用中薄板坯轧制Rm≥1500MPa高韧性热冲压钢及生产方法

用中薄板坯轧制rm
≥
1500mpa高韧性热冲压钢及生产方法
技术领域
1.本发明涉及一种汽车零部件用钢及其生产方法，具体地属于用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢及生产方法，且适用于生产的产品厚度2至10mm。


背景技术：

2.车身轻量化是汽车节能减排的重要途径；作为车身制造的主要原料，汽车用钢的强度与塑性提升，对于汽车轻量化水平和被动安全性能的提高具有重要应用价值。目前，已开发的第三代超高强钢同时具有超高材料强度和高韧性，但其零部件在冲压加工成形却面临成形压力大、成型工艺复杂、模具磨损严重、部件回弹等难题。
3.热冲压成形技术利用金属材料高温状态良好成形性，有效降低加工变形抗力，提升零件尺寸精度及模具寿命，受到国内外车企的高度青睐。然而，传统热成形钢的设计主要从钢的淬透性出发，以保证零件在模内成形冷却过程中淬火形成全马氏体组织，达到1500mpa以上的零件强度。全马氏体组织的热成形零件虽然可以获得很高的强度，但其塑性较差。目前，国内外现有抗拉强度1500mpa级热成形钢的断后延伸率低于10%，无法有效吸收汽车碰撞能量，逐渐成为了制约传统热成形钢在车身应用比例的瓶颈。提高热成形钢及其制件的韧性及强塑积，同步实现超高强度高韧性，是当今汽车用热成形钢研究的重要方向。
4.除此之外，原料成本是热成形钢可否批量应用的关键问题。传统热成形钢的生产工艺流程为：脱硫铁水
→
转炉冶炼
→
炉外精炼
→
连铸
→
板坯加热
→
热连轧
→
酸洗+冷连轧
→
连续退火
→
（预涂层）
→
精整包装
→
落料
→
加热
→
模具冲压淬火；其存在生产工艺流程较长，成本较高的不足。近年来，中薄板坯连铸连轧工艺逐步发展成熟，产品质量得到大幅提升；传统冷轧热成形钢可采用短流程的连铸连轧工艺替代，直接轧制超高强度钢板，从而大幅降低了原料钢板的生产成本。如中国专利公开号为cn 106119692 a的文献，发明了一种用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1500mpa热成形钢，所发明带钢的化学成分质量百分比：c：0.21～0.25%，si：0.26～0.30%，mn：1.00～1.30%，p：≤0.01%，s：≤0.005%，als：0.015～0.060%，cr:0.25～0.30%,ti：0.026～0.030%或nb：0.026～0.030%或v：0.026～0.030%或其中两种及以上以任意比例的混合，b：0.003～0.004%，mo：0.17～0.19%，n≤0.005%，余为fe及不可避免的杂质。其冶炼后浇铸成薄板坯后，进行除鳞、加热、轧制，控制终轧温度830～870℃；冷却后进行卷取，控制卷取温度为635～665℃。采用该技术生产的热成形钢，热冲压淬火后零件为全马氏体组织，抗拉强度1520～1625mpa，断裂延伸率仅有6.2～7.8%，韧性较低。
5.中国专利公开号为cn 106191678b的文献，发明了一种用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1700mpa热成形钢，所发明带钢的化学成分质量百分比：c: 0.26～0.30%，si：0.31～0.35%，mn：1.3～1.5%，p≤0.008%，s≤0.005%，als：0.015～0.060%，cr：0.31～0.35%，ti：0.031～0.035%或nb：0.031～0.035%或v：0.031～0.035%或其中两种及以上以任意比例的混合，b：0.003～0.004%，mo：0.20～0.25%，ni：0.06～0.10%，n≤0.005%，余为fe及不可避免的杂质；冶炼后浇铸铸坯厚度在61～150mm，进行除鳞、加热、轧制，控制终轧温度840～880
℃；冷却后进行卷取，控制卷取温度为615～645℃。热成形后抗拉强度1710～1830mpa，延伸率5.6～6.5%。
6.上述两文献的材料抗拉强度可达1500mpa及以上，但其延伸率不超过8%，均远低于10%，因而不能满足汽车轻量化对1500mpa级高韧性超高强度用材的需求。这是因为传统热成形钢主要从提高钢的淬透性的设计，经热冲压转变成全马氏体组织的零部件，韧性较低；其在碰撞过程中吸能效果较差，且容易开裂失效，一般通过增加材料厚度、局部回火或激光拼焊高韧性材料的方式补偿提升其碰撞安全性。高韧性超高强度钢同时兼具超高强度、高塑性，直接在传统热成形零件基础上进一步减薄零件厚度，降低生产成本、减轻车身重量，可用于汽车保险杠、纵梁、横梁、地板加强件等安全部件的加工制造。


技术实现要素：

7.本发明在于克服现有技术存在的不足，提供一种既能保证抗拉强度不低于1510mpa，屈服强度不低于910mpa，热冲压成形后无回弹，零件尺寸精度高的前提下，还能使其延伸率达到11%以上的用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢及生产方法。
8.实现上述目的的措施：用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢，其组分及重量百分比含量为：c: 0.23～0.28%，si：0.21～0.35%，mn：4.6～5.4%，p≤0.008%，s≤0.005%，als：2.6～3.4%，cr：0.21～0.58%，ti：0.021～0.025%或nb：0.015～0.030%或v：0.10～0.30%或其中两种及以上以任意比例的混合，n≤0.005%，余为fe及不可避免的杂质；淬火后的金相组织为马氏体、铁素体及体积比不低于3%的奥氏体；抗拉强度≥1500mpa，屈服强度≥910mpa，断后延伸率a
50mm
≥11%。
9.优选地：所述mn的重量百分比含量在4.85～5.26%。
10.优选地：：所述als的重量百分比含量在2.75～3.28%。
11.生产用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢及生产方法，其步骤：1）常规冶炼并精炼；2）连铸成坯，在浇注中控制中包钢水过热度在15～30℃；控制铸坯厚度在61～150mm，拉坯速度在2.7～5.2 m/min；3）进行铸坯入均热炉前的除鳞处理，并控制除鳞水的压力在300～400 bar；4）对铸坯进行加热并均热：控制铸坯入炉温度在840～990℃，铸坯出炉温度在1165～1228℃；5）进行轧制之前的高压水除鳞，并控制除鳞水压力在280～420bar；6）进行轧制，并控制第一道次压下率在40～55%，第二道次压下率在40～55%，末道次压下率在8～15%；控制轧制速度在3～8 m/s；并在第一道次及第二道次之间进行中压水除鳞，除鳞水压力为200～280bar；控制终轧温度在861～906℃；7）进行冷却，冷却方式为层流冷却、或水幕冷却、或加密冷却的方式冷却到卷取温度；8）进行卷取，并控制卷取温度在585～625℃；9）在开卷落料后进行热冲压加热处理，并控制加热温度在920～960℃，在此温度下保温6～15min；
10）进行冲压成形：在模具内保压10～30 s后进行淬火，在淬火速度为24～52℃/s下冷却至200℃以下，后自然冷却至室温。
12.优选地：所述铸坯出炉温度在1187～1223℃。
13.优选地：所述终轧温度在873～892℃。
14.优选地：所述卷取温度在592～617℃。
15.优选地：所述热冲压加热处理温度在926～953℃。
16.优选地：所述淬火速度为29～46℃/s下冷却至150℃以下。
17.本发明中各元素及主要工艺的作用及机理c：碳是钢中的基本元素，也是最经济、有效的强化元素。碳含量设计偏低，热冲压成形后强度下降；但碳含量过高则降低了钢的塑性，且对焊接性不利。因此从经济性和综合性能考虑，本发明中c百分含量控制范围为0.23～0.28%。
18.si：硅能提高钢的淬透性，有减少奥氏体向马氏体转变时体积变化的作用，从而有效控制淬火裂纹的产生；随着硅含量的增加，钢的强度显著提高，塑性明显下降，焊接性能下降。所以，将其含量限定在0.21～0.35%范围。
19.mn：锰是一种较强的材料奥氏体稳定化元素。在热成形前的加热保温阶段，mn元素不断向板料内部逆转变奥氏体富集，可提高奥氏体的稳定性和在室温下的含量，进而有利于提升零件的塑性和韧性。同时，mn元素是一种固溶强化元素，其可显著提高中锰钢基体组织的强度，mn元素含量需控制在4.6％及以上。此外，由于本发明所述铸坯是经过中薄板坯连铸连轧工艺得到，其较常规的热轧板薄，而mn元素含量过高易导致热轧钢卷出现边裂等质量问题，本发明限定了mn含量不超过5.4％。因此，为了获得1500mpa以上的抗拉强度和超过11％的断后延伸率，本发明通过大量试验限定了mn 4.6～5.5％，优选地mn的重量百分比含量在4.85～5.26%。
20.als：铝元素是铁素体形成元素，其可以抑制碳化物的析出，并促进c元素向板料逆转变奥氏体富集，提高奥氏体稳定性及材料韧性。铝元素添加有利于拓宽奥氏体与铁素体两相临界区间，有利于减少热成形板料加热处理阶段因温度波动所导致的组织敏感性，提高热成形零件力学性能稳定性；然而，al元素的过量添加会降低中锰钢板的强度，并且容易造成钢水连浇过程粘结报警。所以，将其含量限定在2.6～3.4%范围，优选地als的重量百分比含量在2.75～3.28%。
21.cr：铬能降低相变驱动力，也降低相变时碳化物的形核长大，所以提高钢的淬透性。另外，铬能提高钢的回火稳定性。所以，将其含量限定在0.21～0.58%范围。
22.p：磷是钢中的有害元素，易引起铸坯中心偏析。在随后的带钢热连轧加热过程中易偏聚到晶界，使钢的脆性显著增大。同时基于成本考虑且不影响钢的性能，将其含量控制在0.008%以下。
23.s：硫是非常有害的元素。钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂会恶化钢的韧性，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越好。基于对制造成本的考虑，将钢中硫含量控制在0.005%以下。
24.n：氮在加钛的钢中可与钛结合形成氮化钛，这种在高温下析出的第二相有利于强化基体，并提高钢板的焊接性能。但是n含量高于0.005％，n与ti的溶度积较高，在高温时钢中就会形成颗粒粗大的氮化钛，严重损害钢的塑性和韧性；另外，较高的n含量会使稳定其
所需的微合金化元素含量增加，从而增加成本。故将其含量控制在0.005％以下。
25.ti：钛是强c、n化物形成元素，钢中加入ti的目的是固定钢中的n元素，但是过量的ti会与c结合从而降低试验钢淬火后马氏体的硬度和强度。另外，钛的加入对钢的淬透性有一定的贡献。所以，将其含量限定在0.021～0.025范围。
26.nb：铌是强c、n化物形成元素，能起到细化奥氏体晶粒的作用，钢中加入少量的铌就可以形成一定量的铌的碳氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大，因此，其淬火后的马氏体板条尺寸较小，大大提高钢的强度。故将其含量均控制在0.15～0.030%之间。
27.v: 钒也是强c、n化物形成元素，能起到细化奥氏体晶粒的作用，钢中加入少量的钒就可以形成一定量的铌或钒的碳氮化物，从而阻碍奥氏体晶粒长大，因此，其淬火后的马氏体板条尺寸较小，大大提高钢的强度。同时，钒在热成形钢板加热处理时，优先在铁素体表面形成纳米析出相，有效提高铁素体强度和材料的屈服强度。故将其含量均控制在0.10～0.25%之间。
28.本发明之所以控制铸坯厚度在61～150mm，拉坯速度在2.7～5.2 m/min，是通过合适的板坯厚度和后续热轧大压下变形，实现2至10mm成品材料组织的本质化细晶，提高综合材料力学性能。拉速的选择主要从确保板坯芯部充分凝固和产品生产效率两方面出发；高拉伸有利于提高生产效率，但前提是必须保证板坯芯部充分凝固，避免因高拉伸引发板坯开裂、露钢事故发生。
29.本发明之所以控制铸坯出炉温度在1165～1228℃，优选地在1187～1223℃，是为了保证铸坯能够充分奥氏体化，且避免温度过高导致内部晶粒粗大和材料力学性能降低。
30.本发明之所以控制终轧温度在866～906℃，优选地终轧温度在873～892℃，是由于该温度是实现材料内部铁素体和奥氏体组织分别50%左右比例的平衡温区，可用于调控带钢中铁素体比例；以便于降低带钢强度、提高带钢原料韧性，利于后期热成形前带钢冲压落料。
31.本发明之所以控制卷取温度在585～625℃，优选地卷取温度在592～617℃，是由于该温度区间适宜于带钢中钒微合金化元素析出，有利于提升热成形零件强度和韧性。
32.本发明之所以在整个生产过程中采取三次除鳞，是由于通过控制除鳞道次和合适的除鳞水压力，可以尽可能的去除带钢表面的氧化铁皮，从而保证带钢具有良好的表面质量。另外通过一、二道及末道次压下率控制，可实现带钢的组织均匀和性能稳定。
33.本发明之所以控制加热温度在920～960℃，在此温度下保温6～15min，是为了使钢板内部组织能够实现90～95%奥氏体化，且保留一定比例铁素体。热成形淬火后，奥氏体转化的 马氏体可保证材料具有超高强度，铁素体不发生转变以提高材料韧性。
34.本发明之所以在模具内保压10～30 s后进行淬火，在淬火速度为24～52℃/s下冷却至200℃以下，优选地淬火速度在29～46℃/s下冷却至150℃以下，是由于通过模内保压时间和现有模具钢实际热交换淬火速度，实现材料的淬火处理，从而保证零件的高韧性和超高强度。同时，冷却后零件温度过高，空冷阶段容易引发尺寸精度降低；冷至较低温度，需增加保压冷却时间，不利于生产效率提升。
35.本发明与现有技术相比，既能保证抗拉强度不低于1510mpa，屈服强度不低于910mpa，热冲压成形后无回弹，零件尺寸精度高的前提下，还能使其延伸率由不超过8%提高到11%以上，满足了汽车轻量化对超高强度下对延伸率的要求。
附图说明
36.图1为本发明产品金相组织图；图2为本发明产品经热冲压成形后的金相组织图。
具体实施方式
37.下面对本发明予以详细描述：表1为本发明各实施例及对比例的化学成分取值列表；表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表；表3为本发明各实施例及对比例的性能检测情况列表。
38.本发明各实施例均按以下工艺生产：1）常规冶炼并精炼；2）连铸成坯，在浇注中控制中包钢水过热度在15～30℃；控制铸坯厚度在61～150mm，拉坯速度在2.7～5.2 m/min；3）进行铸坯入均热炉前的除鳞处理，并控制除鳞水的压力在300～400 bar；4）对铸坯进行加热并均热：控制铸坯入炉温度在840～990℃，铸坯出炉温度在1165～1228℃；5）进行轧制之前的高压水除鳞，并控制除鳞水压力在280～420bar；6）进行轧制，并控制第一道次压下率在40～55%，第二道次压下率在40～55%，末道次压下率在8～15%；控制轧制速度在3～8 m/s；并在第一道次及第二道次之间进行中压水除鳞，除鳞水压力为200～280bar；控制终轧温度在861～906℃；7）进行冷却，冷却方式为层流冷却、或水幕冷却、或加密冷却的方式冷却到卷取温度；8）进行卷取，并控制卷取温度在585～625℃；9）在开卷落料后进行热冲压加热处理，并控制加热温度在920～960℃，在此温度下保温6～15min；10）进行冲压成形：在模具内保压10～30 s后进行淬火，在淬火速度为24～52℃/s下冷却至200℃以下，后自然冷却至室温。
39.表1本发明各实施例及对比例的化学成分（wt.%）
表2 本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表表3本发明各实施例及对比例的的力学性能情况列表
从表3可以看出，本技术通过较短的工艺流程成功实现了发明钢的强度达到1500mpa以上且具有11%以上的断裂延伸率，对于推进汽车轻量化的发展具有重大意义。
40.本具体实施方式仅为最佳例举，并非对本发明技术方案的限制性实施。

技术特征：
1.用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢，其组分及重量百分比含量为： c: 0.23～0.28%，si：0.21～0.35%，mn：4.6～5.4%，p≤0.008%，s≤0.005%，als：2.6～3.4%，cr：0.21～0.58%，ti：0.021～0.025%或nb：0.015～0.030%或v：0.10～0.30%或其中两种及以上以任意比例的混合，n≤0.005%，余为fe及不可避免的杂质；淬火后的金相组织为马氏体、铁素体及体积比不低于3%的奥氏体；抗拉强度≥1500mpa，屈服强度≥910mpa，断后延伸率a
50mm
≥11%。2.如权利要求1所述的用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢，其特征在于：所述mn的重量百分比含量在4.85～5.26%。3.如权利要求1所述的用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢，其特征在于：所述als的重量百分比含量在2.75～3.28%。4.生产如权利要求1所述的用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢的方法，其步骤：1）常规冶炼并精炼；2）连铸成坯，在浇注中控制中包钢水过热度在15～30℃；控制铸坯厚度在61～150mm，拉坯速度在2.7～5.2 m/min；3）进行铸坯入均热炉前的除鳞处理，并控制除鳞水的压力在300～400 bar；4）对铸坯进行加热并均热：控制铸坯入炉温度在840～990℃，铸坯出炉温度在1165～1228℃；5）进行轧制之前的高压水除鳞，并控制除鳞水压力在280～420bar；6）进行轧制，并控制第一道次压下率在40～55%，第二道次压下率在40～55%，末道次压下率在8～15%；控制轧制速度在3～8 m/s；并在第一道次及第二道次之间进行中压水除鳞，除鳞水压力为200～280bar；控制终轧温度在861～906℃；7）进行冷却，冷却方式为层流冷却、或水幕冷却、或加密冷却的方式冷却到卷取温度；8）进行卷取，并控制卷取温度在585～625℃；9）在开卷落料后进行热冲压加热处理，并控制加热温度在920～960℃，在此温度下保温6～15min；10）进行冲压成形：在模具内保压10～30 s后进行淬火，在淬火速度为24～52℃/s下冷却至200℃以下，后自然冷却至室温。5.如权利要求4所述的生产用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢的方法，其特征在于：所述铸坯出炉温度在1187～1223℃。6.如权利要求4所述的生产用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢的方法，其特征在于：所述终轧温度在873～892℃。7.如权利要求4所述的生产用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢的方法，其特征在于：所述卷取温度在592～617℃。8.如权利要求4所述的生产用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢的方法，其特征在于：所述热冲压加热处理温度在926～953℃。9.如权利要求4所述的生产用中薄板坯轧制rm≥1500mpa高韧性热冲压钢的方法，其特征在于：所述淬火速度为29～46℃/s下冷却至150℃以下。

技术总结
用中薄板坯轧制Rm≥1500MPa高韧性热冲压钢，其组分及wt%为：C:0.23～0.28%，Si：0.21～0.35%，Mn：4.6～5.4%，P≤0.008%，S≤0.005%，Als：2.6～3.4%，Cr：0.21～0.58%，Ti：0.021～0.025%或Nb：0.015～0.030%或V：0.10～0.30%或其中两种及以上以任意比例的混合，N≤0.005%；生产方法：常规冶炼并精炼；连铸成坯；入均热炉前的除鳞处理；加热并均热；轧制之前的高压水除鳞；轧制；冷却；卷取；热冲压加热处理；冲压成形。本发明既能保证抗拉强度不低于1510MPa，屈服强度不低于910MPa，热冲压成形后无回弹，零件尺寸精度高的前提下，还使其延伸率由不超过8%提高到11%以上，满足了汽车轻量化对超高强度下对延伸率的要求。度下对延伸率的要求。度下对延伸率的要求。


技术研发人员：葛锐 刘子奇 甘晓龙
受保护的技术使用者：武汉科技大学
技术研发日：2021.12.07
技术公布日：2022/3/8