一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法与流程

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1.本发明属于钢材制备技术领域，特别涉及一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法。

背景技术：

2.为满足汽车行业更安全、更轻量化、更环保需求，先进高强钢得到广泛应用，同时也越来越更多的应用在诸多复杂零部件，诸如在较低的弯曲半径下弯曲、扩孔及局部翻边等，因此，材料的局部应力应变行为显得尤为重要。目前广泛应用的dp及trip等相变强化钢具有优异的强塑性匹配，然而高的应变硬化率易导致冲孔边缘局部区域损伤，具有较高的边缘开裂敏感性，因此，避免冲裁边缘在成形时开裂成为一项更具挑战性的难题。而扩孔率作为目前最为常用的评价材料局部成形性能指标，较高的扩孔率往往表征材料能够应对较为严苛的弯曲、翻边成形方式。
3.与此同时，高强钢常常应用在汽车骨架件，其广泛应用对于提升汽车车身安全性能具有重要的意义。但目前业内缺乏对不同种类高强钢对碰撞吸能效果的充分认识，没有建立起高强钢组织性能与耐碰撞性能之间的联系。更别说利用车身安全性能提高来指导材料开发方向。因此，从材料正向开发出发建立起对零件的耐碰撞优良冲击性能的评价体系，对提升高强钢性能、提升车身安全性能具有重要的意义。

技术实现要素：

4.本技术的目的在于提供一种超高强钢板及其制备方法，以解决目前钢材扩孔率不高冲击性能不佳的问题。
5.本发明实施例提供了一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，所述超高强钢板的化学成分以质量分数计包括：
6.c:0.03％-0.16％、si：0.1％-0.5％、mn:1.8％-3.0％、cr:0.1％-0.5％、mo:0.1％-0.4％、ti:0.01％-0.05％，p:≤0.012％、s:≤0.0010％，其余为fe和不可避免的杂质元素。
7.可选的，所述超高强钢板的化学成分以质量分数计包括：
8.c:0.07％-0.12％、si：0.3％-0.4％、mn:2.2％-2.6％、cr:0.2％-0.4％、mo:0.2％-0.3％、ti:0.02％-0.04％，p:≤0.012％、s:≤0.0010％，其余为fe和不可避免的杂质元素。
9.可选的，所述钢的微观组织以体积分数计包括：30％-40％的贝氏体、20％-40％的铁素体和10％-30％马氏体；-40℃冲击功达到90j以上。
10.可选的，所述钢板的组织织构中，{112}《111》织构组分占比达到50％以上。
11.基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种如上所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，所述方法包括：
12.对铁水进行精炼，得到钢水；
13.对钢水进行连铸，获得铸坯；
14.对所述铸坯进行再加热，后进轧制，得到热轧板；
15.对所述热轧板进行冷却，后进行卷取，得到热轧卷；
16.对所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷；
17.对所述冷硬卷进行连续退火处理，得到超高强钢板。
18.可选的，所述设定含量≤0.0010％。
19.可选的，所述轧制的终轧温度为880-900℃。
20.可选的，所述冷却采用稀疏冷却，且在冷却过程中进行边部加热，以弥补边部温降。
21.可选的，所述卷取的温度为540-580℃。
22.可选的，所述冷轧采用5道次往复轧制，所述冷轧的压下率为45％-60％。
23.可选的，所述连续退火处理包括加热、均热、缓慢冷却、快速冷却、过时效、终冷和平整，所述加热的终点温度为780-840℃，所述均热的温度为780-840℃，所述均热的时间为60-120s，所述缓慢冷却的温度为650-720℃，所述快速冷却气氛包括浓度为50％的高氢，所述快速冷却的终点温度为260-330℃，所述过时效的温度为260-330℃，所述过时效的时间为250-330s，所述终冷的温度为120-150℃，所述平整的平整延伸率为0.1％-0.5％。
24.本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
25.本发明实施例提供的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，采用单ti添加的低成本成分设计，可以与n/s结合,剩余部分形成tic沉淀生成纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，同时细化加热过程中奥氏体晶粒尺寸，最终获得硬质相弥散化，对提升扩孔性能具有积极作用，该钢板的抗拉强度980mpa以上，屈服强度660mpa以上，延伸率12％以上，扩孔率≥45％。
26.上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
附图说明
27.为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
28.图1是本发明实施例1提供的钢的产品相组成图；
29.图2是本发明实施例1提供的钢的显微组织图；
30.图3是本发明实施例提供的方法的流程图。
具体实施方式
31.下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
32.在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。
33.除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
34.本技术实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
35.根据本发明一种典型的实施方式，提供了一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，所述超高强钢板的化学成分以质量分数计包括：
36.c:0.03％-0.16％、si：0.1％-0.5％、mn:1.8％-3.0％、cr:0.1％-0.5％、mo:0.1％-0.4％、ti:0.01％-0.05％，p:≤0.012％、s:≤0.0010％，其余为fe和不可避免的杂质元素。
37.本发明合金成分设计的理由如下：
38.c元素是热镀锌高强钢钢中最重要的固溶强化元素及提高奥氏体淬透性元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，同时c在热处理过程中与微合金ti元素形成碳氮化物，细化晶粒及强化铁素体，但考虑需避免c含量过高恶化焊接性能，c含量需控制0.03-0.16％。
39.si元素也是重要的固溶强化元素，同时si可以有效促进c元素向奥氏体富集，提高奥氏体淬透性同时，净化铁素体相，改善延伸率，但si的缺点在于其过高的含量(＞0.5％)会在热轧过程形成难以去除的氧化铁皮，对成品表面质量不利。因此si含量需控制在0.1-0.5％。
40.mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对强化具有重要作用，但mn含量过高容易引起组织偏析，易导致成形开裂，恶化钢的综合性能，同时还会在退火过程中向表面富集，因此mn含量不宜过高，需控制在1.8-3.0％。
41.p元素可抑制碳化物的形成，因此认为含极少量的p元素是有利的，但在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，且为碳当量贡献的显著影响元素，本发明p元素含量控制在0.010％以下。
42.s元素作为有害元素，主要防止与mn结合产生mns从而恶化材料性能，为减低该化合物对扩孔性能影响，减少ti的添加，本发明s元素进行严格控制，s含量控制在0.0010％以下。
43.cr元素可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，添加一定含量的cr来获得强度保证了合金制造成本足够低；但同时cr元素为铁素体区扩大元素，cr元素过多会导致两相区缩小，还会阻碍贝氏体转变，因此限制cr的添加以保证一定量贝氏体的获得，因此cr含量需控制0.1-0.5％。
44.ti元素作为微合金元素，可以与n/s结合,剩余部分形成tic沉淀生成纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，同时细化加热过程中奥氏体晶粒尺寸，最终获得硬质相弥散化，对提升扩孔性能具有积极作用。但含量过高又会对延伸率造成不利影响，因此其含量需控制在0.01-0.04％。
45.在一些实施例中，超高强钢板的化学成分以质量分数计包括：
46.c:0.07％-0.12％、si：0.3％-0.4％、mn:2.2％-2.6％、cr:0.2％-0.4％、mo:
0.2％-0.3％、ti:0.02％-0.04％，p:≤0.012％、s:≤0.0010％，其余为fe和不可避免的杂质元素。
47.在一些实施例中，钢的微观组织以体积分数计包括：30％-40％的贝氏体、20％-40％的铁素体和10％-30％马氏体。
48.在一些实施例中，钢板的组织织构中，{112}《111》织构组分占比达到50％以上。
49.钢板组织织构当中{112}《111》织构组分满足50％以上，组织织构当中{112}《111》织构强度达到6以上，申请人发现，有利的织构对于提升材料扩孔率具有重要的意义，该织构组分的调控与热轧、冷轧退火工艺息息相关，该织构组分达到一定含量后才能获得45％以上扩孔率，才能获得冲击功达到90j以上。
50.根据本发明另一种典型的实施方式，提供了一种如上所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，所述方法包括：
51.s1.对铁水进行精炼，得到钢水；
52.具体而言，采用lf+rh精炼获得高强钢钢水，精炼后的钢水s含量达到0.0010％以下。
53.s2.对钢水进行连铸，获得铸坯；
54.s3.对所述铸坯进行再加热，后进轧制，得到热轧板；
55.在一些实施例中，再加热的温度为1200-1260℃，并保温230-260分钟。
56.在一些实施例中，轧制的终轧温度为880-900℃，一般而言，轧制包括粗轧和精轧。
57.控制终轧温度为880-900℃，终轧温度过低，热轧板变形抗力增大，容易出现边部开裂等问题，另外则由于过低的轧制温度，不利于获得良好的组织性能。
58.s4.对所述热轧板进行冷却，后进行卷取，得到热轧卷；
59.在一些实施例中，冷却采用稀疏冷却，且在冷却过程中进行边部加热，以弥补边部温降。
60.采用以上设计，保障了板宽温度均匀性。
61.在一些实施例中，卷取的温度为540-580℃。
62.控制卷取的温度为540-580℃，可以获得均匀的热轧组织，热轧组织主要为贝氏体和铁素体组织，板宽方向组织呈现较好的一致性，这也是为冷轧及镀锌退火提高良好的均匀组织前提。而组织的均匀化对于扩孔性能至关重要。
63.s5.对所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷；
64.具体而言，将所述热轧卷进行冷轧，冷轧在十八辊单机架进行5道次往复轧制获得冷硬卷。
65.在一些实施例中，冷轧采用5道次往复轧制，所述冷轧的压下率为45％-60％。
66.若轧制道次小于5道次则轧制负荷大不利于轧制顺稳，若轧制道次大于5道次则使得生产节奏变慢，不利于产能的发挥。同时压下率在此区间，可获得较好的有利织构，γ值可达最大，同时delta r也可实现较低控制，这对于提升扩孔性能及冲击性能也非常有利。
67.若累计压下率小于45％，容易出现晶粒不均匀；若累计压下率高于60％，钢板变形抗力过大，会增加轧机负荷且容易出现开裂。
68.s6.对所述冷硬卷进行连续退火处理，得到超高强钢板。
69.在一些实施例中，连续退火处理包括加热、均热、缓慢冷却、快速冷却、过时效、终
冷和平整，所述加热的终点温度为780-840℃，所述均热的温度为780-840℃，所述均热的时间为60-120s，所述缓慢冷却的温度为650-720℃，所述快速冷却气氛包括浓度为50％的高氢，所述快速冷却的终点温度为260-330℃，所述过时效的温度为260-330℃，所述过时效的时间为250-330s，所述终冷的温度为120-150℃，所述平整的平整延伸率为0.1-0.5％。
70.控制均热温度780-840℃，保温60-120s，在此温度范围内的原因为可保证带钢充分再结晶，元素充分扩散，过低则不利于强度的获得，不利于有利织构的调控。随后缓冷至650-720℃，可调节析出少量铁素体，过低则铁素体比例太高，不利于高扩孔获得，过高则对产线要求高，增加设备成本。
71.快速冷却至260℃～330℃的原因为获得铁素体、贝氏体和马氏体组织，过高或过低都不利于获得最终满足要求的力学性能。
72.随后进行过时效处理，过时效温度为260℃～330℃，过时效作用为进一步改善综合性能，如对淬硬马氏体进行回火，减小硬质相和软相之间硬度差，过高则马氏体析出大量碳化物，不利于强度的获得，过低则达不到回火的目的。
73.控制平整延伸率为0.1％～0.5％，有利于获得较好的表面质量，同时进一步调整屈服强度。
74.下面将结合实施例、对照例及实验数据对本技术的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法进行详细说明。
75.实施例1-3和对比例1-3
76.一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，包括以下步骤：
77.(1)将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；实施例1-3和对比例1-3的实际化学成分如下表所示。
78.例csimnpscrmoti实施例10.1050.382.590.0080.00100.290.10.010实施例20.1280.271.950.0090.00100.320.20.012实施例30.1320.122.200.0080.00090.280.20.02对比例10.1720.122.200.0080.0080.380.250.01对比例20.020.251.920.0070.00100.400.20.052对比例30.1190.112.30.0060.00090.340.20.001
79.(2)将上述连铸板坯进行加热后，进行粗轧及精轧，以获得热轧板；所述精轧的终轧温度为880～900℃；将所述热轧板进行层流冷却，然后卷取获得热轧成品，卷取温度为540-580℃。热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧压下率为总体45～60％，在18辊单机架往复轧制5道次获得目标厚度的冷硬产品。具体如下表所示。
80.例终轧温度卷取温度热轧厚度冷轧厚度实施例1894℃545℃3.0mm1.5mm实施例2890℃559℃3.0mm1.4mm实施例3895℃569℃2.5mm1.2mm对比例1894℃667℃2.5mm1.1mm对比例2889℃565℃2.4mm1.8mm对比例3893℃565℃2.4mm1.2mm
81.(3)将上述冷硬带钢进行连续退火工艺处理得到成品。退火工艺见下表。
[0082][0083]
实验例
[0084]
将实施例1-3和对比例1-3制得的钢进行性能检测，测试结果如下表所示。
[0085]
实施例rm/mparp0.2/mpaa80/％扩孔率/％-40℃冲击功实施例199267512.56297实施例299868414.57194实施例3102569512.56499对比例1112072883894对比例2765442185676对比例3922584143267
[0086]
由上表可得，采用本技术实施例提供的方法制备的钢的抗拉强度980mpa以上，屈服强度660mpa以上，延伸率12％以上，扩孔率≥45％，-40℃冲击功达到90j以上，当钢的成分配比或制备工艺参数不在本技术范围内时，屈服强度、延伸率、扩孔率和-40℃冲击功等性能会产生不同程度的下降。
[0087]
如图1所示，是实施例1提供的试样的ebsd相结构图，由图可得，该试样的组织包含贝氏体、铁素体、马氏体。
[0088]
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
[0089]
本发明实施例提供的超高强钢板采用单ti添加的低成本成分设计，可以与n/s结合,剩余部分形成tic沉淀生成纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，同时细化加热过程中奥氏体晶粒尺寸，最终获得硬质相弥散化，对提升扩孔性能具有积极作用，该钢板的抗拉强度980mpa以上，屈服强度660mpa以上，延伸率12％以上，扩孔率≥45％。
[0090]
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的
要素。
[0091]
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
[0092]
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。

技术特征：

1.一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，其特征在于，所述超高强钢板的化学成分以质量分数计包括：c:0.03％-0.16％、si：0.1％-0.5％、mn:1.8％-3.0％、cr:0.1％-0.5％、mo:0.1％-0.4％、ti:0.01％-0.05％，p:≤0.012％、s:≤0.0010％，其余为fe和不可避免的杂质元素。2.根据权利要求1所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，其特征在于，所述超高强钢板的化学成分以质量分数计包括：c:0.07％-0.12％、si：0.3％-0.4％、mn:2.2％-2.6％、cr:0.2％-0.4％、mo:0.2％-0.3％、ti:0.02％-0.04％，p:≤0.012％、s:≤0.0010％，其余为fe和不可避免的杂质元素。3.根据权利要求1所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，其特征在于，所述钢的微观组织以体积分数计包括：30％-40％的贝氏体、20％-40％的铁素体和10％-30％马氏体；-40℃冲击功达到90j以上。4.根据权利要求1所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板，其特征在于，所述钢板的组织织构中，{112}<111>织构组分占比达到50％以上。5.一种如权利要求1-4任一项所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，其特征在于，所述方法包括：对铁水进行精炼，得到钢水；对所述钢水进行连铸，获得铸坯；对所述铸坯进行再加热，后进轧制，得到热轧板；对所述热轧板进行冷却，后进行卷取，得到热轧卷；对所述热轧卷进行冷轧，得到冷硬卷；对所述冷硬卷进行连续退火处理，得到超高强钢板。6.根据权利要求5所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，其特征在于，所述轧制的终轧温度为880-900℃。7.根据权利要求5所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，其特征在于，所述冷却采用稀疏冷却，且在冷却过程中进行边部加热，以弥补边部温降。8.根据权利要求5所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，其特征在于，所述卷取的温度为540-580℃。9.根据权利要求5所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，其特征在于，所述冷轧采用5道次往复轧制，所述冷轧的压下率为45％-60％。10.根据权利要求5所述的具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板的制备方法，其特征在于，所述连续退火处理包括加热、均热、缓慢冷却、快速冷却、过时效、终冷和平整，所述加热的终点温度为780-840℃，所述均热的温度为780-840℃，所述均热的时间为60-120s，所述缓慢冷却的温度为650-720℃，所述快速冷却气氛包括浓度为50％的高氢，所述快速冷却的终点温度为260-330℃，所述过时效的温度为260-330℃，所述过时效的时间为250-330s，所述终冷的温度为120-150℃，所述平整的平整延伸率为0.1％-0.5％。

技术总结

本发明特别涉及一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法，属于钢材制备技术领域，超高强钢板包括：C0.03-0.16％、Si0.1-0.5％、Mn1.8-3.0％、Cr0.1-0.5％、Mo0.1-0.4％、Ti0.01-0.05％，P≤0.012％、S≤0.0010％；采用单Ti添加的低成本成分设计，可以与N/S结合,剩余部分形成TiC沉淀生成纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，同时细化加热过程中奥氏体晶粒尺寸，最终获得硬质相弥散化，对提升扩孔性能具有积极作用，该钢板的抗拉强度980MPa以上，屈服强度660MPa以上，延伸率12％以上，扩孔率≥45％。扩孔率≥45％。扩孔率≥45％。