一種980MPa級全鐵素體基熱軋超高強鋼及其制造方法
【技術領域】
[0001]本發明屬于熱乳高強鋼技術領域，具體涉及一種980MPa級全鐵素體基熱乳超高強 鋼及其制造方法。
【背景技術】
[0002] 隨著國家環保法律法規的日益嚴格和國家對汽車排放限制措施的實施，在汽車尤 其是乘用車領域，高強減薄或汽車結構輕量化已成為國際上汽車制造廠商的重要研究方 向。除了采用高強鋼進行減薄之外，還采用更輕的鎂、鋁甚至碳纖維等先進材料。
[0003]然而，與乘用車高強減薄和輕量化趨勢不同，商用車的輕量化工作一直沒有形成 趨勢。這其中一方面是由于商用車普遍超載比較嚴重，商用車的設計人員對結構的設計裕 度很大；同時，商用車自身以及載重量均較大，采用高強鋼減薄之后有時剛度難以保證;另 外一方面重要原因是由于商用車相對乘用車而言，屬于價格敏感客戶群，用戶通常希望在 鋼板的強度提高的同時價格最好不要提高太多，而且目前的商用車的加工廠普遍存在設備 較為低端，僅適合于普通低強度鋼的加工，對高強鋼的加工沒有太多經驗且現有的模具等 也不適合高強鋼的加工和使用。
[0004]因此，無論從對高強鋼使用的需求意愿還是其自身的加工能力以及價格承受等方 面都使得商用車的高強減薄和輕量化過程進展緩慢。但是，商用車的加工和使用者應認清 行業發展的趨勢，國家不可能一直對超載現象漠視，例如從今年開始，國家為了治理超重超 載等問題出臺了混凝土攪拌車的限重要求，嚴格限制這類車型的大小，超過國家規定的車 輛嚴禁掛牌上路，這就促使商用車制造者和使用者不得不考慮采用高強鋼進行輕量化，同 時也是對自身產品的一種升級換代，有利于商用車整個行業的進步。從這也可以看出，商用 車的輕量化也必將是未來的一種趨勢，開發性能優異的高強鋼也將是未來的發展趨勢。
[0005] 目前，抗拉強度在980MPa以上級別高強鋼的成分設計主要采用低碳加微合金元 素，在工藝上采用在線或離線淬火加低溫回火處理的方法。通常情況下，淬火+低溫回火之 后鋼板的性能表現為屈服強度與抗拉強度比值較高，通常在〇. 90以上甚至接近1.0，而延伸 率根據大生產的實際數據統計通常在13±1%，而用戶目前的需求是在保持抗拉980MPa以 上的基礎上將延伸率提高至14%以上，這對傳統的組織設計思路以及淬火加低溫回火工藝 來說是極大的挑戰。
[0006] 日本專利P2008156681A采用了Nb微合金化成分設計和快速冷卻至中溫區的工藝， 其組織特征為貝氏體而不是全鐵素體，同時也沒有采用納米析出技術；日本專利 JP4062118B9公開了一種高Ti型的納米析出強化高強鋼，但其組織主要是貝氏體和馬氏體， 而且抗拉強度在800MPa上下，未達到980MPa級別。

【發明內容】

[0007]本發明的目的在于提供一種980MPa級全鐵素體基熱乳超高強鋼及其制造方法，可 用于制造屈服強度2 90010^，抗拉強度2 98010^，延伸率2 15%的2.5~10謹厚的超高強度 鋼板，該鋼板表現出優異的強度和塑性匹配。
[0008] 本發明的主要目的是通過準確合理的成分和與之相匹配的工藝設計生產一種抗 拉強度達980MPa級的全鐵素體基高強鋼。加入較高含量的Ti以保證在熱乳卷取階段在鐵素 體中析出大量彌散細小的納米碳化物，起到強烈的彌散析出強化效果;添加適量的Mo以保 證在卷取緩慢冷卻的過程中納米粒子的高溫熱穩定性，避免納米碳化物發生粗化而使其彌 散強化效果較弱。除了采用(Ti，Mo)C納米粒子析出強化外，還加入微合金元素V與C在鐵素 體中形成納米VC，進一步提高鋼的析出強化效果。熱乳過程中在終乳結束后以較高的冷速 使帶鋼快速冷卻至合適的卷取溫度，使帶鋼獲得由細小的等軸鐵素體和納米碳化物組成的 全鐵素體基組織，從而獲得980MPa級超高強鋼。
[0009]為達到上述目的，本發明的技術方案是：
[0010] 一種980MPa級全鐵素體基熱乳超高強鋼，其化學成分的質量百分比為：0.1% <0.2%a.0%<Mn<2.0%,P<0.015%,S<0.005%,0.02%<Al<0.08%,0<N< 0·005%，0·1%<Ti<0.20%，0·2%<Mo<0.5%，0·10%<V<0.50%，0<0·003%，其余 為?6和不可避免的雜質，且上述元素需同時滿足如下關系：0.10%<(1'卜3.42"/4+1〇/8+ V/4.24S0.20%。
[0011] 優選的，所述鋼板的化學成分還包含〇<Si< 0.15%，以質量百分比計。
[0012] 更優選的，所述鋼板的化學成分還包含0<Si< 0.10%，以質量百分比計。
[0013]優選的，所述鋼板的化學成分中1.2%<Mn<1.8%，以質量百分比計。
[0014]進一步，所述的980MPa級全鐵素體基熱乳超高強鋼的微觀組織為全鐵素體和納米 析出碳化物，其中，鐵素體晶粒尺寸< 5μπι，鐵素體形態為近等軸型。
[0015] 所述980MPa級全鐵素體基熱乳超高強鋼的屈服強度2 900MPa，抗拉強度2 980MPa，延伸率 2 15%。
[0016] 再，所述980MPa級全鐵素體基熱乳超高強鋼厚度為2.5~10mm。
[0017] 在本發明的成分設計中：
[0018]C:C是鋼中的基本元素，也是本發明的重要元素之一。C作為鋼中的間隙原子，對提 高鋼的強度起著非常重要的作用，對鋼的屈服強度和抗拉強度影響最大。本發明為了獲得 抗拉強度達980MPa級的全鐵素體基超高強鋼，除了鐵素體平均晶粒尺寸必須滿足< 5μπι外， 必須依靠納米析出物的強烈析出強化作用，鋼中C的含量至少在0.10%以上，這是因為本發 明加入的C必須被微合金元素Ti、Mo、V等所完全固定或固溶在鋼中，C不能以滲碳體的形式 出現在鋼中；同時碳的含量也不能超過0.2%，否則在熱乳高溫卷取過程中不能形成全鐵素 體微觀組織，會形成少量的珠光體類型的組織。
[0019]本發明中C的加入量與Ti、Mo和V的加入量密切相關，本發明成分設計的一個重要 原則是保證加入的C應全部與Ti、Mo和V原子相結合并形成大量彌散細小的且具有高熱穩定 性的納米級(Ti，Mo)C和VC粒子。這些納米粒子在高溫卷取后的緩慢冷卻過程中可有效的抑 制鐵素體晶粒長大，同時起到析出強化效果。
[0020]需要說明的是，盡管從理論上而言，只要C，Ti、Mo和V的添加量按照碳化物原子百 分比添加或者高于原子百分比添加就可以將碳原子全部固定，從而避免形成少量的珠光體 類型的組織。但在實際生產過程中，由于Ti、Mo和V元素的固碳能力并不能完全發揮，鋼板的 組織中仍不可避免地出現極少量珠光體類型組織。因此，碳的含量必須控制在0.20%以下， 且與Ti、Mo和V的含量之間滿足下式，即Ο· 10% < (Ti-3 · 42N)/4+Mo/8+V/4 · 24 <Ο· 20%。綜 上，C的含量應控制在0.10~0.20 %。
[0021]Si:在本發明中Si在煉鋼過程起到部分脫氧的作用。Si在鋼中可擴大鐵素體形成 范圍，有利于擴大乳制工藝窗口；同時Si還有較強的固溶強化效果。但Si容易在乳制后的鋼 板表面形成不均勻分布的"紅鐵皮"，這些"紅鐵皮"在隨后的酸洗過程中難以徹底去除。雖 然帶有"紅鐵皮"的鋼板在后續的加工過程中對性能沒有不良影響，但在構件的涂漆過程 中，由于鋼板表面"紅鐵皮"去除不徹底，涂漆之后構件表面容易產生色差，影響美觀。大量 的生產統計結果表明，當鋼中硅的含量在0.15%以下時可完全消除"紅鐵皮"現象，因此，本 發明控制Si含量<0.15%，更優選，Si含量<0.10%。
[0022]Mn:Mn是鋼中最基本的元素，同時也是本發明最重要的元素之一。Μη是擴大奧氏體 相區的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩定奧氏體，細化晶粒，推遲奧氏體向珠光 體的轉變。本發明為保證鋼板的強度，Μη含量應控制在1.0%以上，Μη含量過低，過冷奧氏體 不夠穩定，容易轉變為珠光體類型的組織；同時，當Μη的含量超過2.0%，煉鋼時容易發生Μη 偏析，板坯連鑄時易發生熱裂。因此，本發明控制Μη含量為1.0~2.0 %，優選范圍為1.2~ 1.8%〇
[0023] Ρ:Ρ是鋼中的雜質元素。Ρ極易偏聚到晶界上，鋼中Ρ的含量較高（2 0.1%)時，形成Fe2P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故Ρ含量越低越好，控制Ρ<0.015%較好且不 提尚煉鋼成本。
[0024]S:S是鋼中的雜質元素。S通常與Μη結合形成MnS夾雜，尤其是當S和Μη的含量均較 高時，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續乳制過程中MnS沿乳向發 生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。因此，鋼中S的含量越低越好，實際生產時通常控制在 0.005% 以內。
[0025] A1:A1是鋼中除(：、5^11、？、5五大元素之外的另一重要合金元素(^1在本發明中的 基本作用是在煉鋼過程中脫氧。鋼中A1的含量一般不低于0.02%;同時，若A1的含量若超過 0.08%，其細化晶粒的