一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种高成形性的冷社超高强度钢板、钢带及其制造方法，该冷社钢板 或钢带不仅具有较好的延伸率还有相当好的扩孔性能，特别适用汽车车身结构件的制造。
【背景技术】
[0002] 汽车工业出于减重的需要，要求使用更高强度的钢板。其中，超高强度双相钢越来 越成为汽车制造业的首选，因为送种先进高强钢，能有效减轻汽车车身重量，提高安全性。 高强钢板在汽车制造过程中，不仅仅需要好的延伸率，同时对于局部成形能力要求很高，也 即对扩孔率和弯曲性能要求较高。传统的冷社双相钢，具有较低的屈强比，具备了一定的拉 延成形能力，但由于局部成形性不足在制造包含弯曲和扩孔等变形方式的高强钢部件时， 容易发生局部裂纹，从而影响整个零件的冲压效果，导致报废。文献研究表明，当双相钢扩 孔率和弯曲性能偏低时，往往不能适应较为苛刻的成形条件，应用领域受到较大限制。高 强度双相钢中一般含有较高的碳和合金元素，但较高的碳和合金元素容易导致铸造过程中 发生成分偏析，造成后续的材料由于成分和组织的不均匀，造成局部变形能力下降，扩孔率 和冷弯性差。钢中带状组织沿社向分布，容易成为微观裂纹源，进一步降低钢的局部成形能 力。
[0003] 钢的带状组织主要是成分偏析引起的，偏析则发生于钢水凝固过程中，首先析出 凝固的钢水成分和后续析出的成分含量不一样，钢水中的合金元素浓度会越来越高，最终 造成凝固的组织中先凝固的部分和后凝固的部分合金元素含量差别非常大。成分偏析的区 域在热社过程中被变形拉长，最终形成带状组织。带状组织通常含有高的合金元素，并且由 于送些合金元素扩散困难，很难消除，合金元素的富集吸引碳也富集在同样区域，造成双相 钢浑火后形成呈带状分布的又硬又脆的马氏体，对局部变形性能危害较大，扩孔性能和冷 弯性能均较低，成形过程中容易发生开裂。提高组织均匀性，提高高强双相钢的局部成形性 是获得均衡型双相钢的关键。
[0004] 美国专利US20050167007A1介绍了一种高强度钢板的制造方法，其化学成分为： 0. 05-0. 13 % C 0.5-2. 5 % Si 0.5-3. 5 % Μη 0.05-1 % Cr，0. 05-0. 6 % Mo,《0.1 % A1， 《0. 005% S，《0. 01% N，《0. 03% P，添加 0. 005-0. 05% Ti 或者 0. 005-0. 05% 佩或者 0. 005-0. 2% V。该钢经Ar3温度W上热社，450-70(TC卷取，退火后W 10(TC /s的冷速从 700-60(TC冷却浑火，然后在180-45(TC之间回火。最终得到抗拉强度780Mpa的扩孔率高于 50 %的高强钢。
[0005] 日本专利特开平11-350038介绍一种延性和成形性好的980MPa的钢，其成分设计 为，C ;0. 1-0. 15%, Si ;0. 8-1. 5%, Μη ;1. 5-2. 0%，P ;0. 01-0. 05%, S《0. 005%, Sol A1 : 0. 01-0. 07%，N 0. 01%，佩；0. 001-0. 02%，V ;0. 001-0. 02%，Ti ;0. 001-0. 02%中的一 种或W上。碳当量=(C+Mn/6+Si/24) = 0.4-0.52，在4切^上热社，500-6501：卷取，在 Acl-AC3之间保温，冷却到580-72(TC，快冷到室温后，在230-30(TC过时效。
[000引 中国专利号200810119823. 0介绍的一种980MPa双相钢的制造方法，C : 0. 14-0. 21%，Si ;0. 4-0. 9%，Mn ;1. 5-2. 1%，P 0. 02%，S《0. 01%，佩；0. 001-0. 05%, V ;0. 001-0. 02%，经热社冷社后，在760-820°C间保温，冷速40-5(TC /s，在240-320°C过时 效 180-300S。
[0007] W上专利多涉及980Mpa级别的高强钢，有的发明为普通的双相钢，特点是低屈服 和适中的延伸率，具有拉延性能不错的优点；有发明为较高的扩孔率，但在获得高的扩孔率 的同时，采用了较高的屈强比设计，拉延性能不足，扩孔率虽很高，但由于拉延性能不足，不 适于有较高拉延要求的成形，其性能也不属于性能均衡的范畴。高强度钢许多的应用领域 对拉延性能和扩孔性能均有较高的要求，如果仅仅拉延性能好，而扩孔性能不好，或者扩孔 性能好，而拉延性能不好，则其应用领域就比较有局限性。
【发明内容】
[0008] 本发明的目的是提供一种高成形性的冷社超高强度钢板、钢带及其制造方法，该 冷社超高强钢板、钢带的抗拉强度> 980MPa，强塑积即抗拉强度X延伸率> 17000,扩孔率 > 45%，性能均衡，其厚度范围0. 8-2. 3mm之间。该钢的特点是组织分布均匀，各相之间硬 度差别小，钢中的主要组织为铁素体、贝氏体、马氏体和残余奧氏体。钢中的贝氏体无碳化 物析出，或者只在贝氏体内部有细小的碳化物析出，无界面碳化物析出。性能方面和同级别 的其它冷社钢板相比，延伸率更高或扩孔率更好或屈强比更低，即，具有更为均衡的力学性 能，特别适用于各类汽车安全件的成形。
[0009] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0010] 本发明钢针对高强度钢成形既需要良好的拉延性能又需要良好的扩孔性能的特 点，通过适当的成分设计和工艺设计，能得到较高的延伸率、较低的屈强比和扩孔率的优良 综合力学性能，和现有同级别钢种相比，至少在一种特性方面明显占优，故具有性能均衡的 优点。
[0011] 本发明采用和通常980MPa级高强钢相比更高的含碳量设计+高Si含量设计，和 通常980MPa级高强钢相当或略高的Μη含量设计。C、Si、Mn的设计构成了本发明成分设计 的基础：由于C含量显著高于一般的980MPa级高强钢，在Si、Mn和工艺的共同作用下，容易 获得更高的残余奧氏体，从而获得更高的延伸率。同时高娃的设计，配合合理的工艺，不仅 有利于更多残余奧氏体的获得，还有利于C从贝氏体中扩散到奧氏体中去，从而降低贝氏 体的的含碳量，从而有利于获得贝氏体内部无碳化物析出或者只有细小碳化物析出，边界 没有碳化物析出。残余奧氏体的大量存在，有利于C从马氏体中向奧氏体中扩散，既提高了 残余奧氏体稳定性，又降低了马氏体的含碳量，降低了马氏体的硬度，愈加对拉延性能和扩 孔性能有利。采用适中的儘含量，W保证浑火性能，和碳元素一起，构成钢的强度的主要保 证，同时如此设计范围的Μη和如此设计的Si、C，可W促进奧氏体的择优形成，进一步增加 奧氏体的含量，有利于延性的提高。在如此高C、高Si和Μη含量的设计下，可W获得极低的 屈强比、高的延伸率，但较低的扩孔率。
[0012] 为了最终获得本发明钢低屈服、高延伸和高扩孔率的均衡性性能。本发明钢中还 添加 Mo、Β、Ti、佩等合金元素和微合金元素。添加钢元素，一方面提高钢的强度，另一方 面在热社工序利用设计的工艺促进钢和铁形成细微的析出，最好为相间析出，送些析出物 在铁素体晶粒中，可W提高铁素体的硬度，减少软硬相之间的硬度差异，但基本不降低延伸 率。添加微量的铅，细化原始奧氏体的晶粒，减轻杂质元素在晶界的浓度。添加 B，改善P在 晶界上偏聚的倾向。对于超高强度钢的塑性、初性有进一步的改善效果。Ti、Nb不仅能起 到常规的细化晶粒的效果，还能和Mo共同作用，形成相间的弥散析出，更加有利于组织均 匀性，提高扩孔率，并且对于延伸率的降低较小。
[0013] 具体的，本发明的高成形性的冷社超高强度钢板、钢带，其成分重量百分比 为；C :0.15-0. 35 %，Si :1.0-2. 0 %，Μη :1.6-2. 6 %，Mo :0.1-0. 4 %，P《0.02 %， S《0. 004%, N《0. 005%,佩；0. 015-0. 04%, Ti ;0. 02-0. 06%，A1 ;0. 015-0. 045%, B : 0. 0003-0. 001%，且，B > P% /30,其余为化和不可避免杂质。
[0014] 优选的，本发明钢的成分重量百分比为；C ;0. 17-0. 32 %，Si ;1. 2-1. 8 %， Μη ;1. 8-2. 5 %，Mo ;0. 15-0. 4 %，P :《0. 012 %，S :《0. 002 %，N :《0. 005 %，佩： 0. 015-0. 04 %，Ti ;0. 02-0. 06 %，A1 ;0. 015-0. 045 %，B ;0. 0003-0. 001%，并且 B>P% /30，其余化和不可避免杂质。
[0015] 进一步，本发明钢成分还可包含Zr :0.005-0. 015%，重量百分比计。
[0016] 本发明的冷社超高强钢板、钢带的抗拉强度> 980MPa，强塑积即抗拉强度X延伸 率> 17000,扩孔率> 45%。
[0017] 本发明的冷社超高强钢板、钢带的组织特点是：铁素体晶粒直径《10微米，主要 组织为铁素体、贝氏体、马氏体及体积百分数10% W下残余奧氏体。
[001引在本发明钢的成分设计中：
[0019] C;提高钢的强度，提高马氏体的硬度，促进奧氏体的富碳，促进残余奧氏体的形 成。因此，选择含碳量在0. 15-0. 35%之间，如果低于0. 15%，强度受到影响，并且奧氏体的 形成量和稳定性降低；如果高于0.35%，造成马氏体硬度过高，不利于扩孔率，同时碳当量 过高，影响焊接性能，从而限制了应用。
[0020] Si ;在钢中起到提高延伸率的作用。Si对钢的组织影响也很大，促进铁素体的纯 净化和残余奧氏体的形成。如果低于0. 8%，形成的残余奧氏体的量和量均较低，影响钢的 延伸率；如果高于2.0%，会带来其它的冶金质量缺陷，在本发明的设计前提下，不是非常 必要。
[0021] Μη ;可提高钢的浑透性，有效提高钢的强度。选取Μη的含量为1.6-2. 6%，低于 1. 6%钢的强度不够，并且促进残余奧氏体择优形成的机制难W发挥作用；高于2. 6%，强 度过高，也容易发生偏析。
[002引 C、Si、Μη的综合添加效果；通过高C+Si+Mn的设计，特别是较高的C含量水平下， 可W促进较高的残余奧体体形成，获得低屈服、高延伸率的性能，详见前文所述。
[0023] Mo ;可提高钢的浑透性，有效提高钢的强度；Mo改善碳化物的分布，配合适当的热 社工艺，可W和Ti共同形成相间析出，对提高铁素体的硬度，改善组织均匀性，提高扩孔率 有好处。添加0. 1-0. 4%的Mo,低于0. 1 %的Mo,作用不明显，碳化物析出密度不足，高于 0.4%，导致屈服强度过高。
[0024] Ti ;0. 02-0. 04%,起到固志飘兀素和细化晶松的作化Ti和Mo夏合作化析出夏 合碳化物，特别是在热社工艺的适当时，可W获得弥散细小的相间析出，有效提高铁素体的 硬度，并且不易粗化，可W更好低改善扩孔率。
[00巧]B ;可提高钢的浑透性，有效提高钢的强度；本发明中B的添加量较低，主要用于减 轻P的晶间偏聚倾向，因此要求B ;0. 0003-0. 001 %，并且B > P% /30, B含量和P含量进行 关联，当P含量较高时，B含量较高，有利于避免P的晶界偏聚。当P含量低时，B含量相应 降低，因为B过高会对强度影响较大。
[0026] Zr ;0. 0005-0. 015%，细化原始奧氏体晶粒，减轻晶间杂质元素的浓度。
[0027] P ;在钢中为杂质元素，要求《0. 02%。
[002引 S ;在钢中为杂质元素，形成MnS严重影响扩孔率，要求《0.004%。
[002引 A1 ;在钢中起到了脱氧作用和细化晶粒的作化要求A1 ;0. 015-0. 045%。
[0