一种汽车用1180MPa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法与流程

本发明属于汽车用钢制造领域，尤其涉及一种汽车用1180mpa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法。
背景技术：
：现阶段，汽车用先进高强钢在车身上应用甚广，如q&p980/1180、trip980/1180、dp980/1180、tbf/cfb以及twip980/1180等，广泛应用于防撞梁、门槛、b柱加强版等加强件以及前纵梁、后纵梁、a柱下端等较为复杂的车身结构件。然而，随着高强钢强度的提升，使得合金成本提高，生产工艺逐渐复杂。如twip系列用钢，c、mn合金比例成倍提高，大幅度提高了材料的成本；q&p系列用钢，需要的再连退-过时效阶段采用淬火提温等技术手段，加大了材料的生产成本。同时随着零件强度的提升，相应的成形难度逐渐加大，使得冷冲压的技术难度不断提高，现有的诸多瓶颈无疑阻碍了高强钢生产应用的发展。因此，对于广大钢厂及汽车厂来说，如何降低高强汽车用钢的生产成本及零件的制造成本，以此推动汽车安全化、轻量化以及促进汽车工业繁荣发展迫在眉睫。cn104988391a公开了“一种1200mpa级q&p钢及生产技术”，其主要化学成分为：c：0.15％～0.4％，si：0.3％～2.0％，mn：1.0％～5.0％，p≤0.01％，s≤0.01％，nb：0.01％～0.04％，al：0.02％～2.0％，其余为fe及不可避免杂质。采用冷轧-连退的生产工艺，生产出强度级别1200mpa高强钢，但是该发明中合金成本过高，尤其c、mn含量过高将导致后续电阻点焊性能下降。此外，生产技术采用淬火-体温的过时效处理，加大生产难度，降低生产稳定性。cn102181788a公开了“一种1100～1200mpa级超高强钢及其生产方法”，其主要化学成分为：c：0.15％～0.18％，si：0.2％～0.25％，mn：0.85％～1.25％，cr：0.20～0.60％，mo：0.45～0.65％，v：0.035～0.060，nb：0.015％～0.020％，ni：0～0.55％，cu：0～0.35％，p≤0.015％，s≤0.01％，v≤0.02％，ti：0.08％～0.015％，al：0.01％～0.06％，产品为冷轧退火钢板，但该1200mpa级钢的延伸率均在11％～13％，较难满足高翻边要求的车身结构件。技术实现要素：为了克服现有技术的不足，本发明提供了一种汽车用1180mpa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法。采用此生产方法可降低合金成本，简化生产工艺，成本低不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定，最终的钢板具有高屈服、高抗拉、高延伸的力能表征，满足复杂车身结构件的高扩孔、高翻边要求。为了达到上述目的，本发明采用以下技术方案实现：一种汽车用1180mpa级高塑性贝氏体复相钢板，该钢板的学成分以重量百分比计包含有：c：0.03％～0.20％，si：0.05％～1.50％，mn：0.5％～2.5％，p≤0.05％，s≤0.05％，nb：0.01％～0.04％，ti：0.01％～0.04％，v：0.01％～0.15％，al：0.015％～1.50％；cr：0％～2.0％，mo：0～0.5％，cu：0.05％～0.50％，余量为fe和不可避免的杂质。一种汽车用1180mpa级高塑性贝氏体复相钢板的制备方法，具体包括如下步骤：1)中薄板坯连铸；浇铸温度在1400～1530℃之间，连铸坯厚度在120～180mm之间。2)热连轧；热连轧铸坯入炉温度在400～750℃之间，加热温度在1150～1250℃之间，开轧温度在1150～1250℃之间，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～750℃之间，热轧卷厚度在2～4mm之间。3)酸洗冷轧；冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为50％～75％，确保足够的冷变形储能，进而确保连退阶段铁素体再结晶后的晶粒尺寸。4)连续退火；退火温度在780～880℃，退火时间在1～5min，冷却速率大于30℃/s，冷却到时效温度，时效温度在300～500℃，时效时间在300～600s，然后冷却到室温。所述退火温度控制在780～880℃，以确保得到合适的临界区铁素体及奥氏体的相比例要求。所述退火时间控制在1～5min，以确保加热及保温阶段铁素体充分再结晶以及避免时间过长导致铁素体晶粒长大。所述时效温度在300～500℃，确保该阶段贝氏体的形成，进而控制最终组织中贝氏体与马氏体的相比例，以确保满足强度与塑性及兼顾。所述时效时间在300～600s，确保该阶段贝氏体的形成的同时，由贝氏体向奥氏体进行的碳扩散行为充分，保证最终组织中的残余奥氏体含量。与现有方法相比，本发明的有益效果是：1、钢材化学成分主要以c、si、mn为主要元素，c含量低于0.2，相比于q&p及trip1180级高强钢，合金成本明显降低。2、采用转炉冶炼—中薄板坯连铸连轧—酸洗冷轧—连续退火的生产工艺，连续退火中过时效阶段无需淬火再提温的技术手段，简化生产工艺，大范围满足国内酸轧-连退产线，具有成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。3、最终组织为铁素体+贝氏体+少量马氏体及残余奥氏体构成，具有高屈服、高抗拉、高延伸的力能表征，同时满足高扩孔、高翻边要求的复杂车身结构件。附图说明图1是本发明实施例1金相组织图。图2是本发明实施例1典型工程应力应变曲线。具体实施方式下面对本发明的具体实施方式作进一步说明，但不用来限制本发明的范围：一种汽车用1180mpa级高塑性贝氏体复相钢板，按重量百分比计，包括如下组分：c：0.03％～0.20％，si：0.05％～1.50％，mn：0.5％～2.5％，p≤0.05％，s≤0.05％，nb：0.01％～0.04％，ti：0.01％～0.04％，v：0.01％～0.15％，al：0.015％～1.50％，可替代成分，按重量百分比计，包括如下组分：cr：0～2.0％，mo：0～0.5％，cu：0.05％～0.50％，余量为fe和不可避免的杂质。本发明对钢种化学成分进行了优化设计：1)c作为钢中的间隙原子，对提高实验钢的强度非常重要。过低的c含量不能保证实验钢临界区退火过程中足够的c配分进行，从而降低了临界区奥氏体的相稳定性，甚至影响室温下残余奥氏体的相稳定性，过多c含量使过于稳定的残余奥氏体在后续的变形过程中不能较好地进行trip效应，使实验钢的加工硬化行为受损，降低实验钢的强度。因此，本发明中将c元素的含量控制为0.03％～0.20％。2)适当添加si为促进铁素体生成元素同时可以避免配分过程中碳以碳化物的形式析出，从而为碳原子在配分过程中的扩散提供条件，促进了碳的局部富集。然而添加过多的si会降低钢的表面重量。因此，本发明中将si元素的含量控制为0.05％～1.50％。3)mn是扩大奥氏体相区的重要元素，降低实验钢的临界淬火速度，推迟奥氏体向珠光体的转变；同时可以降低实验钢中的ms点(马氏体转变开始温度)，稳定奥氏体且保证残余奥氏体适当的相稳定性。过低的mn含量不足以在临界区稳定足够含量的奥氏体，且降低室温下残余奥氏体的相稳定性，导致实验钢较差的加工硬化行为。过高的mn含量容易产生mn偏析，使连铸坯发生热裂，不利于生产效率提高；其次较高的mn含量将提高钢板的碳当量，严重影响焊接性能。因此，本发明中将mn元素含量控制为0.5％～2.5％。4)nb在热轧阶段析出，起到钉扎原奥氏体晶界，细化原奥氏体晶粒的作用，进而提高后续冷轧退火组织的组态；同时少量nb在连续退火阶段析出，起到强化铁素体、贝氏体的作用，但是过多的nb析出会占据残余奥氏体保留所需的c原子。因此，本发明中将nb元素含量控制为0.01％～0.04％。5)tin可在凝固过程中析出，起到钉扎晶界的作用，ti(c,n)热轧阶段析出起到钉扎原奥氏体晶界，细化原奥氏体晶粒的作用，进而提高后续冷轧退火组织的组态；同时少量ti在连续退火阶段析出，起到强化铁素体、贝氏体的作用，但是过多的ti析出会占据残余奥氏体保留所需的c原子。因此，本发明中将ti元素含量控制为0.01％～0.04％。6)v元素的析出主要集中在热轧卷取阶段及连续退火阶段，v在连续退火阶段在铁素体中析出，起到强化铁素体晶粒，进而提高屈服强的效果，但是过多的v添加将导致铁素体中大量的vc析出，同时在vc析出周围形成富c的团簇，占据临界区奥氏体形成所需要的c。因此，本发明中将v元素含量控制为0.01％～0.15％。7)al在传统工艺中是炼钢过程中的脱氧剂，同时，al还可以与钢中的n结合形成aln并细化晶粒。但在本发明中加入较多al的主要目的为加快冷却过程中奥氏体向铁素体的转变动力学过程，同时同si一起抑制渗碳体的析出，提高奥氏体化温度，便于更好的选取工艺窗口。过少的al含量对奥氏体化温度影响有限，同时减缓冷却时铁素体的析出速度；而过高的al含量将造成连铸过程中水口堵塞，影响生产效率。因此，本发明中将al元素含量的范围控制在0.015％～1.50％。8)cr元素是钢中的奥氏体稳定元素，扩大奥氏体相区，提高钢板的淬透性，考虑过高的mn添加会形成c/mn偏析的过多形成，故可以添加少量cr元素。因此，本发明中将ni元素含量的范围控制在0％～2.0％。9)mo元素是钢中的奥氏体稳定元素，扩大奥氏体相区，提高钢板的淬透性，mo元素的添加与cr元素作用相近，但考虑其成本较高，不易添加过多。因此，本发明中将mo元素含量的范围控制在0～0.5％。10)cu元素是在奥氏体中固溶，促进临界区奥氏体稳定化，同时单质cu在过时效阶段析出，起到析出强化的效果。本发明中将ce元素含量的范围控制在0.05％～0.5％。11)p元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将p元素含量控制在p≤0.05％。12)s元素是钢中的有害元素，其含量越低越好。考虑到成本，本发明中将s元素含量控制在s≤0.05％。一种汽车用1180mpa级高塑性贝氏体复相钢板的制备方法，具体包括如下步骤：1)转炉冶炼通过转炉进行冶炼，得到按重量百分比计，满足下述成分要求的钢水，c：0.03％～0.25％，si：0.05％～0.5％，mn：0.5％～4.5％，p≤0.10％，s≤0.05％，nb：0.01％～0.04％，ti：0.01％～0.04％，v：0.01％～0.15％，可替代成分(以重量百分比计)含有：cr：0.5％～2.0％，mo：0.01～0.05％，al：0.05％～1.50％，cu：0.05％～2.0％，余量为fe和不可避免的杂质，钢水温度在1500～1650℃之间。2)中薄板坯连铸浇铸温度在1400～1530℃，连铸坯厚度在120～180mm之间。3)热连轧铸坯入炉温度在400～750℃之间，加热温度在1150～1250℃之间，开轧温度在1150～1250℃之间，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～750℃之间。热轧卷厚度在2～4mm之间。铸坯入炉温度在400～700℃之间，铸坯加热温度过高，容易导致钢中晶界处出现低熔点化合物，加热温度过低会导致无法满足精轧开轧温度的要求。开轧温度在1150～1200℃之间，如果开轧温度过低，导致铸坯轧制过程中出现开裂现象；终轧温度要大于900℃，如果终轧温度过低，会导致热轧板材的变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；卷取温度在600～750℃之间，若卷取温度过低，组织中将出现贝氏体或马氏体组织，加大后续冷轧的轧制难度。4)酸洗冷轧冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为50％～75％。压下率过高，会导致变形抗力过大，难以轧制到目标厚度；压下率过低，会导致冷轧钢板的延伸率下降。5)连续退火退火温度在780～880℃，退火时间在1～5min，冷却速率大于30℃/s，冷却到时效温度，时效温度在300～500℃，时效时间在300～600s，然后冷却到室温。退火温度为780～880℃，本实验钢的ac3点为880℃，若退火温度大于880℃退火，组织中铁素体比例大幅度降低，严重影响材料塑性；若退火温度小于780℃，临界区温度阶段奥氏体含量明显不足，影响后续贝氏体及马氏体的含量，进而导致降低不足。退火时间为1～5min，连续退火时间小于1min，铁素体再结晶有限，奥氏体逆转变形核亦受到抑制，纤维化的若退火时间过长，会导致钢板晶粒粗大，退火时间过短，钢板来不急完成退火和再结晶过程，导致钢板伸长率下降；时效温度为330～450℃，时效温度过高，会导致钢板中奥氏体含量过低，伸长率下降，时效温度过低，会导致钢板中出现马氏体组织，伸长率下降；时效时间为10～20min，时效时间过长，会降低生产效率，过短则导致钢板中奥氏体含量下降，伸长率降低。通过上述方法可以得到钢材抗拉强度1180～1250mpa，屈服强度650～800mpa延伸率14～18％，扩孔率为30～35％，满足汽车车身结构件高强高延伸率、高扩孔及高翻边的要求，同比1180级dp钢，该钢板延伸率大幅度提升，以适应车身结构件高翻边的应用需求；环比1180级qp及twip等高强钢，该钢板屈服强度可达800mpa，更为适用高扩孔的车身零件。总之，该钢以较低的合金成分以及简单且满足广大钢厂冷轧产线条件的生产工艺，制备出同时兼顾高强度塑性的力学性能以及高翻边扩孔的成形性能的“多复合、广应用”型的冷轧汽车钢板。以下列举4个实施例对本发明具体实施方式的具体说明，具体内容如下所示：实施例1：表1—表5中分别列出了实施例1钢的化学成分、钢的连铸和热轧工艺参数钢冷轧和连续退火的工艺参数、钢的力学性能及各相比例。表1实施例钢的化学成分wt(％)实施例cmnsipsalnbvticrmocu10.182.01.50.0010.0050.150.010.130.010.2--表2实施例钢的连铸和热轧工艺表3实施例钢的冷轧退火工艺表4实施例钢的力学性能实施例rp0.2(mpa)rm(mpa)a50(％)λ(％)1650118116.230％表5实施例钢的各相百分比vol.％实施例铁素体贝氏体马氏体奥氏体135352010实施例2：表6—表10中分别列出了实施例2钢的化学成分、钢的连铸和热轧工艺参数钢冷轧和连续退火的工艺参数、钢的力学性能及各相比例。表6实施例钢的化学成分wt(％)实施例cmnsipsalnbvticrmocu20.172.11.30.0020.0050.300.010.100.020.1--表7实施例钢的连铸和热轧工艺表8实施例钢的冷轧退火工艺表9实施例钢的力学性能实施例rp0.2(mpa)rm(mpa)a50(％)λ(％)2702123014.532％表10实施例钢的各相百分比vol.％实施例铁素体贝氏体马氏体奥氏体23038239实施例3：表11—表15中分别列出了实施例3钢的化学成分、钢的连铸和热轧工艺参数钢冷轧和连续退火的工艺参数、钢的力学性能及各相比例。表11实施例钢的化学成分wt(％)实施例cmnsipsalnbvticrmocu30.202.21.00.0050.0051.000.010.120.01-0.2-表12实施例钢的连铸和热轧工艺表13实施例钢的冷轧退火工艺表14实施例钢的力学性能实施例rp0.2(mpa)rm(mpa)a50(％)λ(％)3680119515.831％表15实施例钢的各相百分比vol.％实施例铁素体贝氏体马氏体奥氏体34032199实施例4：表16—表20中分别列出了实施例4钢的化学成分、钢的连铸和热轧工艺参数钢冷轧和连续退火的工艺参数、钢的力学性能及各相比例。表16实施例钢的化学成分wt(％)实施例cmnsipsalnbvticrmocu40.122.51.30.0030.0040.800.020.500.01--0.5表17实施例钢的连铸和热轧工艺表18实施例钢的冷轧退火工艺表19实施例钢的力学性能实施例rp0.2(mpa)rm(mpa)a50(％)λ(％)4677119217.233％表5实施例钢的各相百分比vol.％本发明可降低合金成本，简化生产工艺，成本低不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定，最终的钢板具有高屈服、高抗拉、高延伸的力能表征，满足复杂车身结构件的高扩孔、高翻边要求。以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本
技术领域：
的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。当前第1页1 2 3