一種1180MPa級析出強化型高強度高塑性鋼及其制造方法與流程

本發明屬于熱軋高強鋼領域，具體涉及一種1180MPa級析出強化型高強度高塑性鋼及其制造方法。

背景技術：

在汽車尤其是乘用車領域，高強減薄或汽車結構輕量化已成為國際上汽車制造廠商的重要研究方向。與乘用車高強減薄和輕量化趨勢不同，商用車的輕量化工作進展十分緩慢。主要原因一是由于商用車普遍超載比較嚴重，商用車的設計人員對結構的設計裕度很大；同時，商用車自身以及載重量均較大，采用高強鋼減薄之后有時剛度難以保證；另一方面原因是由于商用車相對乘用車而言屬于價格敏感客戶群，用戶通常希望在鋼板的強度提高的同時，價格最好不要提高太多。因此，無論從對高強鋼使用的需求意愿還是其自身的加工能力以及價格承受等方面都使得商用車的高強減薄和輕量化過程進展緩慢。但在有些部位仍然需要使用高強甚至超高強鋼，如防撞梁等。隨著節能減排要求的不斷嚴格，商用車的加工和使用者應認清行業發展趨勢，商用車的輕量化也必將是未來的一種趨勢。因此，開發性能優異的高強鋼也將是未來的發展趨勢。

目前，抗拉強度在1180MPa以上級別的高強鋼在成分設計主要采用較高碳加微合金元素，在工藝上通常采用離線淬火加回火的方法。一般情況下，淬火+回火之后鋼板的性能表現為屈服強度與抗拉強度比值較高，通常在0.90以上甚至接近1.0，而延伸率通常在10±1％。為保證用戶冷成形加工要求，用戶通常要求在保持抗拉強度1180MPa以上的基礎上，將延伸率提高至15％以上。這對傳統的組織設計思路以及淬火加低溫回火工藝來說幾乎是不可能實現的指標。這是因為，國內外無數的理論和試驗結果也已證明，采用傳統的淬火+回火工藝制造1180MPa級的超高強鋼，其延伸率和擴孔率指標是無法滿足用戶要求的。

目前只有日本JFE等采用納米技術開發1180MPa級高強鋼日本專利JP5386961B2采用微合金化成分設計和分段冷卻以及中溫回火工藝制造1180MPa級高強鋼，其抗拉強度達到1180MPa，延伸率可達15％以上，其成分設計中采用高Nb，成本較高，且制造工藝中有一步中溫回火工藝。

技術實現要素：

本發明的目的在于提供一種1180MPa級析出強化型高強度高塑性鋼及其制造方法，該高強度高塑性鋼的屈服強度≥1000MPa，抗拉強度≥1180MPa，延伸率≥15％，表現出優異的強度和塑性匹配，可應用在車輪等需要良好成形性能和高強減薄的部位。

為達到上述目的，本發明的技術方案是：

本發明添加較高含量的Si主要目的：第一是擴大分段冷卻過程中鐵素體形成的工藝窗口，第二是抑制碳化物(主要是滲碳體)的形成并最終獲得較多的殘余奧氏體；添加較高的Al主要目的是在碳和錳含量相對較高的條件下，加快鐵素體形成動力學過程；添加較高的Ti主要目的是在軋后空冷階段在鐵素體中形成彌散細小的納米級碳化物以強化鐵素體；此外，復合添加Nb和Ti還可以保證在軋制階段獲得細小的奧氏體，以便在軋后空冷階段獲得更為細小的鐵素體；加入較高的V主要目的：第一是通過VC的析出強化進一步提高強度，第二是對改善超高強鋼的后續焊接接頭軟化有很好的效果。基于上述成分和工藝設計思路，可獲得具有超高強度和塑性良好匹配的1180MPa級熱軋超高強鋼。

一種1180MPa級析出強化型高強度高塑性鋼，其化學成分重量百分比為：C：0.15～0.20％，Si：0.8～2.0％，Mn：1.5～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.4～1.0％，N≤0.005％，Ti：0.1～0.2％，Nb：0.03～0.06％，V≤0.40％，其余為Fe和不可避免的雜質，且上述元素同時需滿足如下關系：0.10％≤Nb+Ti≤0.25％，0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％，2.5≤Al/C≤5.0。

優選的，所述高強度高塑性鋼的化學成分中：C：0.16～0.18％，以重量百分比計。

優選的，所述高強度高塑性鋼的化學成分中：Si：1.2～1.8％，以重量百分比計。

優選的，所述高強度高塑性鋼的化學成分中：Mn：1.6～1.8％，以重量百分比計。

優選的，所述高強度高塑性鋼的化學成分中：Al：0.5～0.8％，以重量百分比計。

進一步，所述高強度高塑性鋼的微觀組織為鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體，鐵素體晶內分布納米級碳化物，鐵素體平均晶粒尺寸≤5μm，納米級碳化物尺寸≤10nm；貝氏體板條的寬度≤5μm。

優選的，所述高強度高塑性鋼的微觀組織中貝氏體板條的寬度≤3μm。

優選的，所述高強度高塑性鋼的微觀組織中鐵素體所占體積分數為20～35％，貝氏體所占體積分數為60～70％，殘余奧氏體所占體積分數為5～10％。

本發明所述高強度高塑性鋼的屈服強度≥1000MPa，抗拉強度≥1180MPa，延伸率≥15％。

在本發明鋼的成分設計中：

碳：碳是鋼中的基本元素，也是本發明中的重要元素之一。碳作為鋼中的間隙原子，對提高鋼的強度起著非常重要的作用，對鋼的屈服強度和抗拉強度影響最大。在本發明中，為了獲得抗拉強度達1180MPa級的超高強鋼，除了鐵素體平均晶粒尺寸必須滿足≤5μm外，還必須依靠納米析出相(尺寸≤10nm)進一步強化鐵素體強度；此外，還必須依靠細小的貝氏體強化以及殘余奧氏體的TRIP效應。鋼中碳含量至少在0.15％以上；同時碳含量也不能太高，若碳含量超過0.20％，對鋼的焊接性能不利。因此，碳含量必須控制在0.20％以下，且與Nb，Ti和V含量之間滿足0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％。綜上，本發明中碳含量應控制在0.15～0.20％，優選范圍為0.16～0.18％。

硅：硅也是鋼中的基本元素，同時也是本發明中的重要元素之一。這是因為，要獲得抗拉強度達1180MPa以上的高強度高塑性鋼，一方面要控制鐵素體的尺寸和數量，利用納米析出提高鐵素體的強度；同時還要通過細化貝氏體板條，提高貝氏體的強度。這需要在成分設計中適當提高碳和錳的含量，而碳和錳都是擴大奧氏體區、穩定奧氏體的元素。在熱軋空冷過程中的很短時間內(通常≤10s)難以形成足夠數量的鐵素體，這就需要添加較高含量的硅元素。硅的加入可明顯促進鐵素體形成，擴大鐵素體形成的工藝窗口，凈化鐵素體，同時還可以起到部分強化作用。硅在鋼中的另一個重要作用是抑制相變過程中滲碳體的形成，有利于提高最終殘余奧氏體的含量。硅的這些作用必須在其含量達到0.8％以上時才表現出來；但硅的含量也不宜太高，否則鋼板韌性變差。因此，鋼中硅含量通常控制在0.8～2.0％之間，優選范圍在1.2～1.8％之間。

錳：錳是鋼中最基本的元素，同時也是本發明中最重要的元素之一。眾所周知，錳是擴大奧氏體相區的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩定奧氏體，細化晶粒，推遲奧氏體向珠光體的轉變。在本發明中，為保證鋼板的高強度，錳含量應控制在1.5％以上，錳含量偏低，過冷奧氏體不夠穩定，冷卻空冷過程中易轉變為珠光體類型的組織；同時，錳的含量一般也不宜超過2.0％，若超過2.0％，煉鋼時容易發生錳偏析，同時板坯連鑄時易發生熱裂。因此，本發明鋼中錳含量控制在1.5～2.0％，優選范圍在1.6～1.8％。

磷：磷是鋼中的雜質元素。磷極易偏聚到晶界上，鋼中磷的含量較高(≥0.1％)時，形成Fe₂P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故磷含量越低越好，一般控制在0.015％以內較好且不提高煉鋼成本。

硫：硫是鋼中的雜質元素。鋼中的硫通常與錳結合形成MnS夾雜，尤其是當硫和錳的含量均較高時，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續軋制過程中MnS沿軋向發生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。在高Ti鋼中，硫還可以與Ti和C形成Ti₄C₂S₂化合物，消耗了部分Ti，使得有效Ti的數量減少，影響最終的析出強化效果。因此，鋼中硫含量越低越好，實際生產時通常控制在0.005％以內。

鋁：鋁是本發明中的重要元素之一。由于本發明所涉及高強度高塑性鋼，其抗拉強度達1180MPa以上，鋼中碳和錳的含量相對較高，過冷奧氏體較為穩定，在空冷過程中難以形成足夠數量的鐵素體，因此，需要在成分設計時加入較多的鋁以促進鐵素體形成。鋁的添加量主要與碳含量有關，碳含量越高，鋁的加入量也越高。在本發明中碳的成分范圍內，碳與鋁之間應滿足2.5≤Al/C≤5.0關系。鋁含量過低，難以形成足夠的鐵素體；鋁含量過高，連鑄坯表面縱裂較為嚴重。因此，本發明鋼中鋁含量控制在0.4～1.0％之間，優選范圍為0.5～0.8％。

氮：氮在本發明中屬于雜質元素，其含量越低越好。氮也是鋼中不可避免的元素，通常情況下，若在煉鋼過程中不進行特殊控制，鋼中氮的殘余含量通常≤0.005％。這些固溶或游離的氮元素必須通過形成某種氮化物加以固定，否則游離的氮原子對鋼的沖擊韌性非常不利，而且在帶鋼軋制的過程中很容易形成全長性的鋸齒裂缺陷。本發明中通過添加強碳化物或氮化物形成元素Ti，形成穩定的TiN從而固定氮原子。因此，氮的含量控制在0.005％以內且越低越好。

鈮：鈮是本發明中最重要的元素之一。鈮與鈦復合添加對加熱和軋制過程奧氏體晶粒細化效果最顯著，鈮和鈦復合添加之后細化奧氏體晶粒的效果遠大于單一鈮、鈦和釩加入的效果。鈮加入鋼中之后，在高溫時如鋼坯加熱階段，固溶的鈮與晶界之間強烈的溶質拖曳作用可細化鋼坯加熱時的奧氏體晶粒；在軋制階段，由于鈮具有提高再結晶溫度的作用，相比鈦、釩、鋁等合金元素，鈮提高再結晶溫度的效果最強，通過在再結晶溫度之上軋制，可獲得細小硬化的奧氏體，其等效晶粒尺寸小，位錯密度高，在鐵素體轉變過程中可以獲得非常細小的鐵素體晶粒；同時，在軋制階段形成的20-40nm的(Nb,Ti)(C,N)可以更進一步細化奧氏體晶粒。高溫加熱時的細小奧氏體晶粒和軋制時更細小的含高位錯密度的奧氏體晶粒保證在冷卻相變過程中相變產物鐵素體的充分細化和強化。鈮的含量至少達到0.03％以上才具有明顯提高再結晶溫度的效果；鈮的加入量也不宜過多，通常控制在0.06％以下即可。鈮與鈦的添加還應滿足0.10％≤Nb+Ti≤0.25％。

鈦：鈦是本發明中的重要元素之一。鈦與鋼中C、N、S原子有很強的結合力。本發明的成分設計思路主要是想獲得細小彌散的納米級碳化物而不是氮化物。鈦與氮的結合力大于鈦與碳之間的結合力，為了盡量減少鋼中TiN的形成量，鋼中氮的含量應控制得越低越好。加入較高含量的鈦主要目的是為了在奧氏體向鐵素體轉變過程中，在鐵素體或者貝氏體中形成更多的納米級碳化物；類似地，加入較高的釩主要目的是在貝氏體中形成更多的納米碳化釩粒子，進一步提高彌散強化的效果。

本發明中關鍵元素碳、鈦、硫和釩應滿足一定的關系即0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％才能獲得鐵素體和貝氏體析出強化超高強鋼。經過大量試驗證實，碳與鈦、硫、釩的含量須滿足上述關系，否則鋼中形成的納米級碳化物不能最大程度發揮彌散析出強化效果或者鋼中可能出現少量珠光體組織，使得鋼板的強度難以達到1180MPa的高強度。納米級碳化物的最佳析出溫度主要與鈦、硫以及釩的含量密切相關。經過理論計算和試驗證實，在650～750℃的溫度范圍內，鈦可發揮最佳析出強化效果的含量范圍在0.10～0.20％之間。

釩：釩是本發明中的關鍵元素之一。釩與鈦類似，由于其碳氮化物在奧氏體中的固溶度較大，而通常在鐵素體中析出。采用低碳含鈦、釩鋼其所能達到的最高抗拉強度只有800～900MPa左右，若要繼續提高鐵素體貝氏體型高強鋼的強度，必須提高碳含量，但碳含量增加帶來的結果是高溫段空冷時組織中出現帶狀珠光體；釩也是強碳化物形成元素，加入適量的釩可固定多余的碳，不僅可以進一步起到析出強化效果，而且還避免了高溫空冷時珠光體的形成。此外，本發明所涉及的1180MPa級高強鋼在后續焊接過程也可能發生接頭軟化現象，加入適量的釩可較好的解決這一問題。根據理論分析和試驗研究結果，釩的含量應控制在≤0.4％范圍內，且與Nb、Ti、N、S以及C之間應滿足一定的關系即0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％。

氧：氧是煉鋼過程中不可避免的元素，對本發明而言，鋼中氧的含量通過鋁脫氧之后一般都可以達到0.003％以下，對鋼板的性能不會造成明顯不利影響。因此，將鋼中的氧含量控制在0.003％以內即可。

本發明所述1180MPa級析出強化型高強度高塑性鋼的制造方法，其包括如下步驟：

1)冶煉、鑄造

按上述化學成分進行冶煉、精煉、鑄造成鑄坯或鑄錠；

2)鑄坯或鑄錠加熱

加熱溫度≥1230℃，加熱時間1～2小時；

3)熱軋+分段冷卻+卷取

開軋溫度為1080～1200℃，在1000℃以上進行3～5個道次粗軋且累計變形量≥50％；中間坯待溫溫度為900～950℃，進行3～5個道次精軋且累計變形量≥80％；終軋溫度為800～900℃，終軋結束后以≥100℃/s的冷速將鋼板水冷至650～750℃；空冷5～10秒后，再以≥100℃/s的冷速水冷至350～500℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷卻至室溫。

本發明的制造工藝設計的理由如下：

對于高Ti析出強化類型的高強鋼而言，加熱溫度是一個很重要的工藝參數。與普通高強鋼相比，本發明的高Ti鋼設計更高的加熱溫度(≥1230℃)主要目的是在加熱的板坯中固溶盡可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶溫度通常很高(≥1300℃)，在煉鋼或連鑄以及軋制過程的不同階段均會析出，這就使得最終可用來起到析出強化作用的Ti含量就很低。因此，必須保證高的加熱溫度才有可能在軋后空冷階段過程中獲得更多的納米級碳化物，因此，本發明要求鋼板的最低加熱溫度必須≥1230℃；加熱溫度的上限根據現場加熱爐實際可達到的或可承受的溫度為限，加熱溫度原則上不設定上限要求。為了節約能耗，通常將實際的最高加熱溫度控制在≤1300℃。

對于高Ti鋼而言，板坯的加熱時間相對于加熱溫度而言，其影響要小得多。理論上而言，只要加熱溫度達到Ti的碳氮化物的平衡溶解溫度，其溶解速度較快。故在這一階段，加熱時間主要是以保證板坯能夠均勻的燒透為主要目標。當然，加熱時間也不能太長，否則高溫未溶解的Ti的碳氮化物極有可能發生粗化和長大，這些粗大的Ti的碳氮化物在奧氏體晶界處析出，降低了晶界的結合強度，容易在加熱過程中板坯在加熱爐中發生斷坯現象。因此，根據板坯厚度不同，加熱溫度通常控制在1～2小時即可。

在軋制工藝設計上，為了配合高Ti的成分設計，鋼坯的加熱溫度必須足夠高(如≥1230℃)以保證有盡可能多的Ti原子固溶在板坯中；在粗軋和精軋階段，軋制過程的節奏應盡量快速完成，避免在粗軋和精軋階段過多Ti的碳氮化物析出。在終軋結束后應以高冷速(≥100℃/s)快速水冷至兩相區并在兩相區空冷5～10秒，主要目的是在空冷形成鐵素體的過程中析出大量細小的TiC。這是因為，軋制結束后若冷卻速度較慢，鋼板內部形變的奧氏體可在較短的時間內完成部分再結晶過程，此時奧氏體晶粒發生長大。相對粗大的奧氏體在隨后的冷卻過程發生鐵素體相變時，形成的鐵素體晶粒較為粗大，通常在10～20μm之間，對提高鋼板的強度不利。本發明軋制工藝示意圖參見圖1。本發明鋼板組織設計思路為納米析出強化鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組織。

鋼板的高強度來自兩方面：一是納米析出強化鐵素體，二是細小的貝氏體。根據經典的Orowan機制，納米碳化物對強度的貢獻大約在200～400MPa之間。但僅有納米析出強化遠遠不夠，鋼板的高強度還必須來自于細小的貝氏體。要達到1180MPa的強度級別，鐵素體晶粒的尺寸必須控制在5μm以下，貝氏體板條的寬度必須在0.5μm以下，最好在0.3μm以下，這就需要鋼板在終軋結束后必須快速冷卻至兩相區，經過5～10s空冷之后再快速冷卻至350～500℃進行貝氏體轉變和析出。因此，帶鋼終軋后的冷卻速度應足夠快(≥100℃/s)，避免在連續冷卻過程中形成鐵素體，而應是在帶鋼空冷過程中形成部分細小的鐵素體和納米級碳化物，剩余的部分未轉變的奧氏體再繼續以≥100℃/s的冷速快冷至350～500℃，以進行貝氏體相變或VC的納米析出，緩冷至室溫得到5～10％的殘余奧氏體，具體冷卻工藝示意圖如圖2所示。

本發明通過巧妙合理的成分設計，同時配合創新性的熱軋工藝可獲得強度和塑性優異的1180MPa級納米析出強化超高強鋼。鋼板的組織為納米析出強化鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體，鐵素體平均晶粒尺寸為≤5μm，鐵素體形態為近等軸型，其晶內分布大量彌散細小的納米級碳化物(尺寸≤10nm)。在抗拉強度達到1180MPa高強度的同時，鋼板具有≥15％的高延伸率。

在成分設計上，高Ti含量的添加主要目的一是與Nb配合細化加熱和軋制階段的奧氏體晶粒，其次是為了在帶鋼卷取過程中主要在鐵素體析出彌散細小的納米級碳化物，起到強烈的析出強化效果；加入一定量的V則是為了進一步增加納米析出相的數量，起到更強的彌散強化效果；而碳含量的設計既要保證強度，同時也要與Nb、Ti和V的含量相配合，必須滿足如下關系：0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％，同時配合所要求的軋制工藝，最終獲得納米析出強化的鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組成的微觀組織，得到高強度高塑性先進高強鋼。

本發明的有益效果：

(1)本發明采用相對經濟的成分設計思路，同時配合現有的熱連軋產線就可以生產出具有超高強度和高延伸率的納米析出強化型先進高強鋼。

(2)本發明制造出屈服強度≥1000MPa，抗拉強度≥1180MPa，延伸率≥15％，且厚度≤6mm的熱軋析出強化型高強度高塑性鋼板，該鋼板表現出優異的高強度和塑性匹配，可應用于汽車底盤、大梁、中柱、邊梁等需要高強減薄的地方，具有廣闊的應用前景。

附圖說明

圖1為本發明加熱和軋制工藝示意圖。

圖2為本發明軋后冷卻工藝示意圖。

圖3為本發明實施例3鋼板中鐵素體晶內典型的納米析出TEM照片。

具體實施方式

下面結合實施例和附圖對本發明做進一步說明。

表1為本發明實施例鋼的成分，表2為本發明實施例鋼的制造工藝參數，表3為本發明實施例鋼的性能。

本發明實施例工藝流程為：轉爐或電爐冶煉→真空爐二次精煉→鑄坯或鑄錠→鋼坯(錠)加熱→熱軋+軋后分段冷卻→鋼卷，其中關鍵工藝參數參見表2。

圖3為本發明實施例3鋼板中鐵素體晶內典型的納米析出TEM照片。從圖3可以看出，鐵素晶內析出的納米級碳化物尺寸約為6±1nm。正是由于鐵素體晶粒內部析出的納米級碳化物大大提高了鋼板的強度，并與鋼中的殘余奧氏體一起提高了鋼板的塑性。

從表3可知，采用本發明所提供的成分和工藝路徑獲得的高強鋼的屈服強度≥1000MPa，抗拉強度≥1180MPa，延伸率≥15％，明顯優于傳統的淬火+回火型高強鋼的延伸率。本發明鋼板良好的強度和塑性匹配來自于其納米析出強化的細小鐵素體、高強度的貝氏體以及較高含量的殘余奧氏體(體積百分數為5～10％)，正是由于這些性能優異的組成相的配合，使得鋼板具有優異的強度和塑性匹配，可應用與汽車底盤、結構件、車輪、防撞梁等部件。