一种1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢及其制备方法 |
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| 申请号 | CN202311787507.1 | 申请日 | 2023-12-25 | 公开(公告)号 | CN117867385A | 公开(公告)日 | 2024-04-12 |
| 申请人 | 鞍钢股份有限公司; | 发明人 | 张瑞坤; 李侠; 郭金宇; 张南; 林利; 刘仁东; 李春林; 王俊雄; 徐闻慧; 韩楚菲; | ||||
| 摘要 | 本 发明 提出一种1.2GPa级抗氢脆型冷成形 汽车 用 钢 及其制造方法，钢板成分按重量百分比计：C：0.20％～0.30％，Mn：2.0％～3.5％，Si：0.5％～2.5％，Al：0.7％～7.0％，Ni：0.05％～0.80％，Mo：0.05％～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Ti：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，5≤Al/Si≤10，5≤Mo/Ti≤10，余量为Fe和不可避免的杂质。钢的生产方法包括 冶炼 、中薄 板坯 连铸 连轧、 酸洗 冷轧 、淬火配分、光整。本发明钢因在成分和工艺上特殊设计可实现一套 合金 体系满足1.2GPa级多样化产品需求，即一钢多用。本发明钢 屈服强度 ≥900MPa， 抗拉强度 ≥1200MPa，A80断后伸长率≥16.0％，扩孔率≥30％， 密度 为6.5～7.5g/cm3，所述钢板采用180°U型弯曲成形预置应 力 ，置于0.5mol/LHCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢，其特征在于，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.20％～0.30％，Mn：2.0％～3.5％，Si：0.5％～2.5％，Al：0.7％～7.0％，Ni：0.05％～0.80％，Mo：0.05％～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Ti：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，余量为Fe和不可避免的杂质。 |
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| 说明书全文 | 一种1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢及其制备方法技术领域背景技术[0002] 传统冷成形淬火配分超高强度汽车钢含有铁素体、回火马氏体和奥氏体等多相组织，大量奥氏体组织在冷成形过程中将转化为新鲜马氏体组织而在产品内部存在残余应力，使得QP钢在零部件服役过程中存在严重的氢脆(氢致延迟断裂)现象，且超高强度钢的氢致延迟断裂敏感性会随着强度级别的增加而显著提高。由于该现象严重影响到零部件的正常服役，1.2GPa级冷成形超高强度QP钢的延迟断裂现象受到制造商和用户们极大的关注。钢铁行业正积极推进节能环保、绿色化转型发展，而1.2GPa级别QP钢产品存在着零部件多样化、用户需求多元化、产品多规格以及小批量订货的特殊需求等特点。因此，开发出绿色低碳型汽车用QP钢产品，即一钢多用型合金设计和短流程低成本制备工艺，不仅能够满足汽车产业多零件、用户需求多元化、多规格以及小批量订货的特殊需求等特点，而且也是钢铁企业提高竞争力的有效措施，成为各大钢铁供应商研究热点。基于上述研究现状，急需解决汽车高强钢的成形性能差和氢脆问题，同时适应汽车高强钢绿色低碳产品设计。基于上述研究现状，急需解决超高强淬火配分钢的成形性能差和氢脆问题，同时适应汽车高强钢绿色低碳产品设计。 [0003] 专利文献CN112095046B公开了一种超高强度冷轧DH1180钢及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.18％～0.25％，Mn：1.8％～2.8％，Si：0.5％～1.4％，Al：0.02％～1.4％，Cr：0.03％～0.60％，Mo：0.04％～0.40％，Ti：0.002％～0.10％，P≤0.03％，S≤0.03％，V≤0.05％，Nb≤0.1％，其余为Fe及不可避免杂质。该发明采用冷轧‑连续退火的生产工艺，生产出超高强度冷轧DH1180钢，该发明产品抗氢脆性和冷弯性能优异，然而该产品塑性较差，难以满足兼顾超高强高塑性和抗氢脆问题。 [0004] 专利文献CN113403550A公开了一种高塑性耐疲劳的冷轧热镀锌DH1180钢板及其制备方法，其主要化学成分为：C：0.16％～0.25％，Mn：1.8％～2.6％，Si：0.2％～0.8％，Al：0.50％～1.50％，Cr：0.10～0.60％，Cu：0.10～0.70％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.003％，Nb：0.005％～0.15％，V：0.005％～0.15％，Ti：0.005％～0.15％，余量为Fe和其他不可避免杂质。该发明采用冷轧‑热镀锌生产工艺，生产出高塑性耐疲劳的冷轧热镀锌DH1180钢板，该产品表现出优异的耐疲劳性和高扩孔性，然而该产品未考虑超高强钢存在氢脆问题，难以满足兼顾超高强高塑性和抗氢脆问题。 [0005] 上述超高强度钢均具有1.2GPa的抗拉强度，分别用于抗氢脆性能或用于获得较好的服役和成形性能，其产品不相关或氢致延迟开裂性能未涉及。 发明内容[0006] 针对现有技术的不足，本发明的目的在于提供一种1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢及其生产方法。本发明以短流程低成本工艺路径和极致降本的合金设计实现汽车高强淬火配分钢一钢多用、轻量化设计开发，同时兼顾抗氢脆、高塑性和高扩孔性的个性化需求，为广大汽车厂家和钢铁公司提供可靠的技术方案。 [0007] 本发明目的是这样实现的： [0008] 一种1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢，按重量百分比计，包括以下组分：C：0.20％～0.30％，Mn：2.0％～3.5％，Si：0.5％～2.5％，Al：0.7％～7.0％，Ni：0.05％～ 0.80％，Mo：0.05％～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Ti：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，余量为Fe和不可避免的杂质。 [0009] 进一步地，所述组分中5≤Al/Si≤10，5≤Mo/Ti≤10。 [0010] 进一步地，所述钢板屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1200MPa，A80断后伸长率≥3 16.0％，扩孔率≥30％，密度为6.5～7.5g/cm，所述钢板采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/LHCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；钢板厚度为1.0mm～2.0mm。 [0011] 进一步地，所述钢板显微组织为，按体积百分比计，10％～30％铁素体，60％～80％马氏体，5％～20％残余奥氏体，总和为100％；残余奥氏体呈薄膜状形态，晶粒尺寸在 0.05μm～0.50μm之间，薄膜状残奥主要分布于马氏体板条之间。 [0013] 本发明合金设计的理由如下： [0014] C：碳元素通过固溶强化来保障钢材的强度要求，足量的碳元素有助于稳定奥氏体，进而改进了钢材的成形性能，同时有助于材料一钢多用设计。C元素含量过低，不能获得本发明中钢材的力学性能；含量过高会使钢材脆化，存在氢致延迟断裂风险。因此，本发明中将C元素的含量控制为0.20％～0.30％。 [0015] Mn：锰元素是钢中的奥氏体稳定元素，可以扩大奥氏体相区，降低钢的临界淬火速度，同时，还可以细化晶粒，有助于固溶强化来提高强度。Mn元素含量过低，过冷奥氏体不够稳定，降低钢板的塑性和韧性等加工性能；Mn元素含量过高，会导致钢板焊接性能变差，且生产成本上升，不利于工业化生产。因此，本发明中将Mn元素含量控制为2.0％～3.5％。 [0016] Si：硅元素在铁素体中具有一定的固溶强化作用，确保钢材具有足够的强度，同时，Si还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，减少钢中的夹杂。本发明中Si元素与Al元素配合使用，采用以铝代硅设计理念可以显著改善钢材表面质量。Si元素含量过低，起不到强化的作用；Si元素含量过高，会降低钢板的表面质量以及焊接性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为0.5％～2.5％。 [0017] Al：铝元素密度远低于Fe元素，钢中加入适量的Al元素可以显著降低钢密度，有助于钢铁轻量化发展，同时Al元素具备抗氧化作用，与Si元素配合添加可以有效改善钢铁表面质量，利于实现一钢多用产品设计。此外，Al元素还可以抑制残余奥氏体分解和碳化物析出，并加速贝氏体转变来提高协调变形能力。Al元素含量过高，不仅会提高生产成本，还会导致连铸生产困难等，铝含量过低时无法实现材料低密度设计。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.7％～7.0％。 [0018] Ni：镍元素为提高钢材焊接性能的重要元素，Ni的添加有利于提高焊缝的韧性尤其是低温冲击韧性，降低脆性转变温度，同时有助于改善材料抗氢脆性能。本发明将Ni元素含量的范围控制在0.05％～0.80％。 [0019] Mo：钼元素为钢中的强化元素，有助于稳定残余奥氏体，同时对提高钢的淬透性效果显著，Mo元素的与Ti配合使用可形成大量TiMoC析出物，有利于使钢中扩散氢呈弥散分布，减少扩散氢的聚集，因而可以兼顾高强度和抗氢脆性能。本发明将Mo元素含量的范围控制在0.05％～0.80％。 [0020] P：P元素是钢中的有害元素，极易偏聚到晶界而严重降低钢材的塑性及变形性能，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≤0.01％。 [0021] S：S元素是钢中的有害元素，硫与锰元素容易结合形成MnS夹杂，经轧制变形后材料横向性能会显著下降，严重影响钢材的成形性，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≤0.01％。 [0022] N：N元素容易与Ti反应析出TiN大颗粒，在变形过程中充当裂纹源，对抗氢脆性能不利，因而要严格控制钢中N元素含量。本发明将N含量控制在N≤0.005％。 [0023] Mg：镁元素在钢铁中是一种良好的脱氧剂、脱硫剂和球化剂，Mg能使钢中夹杂物数量减少、尺寸变小、分布均匀、形态改善。少量镁能改善DH钢的碳化物尺寸及分布，促进碳化物颗粒细小均匀，亦有助于实现材料低密度设计。为了控制生产成本，本发明中将Mg元素含量控制在0.005％～0.50％。 [0024] Ti：少量添加Ti元素可以细化晶粒尺寸，析出物可以钉扎位错起到延缓裂纹源的扩展作用，并显著改善材料的强韧性能，与Mo搭配使用有助于使钢中扩散氢呈弥散分布，减少扩散氢的聚集，因而可以兼顾高强度和抗氢脆性能。在本发明中，将Ti元素含量控制在0.01％～0.50％。 [0025] V：微合金化元素钒主要以VC形式存在，通过细晶强化和弥散强化来提高材料的强度和耐疲劳性能，在热镀锌退火加热过程中，未溶解VC颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，VC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在退火过程中，铁素体中的VC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，将V元素含量控制在0.01～0.50％。 [0026] 本发明技术方案之二是提供一种1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：电炉冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、淬火配分连续退火或连续热镀锌/镀锌铝镁或合金化热镀锌、光整。 [0027] 该制备工艺的具体步骤如下： [0028] 电炉冶炼：本发明选用30％～70％比例废钢作为原料，通过电炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水：C：0.20％～0.30％，Mn：2.0％～3.5％，Si：0.5％～2.5％，Al：0.7％～7.0％，Ni：0.05～0.80％，Mo：0.05～0.80％，P≤0.01％，S≤0.01％，N≤0.005％，Mg：0.005％～0.50％，Ti：0.01％～0.50％，V：0.01％～0.50％，且5≤Al/Si≤10，5≤Mo/Ti≤10；余量为Fe和不可避免的杂质。钢水温度在1600～1750℃之间。 [0029] 中薄板坯连铸连轧：采用高铝钢专用保护渣(Li2O含量范围0.5％～10.0％)进行浇铸，浇铸温度在1530～1600℃，铸机拉速为1.0～5.5m/min，连铸坯厚度在60～115mm之间。开轧温度为1000～1150℃之间，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～700℃之间。热轧卷厚度规格为2.0～4.5mm，热轧态显微组织由30％～60％(体积比)铁素体，20％～50％(体积比)珠光体，5％～20％(体积比)贝氏体，1％～5％渗碳体组成；总和为100％。 [0030] 酸洗冷轧：冷轧前热轧钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为45％～70％。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，冷轧后的成品厚度为1.0mm～2.0mm。 [0031] 淬火配分连续退火：带速控制在60～150m/min，均热段炉膛温度为760～880℃，均热时间为20～600s，缓冷出口温度为700～750℃，快速冷却速率大于50℃/s，快冷温度至100～250℃之间，配分温度为250～450℃，配分时间在60～1000s。均热温度为760～880℃，若均热温度过高，由于奥氏体化趋于完全而铁素体比例不足，将降低钢材的延展性；如果均热温度过低，最终材料的软相铁素体比例过高会大幅降低材料的强度。均热时间为30～ 300s，若均热时间过长，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。 [0032] 淬火配分连续热镀锌/镀锌铝镁：带速控制在60～150m/min，退火温度在760～880℃之间，露点温度控制在‑20～‑10℃之间，退火时间在30～300s之间，缓冷出口温度为680～750℃，快速冷却速率大于40℃/s，快冷出口温度为150～250℃，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250～300℃。镀锌镀液成分含0.16％～0.25％的Al，其余为Zn和不可避免的杂质，单位面积锌2 层重量为60～200g/cm 。镀锌铝镁镀液成分含2.0％～10.0％的Al，1.0％～5.0％的Mg， 0.001％～0.1％的Si，其余为Zn和不可避免的杂质，单位面积锌铝镁镀层重量为50～200g/ 2 cm。 [0033] 淬火配分合金化热镀锌：带速控制在60～150m/min，退火温度为770～870℃，退火时间在30～300s之间，露点控制在‑20～‑10℃，缓冷出口温度为680～750℃，快速冷却速率大于40℃/s，快冷出口温度在150～250℃之间，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后进行合金化处理，合金化温度为470～530℃，合金化保温时间为5～60s。 [0034] 光整：光整过程采用轧制力控制，轧制力控制在1000‑3500kN，轧制张力为500～2000kN。 [0035] 本发明所制备的1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢板的显微组织为10％～30％铁素体，60％～80％马氏体，5％～20％残余奥氏体，总和为100％；残余奥氏体呈薄膜状形态，晶粒尺寸在0.05μm～0.50μm之间，薄膜状残奥主要分布于马氏体板条之间。 [0036] 本发明有益效果在于： [0037] (1)本发明的钢材化学成分主要以C、Mn、Al、Si为主要元素，原始成本较低。本发明采用“大比例废钢+电炉冶炼+中薄板坯连铸连轧”新型短流程低成本生产工艺，可以大幅降低碳排放和节约能耗； [0038] (2)本发明生产的1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢添加大量铝元素可以实现高强钢低密度化，满足汽车轻量化设计需求； [0039] (3)本发明生产的1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢因在成分和工艺上特殊设计可实现一套合金体系满足1.2GPa级淬火配分钢连续退火、连续热镀锌/镀锌铝镁和合金化热镀锌等多样化产品需求，即一钢多用，不仅可以大幅缩短产品开发周期和研发成本，还能够实现多种牌号产品之间转换并显著提高产品生产效率，满足汽车钢节能环保、绿色化转型发展； [0040] (4)本发明生产的1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢可实现钢材屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1200MPa，A80断后伸长率≥16.0％，扩孔率≥30％，密度为6.5～7.5g/cm3；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/LHCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂的优异性能。 附图说明 [0041] 图1为本发明实施例1‑1的典型显微组织。 [0042] 图2为本发明实施例1‑2的典型显微组织。 [0043] 图3为本发明实施例1‑3的典型显微组织。 [0044] 图4为本发明实施例1‑4的典型显微组织。 [0045] 图5为本发明实施例1‑1的典型工程应力应变曲线。 具体实施方式[0046] 下面通过实施例对本发明作进一步的说明。 [0047] 本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、中薄板坯连铸连轧、酸洗冷轧、淬火配分、光整。 [0048] 中薄板坯连铸连轧 [0049] 采用高铝钢专用保护渣进行浇铸，Li2O含量范围0.5％～10.0％，浇铸温度在1530～1600℃，铸机拉速为1.0～5.5m/min，连铸坯厚度在60～115mm之间。开轧温度为1000～1150℃之间，终轧温度在900℃以上，卷取温度在600～700℃之间。热轧卷厚度规格为2.0～ 4.5mm； [0050] 酸洗冷轧 [0051] 冷轧前热轧钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为45％～70％； [0052] 淬火配分 [0053] 淬火配分为淬火配分连续退火、淬火配分连续热镀锌或镀锌铝镁、淬火配分合金化热镀锌中的一种； [0054] 光整：光整过程采用轧制力控制，轧制力控制在1000‑3500kN，轧制张力为500～2000kN。 [0055] 进一步，所述淬火配分过程为淬火配分连续退火，带速控制在60～150m/min，均热段炉膛温度为760～880℃，均热时间为20～600s，缓冷出口温度为700～750℃，快速冷却速率大于50℃/s，快冷温度至100～250℃之间，配分温度为250～450℃，配分时间在60～1000s。 [0056] 进一步，所述淬火配分过程为淬火配分连续热镀锌或镀锌铝镁，带速控制在60～150m/min，退火温度在760～880℃之间，露点温度控制在‑20～‑10℃之间，退火时间在30～ 300s之间，缓冷出口温度为680～750℃，快速冷却速率大于40℃/s，快冷出口温度为150～ 250℃，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250～300℃。 [0057] 进一步，按重量百分比计，所述镀锌镀液成分含0.16％～0.25％的Al，其余为Zn和2 不可避免的杂质，单位面积锌层重量为60～200g/cm 。镀锌铝镁镀液成分含2.0％～10.0％的Al，1.0％～5.0％的Mg，0.001％～0.1％的Si，其余为Zn和不可避免的杂质，单位面积锌 2 铝镁镀层重量为50～200g/cm。 [0058] 进一步，所述淬火配分过程为淬火配分合金化热镀锌，带速控制在60～150m/min，退退火温度为770～870℃，退火时间为30～300s，露点控制在‑20～‑10℃，缓冷出口温度为680～750℃，快速冷却速率大于40℃/s，快冷出口温度为150～250℃，镀锌温度为450～470℃，镀锌结束后带钢先气刀冷却到400～420℃，随后进行合金化处理，合金化温度为470～ 530℃，合金化保温时间为5～60s。 [0059] 进一步，所述电炉冶炼过程选用30％～70％比例废钢作为原料，钢水温度为1600～1750℃。 [0060] 通过实施例对本发明进行更详细的描述，这些实施例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。 [0061] 本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢冶炼及连铸连轧的主要工艺参数及热轧组织见表2。本发明实施例钢连续退火的主要工艺参数及显微组织见表3。本发明实施例钢连续热镀锌的主要工艺参数及显微组织见表4。本发明实施例钢连续热镀锌铝镁的主要工艺参数及显微组织见表5。本发明实施例钢合金化热镀锌的主要工艺参数及显微组织见表6。本发明实施例钢的性能见表7。本发明实施例钢的显微组织组成见表8。 [0062] 表1实施例钢的化学成分(wt％) [0063] 实施例 C Mn Si Al Ni Mo P S N Mg Ti V Al/Si Mo/Ti1 0.23 2.34 0.63 4.33 0.23 0.41 0.001 0.005 0.004 0.014 0.059 0.057 6.87 6.95 2 0.21 2.26 0.77 3.92 0.41 0.35 0.005 0.003 0.001 0.027 0.041 0.066 5.09 8.54 3 0.25 2.47 0.82 6.81 0.32 0.63 0.001 0.001 0.001 0.141 0.092 0.31 8.30 6.85 4 0.24 2.15 0.96 5.12 0.55 0.72 0.003 0.002 0.001 0.225 0.12 0.032 5.33 6.00 5 0.22 2.36 0.64 4.45 0.43 0.64 0.002 0.001 0.002 0.084 0.11 0.25 6.95 5.82 6 0.26 2.74 1.08 6.89 0.11 0.28 0.002 0.005 0.003 0.304 0.032 0.17 6.38 8.75[0064] 表2实施例钢的冶炼及连铸连轧工艺参数及热轧组织 [0065] [0066] [0067] 表3实施例钢的连续退火工艺及显微组织 [0068] [0069] 表4本发明实施例钢连续热镀锌的主要工艺参数及显微组织 [0070] [0071] 表5本发明实施例钢连续热镀锌铝镁的主要工艺参数及显微组织 [0072] [0073] 表6本发明实施例钢合金化热镀锌的主要工艺参数及显微组织 [0074] [0075] 表7本发明实施例钢的性能 [0076] [0077] [0078] 注：抗氢脆(抗延迟断裂)性能评价采用U型弯曲浸泡评价，180°冷弯弯曲半径为5mm，每组5个平行试样，置于0.5mol/L HCl溶液中浸泡14天，若未发生断裂则判定该试样无延迟断裂风险，标记Ο；若发生断裂则判定该试样存在延迟断裂风险，标记×。 [0079] 表8本发明实施例钢的显微组织 [0080] [0081] [0082] 由上述实施例可见，采用本发明的成分设计、大比例废钢+电炉冶炼、连铸连轧、淬火配分连续退火或连续热镀锌/镀锌铝镁或合金化热镀锌工艺，制备出1.2GPa级抗氢脆型冷成形汽车用钢钢材屈服强度≥900MPa，抗拉强度≥1200MPa，A80断后伸长率≥16.0％，扩3 孔率≥30％，密度为6.5～7.5g/cm；采用180°U型弯曲成形预置应力，置于0.5mol/LHCl溶液中浸泡14天，均未发生延迟断裂；满足汽车的抗延迟断裂、高强高塑和优异成形性能的要求。 |
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