一种析出强化型回火贝氏体高扩孔钢及其制造方法

技术领域

本发明属于高强钢领域，特别涉及一种析出强化型回火贝氏体高扩孔钢及其制造方法。

背景技术

汽车在国民经济发展中占据非常重要的地位。乘用车中许多零部件尤其是底盘和车身的部分零件经常需要用到热轧酸洗产品。乘用车的轻量化不仅是汽车行业的发展趋势，而且还是法律法规的要求。法律法规中规定了油耗，实际上是变相地要求降低车身重量，反映到材料上的要求是高强减薄轻量化。高强减重是后续新车型的必然要求，这势必造成用钢级别更高，底盘结构上也必然带来变化：如零件更复杂，造成在材料性能、表面等要求上以及成型技术上进步，如液压成形、热冲压、激光焊接等，进而转化材料的高强、冲压、翻边、回弹以及疲劳等性能上。

国内高强度高扩孔钢的开发与国外相比不仅强度级别相对较低，而且性能稳定性也不好。如国内汽车零部件企业使用的高扩孔钢基本是抗拉强度600MPa以下的高强钢，540MPa以下级别的高扩孔钢竞争白热化。抗拉强度780MPa级别的高扩孔钢目前国内正在逐渐开始批量使用，但对延伸率和扩孔率两个成形过程中的重要指标也提出了较高要求，同时对性能稳定性的要求也愈加严格。乘用车企业为了降低工序成本，对材料的性能要求进一步提高。如在生产汽车底盘零件时，为了减少冲压工序，要求材料在高强高塑的同时，对扩孔率指标提出更高要求。如780MPa级高扩孔钢的扩孔率要求在目前保证能力≥50％的基础上进一步提高至≥80％以上。现有高扩孔钢特别是780MPa级高扩孔钢多采用热轧贝氏体+析出强化的思路，工艺路径为中温卷取，温度控制精度和组织均匀性欠佳，使得扩孔率等指标波动较大，在用户端易出现冲压开裂。

780MPa级酸洗高扩孔钢已有较多专利涉及，如：

中国专利CN103602895A公开了一种低碳Nb-Ti微合金化高扩孔钢，其成分设计特点为低碳高硅Nb-Ti微合金化，扩孔率保证值≥50％，高硅成分设计通常带来钢板表面红铁皮，再加上形成贝氏体所需要的卷取温度区间在500℃左右，钢卷全长温度控制难度大，易造成全长性能波动大。

中国专利CN105821301A公开了一种800MPa级热轧高强度高扩孔钢，其成分设计特点也是低碳高硅Nb-Ti微合金化，其Ti含量达到很高的程度，为0.15～0.18％，在实际生产过程中，此种成分设计思路不仅带钢表面有红铁皮等缺陷，而且高Ti易形成粗大TiN，对扩孔率稳定性不利。

中国专利CN108570604A公开了一种780MPa级热轧酸洗高扩孔钢，其成分设计特点为低碳高铝高铬，在工艺设计上采用了三段式冷却工艺。尽管其带钢表面无红铁皮，但高铝的设计容易在实际生产过程中造成浇铸水口堵塞，且工艺过程复杂，三段式冷却工艺控制难度大，扩孔率不高。

中国专利CN114107789A公开了一种780MPa级热轧酸洗高扩孔钢，其成分特点为低碳高钛并添加一定量钼元素，成分设计中不含铜或少量铜。铜元素并非作为析出强化元素而添加。

上述780MPa级高扩孔钢均采用高Ti作为析出强化元素，根据对已有780MPa级的专利检索后的结果未发现采用高铜高扩孔钢方面的专利文献。

上述专利均存在红铁皮、炼钢困难以及带钢全长温度均匀性控制难度大等问题。

发明内容

本发明的目的在于提供一种析出强化型回火贝氏体高扩孔钢及其制造方法，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A50≥17％，扩孔率≥80％，厚度在1.5-6.0mm，可应用在各种复杂零件如底盘、支架、托架等需要高强减薄的部位。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

为满足用户对更高表面质量、更好的性能稳定性、更优的强度、塑性和扩孔性匹配等需求，需要对传统高扩孔钢作出颠覆性的改变。

众所周知，在通常情况下，材料的延伸率与扩孔率呈反比关系，即延伸率越高，扩孔率越低；反之，延伸率越低，扩孔率越高。在相同或相似的强化机制下，材料的强度越高，扩孔率越低。为了获得具有良好的塑性和扩孔翻边性能的钢材，需要更好地平衡两者之间的关系。另一方面，为获得强度、塑性和扩孔性的良好匹配，较多硅元素的加入似乎是高强高塑高扩孔钢不可或缺的，但是高硅的成分设计带来较差的钢板表面，即在热轧环节形成的红铁皮缺陷在后面的酸洗工序很难清除彻底，使得酸洗高强钢的表面出现条纹状红铁皮，严重影响表面质量。

因此，本发明在成分设计上采用低碳高铜设计，不添加硅元素，不仅可以获得高强度与高塑性，而且还能获得高扩孔率和性能稳定性，能够更好地满足用户需求。

具体的，本发明所述的析出强化型回火贝氏体高扩孔钢，其成分重量百分比为：C0.01～0.1％，Si≤0.2％，Mn 0.5～1.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，Al 0.01～0.08％，N≤0.005％，Cu 0.8～3.0％，O≤0.003％，余量包含Fe及其它不可避免杂质；所述高扩孔钢的显微组织为回火贝氏体和回火贝氏体中的纳米析出铜。

进一步，还包含Mo≤0.5％，V≤0.5％，Ni≤0.5％，Cr≤0.5％，Nb≤0.1％，Ti≤0.2％，B≤0.001％中的一种或一种以上成分。

在本发明所述析出强化型回火贝氏体高扩孔钢的成分设计中：

碳，是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。碳扩大奥氏体相区，稳定奥氏体。碳作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。在本发明中，由于在热轧阶段所要获得的组织为低碳贝氏体，为获得最终抗拉强度达780MPa级的高强钢，须保证碳含量在0.01％以上；同时，碳含量也不能高于0.10％。碳含量太高，低温卷取时易形成低碳马氏体。因此，本发明将碳含量控制在0.01-0.10％，优选为0.03-0.07％。

硅，钢中的基本元素。前已述及，为了满足用户提出的高强、高塑和高扩孔率的要求，通常在成分设计时添加较多的硅，但是高硅的成分设计带来的是钢板表面质量降低，有较多的红铁皮缺陷。在本发明中，为了保证获得良好的表面质量，在成分设计时应严格控制硅的含量。换言之，硅在本发明中属于杂质元素，考虑到实际炼钢时需要用到硅锰进行脱氧，完全避免硅的添加似乎是比较困难的。根据实际生产的大量统计数据显示，硅含量在0.2％以下时，热轧时可避免出现表面红铁皮缺陷，通常在0.10％以下可保证不出现红铁皮。因此，本发明钢中硅含量控制在0.2％以内，优选为0.10％以内。

锰，也是钢中最基本的元素，同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知，Mn是扩大奥氏体相区的重要元素，可以降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。在本发明中，为保证钢板的强度和晶粒细化效果，Mn含量通常控制在0.5％以上；同时，Mn的含量一般也不宜超过1.5％，否则在线淬火至低温时易形成马氏体。因此，本发明钢中Mn含量控制在0.5-1.5％，优选为0.8-1.4％。

磷，是钢中的杂质元素。P极易偏聚到晶界上，钢中P的含量较高(≥0.1％)时，形成Fe

硫，是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是当S和Mn的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，不仅降低了钢的横向塑性，而且增加了组织的各项异性，对扩孔性能不利。故钢中S含量越低越好，为了减少MnS的含量，需对S含量严格控制，要求S含量控制在0.005％以内，优选为0.003％以下。

铝，在钢中的作用主要是脱氧和固氮。在有强碳化物形成元素如Ti等存在的前提下，Al的主要作用是脱氧和细化晶粒。在本发明中，Al作为常见的脱氧元素和细化晶粒的元素，其含量通常控制在0.01-0.08％即可；Al含量低于0.01％，起不到细化晶粒的作用；同样，Al含量高于0.08％时，其细化晶粒效果达到饱和。因此，本发明钢中Al的含量控制在0.01-0.08％之间即可，优选为0.02-0.05％。

氮，在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。但是氮在炼钢过程中是不可避免的元素。虽然其含量较少，但是与强碳化物形成元素如V等结合，形成的VN颗粒对钢的性能带来不利的影响，尤其对扩孔性能非常不利。由于VN呈方形，其尖角与基体之间存在很大应力集中，在扩孔变形的过程中，VN与基体之间的应力集中容易形成裂纹源，从而大大降低材料的扩孔性能。由于本发明在成分体系上采用了高钒设计，为了尽量减少VN带来的对扩孔不利影响。因此，本发明将氮含量控制在0.005％以下，优选为0.004％以下。

铜，是本发明中的重要元素。铜加入钢中可提高钢的耐蚀性，当其与磷元素共同加入时，耐蚀效果更佳；当铜加入量超过0.8％时，在一定热处理条件下，可在体心立方结构类型的组织如铁素体中形成ε-Cu纳米析出相，起到显著析出强化效果；当铜含量超过3.0％时，ε-Cu纳米析出相强化效果达到饱和。通过热处理温度和时间调控，可获得最佳ε-Cu纳米析出相的工艺窗口。较多的铜加入钢中，易发生铜脆现象，因此含铜钢中大多添加一定的镍元素，以抑制铜脆现象发生。本发明将Cu含量控制在0.8～3.0％。

钼，是本发明中的可添加元素之一。钼加入钢中可以大大推迟铁素体和珠光体相变，有利于获得贝氏体组织。另外，钼具有很强的抗焊接软化特性。由于本发明的主要目的是获得低碳贝氏体组织，而低碳贝氏体在焊接之后易发生软化现象，加入一定量的钼可以有效减小焊接软化程度。因此，本发明将钼含量控制在0.1-0.5％，优选为0.20-0.40％。

铌，是本发明的可添加元素之一。铌与钛相似，是钢中的强碳化物元素，铌加入钢中可以大大提高钢的未再结晶温度，在精轧阶段可获得位错密度更高的形变奥氏体，在后续转变过程中可细化最终的相变组织。但铌的加入量不可太多，一方面铌的加入量超过0.10％，易在组织中形成比较粗大的铌的碳氮化物，消耗了部分碳原子，降低了碳化物的析出强化效果。同时，铌的含量较多，还容易造成热轧态奥氏体组织的各向异性，在后续的冷却相变过程中遗传给最终的组织，对扩孔性能不利。因此，本发明钢中铌含量通常控制在≤0.10％，优选为≤0.06％。

钛，是本发明中的一种可添加元素。少量Ti加入钢中，一方面可以在高温阶段与N结合形成TiN，起到固氮的作用，有利于后续罩退过程中减少VN形成；另一方面，与N结合之后多余的Ti可在后续罩退过程中与碳结合形成纳米TiC，并与纳米VC一起共同提高钢的性能。钛的含量高于0.20％时，高温阶段易形成较多粗大TiN并恶化钢的冲击韧性。因此，本发明钢中可添加元素钛的含量0.20％以内，优选为0.10％以内。

钒，是本发明中的可添加元素之一。钒与钛、铌类似，也是一种强碳化物形成元素。但钒的碳化物固溶或析出温度低，在精轧阶段通常全部固溶在奥氏体中。只有当温度降低开始相变时，钒才开始在铁素体中形成。当热处理温度达到550℃以上时，通过不添加钒，主要时因为在此温度区间，钒的碳化物发生粗化，起不到显著的析出强化效果；当热处理温度在550℃以下时，可根据需要，添加一定钒元素可以进一步提高钢的强度。因此本发明钢中钒的添加量通常≤0.5％。

镍，是本发明中的一种可添加元素。镍加入钢中具有一定的耐蚀性，但耐蚀效果较铜弱，镍加入钢中对钢的拉伸性能影响不大，但可以细化钢的组织和析出相，大大提高钢的低温韧性；同时在添加较多铜元素的钢中，添加少量的镍可以抑制铜脆现象的发生。添加较高的镍对钢本身的性能无不利影响。若铜和镍同时添加，不仅可以提高耐蚀性，而且对钢的组织和析出相进行细化，大大提高低温韧性。但由于铜和镍均属于比较贵重的合金元素。因此，为了尽量降低合金设计的成本，镍的添加量≤0.5％，优选为≤0.3％。

铬，是本发明中的可添加元素。铬加入钢中主要通过固溶强化或细化组织等方式提高钢的强度。由于本发明中的组织为细小贝氏体铁素体加纳米析出碳化物，再加上通过高温罩退工艺后，组织中的可动位错减少，使得钢的屈服强度和抗拉强度之比即屈强比较高，通常达0.90以上。加入少量的铬元素，可适当降低钢的屈服强度，从而降低屈强比。此外，少量铬的加入还可以起到提高耐蚀性的作用，本发明钢中铬加入量≤0.5％，优选范围≤0.3％。

硼，是本发明中的可添加元素。硼能够大大提高钢的淬透性，有利于获得马氏体组织。考虑到本发明在热轧阶段期望获得的组织为贝氏体而非马氏体，因此，钢中需要严格控制硼元素的含量，防止由于硼元素的过量添加导致形成马氏体。此外，硼元素加入钢中可形成不规则的铁素体组织甚至马奥组元，对钢的低温冲击韧性不利。故本发明钢中硼的添加量通常控制在≤0.001％。

氧，是本发明中的杂质元素，为了获得性能更优异的钢卷，钢中氧的含量越低越好，但更低的氧化量会提高炼钢成本，在保证带钢性能的条件下，本发明钢中氧含量控制在0.003％以内，优选为0.002％以内。

传统高扩孔钢采用高钛为主的成分设计思路，而本发明则采用高铜成分设计。

现有高强钢添加合金元素铜主要目的是提高钢的耐蚀性，其添加量一般在0.5％以内，本发明成分设计中添加较高铜含量的目的是形成纳米析出铜。

从组织上看，传统高钛型高扩孔钢以铁素体和纳米碳化钛为主，而本发明则以回火贝氏体和纳米析出铜为主，且未检索到采用高铜成分设计的高扩孔钢方面的相关专利文献。

本发明所述的析出强化型回火贝氏体高扩孔钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按上述成分采用转炉或电炉冶炼，真空炉二次精炼，铸造成铸坯或铸锭；

2)铸坯或铸锭再加热

加热温度≥1100℃，保温时间：1～2小时；

3)热轧、冷却

开轧温度1000～1100℃，在1000℃以上3～5道次大压下轧制且累计变形量≥80％，随后中间坯待温至950～1000℃，然后进行最后3～7道次轧制且累计变形量≥80％，终轧温度在800～950℃；终轧后以≥10℃/s的冷速将钢板水冷至≤300℃卷取，然后冷却至室温；

4)退火

采用罩式退火，以≥20℃/h的加热速度加热至400～600℃，保温8～24h，再以≤50℃/h的冷速冷却至≤300℃出炉。

进一步，步骤5)酸洗，带钢酸洗运行速度在30～140m/min，酸洗温度控制在75～85℃，拉矫率控制在≤3％，在35～50℃温度区间进行漂洗，并在120～140℃之间进行表面烘干，涂油，获得酸洗析出强化型回火贝氏体高扩孔钢。

在本发明所述的析出强化型回火贝氏体高扩孔钢的制造方法中：

本发明采用在线淬火和罩退工艺相结合工艺方法，并与创新性的低碳高铜成分设计相结合，获得一种性能稳定性优异的高强度高扩孔钢。

在线淬火得到组织均匀的贝氏体，通过中高温长时罩退后，淬火贝氏体转变为组织均匀的回火贝氏体，同时纳米铜析出均匀分布在回火贝氏体中，在提高钢的强度的同时，也改善了扩孔性能。通过上述创新性的成分与工艺结合，可获得性能稳定性优异的高强度高扩孔钢。

传统高钛型高扩孔钢大多采用高温卷取工艺。本发明则采用在线淬火和罩退工艺。热轧开轧温度为1000～1100℃，在1000℃以上3-5道次大压下且累计变形量≥80％，主要目的是细化奥氏体晶粒，同时保留更多的固溶铜；随后中间坯待温至950-1000℃，然后进行最后3-7个道次轧制且累计变形量≥80％；在800-950℃之间终轧结束后，以≥10℃/s的冷速将钢板淬火至300℃以下，卷取后冷却至室温。

在粗轧和精轧阶段，轧制节奏应尽量快速完成，保证更多的铜固溶在奥氏体中。终轧结束后，带钢以≥10℃/s的冷却速度在线淬火至300℃以下以获得低碳贝氏体组织。在罩退工艺上，热轧阶段低温卷取获得的组织均匀细小的低碳贝氏体，通过中高温罩退工艺促进纳米级析出Cu在贝氏体铁素体中的析出，同时可进一步提高强度和改善组织均匀性；正是基于这种创新性的成分和工艺设计思路，本发明可获得强度、塑性、扩孔以及性能稳定性等优异的高表面高性能稳定性高扩孔钢。

在热轧阶段，低温卷取形成组织均匀细小的低碳贝氏体。通过热轧在线淬火工艺获得的钢卷在400-600℃进行长时退火，促进贝氏体铁素体中纳米析出Cu的形成，使组织和析出更均匀。

在罩退阶段，贝氏体铁素体中析出弥散细小的纳米析出Cu，提高强度、改善塑性和扩孔率。罩退温度和时间呈反比关系，即罩退温度越低，罩退时间越长；反之，罩退温度越高，罩退时间越短。若罩退温度低于400℃，则不足以让纳米析出Cu析出；若罩退温度高于600℃，则组织和纳米析出Cu容易长大和粗化，强度降低。因此罩退温度选择在400-600℃之间。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

与中国专利CN105821301A相比，其成分设计为低碳高硅Nb-Ti微合金化，且Ti含量很高，为0.15～0.18％，在实际生产过程中，此种超高Ti成分设计易形成粗大TiN夹杂，对扩孔率稳定性不利。

本发明为低碳高铜设计，与高钛设计不同，且工艺上采用在线淬火和罩退处理，性能稳定性更优。

中国专利CN108570604A所涉及的780MPa级热轧酸洗高扩孔钢，其成分设计为低碳高铝高铬，且在工艺设计上采用了三段式冷却工艺，其三段式冷却工艺控制难度大，实际扩孔率不高。其成分设计中不含铜，与本发明成分设计完全不同，本发明工艺路径采用了的热轧常规低温卷取和罩退工艺，无须复杂的三段冷却工艺，工艺稳定性更好。

本发明采用创新性的低碳高铜成分设计思路，可获得表面、强度、塑性及扩孔性能优异的高性能稳定性高扩孔钢，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥780MPa，且具有良好的延伸率(横向A50≥17％)和扩孔性能(扩孔率≥80％)，可应用于汽车底盘、副车架等需要高强减薄和扩孔翻边的复杂零部件制造，具有非常广阔的应用前景。

附图说明

图1为本发明所述析出强化型回火贝氏体高扩孔钢的热轧和冷却工艺示意图；

图2为本发明所述析出强化型回火贝氏体高扩孔钢的罩退工艺示意图；

图3为本发明实施例1钢的金相照片；

图4为本发明实施例3钢的金相照片；

图5为本发明实施例5钢的金相照片；

图6为本发明实施例7钢的金相照片。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明实施例钢的成分参见表1，成分余量包含Fe和其它不可避免杂质。

本发明实施例的工艺路径为：冶炼、铸造－铸坯或铸锭再加热－热轧、冷却－退火，如图1、图2所示。表2为本发明实施例钢的生产工艺参数。表3为本发明实施例钢的性能参数。

从表1可以看出，对比例在成分设计上均没有添加铜元素，且部分对比例采用高铝成分设计，与本发明在成分设计上存在很大差异。

从表3可以清楚地看出，虽然对比例在屈服强度、抗拉强度和延伸率等方面与本发明相近，但对比例1～3的扩孔率指标明显低于本发明实施例。

图3～图6分别给出了实施例1、3、5和7的典型金相照片。

从图中可以清楚地看出，采用本发明所设计的成分和工艺路径，可获得具有回火贝氏体和贝氏体中纳米铜析出为主的组织，表现出高强度、高塑性和高扩孔率的良好匹配，具有优异的综合性能表现。

因此，采用本发明生产的钢卷屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A50≥17％，扩孔率≥80％。从实施例可以看出，本发明所涉及的高性能稳定性高扩孔钢具有良好的强度、塑性和扩孔性能匹配，特别适合汽车底盘结构等需要高强减薄和扩孔翻边成形的零件如控制臂等，也可用于车轮等需要翻孔的复杂零部件，具有广阔的应用前景。

表3