冷冲压用1470MPa级高扩孔钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于金属材料领域，尤其涉及一种冷冲压用1470MPa级高扩孔钢板及其制备方法。
背景技术
在目前冷成形钢与热成型钢竞争中，1500MPa级别以上市场几乎本热成型完全占据，其主要竞争力源于1500MPa级别以上钢板通过冷成形的方式已经很难实现零件成形，即便可以也将大大影响模具寿命，这主要源于1500MPa冷冲压产品有限的冷冲压成形。众所周知，高强钢拉伸力学性能往往一定程度上表征了其冷冲压性能的好坏，比如延伸率主要对应其拉延性能的表现，扩孔率对应其翻边性能。就目前1500MPa级别冷轧产品而言，仅有马氏体钢(MS)，而MS1500塑性仅为5％左右，几乎不适用于冷冲压成形。此外，TWIP钢依靠奥氏体的孪晶诱导相变机制也能达到1500MPa级别以上，且兼顾不错的塑性(不低于30％)。然而。其较低的屈服强度使其很难完成绝大部分零部件的翻边成形。由此可见，提高1500MPa级别钢板的塑性及其扩孔率是实现该级别钢板应用的关键手段。
本发明之前，关于1500MPa级别可冷成形的产品介绍很少。
专利文献《抗拉强度1500MPa以上成形性优良的冷轧高强钢及其制造方法》(公开号：CN108018484B)采用淬火配分的工艺思路，采用马氏体+奥氏体组织构成制造出抗拉1500MPa以上，延伸率大于12％的冷轧退火钢板。该产品并未标明其扩孔性能好坏，参照其实施例中的屈服强度，该产品多数表现为的低屈服高抗拉特征，很难保证较高的扩孔性能。
专利文献《一种低碳中锰高残余奥高强韧钢及其热处理方法》(公开号：CN112063931A)公开的高强韧钢合金成分为C：0.10％～0.25％，Mn：4.0％～8.0％，Al：1.0％～2.5％，余量为Fe及不可避免的夹杂物。该钢板依靠大量奥氏体在变形过程中提供的TRIP效应实现加工硬化的加强，进而得到1500MPa级别钢板。但是，值得注意的是，该钢板添加大量Mn(大于4％)及Al(大于1％)元素，严重提高该产品的冶炼难度，仅适用于实验室研究，目前条件下不具备工业化前景；同时，拉伸曲线存在明显的吕德斯带，严重影响钢板表面质量，不利于冲压应用。
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屈服强度1100～1270MPa，抗拉强度1470MPa以上，延伸率8％，扩孔率大于30％的冷冲压用1470MPa级高扩孔钢板及其制备方法。
本发明目的是这样实现的：
一种冷冲压用1470MPa级高扩孔钢板，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.22％～0.28％，Si：1.5％～1.8％，Mn：2.5％～3.0％，Cr：0.1％～0.5％，Ti+Nb：0.03％～0.05％，Al：0.015～0.05％，P≤0.02％，S≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步，所述钢板中还含有V≤0.05％，Ni：≤0.5％，Mo：≤0.5％，Cu：≤0.5％，Ca≤0.005％，B≤0.005％。优选，钢板中0.3％≤Ni+Mo+Cu≤0.6％。
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；该钢板组织按体积百分比计如下：铁素体≤10％，回火马氏体75％～80％，残余奥氏体9％～13％，余下为贝氏体。
所述钢板屈服强度1100～1270MPa以上，抗拉强度1470MPa以上，延伸率＞8％，扩孔率＞30％。
本发明成分设计理由如下：
C：作为钢中的间隙原子，对提高实验钢的强度非常重要。过低的C含量不能保证实验钢临界区退火过程中足够的C配分进行，从而降低了临界区奥氏体的相稳定性，甚至影响室温下残余奥氏体的相稳定性。过多C含量是过于稳定的残余奥氏体在后续的变形过程中不能较好地进行TRIP效应，使实验钢的加工硬化行为受损，降低实验钢的强度，因此，本发明C：0.22％～0.28％。
Mn也是本发明1000MPa级低Mn双配分冷轧薄钢板中最为重要的元素之一。Mn是扩大奥氏体相区的重要元素，降低实验钢的临街淬火速度，推迟奥氏体向珠光体的转变；同时可以降低实验钢中的Ms点(马氏体转变开始温度)，稳定奥氏体且保证残余奥氏体适当的相稳定性。过低的Mn含量不足以在临界区稳定足够含量的奥氏体，且降低室温下残余奥氏体的相稳定性，导致实验钢较差的加工硬化行为。过高的Mn含量容易产生Mn偏析，使连铸坯发生热裂，不利于生产效率提高；其次较高的Mn含量将提高钢板的碳当量，严重影响焊接性能；因此，本发明Mn：2.5％～3.0％。
Si：适当添加Si为促进铁素体生成元素同时可以避免配分过程中碳以碳化物的形式析出，从而为碳原子在配分过程中的扩散提供条件，促进了碳的局部富集。然而添加过多的Si会降低钢的表面质量；因此，本发明Si：1.5％～1.8％。
Al能够抑制碳化物析出，利于残余奥氏体保留，但过量Al添加会给冶炼带来困难，同时会降低钢板强度。因此，本发明Al：0.015％～0.05％。
Ti+Nb：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。Nb元素在本发明中作为Ti元素的的替代元素，当Ti添加较低或不添加时，可添加适量Nb元素，通过Nb在热轧阶段的应变诱导析出行为形成NbC或Nb(C，N)，起到细化原始奥氏体晶粒的作用。因此，本发明中Ti+Nb：0.03％～0.05％；
Cr：Cr元素为Mn元素的补充元素，当Mn含量添加较低时，需要添加一定量的Cr元素保证钢板的淬透性，然而过多含量Cr添加将提高淬火阶段马氏体含量过多，影响残余奥氏体保留。Cr为0.1％～0.5％。
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≤0.02％。
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％。
Mo为固溶强化元素，可以提高材料淬透性，Ni一定程度上提高钢板的抗腐蚀性能，Cu元素本身固溶在奥氏体中可提高钢板的强度。此外，Ni和Cu为奥氏体稳定元素，能够促进残余奥氏体保留；因此Ni+Mo+Cu：Ni、Mo、Cu均为补充奥氏体稳定性的元素，配合Mn及Cr添加。Ni：≤0.5％，Mo：≤0.5％，Cu：≤0.5％。Mo、Ni、Cu均为较贵重合金，考虑合金成本问题，控制总添加含量低于0.6％。
V≤0.05％，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。
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；因此，本发明Ca≤0.005％。
B：在本发明中B的添加可以补充钢板淬透性，连续退火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；因此，本发明B≤0.005％。
本发明技术方案之二是提供一种冷冲压用1470MPa级高扩孔钢板的制备方法，包括冶炼、热轧、罩式退火、酸洗、冷轧、连续退火，
(1)冶炼：按照上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成楔形铸坯。
(2)热轧：加热温度在1250～1280℃之间，开轧温度在1100～1150℃之间，终轧温度在900℃以上。
加热温度：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1250℃～1280℃。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。
开轧及终轧温度：开轧温度及终轧温度的配合保证该钢充分的再结晶区轧制道次，保证Nb、Ti等微合金的应变诱导析出行为，进而起到钉扎晶界，细化原始奥氏体晶粒的作用。
卷取温度为450℃～550℃，采用U形卷取，头尾温度为600±30℃；本发明钢板选取较低温450～550℃的卷取温度。该发明钢为防止过时效阶段的渗碳体析出添加了1.5％以上的Si，大量Si元素的添加将导致550℃以上卷取区间Si、Mn氧化物的形成，这些氧化物生长于氧化铁皮以下，贴近于次表层分布。采用的低温卷取后，由于合金添加较高的原因加大了卷取机的负荷，易出现“卷不动”的限制，因此采用U形卷取，头尾温度提高至600±30℃，保证卷取的顺利进行。
卷取后钢板组织为铁素、珠光体、贝氏体及未识别相；其中，按体积百分比计：铁素体40％～50％，珠光体20％～30％，贝氏体20％～30％。
(3)罩式退火：随后钢板经罩式炉进行去应力退火，退火温度为500±20℃，退火时间温15～30小时。
低温卷取后大量贝氏体组织形成，大幅度提高冷轧负荷，因此冷轧前进行罩式去应力退火，降低冷轧轧制难度。
(4)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。
(5)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50％～58％，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。
(6)连续退火：首先，将冷轧后钢板以2～10℃/s加热至850～880℃，等温120～240s；随后，将钢板以0.5～4℃/s的冷却温度降至750～780℃；随后在快冷阶段，钢板以30～35℃/s的冷速淬火至220～280℃，然后以10～20℃/s的再加热速度升温至过时效温度360～420℃，过时效时间为280～410s，其中关键参数说明如下：
加热温度850～880℃，等温120～240s，本发明采用全奥氏体退火，进而保证淬火阶段不少于70％以上马氏体的获得，该部分马氏体经回火后演变为回火马氏体组织，保证本发明钢的强度；同时，防止加热温度过高导致奥氏体晶粒粗化，影响最终的强度。加热阶段等温时间：过短的等温时间不利于全奥氏体的完成，过长的等温时间将导致奥氏体晶粒的粗化。
缓冷温度750～780℃：在本发明钢中需要引入少部分铁素体晶粒起到协调组织变形的作用，本发明为全奥氏体化退火需要依靠缓冷阶段析出少部分取向附生铁素体实现铁素体相的引入，缓冷温度过高将导致无法形成铁素体，缓冷温度过低将导致铁素体含量过多。
快冷阶段：首先，冷却速度应在30～35℃/s，以防止快冷阶段过多的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≥70％马氏体比例及≥20％的过冷奥氏体比例，进而保证最终组织中75％～80％的回火马氏体含量及9％～13％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。
过时效温度360～420℃，等温时间为280～410s：该阶段的主要作用机理在于进行马氏体的回火软化及由马氏体向奥氏体的C配分进行；若过时效温度过高将导致马氏体回火软化，进而形成渗碳体，影响钢板性能；若过时效温度过低将导致C配分进行缓慢，导致残余奥氏体含量降低，影响钢板塑性。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；过短的过时效等温时间将影响C配分行为，影响残余奥氏体的富C，导致残余奥氏体稳定性降低，影响钢板塑性。
最终钢板扫面电镜下组织为铁素体≤10％，回火马氏体75％～80％，残余奥氏体9％～13％，其余为贝氏体相。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明所涉及1470MPa级别钢板，合金成分中较少添加或不添加V、Cr、Mo、Cu等贵重合金，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，采用回火马氏体基体的设计大幅度提高钢板强度，采用淬火配分的思路获得残余奥氏体，依靠～10％残余奥氏体的TRIP效应提高钢板塑性。
(3)本发明钢板屈服强度1100～1270MPa，抗拉强度1470MPa以上，延伸率＞8％，扩孔率大于30％，制备出1470MPa以上可冲压高扩孔的冷成形高强钢。
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、罩式退火、酸洗、冷轧、连续退火；
(1)热轧：加热温度1250～1280℃，开轧温度1100～1150℃，终轧温度在850℃以上；卷取温度为450～550℃，采用U形卷取，头尾温度为600±30℃；
(2)罩式退火：随后钢板经罩式炉进行去应力退火，退火温度为500±20℃，退火时间温15～30小时；
(3)冷轧：轧制压下率50％～58％；
(4)连续退火：首先，将冷轧后钢板以2～10℃/s加热至850～880℃，等温120～240s；随后，将钢板以0.5～4℃/s的冷却速度降至750～780℃；随后在快冷阶段，钢板以30～35℃/s的冷速淬火至220～280℃，然后以10～20℃/s的加热速度升温至过时效温度360～420℃，过时效时间为280～410s；
进一步，所述步骤(1)热轧中，卷取后钢板组织为铁素、珠光体、贝氏体及未识别相；其中，按体积百分比计：铁素体40％～50％，珠光体20％～30％，贝氏体20％～30％。
进一步，所述步骤(6)连续退火中，快冷阶段后钢板的显微组织中含有≥70％马氏体和≥20％的过冷奥氏体。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢的轧制主要工艺参数见表2。本发明实施例钢连续退火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。本发明实施例钢性能见表5。
表2本发明实施例钢的轧制主要工艺参数
表3本发明实施例钢连续退火的主要工艺参数
表4本发明实施例钢的显微组织
实施例
铁素体/％
回火马氏体/％
残余奥氏体/％
贝氏体/％
1
9.4
75.6
9.3
5.7
2
8.1
79.7
9.9
2.3
3
7.6
79.5
11.4
1.5
4
6.2
78.7
11.2
3.9
5
5.7
76.9
9.8
7.6
6
3.5
79.1
10.5
6.9
7
0
77.5
9.4
13.1
8
9.6
77.3
9.7
3.4
9
9.3
76
11.5
3.2
10
5.8
79.4
10.9
3.9
11
6.5
78.8
11.8
2.9
12
4.9
77.4
11.2
6.5
13
3.8
77.3
11.2
6.7
14
0
78.5
12.5
9.0
15
0
79.7
12.6
8.7
表5本发明实施例钢性能
实施例
Rp0.2/MPa
Rm/MPa
A80/％
λ/％
1
1123
1485
11.6
33.6
2
1145
1496
10.5
34.5
3
1163
1502
10.8
33.5
4
1174
1508
10.9
34.3
5
1162
1511
11.2
31.3
6
1178
1527
9.5
32.9
7
1231
1522
10.5
32.1
8
1121
1501
10.1
35.7
9
1182
1503
9.5
38.7
10
1142
1512
10.8
31.9
11
1167
1516
9.6
33.9
12
1193
1528
9.2
31.2
13
1223
1531
8.8
37.6
14
1256
1516
8.8
32.5
15
1247
1517
10.1
41.3
由上可知，本发明钢板屈服强度1100～1270MPa，抗拉强度1470MPa以上，延伸率＞8％，扩孔率大于30％，制备出1470MPa以上可冲压高扩孔的冷成形高强钢。
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。
