1.2GPa级耐疲劳高成形性超高强汽车钢及制备方法
技术领域
本发明属于冷轧钢
技术领域
，涉及一种1.2GPa级耐疲劳性能良好的增强成形性超高强汽车钢及其生产方法。背景技术
在汽车行业，对车身轻量化、排放限制、安全标准均已提出了更高的要求，为了更好地服务用户，汽车行业对成形性高的零配件需求越来越多。传统复相钢难以满足高拉延性的复杂冲杯件要求，TRIP钢由于高合金含量带来昂贵的生产成本而限制了其广泛使用。增强成形性复相钢(CH钢)钢由于引入一定量的残余奥氏体而具有良好的成形性能，可以克服CP钢和TRIP钢在上述应用过程中存在的不足，进而使得其在未来钢材应用市场中具有显著的优势。然而，在超高强度钢关键零部件的服役过程中经常承受循环载荷作用，致使局部载荷高于材料屈服强度而出现疲劳失效现象。由于该现象严重影响到零部件的正常服役，超高强度钢的疲劳失效问题受到制造商和用户们极大的关注。本专利开发出一种1.2GPa级增强成形性超高强汽车钢及其生产方法，旨在解决超高强度级别汽车钢难以实现扩孔和冷弯等成形性能与耐疲劳性能兼顾的问题，为广大汽车厂家和钢铁公司提供技术方案。
专利文献CN109778062A公开了一种抗拉强度1200MPa级冷轧复相钢及其生产方法，其主要化学成分为：C：0.1-0.15％，Si：0.1-0.5％，Mn：1.5-2.6％，Cr：0.4-0.7％，Mo：0.2-0.5％，Nb：0.02-0.05％，Ti：0.02-0.05％，P≤0.020％，S≤0.015％，其余为Fe及不可避免杂质。该发明采用冷轧-连退的生产工艺，生产出强度级别1.2GPa级冷轧复相钢，该发明产品成形性能和断后延伸率均较差，在冷冲压应用过程中存在极大的成形开裂风险。
专利文献CN110343971A公开了超高强度热镀锌复相钢及其生产方法，其主要化学成分为：：C：0.09％～0.16％，Si：0.2％～0.5％，Mn：1.7％～2.5％，P≤0.025％，S≤0.005％，Mo：0.20～0.60％，Al：0.02％～0.08％，Nb：0.010～0.070％，Ti：0.030～0.070％，N≤0.006％，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，生产出强度级别1.1GPa级热镀锌复相钢，然而该产品强度低、成形性能差，很难兼具超高强度和较好延展性能，因而，该发明产品难以满足主机厂对高成形性能和耐疲劳性能指标要求。
发明内容
针对以上现有技术问题，本发明的目的在于提供一种1.2GPa级耐疲劳性能良好的增强成形性超高强汽车钢及其生产方法，既能满足传统产线生产条件、同时控制合金成本、扩孔性能、冷弯成形性能、延展性能和耐疲劳性能优异。
本发明目的是这样实现的：
一种1.2GPa级耐疲劳的增强成形性超高强汽车钢，该汽车钢钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.15％～0.23％，Mn：1.7％～2.4％，Si：0.2％～1.4％，Al：0.02％～1.2％，Cr:0.02％～0.60％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb：0～0.10％，Ti：0～0.10％，V：0～0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述钢板的显微组织为贝氏体+马氏体+铁素体和+残余奥氏体组织；钢板各相显微组织为：贝氏体30％～60％、马氏体10％～30％、铁素体10％～30％、残余奥氏体3％～12％；且本发明产品中残余奥氏体呈块状和薄膜状两种形态，晶粒尺寸在0.2μm～0.8μm之间，块状残奥主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部，而薄膜状残奥主要分布于贝氏体板条之间。
所述钢板屈服强度为900～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥50％，垂直于轧制方向(横向)取样180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，t为钢板厚度，疲劳极限强度≥800MPa；满足汽车的高强高塑、优异成形性能和耐疲劳、高可靠性的要求。
本发明成分设计的理由如下：
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。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0.15％～0.23％。
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，推迟奥氏体向珠光体的转变，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1.7％～2.4％。
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。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0.2％～1.4％。
Al：铝元素有助于钢液脱氧。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。因此，本发明中将Al元素含量的范围控制在0.02％～1.2％。
Cr：铬元素可以增加钢的淬透性来保证钢的强度，并可以稳定残余奥氏体，Cr含量过低将影响钢的淬透性，含量过高将增加生产成本。因此，本发明中将Cr元素含量的范围控制在0.02％～0.60％。
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％。
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％。
Nb、V和Ti：微合金化元素Nb、V和Ti通过细晶强化来提高材料的综合性能，可根据实际情况酌情添加不高于0.1％Nb(或V或Ti)，为了控制生产成本，亦可不添加Nb、V和Ti微合金化元素。
本发明技术方案之二是还提供了一种1.2GPa级增强成形性超高强汽车钢的生产方法，包括以下步骤：冶炼、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整；
(1)转炉冶炼：通过转炉进行冶炼，得到按质量百分比计，满足下述成分要求的钢水，C：0.15％～0.23％，Mn：1.7％～2.4％，Si：0.2％～1.4％，Al：0.02％～1.2％，Cr:0.02％～0.60％，P≤0.01％，S≤0.01％，Nb：0～0.10％，Ti：0～0.10％，V：0～0.10％，余量为Fe和不可避免的杂质，钢水温度在1630～1720℃之间。
(2)中薄板坯连铸：浇铸温度在1550～1650℃，连铸坯厚度在110～150mm之间。
(3)热连轧：铸坯入炉温度在440～580℃之间，加热温度在1150～1260℃之间，开轧温度在1050～1160℃之间，终轧温度在890℃以上，卷取温度在520～640℃之间。热轧卷厚度在2～4mm之间，热轧态显微钢板组织为铁素体+珠光体+贝氏体+渗碳体，钢板组织按体积百分比计如下：铁素体30％～60％，珠光体20％～50％，贝氏体5％～20％，渗碳体1％～5％。
(4)酸洗冷轧：冷轧前钢卷通过酸液去除表面的氧化铁皮，冷轧压下率为30％～55％。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。
(5)连续退火：预热温度控制在320～480℃之间，加热温度在840～920℃之间，退火温度为840～920℃，退火时间在10～600s之间，缓冷至660～730℃，之后快速冷却，快速冷却速率大于31℃/s，快冷至380～550℃之间，过时效温度为350～550℃，过时效时间为30～3600s；冷轧连退钢板的显微组织为贝氏体+马氏体+铁素体和+残余奥氏体组织；钢板各相显微组织为：贝氏体30％～60％、马氏体10％～30％、铁素体10％～30％、残余奥氏体3％～12％；其中残余奥氏体呈块状和薄膜状两种形态，晶粒尺寸在0.2um～0.8um之间，块状残奥主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部，而薄膜状残奥主要分布于贝氏体板条之间。。
全奥氏体区：退火温度为840～920℃，若退火温度过高将导致钢材的延展性下降；如果退火温度过低，最终材料会出现软相铁素体进而难以满足材料的强度要求。退火时间为10～500s，若退火时间过长，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。
光整：光整延伸率控制在0.3～0.7％范围内。
通过上述方法可以得到汽车钢钢板屈服强度为900～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥50％，垂直于轧制方向(横向)取样180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，疲劳极限强度≥800MPa的1.2GPa级耐疲劳的增强成形性超高强汽车钢的生产方法。
本发明的有益效果在于：
(1)本发明的钢材化学成分主要以C、Mn、Si为主要元素，原始成本较低。
(2)本发明采用转炉冶炼—中薄板坯连铸连轧—酸洗冷轧—连续退火的生产工艺，在传统的产线上能够实现汽车用钢的工业化生产，具有成本低，不需要添加新的生产设备，生产工艺稳定的优点。
(3)本发明制备的1.2GPa级耐疲劳的增强成形性超高强汽车钢板在传统冷轧复相钢的基础上增加了一定比例的残余奥氏体，在相变诱导塑性(TRIP)效应作用下，实现其高强度、高塑性、高成形性能和耐疲劳性能的特点。
(4)本发明制备的1.2GPa级耐疲劳的增强成形性超高强汽车钢板屈服强度为900～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥50％，垂直于轧制方向(横向)取样180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，疲劳极限强度≥800MPa。
(5)成品钢板的显微组织为30～60％(体积比)贝氏体，10～30％(体积比)马氏体，10～30％(体积比)铁素体和3～12％(体积比)残余奥氏体组织；且本发明产品中残余奥氏体呈块状和薄膜状两种形态，晶粒尺寸在0.2um～0.8um之间，块状残奥主要分布于马氏体/铁素体界面处和铁素体内部，而薄膜状残奥主要分布于贝氏体板条之间。
附图说明
图1为实施例1钢板的金相显微组织；
图2为实施例1工程应力应变曲线。
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、中薄板坯连铸、热连轧、酸洗冷轧、连续退火、光整。
(1)冶炼：转炉冶炼钢水温度1630～1720℃；
(2)中薄板坯连铸：浇铸温度1550～1650℃，连铸坯厚度110～150mm；
(3)热连轧：铸坯入炉温度440～580℃，加热温度1150～1260℃，开轧温度1050～1160℃，终轧温度890℃以上，卷取温度520～640℃；
热轧态钢板显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体+渗碳体，钢板组织按体积百分比计如下：铁素体30％～60％，珠光体20％～50％，贝氏体5％～20％，渗碳体1％～5％。
(4)酸洗冷轧：冷轧压下率为30％～55％；
(5)连续退火：预热温度320～480℃，退火温度840～920℃，退火时间10～600s，缓冷至660～730℃，之后快速冷却，快速冷却速率大于31℃/s，快冷温度380～550℃，过时效温度350～550℃，过时效时间30～3600s；
(6)光整：光整延伸率控制在0.3～0.7％范围内。
本发明实施例钢的成分见表1。本发明实施例钢的连铸和热轧主要工艺参数见表2。本发明实施例钢的冷轧退火主要工艺参数见表3。本发明实施例钢的组织见表4。本发明实施例钢的性能见表5。
表1 本发明实施例钢的成分(wt％)
实施例
C
Mn
Si
P
S
Al
Cr
Nb
V
Ti
1
0.20
2.22
1.25
0.004
0.005
0.45
0.35
-
-
0.042
2
0.22
2.16
1.02
0.005
0.003
0.04
0.26
-
0.027
-
3
0.21
2.35
0.72
0.004
0.004
0.55
0.47
0.083
-
-
4
0.19
2.44
0.86
0.003
0.003
0.67
0.05
-
0.025
0.030
5
0.19
2.16
1.18
0.002
0.006
1.10
0.07
0.033
-
0.026
6
0.23
1.88
0.66
0.006
0.003
0.44
0.26
-
0.065
-
7
0.18
2.30
1.13
0.006
0.006
0.86
0.55
0.047
0.036
0.035
8
0.22
1.92
0.8
0.001
0.002
0.06
0.05
-
-
-
9
0.20
2.15
1.44
0.005
0.001
0.04
0.51
-
-
0.074
10
0.19
2.37
0.53
0.006
0.004
1.02
0.44
0.022
0.008
0.030
表2 本发明实施例钢的连铸和热轧主要工艺参数
表3 本发明实施例钢的冷轧连退主要工艺参数
表4 本发明实施例钢的组织
表5 本发明实施例钢的性能
注：180°冷弯最小弯心半径试验：取样方向为纵向，t为钢板厚度；1180MPa级别高强钢疲劳极限强度σ-1＝(屈服强度+抗拉强度)*0.23＝(900+1180)*0.23＝478MPa；如果高强钢的实测高周疲劳极限强度远高于σ-1,则说明该材料抗疲劳性能优异。
由上述实施例可见，采用本发明的成分设计、轧制、连续退火工艺，制备出1.2GPa级增强成形性超高强汽车钢的屈服强度为900～1100MPa，抗拉强度1180～1300MPa，A80断后伸长率≥9.0％，扩孔率≥50％，垂直于轧制方向(横向)取样180°冷弯最小弯心半径≤1.0t，疲劳极限强度≥800MPa；满足汽车的高强高塑、优异成形性能和耐疲劳、高可靠性的要求。
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。
