一種鐵素體低密度高強鋼及其制造方法
【技術領域】
[0001] 本發明涉及高強鋼，特別涉及一種鐵素體低密度高強鋼及其制造方法。
【背景技術】
[0002] 應用高強鋼和先進高強鋼替代傳統低強度級別鋼材，可以提高汽車用鋼的比強度 (強度與密度之比）和減小結構件的厚度，實現汽車結構輕量化。提高汽車用鋼比強度的另 一種有效途徑是在維持上述高強鋼優良力學性能的基礎上，降低鋼材的密度。因此，目前開 發低密度、高強韌性鋼板正是為了應對進一步實現汽車輕量化的迫切需求。
[0003] 高強鋼的力學性能由其化學成分和制造工藝這兩類因素共同決定，這兩類因素通 過影響高強鋼的微觀組織來影響其力學性能。現有技術中以奧氏體為主要組成相的低密 度、高強度鋼，其鋼的主要化學成分為：C含量介于0.6~1.0%之間，Mn含量介于15~30% 之間，以及為降低密度而添加的主要合金元素 A1。這類鋼由于合金元素含量過高，其生產成 本昂貴并且可制造性差。
[0004] 現有技術中以鐵素體為主要組成相的低密度、高強度鋼，其鋼中C含量介于0. 1~ 0.5%之間，Ti含量介于0· 1~LO%之間，C+Ti含量為0.2~L 5%;并且，利用Ti (CN)顆 粒細化鑄態組織以獲取等軸晶和提高低密度鋼的后續軋制變形能力。對冷軋鋼板采用常規 再結晶退火熱處理工藝，所開發的鋼板強度低（小于780MPa)。
[0005] 現有技術中以鐵素體為主要組成相、包含一定體積含量殘余奧氏體的低密度、高 強度鋼，為了提高此類鋼種的強度和延伸率，往往需要添加高含量的c、Mn和Al元素。但 是，當合金元素含量過高時，鋼種的可制造性明顯降低；并且，添加過量的Al會抑制鐵素體 鋼的相變誘導塑性的強韌化機制的發生，反而會降低鋼板的強度和塑性。另外，當鋼中C含 量過高時，鋼板在熱加工過程中會發生表層嚴重脫碳問題。
【發明內容】
[0006] 本發明的目的在于提供一種鐵素體低密度高強鋼及其制造方法，所述高強鋼 具有高強度、低密度、高比強度及優良延展性等特點，鋼板的抗拉強度彡800MPa，延伸率 彡25%，密度< 7500kg/m3,適用于制造汽車結構件。
[0007] 為達到上述目的，本發明的技術方案是：
[0008] 一種鐵素體低密度高強鋼，其化學成分質量百分數為：C :0. 05~0. 40%，Mn : 4. 0 ~12. 0%，Al :3. 0 ~7. 0%，P 彡 0· 02%，S 彡 0· 01%，N 彡 0· 01%，其余為 Fe 和不可 避免的雜質元素，且上述元素需同時滿足如下關系：1.0<Mn/Al，3. 5< I. 5Mn/Al+10C，Mn/ A1+10C < 5. 2〇
[0009] 進一步，所述鐵素體低密度高強鋼的化學成分還包括至少一種或一種以上的如 下元素 ：Si :0· 01 ~L 5%，Ti :0· 005 ~0· 6%，Nb :0· 005 ~0· 2%，V :0· 005 ~0· 5%， Cr :0. 01 ~0. 5%，Mo :0. 01 ~0. 5%，Ni :0. 05 ~2. 0%，Cu :0. 05 ~1. 0%，B :0. 0005 ~ 0· 003%，Zr :0· 005 ~0· 2%，Re :0· 005 ~0· 1%，Ca :0· 001 ~0· 2%。
[0010] 所述鐵素體低密度高強鋼的化學成分中Al :3. 0~6. 0%。
[0011] 再，所述鐵素體低密度高強鋼的顯微組織結構主要是鐵素體和體積分數為6~ 40 %的殘余奧氏體。
[0012] 所述鐵素體低密度高強鋼的抗拉強度彡800MPa，延伸率彡25 %，密度< 7500kg/ m3〇
[0013] 在本發明的成分設計中：
[0014] C :C是重要固溶強化元素，可以顯著提高鋼板的屈服強度和抗拉強度。與Mn的作 用相類似，C是促進奧氏體形成和穩定化元素。C與Mn和（或）Al元素一道通常在鋼的基 體中形成κ碳化物（Fe，MrO3AlC或滲碳體（Fe，Mn) 3C。在富含Al的低密度鋼中，當C含量 過高時，鋼板表面脫碳嚴重。因此，本發明控制C含量為0.05~0.40%。
[0015] Mn :Mn在本發明中是主要合金元素。Mn能增加奧氏體穩定性和促進奧氏體生成。 Mn降低鋼淬火時臨界冷卻速度以及提高鋼的淬透性，會促進熱軋鋼板的基體中形成馬氏體 組織。這些馬氏體組織可以經退火熱處理轉變生成亞穩態奧氏體，從而增加熱軋鋼板的冷 軋變形能力以及最終退火鋼板的強塑性。Mn能夠提高鋼的加工硬化能力，從而提高鋼板強 度。Mn還可以減弱或消除S所引起的鋼的熱脆性，從而改善鋼的熱加工性能。但是，過高 Mn含量會引起鑄造板坯中Mn偏析以及熱軋板中明顯的帶狀組織分布，從而最終降低冷軋 退火鋼板的彎曲性能；并且，過高Mn含量會使鋼中奧氏體組織過分穩定而無法被形變誘導 馬氏體相變。因此，本發明控制Mn含量為4. O~12.0%。
[0016] Al :A1在本發明中是主要合金元素。添加 Al元素可顯著降低鋼板密度，故控制Al 含量的下限為3. 0%。Al是強鐵素體形成元素，添加過量Al會抑制奧氏體形成，以及促進 (Fe，Al)金屬間化合物在鋼的基體中形成，從而降低鋼板的軋制變形能力和力學性能。另 外，Al元素能顯著增加鋼中奧氏體的堆垛層錯能，添加過量的Al會抑制鋼中殘余奧氏體在 形變時被誘發馬氏體相變，從而使鋼板無法獲得良好的強度和塑性匹配。這一現象尤其會 發生在Mn含量同時處于較高水平的情況下。因此，本發明控制Al含量為3. O~7. 0%，優 選 3. O ~6. 0%。
[0017] 本發明中Μη、Α1和C元素的含量需要同時滿足1.0 < Mn/Al、3. 5 < I. 5Mn/Al+10C 以及Mn/Al+10C < 5. 2。本發明在成分設計上充分考慮利用Al來降低鋼板密度，同時限定 I. 0 < Mn/Al和3. 5 < I. 5Mn/Al+10C，使冷軋鋼板在退火過程中通過包括奧氏體逆相變在 內的轉變機制形成多于6% (體積分數）的亞穩態殘余奧氏體，并且殘余奧氏體具有良好穩 定性，使所制備鋼板的抗拉強度彡800MPa、延伸率彡25% ;反之，則所制備鋼板的顯微組織 中包含大量鐵素體組織，鋼板的強度和塑性均較低。
[0018] 本發明限定Μη/Al+lOC < 5. 2,以維持鋼板具有良好的冷軋可變形性；另外，當鋼 種成分滿足這一條件時，鋼板的顯微組織中包含適量的高溫鐵素體，從而使鋼板具有良好 的焊接性，并且使退火鋼板中所含殘余奧氏體的體積分數小于40%。如果殘余奧氏體的體 積分數高于40%，會引起鋼板的擴孔性能明顯降低。
[0019] P :P是固溶強化元素；但是P會增加鋼的冷脆性，降低鋼的塑性，使冷彎性能和焊 接性能變壞。因此，限定鋼中P含量<0.02%。
[0020] S :s使鋼產生熱脆性，降低鋼的延展性和韌性，使焊接性能變壞，降低鋼的耐蝕 性。因此，限定S含量彡0.01 %。
[0021] N :N與Al形成A1N，凝固過程中可細化柱狀枝晶，但N含量過高時，形成的粗大AlN 顆粒影響鋼板的延展性。另外，過量AlN會降低鋼的熱塑性。因此，限定N含量<0.01 %。
[0022] Si :Si是鐵素體固溶強化元素，可提高強度；另外，添加 Si可以顯著提高殘余奧氏 體的力學穩定性，有助于鋼板獲取良好強度和塑性的匹配。但是，過高Si含量會降低鋼板 的塑性；另外，對于熱鍍鋅鋼板來說，過高Si含量使基板的可鍍性變差。因此，本發明限定 Si含量為〇· 01~L 50%。
[0023] Ti :Ti與C、N結合會形成Ti (C，N)、TiN和TiC，可細化鑄態組織以及抑制熱加工 時晶粒粗化。添加過量Ti會使鋼的成本增加，并使上述析出物含量增加進而降低鋼的延展 性。因此，本發明限定Ti含量為0.005~0.6%。
[0024] Nb :Nb與C、N結合會形成Nb(C