促使商用车制造者和使用者不得不考虑采用高强钢进行轻量化，同 时也是对自身产品的一种升级换代，有利于商用车整个行业的进步。从这也可以看出，商用 车的轻量化也必将是未来的一种趋势，开发性能优异的高强钢也将是未来的发展趋势。
[0005] 目前，抗拉强度在980MPa以上级别高强钢的成分设计主要采用低碳加微合金元 素，在工艺上采用在线或离线淬火加低温回火处理的方法。通常情况下，淬火+低温回火之 后钢板的性能表现为屈服强度与抗拉强度比值较高，通常在〇. 90以上甚至接近1.0，而延伸 率根据大生产的实际数据统计通常在13±1%，而用户目前的需求是在保持抗拉980MPa以 上的基础上将延伸率提高至14%以上，这对传统的组织设计思路以及淬火加低温回火工艺 来说是极大的挑战。
[0006] 日本专利P2008156681A采用了Nb微合金化成分设计和快速冷却至中温区的工艺， 其组织特征为贝氏体而不是全铁素体，同时也没有采用纳米析出技术；日本专利 JP4062118B9公开了一种高Ti型的纳米析出强化高强钢，但其组织主要是贝氏体和马氏体， 而且抗拉强度在800MPa上下，未达到980MPa级别。
【发明内容】
[0007]本发明的目的在于提供一种980MPa级全铁素体基热乳超高强钢及其制造方法，可 用于制造屈服强度2 90010^，抗拉强度2 98010^，延伸率2 15%的2.5~10謹厚的超高强度 钢板，该钢板表现出优异的强度和塑性匹配。
[0008] 本发明的主要目的是通过准确合理的成分和与之相匹配的工艺设计生产一种抗 拉强度达980MPa级的全铁素体基高强钢。加入较高含量的Ti以保证在热乳卷取阶段在铁素 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Mo以保 证在卷取缓慢冷却的过程中纳米粒子的高温热稳定性，避免纳米碳化物发生粗化而使其弥 散强化效果较弱。除了采用(Ti，Mo)C纳米粒子析出强化外，还加入微合金元素V与C在铁素 体中形成纳米VC，进一步提高钢的析出强化效果。热乳过程中在终乳结束后以较高的冷速 使带钢快速冷却至合适的卷取温度，使带钢获得由细小的等轴铁素体和纳米碳化物组成的 全铁素体基组织，从而获得980MPa级超高强钢。
[0009]为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0010] 一种980MPa级全铁素体基热乳超高强钢，其化学成分的质量百分比为：0.1% <0.2%a.0%<Mn<2.0%,P<0.015%,S<0.005%,0.02%<Al<0.08%,0<N< 0·005%，0·1%<Ti<0.20%，0·2%<Mo<0.5%，0·10%<V<0.50%，0<0·003%，其余 为?6和不可避免的杂质，且上述元素需同时满足如下关系：0.10%<(1'卜3.42"/4+1〇/8+ V/4.24S0.20%。
[0011] 优选的，所述钢板的化学成分还包含〇<Si< 0.15%，以质量百分比计。
[0012] 更优选的，所述钢板的化学成分还包含0<Si< 0.10%，以质量百分比计。
[0013]优选的，所述钢板的化学成分中1.2%<Mn<1.8%，以质量百分比计。
[0014]进一步，所述的980MPa级全铁素体基热乳超高强钢的微观组织为全铁素体和纳米 析出碳化物，其中，铁素体晶粒尺寸< 5μπι，铁素体形态为近等轴型。
[0015] 所述980MPa级全铁素体基热乳超高强钢的屈服强度2 900MPa，抗拉强度2 980MPa，延伸率 2 15%。
[0016] 再，所述980MPa级全铁素体基热乳超高强钢厚度为2.5~10mm。
[0017] 在本发明的成分设计中：
[0018]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980MPa级的全铁素体基超高强钢，除了铁素体平均晶粒尺寸必须满足< 5μπι外， 必须依靠纳米析出物的强烈析出强化作用，钢中C的含量至少在0.10%以上，这是因为本发 明加入的C必须被微合金元素Ti、Mo、V等所完全固定或固溶在钢中，C不能以渗碳体的形式 出现在钢中；同时碳的含量也不能超过0.2%，否则在热乳高温卷取过程中不能形成全铁素 体微观组织，会形成少量的珠光体类型的组织。
[0019]本发明中C的加入量与Ti、Mo和V的加入量密切相关，本发明成分设计的一个重要 原则是保证加入的C应全部与Ti、Mo和V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和VC粒子。这些纳米粒子在高温卷取后的缓慢冷却过程中可有效的抑 制铁素体晶粒长大，同时起到析出强化效果。
[0020]需要说明的是，尽管从理论上而言，只要C，Ti、Mo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以将碳原子全部固定，从而避免形成少量的珠光体 类型的组织。但在实际生产过程中，由于Ti、Mo和V元素的固碳能力并不能完全发挥，钢板的 组织中仍不可避免地出现极少量珠光体类型组织。因此，碳的含量必须控制在0.20%以下， 且与Ti、Mo和V的含量之间满足下式，即Ο· 10% < (Ti-3 · 42N)/4+Mo/8+V/4 · 24 <Ο· 20%。综 上，C的含量应控制在0.10~0.20 %。
[0021]Si: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，有利于扩大乳制工艺窗口；同时Si还有较强的固溶强化效果。但Si容易在乳制后的钢 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。大量 的生产统计结果表明，当钢中硅的含量在0.15%以下时可完全消除"红铁皮"现象，因此，本 发明控制Si含量<0.15%，更优选，Si含量<0.10%。
[0022]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。Μη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强度，Μη含量应控制在1.0%以上，Μη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Μη的含量超过2.0%，炼钢时容易发生Μη 偏析，板坯连铸时易发生热裂。因此，本发明控制Μη含量为1.0~2.0 %，优选范围为1.2~ 1.8%〇
[0023] Ρ:Ρ是钢中的杂质元素。Ρ极易偏聚到晶界上，钢中Ρ的含量较高（2 0.1%)时，形成Fe2P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故Ρ含量越低越好，控制Ρ<0.015%较好且不 提尚炼钢成本。
[0024]S:S是钢中的杂质元素。S通常与Μη结合形成MnS夹杂，尤其是当S和Μη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，在后续乳制过程中MnS沿乳向发 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% 以内。
[0025] A1:A1是钢中除(：、5^11、？、5五大元素之外的另一重要合金元素(^1在本发明中的 基本作用是在炼钢过程中脱氧。钢中A1的含量一般不低于0.02%;同时，若A1的含量若超过 0.08%，其细化晶粒的