汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种汽车用超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及其制备方法。特别是钢板断后延伸率25％(A80)以上、扩孔率40％以上的超高成形性汽车用先进高强钢板。
背景技术
汽车先进高强钢凭借其成熟的生产工艺及较低的制造成本一直占据汽车白车身的主要用料。目前广泛应用于车身上的先进高强钢集中在第一代及第二代上，代表钢种有无间隙原子钢(IF)，低合金高强钢(HSLA)，双相钢(DP)等，用于车身覆盖件及结构件上，强度覆盖从260～780MPa。随着汽车轻量化进程的逐渐加大，先进高强钢也在实时的更新换代，其中被广泛研究的第三代汽车先进高强钢也已经成熟的应用于汽车零部件上，其代表钢种淬火配分钢(QP)已经大范围替代已有第一、二代先进高强钢，用于如B柱、前纵梁、发动机边梁上，以此提升车身轻量化效果及安全性能。值得注意的是，第三代高强钢的研发一定程度上解决了强度塑性两者不能较好兼容的问题，如QP980钢在DP980的基础上延伸率提高2倍左右，通过引入残余奥氏体大幅度提高钢板的塑性，进而提高了钢板的冲压成形性能。然而，目前980MPa以上的高强钢所面临的新难题为冲压性能与翻边性能不兼容的问题，即冲压性能较好的钢板翻边性能不足，如QP钢、TWIP钢；或是翻边性能较好的钢板冲压性能不足，如DP钢、M钢。这样的问题大大限制了980MPa以上高强钢在车身上的应用。钢板的冲压性能主要与延伸率有关，好的拉延性能决定了好的冲压性能；钢板的翻边性能主要与扩孔性能有关，好的扩孔率决定了钢板较好的翻边性能。因此，研发同时兼顾高塑性及高扩孔率的钢板对980MPa以上汽车用钢的发展至关重要，这也是高成形性的体现。
专利文献《980MPa级淬火配分钢及其制备方法》(公开号：CN111118397A)公开的配分钢钢板各组分重量百分比为：C：0.20～0.25、Si：1.4～1.8、Mn：1.8～2.2、V：0～0.10、Nb：0～0.050、Ti：0～0.050，N≤0.0060、P≤0.010、S≤0.012、Al≤0.060，制备方法包括冶炼、热轧、酸轧、连续退火工序，连续退火工序在780～820℃两相区进行退火，然后冷却至365～390℃进行过时效等温处理。该产品断后延伸率可达25％左右，实现高拉延的性能体现。但是，值得注意的是该钢添加大量Nb、V、Ti等微合金元素，提高了材料的合金成本；此外，该钢屈强比仅0.5左右，标志着该钢扩孔性能不佳，很难满足高翻边的技术要求。
专利文献《980MPa级汽车用冷轧高强Q&P钢及其生产方法》(公开号：CN108193138A)公开的钢合金成分为C：0.18～0.24％，Si：0.60～1.30％，Mn：1.60～2.40％，P：0.02～0.04％，S≤0.005％，Nb：0.040～0.070％，N≤0.0060％，Als：0.50～1.0％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。很明显，该钢板中加入大量Nb元素以起到细晶强化的作用，进而提高钢板的综合强塑性能。然而，即便通过高比例的微合金添加，该钢的屈服强度扔维持在550MPa左右，屈强比仅0.5～0.6，这预示着该钢的扩孔性能不足。
专利文献《一种低屈强比高强度热轧Q&P钢及其制造方法》(公开号：CN103233161A)和专利文献《1000MPa级冷轧高延伸Q&P钢板及其制备方法》(公开号：CN111411299A)公开的钢板为1000MPa级冷轧高延伸QP钢，均可达到屈服强度550～600MPa，抗拉强度1000MPa以上，断后延伸率20％左右。但是很明显这些产品的合金设计及制造工艺的应用均未能生产出同时兼顾高屈强比及延伸率的冷轧产品，即在实际的零件成形应用上均只适用于高拉延要求零件，无法满足如发动机边梁，A柱下端综合解决方案等高翻边高拉延要求的成形零部件。
发明内容
本发明的目的在于克服上述问题和不足而提供一种兼顾高拉延及高翻边性能、屈服强度700MPa以上，抗拉强度980MPa以上，屈强比0.65以上，断后延伸率25％以上，扩孔值40％以上的一种汽车用超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
一种汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.18％～0.24％，Si：1.5％～2.0％，Mn：1.8％～2.5％，Ti：0.01％～0.03％，P≤0.02％，S≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步，还可以添加Cr：≤0.5％，Mo：≤0.3％，Cu：≤0.2％，Nb：≤0.02％，V≤0.05％，Ca≤0.005％，B≤0.003％。
进一步，所述钢板屈服强度700MPa以上，抗拉强度980MPa以上，屈强比0.65以上，断后延伸率25％以上，扩孔值40％以上。
进一步，所述钢板的显微组织为铁素体+回火马氏体+贝氏体+残余奥氏体；该钢板的显微组织按体积百分比计如下：铁素体22％～34％，回火马氏体42％～48％、贝氏体：13％～15％、残余奥氏体10％～15％，其中铁素体为临界区铁素体及取向附生铁素体，临界区铁素体含量为17～20％，取向附生铁素体为2～15％。
本发明成分设计理由如下：
C：C为本发明中重要的合金元素之一。C作为间隙固溶原子固溶在基体中造成晶格畸变，起到强化钢板的作用。其次，C元素的浓度起伏也是奥氏体形核的必要条件，即添加适量的C元素促进临界区奥氏体的形核及稳定化过程。此外，对室温组织含有残余奥氏体的钢来说，C元素的添加必不可少，相关文献报道残余奥氏体中C含量需达到1.2％以上，才能保持室温下残余奥氏体的相稳定性。对本发明的980MPa钢而言，过低或过高的C添加均影响钢板的组织构成及力学性能。本发明中C含量若小于0.18％的，不能保证足够含量室温下残余奥氏体的形成，影响实验钢的塑性；若C含量大于0.24％，钢板临界区等温条件下Ms点降低，进而导致实际生产中优化淬火温度点降低，增大制造难度及生产成本。
Si：Si元素为本发明中的重要元素之一。本身Si作为固溶强化原子，通过置换Fe原子的方式造成晶格畸变，提高铁素体强度；其次，Si添加可促进铁素体形成，扩大临界区退火温度选择；此外，足够含量的Si添加可以抑制过时效阶段碳化物的形成，避免钢板因碳化物析出降低性能。然而，过高的Si添加将导致钢板在轧制后产生脆化，进而降低钢板冷加工性能。因此，本发明中将Si元素的含量控制为1.5％～2.0％。
Mn：Mn元素为本发明中的重要元素之一。Mn本身作为置换固溶原子起到固溶强化的作用；其次，本研究中Mn保证临界区的奥氏体稳定化及冷却过程中过冷奥氏体的稳定性，抑制珠光体的形成；最重要的是足量Mn元素的添加提高钢板的淬透性，保证淬火状态下马氏体的转变量。但是，过多的Mn添加将导致连铸过程中产生严重Mn偏析，同时板坯连铸易发生热裂现象；此外，高Mn的添加也将导致后续焊接阶段碳当量升高，进而恶化焊接性能。因此，本发明钢中Mn含量应控制在1.8％～2.5％。
Ti：Ti元素是本发明的重要元素之一。Ti与钢种的杂质元素N结合形成TiN，钢中游离的N原子存在于钢种恶化钢板的韧性，所以TiN的形成起到固N效果；此外，Ti仍与C、N形成Ti(C,N)，起到细化原奥氏体晶粒的作用。但Ti含量添加过多，将导致TiN尺寸过大，恶化钢板性能。因此，本发明中Ti含量应控制在0.01％～0.03％。
P：P元素是钢中的杂质元素，极易偏聚在晶界，钢中P含量较高时，易形成Fe2P颗粒，降低钢的塑性及韧性，因此其含量越低越好。本发明中将P元素含量控制在P≤0.01％。
S：S元素是钢中的杂质元素，易与Mn结合形成MnS夹杂，恶化钢板塑性，因此其含量越低越好。本发明中将S元素含量控制在S≤0.005％。
Cr：Cr在本发明钢中加入作为Mn元素补充元素，当Mn含量添加较低时，可添加适当Cr元素，提高钢板淬透性的效果；同时，Cr的添加可一定程度上提高钢板的抗氧化性能，改善钢板内氧化状态。本发明中Cr含量控制在0.5％以内。
Mo：Mo本身为固溶强化元素，起到强化钢板的作用。同时Mo本发明中Mo含量控制在0.3％以内。
Cu元素本身固溶在奥氏体中可提高钢板的强度。在连退阶段，单质Cu在奥氏体中析出起到一定析出强度作用。本发明中Cu含量控制在0.2％以内。
Nb：在本发明中适当添加Nb元素，可以促进热轧再结晶轧制阶段的应变诱导析出行为，促进原奥氏体晶粒的再结晶，起到细化晶粒的作用。本发明中Nb元素控制在0.02％以内，作为Ti含量添加较低时的代替元素。
V：在本发明中适当添加V元素，加强卷取阶段的析出强化作用，抑制冷轧过程中的位错自回复现象，提高形变储能的保留，促进连退阶段阶段的再结晶行为；同时，在连退等温阶段VC在铁素体中析出，起到析出强化的作用。本发明中V含量控制在0.05％以内。
Ca：可以通过添加适量的Ca控制夹杂物形态，从而改善铸坯钢板质量。本发明中Ca含量控制在0.005％以内。
B：在本发明中B的添加可以补充钢板淬透性，保证连退镀锌过程中快冷阶段马氏体的形成。过多的B添加将提高钢板脆性，恶化钢板加工性能。本发明中B含量控制在0.03％。
本发明技术方案之二是提供一种汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板的制备方法，包括冶炼、铸造、热轧、酸洗、冷轧、连续退火；
(1)冶炼：按照上述化学成分进行冶炼、铸造成楔形铸坯。
(2)热轧：加热温度在1230～1280℃，开轧温度在1100～1150℃，终轧温度在950～1000℃，卷取温度在450～500℃；卷曲过程中头尾50～100米采用600±30℃“U型”卷取，随后钢板进入罩式炉进行450～500℃去应力退火，时间为25～35小时，热轧卷厚度在3.2～3.5mm之间。
加热温度1230～1280℃：对含Ti的高强钢而言，加热温度的控制较为重要，为了达到较为理想的固N效果，通常加热温度控制在1230℃以上。进而保证加热及再结晶区轧制阶段细小TiN或Ti(C,N)析出，起到钉扎晶界，细化原始奥氏体晶粒的效果。
终轧温度950～1000℃：终轧温度的设定主要是为了保证粗轧及精轧阶段尽快完成，以防止TiN析出物粗化，进而钉扎晶界效果较差。故，本发明终轧温度应控制在950～1000℃。
卷取温度450～500℃：在本发明产品中为处理高Si添加带来的表面问题，采用低温卷取避免SiO2/MnO2等内氧化物形成；同时，考虑热卷强度过高，采用头尾600±30℃“U型”卷取。随后，为防止冷轧阶段轧制力过大，将热卷置于罩式炉进行450～500℃去应力退火。
卷取后钢板组织为铁素体40％～45％，贝氏体35％～40％，其余为珠光体及未识别相。
(3)酸洗：热轧卷取后钢表面存在FeO、Fe2O3、Fe3O4等不同存在形式铁皮氧化物，需经酸洗后去除。
(4)冷轧：冷轧产品规格保持在1.2～1.8mm厚，对应该发明产品对应的目标汽车零部件厚度(1.2mm、1.4mm、1.6mm、1.8mm)，轧制压下控制在54％～63％，过低轧制压下率不能保证足够冷轧形变储能，导致连退阶段不充分的铁素体再结晶效果；过高轧制压下大幅度增加冷轧机的负荷，不能保证目标厚度的实现。
(5)连续退火：首先，将冷轧后钢板以2～10℃/s加热至800～870℃，等温50～240s；随后，将钢板以0.5～4℃/s的冷却速度缓冷至660～710℃；随后在快冷阶段，钢板以30～35℃/s的冷速淬火至220～280℃，然后以≥10℃/s的加热速度升温至过时效温度360～450℃，等温180～450s，最后冷却至室温。
最终组织构成为：铁素体+回火马氏体+贝氏体+残余奥氏体。
等温加热温度800～870℃，目的是为了保证足够临界区奥氏体化程度在60％以上，进而保证后续淬火后组织中马氏体及与过冷奥氏体的含量，马氏体在后续过时效阶段形成回火马氏体，保证钢板强度，过冷奥氏体在过时效阶段形成贝氏体及被保留的残余奥氏体，起到协调变形，提高塑性作用。
加热阶段等温时间50～240s，加热阶段等温时间过低将导致铁素体再结晶及奥氏体相变形核进行不充分，等温时间过高将导致铁素体软化及奥氏体晶粒粗化等现象严重，影响最终的组织性能。故，等温时间需控制在50～240s。
缓冷温度660～710℃，缓冷阶段在一般钢中通常起到均匀组织的作用，在本发明中缓冷温度应严格控制在660～710℃，以防止过多的取向附生铁素体形成降低实验钢的屈服强度，甚至最终的抗拉强度。
在快冷阶段首先冷却速度应在30～35℃/s以上，以防止快冷阶段的取向附生铁素体形成，影响钢板性能；其次，淬火温度至220～280℃，淬火温度是本发明中极为重要参数之一，本发明最终的组织状态为铁素体+回火马氏体+贝氏体+残余奥氏体，而淬火温度的选取直接影响了最终组态下回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体的配比，本发明中220～280℃的淬火温度保证淬火状态下≥30％马氏体比例及≥30％的过冷奥氏体比例，进而保证最终组织中42％～48％的回火马氏体含量、13％～15％贝氏体含量及10％～15％的残余奥氏体含量。若淬火温度过低，淬火状态下过冷奥氏体含量降低，导致后续贝氏体及的残余奥氏体比例过低，影响钢板的塑性；若淬火温度过高，淬火状态下马氏体含量降低，导致最终组织中回火马氏体含量降低，影响钢板的强度。
本发明中良好的塑性源于过时效阶段贝氏体形成及残余奥氏体含量的提高，过低过时效温度将抑制贝氏体的形成及残余奥氏体的保留；同时，本发明中较高的强度源于适当的回火马氏体组态。过高的过时效温度将导致过时效阶段的渗碳体析出，恶化钢板的力学性能。因此，过时效温度应控制在360～450℃。
贝氏体相变往往需要较长的孕育期，过短的过时效等温时间不利于贝氏体的形成；同时，过时效时间的长短亦影响回火马氏体的回火抗性，过长的过时效时间将导致回火马氏体中的渗碳体析出，恶化钢板的力学性能。因此，过时效时间应控制在180～450s。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明所涉及高成形性980MPa级冷轧连退钢板与同级别产品对比，合金成分中不添加或少添加贵重金属，较好控制了合金成本。
(2)本发明通过合理的成分及工艺设计，充分结合马氏体相变、贝氏体相变及残余奥氏体保留的组织演变特点，有效调控最终组织中回火马氏体、贝氏体及残余奥氏体的相比例，进而保证了本产品高屈服及延伸的兼容性。
(3)本发明在980MPa同级别产品中具有明显的塑性及强度上的优势，可胜任较为复杂的车身阶段件，同时满足高拉延及抗翻边性能，特别适用于冲压及辊压成形。
本发明所涉及高成形性980MPa级冷轧连退钢板，其700MPa以上，抗拉强度980MPa以上，屈强比0.65以上，断后延伸率25％以上，扩孔值40％以上。同比980MPa级别冷轧连退钢板，本发明产品同时兼顾高屈服及高延伸特点，本发明产品在冲压过程中兼顾高翻边及高拉延的成形优点。
附图说明
图1为本发明实施例1SEM组织图。
具体实施方式
下面通过实施例对本发明作进一步的说明。
本发明实施例根据技术方案的组分配比，进行冶炼、热轧、酸洗、冷轧、连续退火。
(1)热轧：加热温度在1230～1280℃，开轧温度在1060～1150℃，终轧温度950～1000℃，卷取温度在450～500℃；
(2)冷轧：轧制压下率54％～63％；
(3)连续退火：首先，将冷轧后钢板以2～10℃/s加热至800～870℃，等温50～240s；随后，将钢板以0.5～4℃/s的冷却速度缓冷至660～710℃；随后在快冷阶段，钢板以30～35℃/s的冷速淬火至220～280℃，然后以≥10℃/s的加热速度升温至过时效温度360～450℃，等温180～450s，最后冷却至室温。
进一步，所述步骤(1)中，卷取过程头尾50～100米采用600±30℃“U型”卷取随后钢板进入罩式炉进行450～500℃去应力退火，时间为25～35小时。
进一步，所述步骤(1)中，卷取后钢板组织为铁素体40～45％，贝氏体35～40％，其余为珠光体及未识别相。
进一步，所述钢板淬火后的显微组织中按体积百分数计，马氏体≥30％，过冷奥氏体≥30％。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢轧制的主要工艺参数见表2。本发明实施例钢连退的主要工艺参数见表3。本发明实施例钢的显微组织见表4。本发明实施例钢的性能见表5。
表2本发明实施例钢轧制的主要工艺参数
表3本发明实施例钢连退的主要工艺参数
表4本发明实施例钢的显微组织(vol.％)
表5本发明实施例钢拉伸性能
实施例
Rp0.2/MPa
Rm/MPa
Rp0.2/Rm
A50/％
λ/％
1
743
1015
0.73
26.5
43.6
2
752
1033
0.73
25.5
48.5
3
737
1024
0.72
25.7
53.6
4
755
1034
0.73
25.9
44.8
5
706
1026
0.69
25.7
52.5
6
728
1045
0.70
25.8
41.8
7
747
1037
0.72
26.5
52.9
8
764
1038
0.74
25.6
54.8
9
757
1031
0.73
26.9
55.7
10
747
1021
0.73
26.8
52.6
11
756
1052
0.72
25.4
46.3
12
718
1043
0.69
25.6
44.7
13
778
1025
0.76
26.8
48.4
14
792
1034
0.77
27.8
42.9
15
787
1031
0.76
26.3
44.7
由上可见，本发明高成形性980MPa级冷轧连退钢板，其屈服强度700MPa以上，抗拉强度980MPa以上，屈强比0.65以上，断后延伸率25％以上，扩孔值40％以上。同比980MPa级别冷轧连退钢板，本发明产品同时兼顾高屈服及高延伸特点，本发明产品在冲压过程中兼顾高翻边及高拉延的成形优点。
为了表述本发明，在上述中通过实施例对本发明恰当且充分地进行了说明，以上实施方式仅用于说明本发明，而并非对本发明的限制，有关技术领域的普通技术人员，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，还可以做出各种变化和变型，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内，本发明的专利保护范围应由权利要求限定。
