本發(fā)明屬于熱軋高強鋼領(lǐng)域，具體涉及一種980MPa級熱軋高強度高擴孔鋼及其制造方法。

背景技術(shù)：

隨著國家環(huán)保法律法規(guī)的日益嚴格和國家對汽車排放限制措施的實施，在汽車尤其是乘用車領(lǐng)域，高強減薄或汽車結(jié)構(gòu)輕量化已成為國際上各大汽車制造廠商的重要研究方向。然而，與乘用車高強減薄和輕量化趨勢不同，商用車輕量化工作在一直沒有形成趨勢。這其中一方面由于商用車普遍超載比較嚴重，商用車的設(shè)計人員對結(jié)構(gòu)的設(shè)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；另外一方面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，而且目前商用車的加工廠普遍存在設(shè)備較為低端，僅適合于普通低強度鋼的加工，對高強鋼的加工沒有太多經(jīng)驗且現(xiàn)有模具不適合高強鋼的加工和使用。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。商用車的輕量化也必將是未來的一種發(fā)展趨勢。因此，開發(fā)性能優(yōu)異的高強鋼將是未來的發(fā)展趨勢。

目前，抗拉強度在980MPa以上級別高強鋼的成分設(shè)計主要采用低碳加微合金元素，在工藝上采用在線或離線淬火加低溫回火處理的方法。通常情況下，淬火+低溫回火之后鋼板的性能表現(xiàn)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，而延伸率根據(jù)大生產(chǎn)的實際數(shù)據(jù)統(tǒng)計通常在13±1％，而用戶目前的需求是在保持抗拉980MPa以上的基礎(chǔ)上將延伸率提高至14％以上。若將這類熱軋超高強鋼應(yīng)用在汽車底盤等相對復(fù)雜的汽車結(jié)構(gòu)件上，還需要鋼板具有良好的擴孔性能。這對傳統(tǒng)的淬火加低溫回火馬氏體組織來說幾乎是不可能實現(xiàn)的。這是因為，如果鋼種的成分和工藝設(shè)計思路不變的話，其最終的力學性能難以有較大的提高。從國內(nèi)外的文獻資料來看，尚無980MPa級熱軋高強度高塑性和高擴孔性能的超高強鋼，更無大生產(chǎn)的產(chǎn)品面世。

技術(shù)實現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于提供一種980MPa級熱軋高強度高擴孔鋼及其制造方法，該熱軋高強度高擴孔鋼的屈服強度≥900MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率≥15％，擴孔率≥50％，表現(xiàn)出優(yōu)異的強度、塑性和擴孔性匹配，可應(yīng)用于汽車底盤、大梁、車輪等需要高強減薄和復(fù)雜成形的部件。

為達到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是：

本發(fā)明加入較高含量的Ti以保證在熱軋卷取階段在鐵素體中析出大量彌散細小的納米碳化物，起到強烈的彌散析出強化效果；加入微量的Nb主要目的是在精軋階段細化奧氏體晶粒；除了采用TiC納米粒子析出強化外，還加入微合金元素V與C在貝氏體鐵素體中形成納米VC進一步提高鋼的析出強化效果。熱軋過程中在終軋結(jié)束后應(yīng)以較高的冷速使帶鋼快速冷卻至合適的卷取溫度，使帶鋼獲得由粒狀貝氏體和馬氏體為主的組織，從而獲得980MPa級高強度高塑性和高擴孔鋼。

具體的，本發(fā)明的一種980MPa級熱軋高強度高擴孔鋼，其化學成分重量百分比為：C：0.05～0.10％，Si：0.1～0.8％，Mn：1.5～2.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.08％，N≤0.005％，Ti：0.05～0.15％，Nb：0.02～0.06％，Cr：0.1～1.0％，V：0.01～0.10％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)，且上述元素同時需滿足如下關(guān)系：0.15％≤Nb+Ti+V≤0.25％，0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。

優(yōu)選的，所述熱軋高強度高擴孔鋼的化學成分中：Mn：1.8～2.2％，以重量百分比計。

進一步，所述熱軋高強度高擴孔鋼的微觀組織為粒狀貝氏體+馬氏體，其中，貝氏體鐵素體中存在納米級碳化物，貝氏體的晶粒尺寸≤5μm，納米級碳化物尺寸≤10nm。

再，所述熱軋高強度高擴孔鋼的微觀組織中粒狀貝氏體所占體積分數(shù)為70～85％，馬氏體所占體積分數(shù)為15～30％。

本發(fā)明所述熱軋高強度高擴孔鋼的屈服強度≥900MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率≥15％，擴孔率≥50％。

在本發(fā)明鋼的成分設(shè)計中：

碳：碳是鋼中的基本元素，也是本發(fā)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。本發(fā)明為了獲得抗拉強度達980MPa級的超高強鋼，須控制貝氏體晶粒尺寸，通常應(yīng)控制在≤5μm。此外，還需依靠細小的納米析出相的強烈析出強化作用。鋼中碳的含量至少在0.05％以上，否則強度難以達到980MPa級；同時碳的含量也不能太高(≤0.1％)，否則在熱軋高溫卷取過程中容易形成珠光體類型的組織，降低了卷取后貝氏體中所形成的納米析出相的數(shù)量，從而降低析出強化效果。

本發(fā)明中碳的加入量與Ti和V的加入量密切相關(guān)，Ti、V和N的含量需控制在一定的范圍內(nèi)，保證形成足夠數(shù)量的納米析出強化相(尺寸≤10nm)。這些納米粒子在高溫卷取后的緩慢冷卻過程中可有效的抑制貝氏體鐵素體晶粒長大，同時起到析出強化效果。因此，碳的含量必須控制在0.10％以下，且Ti、V和N的含量之間滿足下式，即0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。綜上，本發(fā)明鋼中碳含量應(yīng)控制在0.05～0.10％。

硅：硅也是鋼中的基本元素，但在本發(fā)明中，硅并不是一個關(guān)鍵元素，其在煉鋼過程起到部分脫氧的作用。硅在鋼中可擴大鐵素體形成范圍，有利于擴大軋制工藝窗口；同時硅還有較強的固溶強化效果。但硅加入鋼中后容易在軋制后的鋼板表面形成不均勻分布的紅鐵皮，這些紅鐵皮在隨后的酸洗過程中難以徹底去除。雖然帶有紅鐵皮的鋼板在后續(xù)的加工過程中對性能沒有不良影響，但在構(gòu)件的涂漆過程中，由于鋼板表面紅鐵皮去除不徹底，涂漆之后構(gòu)件表面容易產(chǎn)生色差，影響美觀。此外，Si含量高于0.8％，對鋼板的焊接性能不利，故本發(fā)明鋼中Si含量控制在0.1～0.8％。

錳：錳是鋼中最基本的元素，同時也是本發(fā)明中最重要的元素之一。眾所周知，錳是擴大奧氏體相區(qū)的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩(wěn)定奧氏體，細化晶粒，推遲奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。在本發(fā)明中，為保證鋼板的強度，錳含量應(yīng)控制在1.5％以上，錳含量過低，過冷奧氏體不夠穩(wěn)定，容易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w類型的組織；同時，錳的含量一般也不宜超過2.5％，煉鋼時容易發(fā)生Mn偏析，同時板坯連鑄時易發(fā)生熱裂。因此，鋼中錳Mn的含量控制在1.5～2.5％，優(yōu)選范圍在1.8～2.2％之間。

磷：磷是鋼中的雜質(zhì)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，故其含量越低越好，一般控制在0.015％以內(nèi)較好且不提高煉鋼成本。

硫：硫是鋼中的雜質(zhì)元素。鋼中的硫通常與錳結(jié)合形成MnS夾雜，尤其是當硫和的含量均較高時，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續(xù)軋制過程中MnS沿軋向發(fā)生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。故鋼中硫含量越低越好，實際生產(chǎn)時通?？刂圃?.005％以內(nèi)。

鋁：鋁是鋼中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。鋁在本發(fā)明中的基本作用主要是在煉鋼過程中脫氧。鋼中鋁含量一般不低于0.02％；同時，若鋁含量若超過0.08％，其細化晶粒的作用反而減弱。根據(jù)實際生產(chǎn)過程中鋁含量的控制水平，將鋼中鋁含量控制在0.02～0.08％即可。

氮：氮在本發(fā)明中屬于雜質(zhì)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?！?.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(fā)明中通過添加強碳化物或氮化物形成元素Ti，形成穩(wěn)定的TiN從而固定氮原子。因此，氮的含量控制在0.005％以內(nèi)且越低越好。

鈦：鈦是本發(fā)明中的重要元素之一。鈦與鋼中C、N原子有很強的結(jié)合力。本發(fā)明的成分設(shè)計思路主要是想獲得細小彌散的納米碳化物而不是氮化物。鈦與氮的結(jié)合力大于鈦與碳之間的結(jié)合力，為了盡量減少鋼中TiN的形成量，鋼中氮的含量應(yīng)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貝氏體轉(zhuǎn)變過程中，在貝氏體鐵素體中形成更多的納米級碳化物。類似地，加入適量的釩主要目的也是在貝氏體鐵素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。

如上所述，本發(fā)明中關(guān)鍵元素碳、鈦和釩應(yīng)滿足一定的關(guān)系才能獲得高強度高塑性微觀組織。經(jīng)過大量試驗證實，碳與鈦、釩含量須滿足一定的關(guān)系即0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％，否則鋼中形成的納米級碳化物不能最大程度發(fā)揮彌散析出強化效果或者鋼中可能出現(xiàn)少量珠光體組織，使得鋼板的強度難以達到980MPa的高強度。納米級碳化物的最佳析出溫度主要與鈦和釩的含量密切相關(guān)。經(jīng)過理論計算和試驗證實，在高溫卷取溫度范圍內(nèi)(500～600℃)，鈦可發(fā)揮最佳析出強化效果的含量范圍在0.05～0.15％之間。

釩：釩是本發(fā)明中的關(guān)鍵元素之一。釩的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。采用低碳高Ti鋼所能達到的最高抗拉強度只有800MPa左右，若要繼續(xù)提高納米析出強化鋼的強度需要提高碳含量，但，碳含量增加帶來的結(jié)果是高溫卷取時組織中出現(xiàn)帶狀珠光體，對擴孔性能不利；釩也是一種強碳化物形成元素，加入適量釩可在貝氏體鐵素體中形成細小的納米VC，進一步起到析出強化效果，而且還避免了高溫卷取時珠光體的形成。根據(jù)理論分析和試驗研究結(jié)果，釩的含量應(yīng)控制在0.01～0.10％范圍內(nèi)，且與Ti、N應(yīng)滿足一定的關(guān)系即0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。

鉻：鉻是本發(fā)明中的重要元素之一。納米析出強化型細晶粒鋼的性能特點之一是屈強比高，通常屈強比在0.90以上甚至接近1.0，而鉻通過固溶強化一方面可以適當降低屈服強度，同時可略微提高抗拉強度。本發(fā)明中加入少量鉻元素的目的主要是利用其降低屈服強度的作用，其降低屈服強度的作用在含量達到1.0％時飽和，故將鉻含量控制在0.10～1.0％之間。

氧：是煉鋼過程中不可避免的元素，對本發(fā)明而言，鋼中氧的含量通過鋁脫氧之后一般都可以達到30ppm以下，對鋼板的性能不會造成明顯不利影響。因此，將鋼中氧含量控制在30ppm以內(nèi)即可。

本發(fā)明所述980MPa級熱軋高強度高擴孔鋼的制造方法，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+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℃，再進行3～5個道次精軋且累計變形量≥70％；終軋溫度為800～900℃，終軋結(jié)束后以≥100℃/s的冷速將鋼板水冷至500～600℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷卻至室溫。

本發(fā)明的制造工藝設(shè)計的理由如下：

在軋制工藝設(shè)計上，為了配合高Ti的成分設(shè)計，鋼坯的加熱溫度必須足夠高(≥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(jié)奏應(yīng)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(jié)束后應(yīng)以較高冷速(≥100℃/s)快速水冷至卷取溫度。這是因為，軋制結(jié)束后若冷卻速度較慢，鋼板內(nèi)部形變的奧氏體可在很短時間內(nèi)完成再結(jié)晶過程，此時奧氏體晶粒發(fā)生長大。相對粗大的奧氏體在隨后的冷卻過程發(fā)生貝氏體相變時，形成的貝氏體鐵素體晶粒較為粗大，通常在5～20μm之間，對鋼板的強度不利。本發(fā)明鋼板的微觀組織設(shè)計思路為粒狀貝氏體、馬氏體和納米級碳化物為主的微觀組織。

鋼板的高強度來自兩方面：一是納米析出強化，二是細小的貝氏體組織。根據(jù)經(jīng)典的Orowan機制，納米級碳化物對強度的貢獻大約在200～400MPa之間。因此，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組織。由于本發(fā)明為低碳鋼，鐵素體相變驅(qū)動力較大。因此，帶鋼終軋后的冷卻速度應(yīng)足夠快(≥100℃/s)，避免在連續(xù)冷卻過程中形成鐵素體，而應(yīng)是在帶鋼卷取之后緩慢冷卻的過程中形成粒狀貝氏體、馬氏體和納米級碳化物。

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(shù)。與普通高強鋼相比，高Ti鋼更高的加熱溫度(≥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最終卷取過程中獲得更多的納米級碳化物，故本發(fā)明要求鋼板的最低加熱溫度必須≥1230℃；加熱溫度的上限根據(jù)現(xiàn)場加熱爐實際可達到的或可承受的溫度為限，通?！?300℃。

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(fā)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(jié)合強度，容易在加熱過程中板坯在加熱爐中發(fā)生斷坯現(xiàn)象。因此，根據(jù)板坯厚度不同，加熱溫度通常控制在1～2小時即可。

板坯出爐開始軋制時應(yīng)保持較快的節(jié)奏進行軋制，以盡量減少在粗軋和精軋階段Ti的析出。這是因為在粗軋尤其是精軋?zhí)幱趭W氏體區(qū)，在此溫度區(qū)間析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在幾十納米，對最終的析出強化效果不大。因此，粗軋和精軋階段應(yīng)盡快完成以保留更多的Ti原子在卷取過程中析出。

本發(fā)明通過巧妙合理的成分設(shè)計，同時配合現(xiàn)有的熱連軋工藝即可獲得強度、塑性和擴孔性能優(yōu)異的980MPa級納米析出強化超高強鋼。本發(fā)明鋼板的組織為粒狀貝氏體、馬氏體以及納米級碳化物，貝氏體晶粒尺寸≤5μm。在抗拉強度達到980MPa高強度的同時，該鋼板具有≥15％的高延伸率。在成分設(shè)計上，高Ti含量的添加主要目的是為了在帶鋼卷取過程中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(shù)量，起到更強的彌散強化效果；而碳含量的設(shè)計一方面要保證強度，同時也要與Ti和V的含量相配合，通過試驗研究，Nb、Ti、V的含量需滿足0.15％≤Nb+Ti+V≤0.25％；同時，N、Ti和V的含量必須滿足如下關(guān)系：0.01％≤(Ti-3.42N)/4+V/4.24≤0.06％。只有滿足上述關(guān)系，同時配合所要求的軋制工藝，最終獲得鐵素體、粒狀貝氏體和馬奧組元為主的微觀組織，才能獲得這種高強度高塑性和高擴孔性的先進高強鋼。

本發(fā)明的有益效果：

(1)本發(fā)明在采用相對經(jīng)濟的成分設(shè)計，同時配合現(xiàn)有的熱連軋產(chǎn)線就可以生產(chǎn)出具有超高強度和高延伸率的納米析出強化型高強度高塑性和高擴孔性鋼板。

(2)本發(fā)明制造出屈服強度≥900MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率≥15％，擴孔率≥50％，且厚度≤6mm的熱軋高強度高擴孔鋼板，該鋼板的延伸率比目前相同級別的高強鋼明顯改善，同時具有50％以上的高擴孔率，滿足了用戶對高強度高延伸率鋼的需求，可應(yīng)用于汽車底盤、大梁、車輪等需要高強減薄和復(fù)雜成形的部件，具有良好的應(yīng)用前景。

附圖說明

圖1為本發(fā)明實施例1鋼的典型金相照片。

圖2為本發(fā)明實施例3鋼的典型金相照片。

圖3為本發(fā)明實施例5鋼的典型金相照片。

具體實施方式

下面結(jié)合實施例對本發(fā)明做進一步說明。

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

本發(fā)明實施例工藝流程為：轉(zhuǎn)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+軋后冷卻→鋼卷，其中關(guān)鍵工藝參數(shù)參見表2。

圖1-圖3分別為實施例1、3、5試驗鋼的典型金相照片。從圖1-圖3可以看出，本發(fā)明鋼板的顯微組織為鋼板的顯微組織全部為細小的貝氏體以及少量的馬氏體(納米級碳化物從金相照片上無法分辨)，正是由于這些細小貝氏體和大量納米級碳化物賦予鋼板超高強度和良好的塑性。

從表3可知，本發(fā)明可制造出980MPa級熱軋高強度高擴孔鋼，該鋼的屈服強度≥900MPa，抗拉強度≥980MPa，延伸率≥15％，擴孔率≥50％，表現(xiàn)出優(yōu)異的強度、塑性和擴孔性匹配。