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CN116426830A - 一种1180MPa级马氏体钢及其制备方法 - Google Patents

一种1180MPa级马氏体钢及其制备方法 Download PDF

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CN116426830A
CN116426830A CN202310474158.1A CN202310474158A CN116426830A CN 116426830 A CN116426830 A CN 116426830A CN 202310474158 A CN202310474158 A CN 202310474158A CN 116426830 A CN116426830 A CN 116426830A
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cold
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martensitic steel
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姜英花
周建
刘华赛
滕华湘
韩赟
阳锋
邱木生
王海全
谢春乾
邹英
张士杰
张环宇
吕利鸽
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Shougang Group Co Ltd
Shougang Jingtang United Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Shougang Group Co Ltd
Shougang Jingtang United Iron and Steel Co Ltd
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Abstract

本申请涉及马氏体钢制备技术领域，尤其涉及一种1180MPa级马氏体钢及其制备方法,该马氏体钢的化学成分包括:C：0.18重量％‑0.22重量％，Mn：2.30重量％‑2.90重量％，Si：1.30重量％‑1.80重量％，Nb：0.015重量％‑0.03重量％，P：≤0.01重量％，S：≤0.01重量％，N≤0.004重量％，Fe；本申请解决的技术问题是现有技术中高强钢在成形过程中容易出现开裂，成材率低,本申请采用的技术方案通过设计合理的高Si高Mn含量合金成分体系，获得回火马氏体硬质基体、铁素体贝氏体、残余奥氏体和新生马氏体的混合细化组织的1180MPa级高强钢，与传统双相钢相比，该马氏体钢具有高的延伸率，本发明提供的马氏体钢屈服强度为1000‑1150MPa,抗拉强度为1200‑1300MPa，延伸率为10‑14％，扩孔率为50‑60％。

Description

一种1180MPa级马氏体钢及其制备方法
技术领域
本申请涉及马氏体钢制备技术领域，尤其涉及一种1180MPa级马氏体钢及其制备方法。
背景技术
随着汽车向节能、环保、安全、舒适方向发展，车身在轻量化方向发展的同时，对耐蚀性能和抗冲撞性能的要求也越来越高，加上来自铝、镁、塑料等材料的竞争压力，迫使汽车用钢向经过涂镀处理的高强化方向发展。
基于常规吹气冷却镀锌生产产线生产的传统双相钢具有屈强比低、初始加工硬化速率高以及强度和延性匹配好等特点，成为汽车用高强钢的首选材料之一，但是随着涂镀超高强钢用途的不断扩大，对其成形性要求也越来越高，目前980MPa级的传统双相钢在成形过程中容易开裂，成材率极低而不能广泛应用。
发明内容
本申请提供了一种1180MPa级马氏体钢及其制备方法，以解决现有技术中高强钢在成形过程中容易出现开裂，成材率低的技术问题。
第一方面，本申请提供了一种1180MPa级马氏体钢，其特征在于，所述钢的化学成分包括：
C：0.18重量％-0.22重量％，Mn：2.30重量％-2.90重量％，Si：1.30重量％-1.80重量％，Nb：0.015重量％-0.03重量％，P：≤0.01重量％，S：≤0.01重量％，N≤0.004重量％，Fe。
可选的，所述马氏体钢的金相组织包括:回火马氏体、铁素体贝氏体、新生马氏体和残余奥氏体。
可选的，所述回火马氏体的晶粒的平均直径为0.5μm-1μm，所述铁素体贝氏体的晶粒的平均直径为1.5μm-2.5μm，所述新生马氏体的晶粒的平均直径为1μm-1.5μm，所述残余奥氏体的晶粒的平均直径为0.2μm-0.5μm。
可选的，所述回火马氏体的含量为65体积％-75体积％，所述铁素体贝氏体的含量为13体积％-18体积％，所述新生马氏体的含量为2体积％-5体积％，所述残余奥氏体的含量为7体积％-10体积％。
第二方面，本申请提供了一种1180MPa级马氏体钢的制备方法，用于制备第一方面任意一项所述的马氏体钢，所述方法包括：
在设定板坯加热温度、设定精轧结束温度和设定卷取温度下，对具有所述化学成分的板柸进行热压处理，获得热压卷；
在设定冷轧总压下率下，对所述热压卷进行冷压处理，获得冷压卷；
在设定预热温度和设定预热速率下，对所述冷压卷进行预热处理；
在第一设定加热温度和第一设定加热速率下，对预热处理后的所述冷压卷进行第一加热处理；
在第二设定加热温度和第二设定加热速率下，对第一加热处理后的所述冷压卷进行第二加热处理；
在第一设定保温温度和第一设定保温时间下，对第二加热处理后的所述冷压卷进行保温处理；
在第一设定冷却速率和第一设定冷却结束温度下，对保温处理后的所述冷压卷进行第一冷却处理；
在第二设定冷却速率和第二设定冷却结束温度下，对第一冷却处理后的所述冷压卷进行第二冷却处理；
在第二设定保温温度和第二设定保温时间下，对第二冷却处理后的所述冷压卷进行保温处理。
可选的，所述设定板坯加热温度取值为1150℃-1280℃，所述设定精轧温度取值为870℃-920℃，所述设定卷取温度取值为550℃-620℃，所述设定冷轧总压下率取值为50％-60％。
可选的，所述设定预热温度取值为210℃-230℃，所述设定预热速率取值为8℃/s-12℃/s，所述第一设定加热温度取值为640℃-660℃，所述第一设定加热速率取值为3℃/s-8℃/s，所述第二设定加热温度取值为840℃-870℃，所述第二设定加热速率取值为1℃/s-4℃/s。
可选的，所述第一设定保温温度取值为840℃-870℃，所述第一设定保温时间取值为60s-150s。
可选的，所述第一设定冷却速率取值为2℃/s-6℃/s，所述第一设定冷却结束温度取值为780℃-820℃，所述第二设定冷却速率取值为50℃/s-70℃/s，所述第二设定冷却结束温度取值为250℃-300℃。
可选的，所述第二设定保温温度取值为380℃-420℃，所述第二设定保温时间取值为60s-120s。
本申请实施例提供的上述技术方案与现有技术相比具有如下优点：
本申请实施例提供的该方法，通过设计合理的高Si高Mn含量合金成分体系，获得回火马氏体硬质基体、铁素体贝氏体、残余奥氏体和新生马氏体的混合细化组织的1180MPa级高强钢，该组织中回火马氏体硬质相基体提供强度，残余奥氏体TRIP效应提供了钢的延性，而中间硬质相回火马氏体和细小均匀的整体组织提供高扩孔率，该组织类型不同于铁素体软质相为基体，其整体组织比较均匀，不会引起局部应变集中，与传统双相钢相比，该马氏体钢具有高强度的同时具有高的延伸率，能够有效解决高强钢在成形过程中易开裂而成材率低的技术问题。
附图说明
此处的附图被并入说明书中并构成本说明书的一部分，示出了符合本申请的实施例，并与说明书一起用于解释本申请的原理。
为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，对于本领域普通技术人员而言，在不付出创造性劳动性的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为本申请实施例提供的马氏体钢的金相组织图。
具体实施方式
为使本申请实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本申请实施例中的附图，对本申请实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本申请的一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本申请中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动的前提下所获得的所有其他实施例，都属于本申请保护的范围。
除非另有特别说明，本申请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。
本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。
在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包括”等是指“包括但不限于”。
在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a、b、或c中的至少一项(个)”，或，“a、b、和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a、b、c、a-b(即a和b)、a-c、b-c、或a-b-c，其中a、b、c分别可以是单个，也可以是多个。
本申请实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，提供的整体思路如下：
第一方面，本申请提供了一种1180MPa级马氏体钢，其特征在于，所述钢的化学成分包括：
C：0.18重量％-0.22重量％，Mn：2.30重量％-2.90重量％，Si：1.30重量％-1.80重量％，Nb：0.015重量％-0.03重量％，P：≤0.01重量％，S：≤0.01重量％，N≤0.004重量％，Fe。
在本实施例中，C是最有效的固溶强化元素，是保证钢硬质相含量的最重要的元素，因此需要把C的重量百分含量控制在0.18重量％～0.22重量％以内，过小不能保证硬质相含量，很难达到所需强度，过大会恶化焊接性。
在本实施例中，Si抑制渗碳体析出的重要元素，因此需要把Si的重量百分含量分别控制在1.3重量％～1.8重量％。过小很难抑制渗碳体析出，导致产生少量的残余奥氏体，影响钢的延性，过大产生大量不稳定的残余奥氏体，恶化翻边性。
在本实施例中，Mn是固溶强化元素同时稳定奥氏体重要元素，因此本发明将Mn的重量百分含量控制在2.4重量％～2.9重量％，过小很难保证钢的硬质相，很难达到高强度，过大恶化加工性和焊接性。
在本实施例中，Nb可以有效细化晶粒提高钢组织均匀性，因此本发明将Nb含量控制在0.015重量％～0.03重量％，过小起不到晶粒细化作用，过大恶化延性。
在本实施例中，磷容易使钢的可塑性及韧性明显下降，因此含量要求尽可能低，需要控制P的重量百分含量控制在0.01重量％以下。
在本实施例中，S在钢中是有害杂质元素，使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹。因此控制S的重量百分含量在0.01重量％以下。
在本实施例中，氮与碳一样，也是固溶元素。随着钢中N含量的增加，将导致其冲压加工性能变坏，同时，固溶N是造成镀锌板成品时效的主要原因，特别是对于平整后的应变时效作用，氮的影响尤其大，因此要求N尽量低。对本发明镀锡板来说，钢中的N含量应控制在0.004重量％以下。
在一些实施例中，所述马氏体钢的金相组织包括:回火马氏体、铁素体贝氏体、新生马氏体和残余奥氏体。
在本实施例中，回火马氏体是一种硬度小于一般马氏体，硬度大于残余奥氏体的中间硬质相，可以使回火马氏体钢具有高的强度，在本发明中回火马氏体相为基体相。残余奥氏体为薄膜状，其均匀分散在回火马氏体相基体中，减小硬质相和软质相硬度差异，使得马氏体钢具有均匀的组织，同时钝化裂纹传播，从而改善了扩孔性能，还可以提高马氏体钢的延伸率。传统的双相钢采用铁素体相为基体，在铁素体上分布有马氏体，这种组织大多不均匀，在扩孔中，应力主要集中在马氏体硬质相附近的铁素体软相中产生局部应变变形，从而损害凸缘翻边性能和弯曲性能，使得扩孔率较低。铁素体是一种较软的相，可以提高马氏体钢的延伸率。
在一些实施例中，所述回火马氏体的晶粒的平均直径为0.5μm-1μm，所述铁素体贝氏体的晶粒的平均直径为1.5μm-2.5μm，所述新生马氏体的晶粒的平均直径为1μm-1.5μm，所述残余奥氏体的晶粒的平均直径为0.2μm-0.5μm。
在本实施例中，细小晶粒组成相有利于阻碍裂纹传播，具有更牢固的各组成相晶界结合。
在一些实施例中，所述回火马氏体的含量为65体积％-75体积％，所述铁素体贝氏体的含量为13体积％-18体积％，所述新生马氏体的含量为2体积％-5体积％，所述残余奥氏体的含量为7体积％-10体积％。
在本实施例中，具有不同强度组成相含量优化配置构成均匀组织，从而有利于局部均匀变形，有效提高局部成形性。
第二方面，本申请提供了一种1180MPa级马氏体钢的制备方法，用于制备第一方面任意一项所述的马氏体钢，所述方法包括：
在设定板坯加热温度、设定精轧结束温度和设定卷取温度下，对具有所述化学成分的板柸进行热压处理，获得热压卷；
在设定冷轧总压下率下，对所述热压卷进行冷压处理，获得冷压卷；
在设定预热温度和设定预热速率下，对所述冷压卷进行预热处理；
在第一设定加热温度和第一设定加热速率下，对预热处理后的所述冷压卷进行第一加热处理；
在第二设定加热温度和第二设定加热速率下，对第一加热处理后的所述冷压卷进行第二加热处理；
在第一设定保温温度和第一设定保温时间下，对第二加热处理后的所述冷压卷进行保温处理；
在第一设定冷却速率和第一设定冷却结束温度下，对保温处理后的所述冷压卷进行第一冷却处理；
在第二设定冷却速率和第二设定冷却结束温度下，对第一冷却处理后的所述冷压卷进行第二冷却处理；
在第二设定保温温度和第二设定保温时间下，对第二冷却处理后的所述冷压卷进行保温处理。
在一些实施例中，所述设定板坯加热温度取值为1150℃-1280℃，所述设定精轧温度取值为870℃-920℃，所述设定卷取温度取值为550℃-620℃，所述设定冷轧总压下率取值为50％-60％。
在本实施例中，板坯加热温度若低于1150℃不能使氮碳化物完全溶影响所需强度和延伸率，相反加热温度若高于1280℃恶化热加工塑性。因此，板坯加热温度控制在1150℃～1280℃。
在本实施例中，精轧结束温度若低于870℃在热轧过程中产生拉延的粗大的铁素体影响后续延伸率，相反精轧结束温度若高于920℃在热轧过程中导致粗大的奥氏体影响后续强度。因此，精轧结束控制在870℃～920℃。
在本实施例中，卷取温度若低于550℃具有相对高的屈服强度。这使得在冷轧变形时轧制力增加，不利于进行冷轧工序。卷取温度若高于620℃使得热轧板出现因高Mn引起的带状组织，会增加后续加工难度。因此，卷取温度控制在550℃～620℃。
在本实施例中，冷轧总压下率不可过大，否则冷轧工艺难以进行；冷轧总压下率过小，达不到目标厚度。
在一些实施例中，所述设定预热温度取值为210℃-230℃，所述设定预热速率取值为8℃/s-12℃/s，所述第一设定加热温度取值为640℃-660℃，所述第一设定加热速率取值为3℃/s-8℃/s，所述第二设定加热温度取值为840℃-870℃，所述第二设定加热速率取值为1℃/s-4℃/s。
在本实施例中，通过预热，使冷轧过程中产生的冷变形的铁素体发生回复。通过第一加热实现带钢预氧化，避免含Si﹑Al等易氧化元素含量过高造成漏镀问题。通过第二加热实现冷轧铁素体组织的再结晶，并且珠光体先转变为奥氏体并向铁素体长大。
在一些实施例中，所述第一设定保温温度取值为840℃-870℃，所述第一设定保温时间取值为60s-150s。
在本实施例中，第一保温过程可以实现全或部分奥氏体化，获得更多的奥氏体量。同时有效控制奥氏体晶粒，有效改善扩孔性。此加热过程中保温温度过高或保温时间过长导致粗大的奥氏体晶粒，会影响后续组织晶粒度，恶化钢的性能。相反保温温度过低或保温时间过短导致不均的原始组织，也会影响后续钢的性能。
在一些实施例中，所述第一设定冷却速率取值为2℃/s-6℃/s，所述第一设定冷却结束温度取值为780℃-820℃，所述第二设定冷却速率取值为50℃/s-70℃/s，所述第二设定冷却结束温度取值为250℃-300℃。
在本实施例中，第一冷却过程使得奥氏体部分转移为铁素体，C、Mn等元素向奥氏体中聚集。第二冷却过程中使得奥氏体部分转化为马氏体基体相，提供钢的强度。快冷温度过低，会降低残余奥氏体的含量，同时会降低残余奥氏体中的碳含量，使得马氏体钢获得超高的强度，但是恶化了延伸率，组织均匀性差，降低扩孔率；相反，快冷温度过高，提高新生马氏体含量，导致组织均匀性差，降低扩孔率。同时，降低残余奥氏体中的碳含量，影响延伸率。第二冷却速率过快获得超高的强度而恶化延伸率，相反过慢得不到所需的硬质相马氏体含量，满足不了本发明实施例的马氏体钢的强度。
在一些实施例中，所述第二设定保温温度取值为380℃-420℃，所述第二设定保温时间取值为60s-120s。
在本实施例中，配分处理可使C、Mn等元素进一步向奥氏体中聚集，获得残余奥氏体含量和其碳含量良好匹配。配分温度过低，会降低残余奥氏体的含量，同时会降低残余奥氏体中的碳含量，使得马氏体钢获得超高的强度，但是恶化了延伸率，组织均匀性差，降低扩孔率；相反，配分温度过高，导致渗碳体析出，降低残余奥氏体的含量，同时降低残余奥氏体中的碳含量，影响延伸率，满足不了本发明实施例的马氏体钢的强度，组织均匀性差，扩孔率低。
在本实施例中，第二保温时间过长，会导致部分碳化物析出，降低残余奥氏体含量和残余奥氏体中的碳含量，从而使得马氏体钢的延性差，扩孔率高。相反保温时间过短C、Mn等元素无法进一步向奥氏体中聚集，也会降低残余奥氏体含量和残余奥氏体中的碳含量，也会降低马氏体钢的延性。
下面结合具体的实施例，进一步阐述本申请。应理解，这些实施例仅用于说明本申请而不用于限制本申请的范围。下列实施例中未注明具体条件的实验方法，通常按照国家标准测定。若没有相应的国家标准，则按照通用的国际标准、常规条件、或按照制造厂商所建议的条件进行。
实施例1-4及对比例1
实施例1-4及对比例1提供了一种马氏体钢及其制备方法，其制备过程具体如下：
1、钢水冶炼后进行连铸，得到板坯，板坯的化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质。
2、将板坯加热后，依次进行粗轧、精轧、层流冷却和卷取，得到热轧卷，加热、精轧和卷取的工艺控制如表2所示。
3、将热轧卷酸洗后进行冷轧，得到冷轧卷，冷轧过程的压下率如表2所示。
4、将冷轧卷依次进行预热、第一加热、第二加热、保温、第一冷却和第二冷却(气冷)，得到热处理卷；该步骤中预热、第一加热、第二加热、保温、第一冷却的工艺控制如表3所示，第二冷却的工艺控制如表4所示。
5、将热处理卷在第二冷却结束温度下保温一段时间，进行时效处理，得到马氏体钢；该步骤中的工艺控制如表4所示。
表1
编号 C/％ Si/％ Mn/％ P/％ S/％ Nb/％ Mo/％ Cr/％ N/％
实施例1 0.18 1.3 2.9 0.008 0.005 0.028 - - 0.003
实施例2 0.19 1.4 2.8 0.005 0.008 0.025 - - 0.0032
实施例3 0.22 1.5 2.4 0.009 0.007 0.018 - - 0.0028
实施例4 0.20 1.8 2.6 0.006 0.009 0.021 - - 0.0035
对比例1 0.11 0.35 2.3 0.006 0.003 0.025 0.2 0.5 0.003
表2
Figure BDA0004204955980000081
表3
Figure BDA0004204955980000082
Figure BDA0004204955980000091
表4
Figure BDA0004204955980000092
对本发明实施例1-4以及对比例1提供的马氏体钢进行组织检测，并根据国标(GB/T228.1-2010)进行力学性能检测，结果如表5所示；并对其进行扩孔，统计扩孔不开裂样品的数量，并计算成品率如表5所示。
图1为本发明实施例提供的马氏体钢的金相组织图，由图1可以看出，本发明实施例提供的马氏体钢的显微组织以马氏体硬质相为基体，并含有薄膜状的残余奥氏体和铁素体。
表5
Figure BDA0004204955980000093
表5中，λ为扩孔率，λ越高，表示马氏体钢的扩孔性能越好。
从表5可以看出，本发明实施例1-4提供的相变诱发塑性钢屈服强度为1000-1150MPa,抗拉强度为1200-1300MPa，延伸率为10-14％，扩孔率为50-60％，扩孔性能好。
对比例1提供的马氏体钢的组织为软质相铁素体基体和硬质的第二相马氏体及少量的残余奥氏体，屈服强度为726MPa,抗拉强度为1190MPa，延伸率为8％，扩孔后成品率为24％，扩孔性能和延伸率比本发明实施例1-4差。
本发明提供的一种马氏体钢及其制备方法，采用高Si高Mn成分体系和高温加热-低温-加热配分快冷模式，获得回火马氏体硬质基体，薄膜状残余奥氏体和铁素体贝氏体的混合细化组织的高强钢。该组织类型不同于铁素体软质相为基体，整体组织比较均匀，不会引起局部应变集中，同时，具有高的奥氏体含量增强延性。该组织中硬质相基体提供强度，残余奥氏体TRIP效应提供了钢的延性，而细小均匀的组织构成提供高扩孔率。本发明提供的马氏体钢屈服强度为1000-1150MPa,抗拉强度为1200-1300MPa，延伸率为10-14％，扩孔后成品率为50-60％，扩孔性能好，能满足汽车零部件对加工性能的特殊要求。
本申请的各种实施例可以以一个范围的形式存在；应当理解，以一范围形式的描述仅仅是因为方便及简洁，不应理解为对本申请范围的硬性限制；因此，应当认为所述的范围描述已经具体公开所有可能的子范围以及该范围内的单一数值。例如，应当认为从1到6的范围描述已经具体公开子范围，例如从1到3，从1到4，从1到5，从2到4，从2到6，从3到6等，以及所述范围内的单一数字，例如1、2、3、4、5及6，此不管范围为何皆适用。另外，每当在本文中指出数值范围，是指包括所指范围内的任何引用的数字(分数或整数)。
在本申请中，在未作相反说明的情况下，使用的方位词如“上”和“下”具体为附图中的图面方向。另外，在本申请说明书的描述中，术语“包括”“包含”等是指“包括但不限于”。
在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。在本文中，“和/或”，描述关联对象的关联关系，表示可以存在三种关系，例如，A和/或B，可以表示：单独存在A，同时存在A和B，单独存在B的情况。其中A，B可以是单数或者复数。在本文中，“至少一个”是指一个或者多个，“多个”是指两个或两个以上。“至少一种”、“以下至少一项(个)”或其类似表达，是指的这些项中的任意组合，包括单项(个)或复数项(个)的任意组合。例如，“a,b,或c中的至少一项(个)”，或，“a,b,和c中的至少一项(个)”，均可以表示：a,b,c,a-b(即a和b),a-c,b-c,或a-b-c，其中a,b,c分别可以是单个，也可以是多个。
以上所述仅是本申请的具体实施方式，使本领域技术人员能够理解或实现本申请。对这些实施例的多种修改对本领域的技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本申请的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本申请将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所申请的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种1180MPa级马氏体钢，其特征在于，所述钢的化学成分包括：
C：0.18重量％-0.22重量％，Mn：2.30重量％-2.90重量％，Si：1.30重量％-1.80重量％，Nb：0.015重量％-0.03重量％，P：≤0.01重量％，S：≤0.01重量％，N≤0.004重量％，Fe。
2.根据权利要求1所述的马氏体钢，其特征在于，所述马氏体钢的金相组织包括:回火马氏体、铁素体贝氏体、新生马氏体和残余奥氏体。
3.根据权利要求1或2所述的马氏体钢，其特征在于，所述回火马氏体的晶粒的平均直径为0.5μm-1μm，所述铁素体贝氏体的晶粒的平均直径为1.5μm-2.5μm，所述新生马氏体的晶粒的平均直径为1μm-1.5μm，所述残余奥氏体的晶粒的平均直径为0.2μm-0.5μm。
4.根据权利要求1或2所述的马氏体钢，其特征在于，所述回火马氏体的含量为65体积％-75体积％，所述铁素体贝氏体的含量为13体积％-18体积％，所述新生马氏体的含量为2体积％-5体积％，所述残余奥氏体的含量为7体积％-10体积％。
5.一种1180MPa级马氏体钢的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1-4任意一项所述的马氏体钢，所述方法包括：
在设定板坯加热温度、设定精轧结束温度和设定卷取温度下，对具有所述化学成分的板柸进行热压处理，获得热压卷；
在设定冷轧总压下率下，对所述热压卷进行冷压处理，获得冷压卷；
在设定预热温度和设定预热速率下，对所述冷压卷进行预热处理；
在第一设定加热温度和第一设定加热速率下，对预热处理后的所述冷压卷进行第一加热处理；
在第二设定加热温度和第二设定加热速率下，对第一加热处理后的所述冷压卷进行第二加热处理；
在第一设定保温温度和第一设定保温时间下，对第二加热处理后的所述冷压卷进行保温处理；
在第一设定冷却速率和第一设定冷却结束温度下，对保温处理后的所述冷压卷进行第一冷却处理；
在第二设定冷却速率和第二设定冷却结束温度下，对第一冷却处理后的所述冷压卷进行第二冷却处理；
在第二设定保温温度和第二设定保温时间下，对第二冷却处理后的所述冷压卷进行保温处理。
6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述设定板坯加热温度取值为1150℃-1280℃，和/或
所述设定精轧温度取值为870℃-920℃，和/或
所述设定卷取温度取值为550℃-620℃，和/或
所述设定冷轧总压下率取值为50％-60％。
7.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述设定预热温度取值为210℃-230℃，和/或
所述设定预热速率取值为8℃/s-12℃/s，和/或
所述第一设定加热温度取值为640℃-660℃，和/或
所述第一设定加热速率取值为3℃/s-8℃/s，和/或
所述第二设定加热温度取值为840℃-870℃，和/或
所述第二设定加热速率取值为1℃/s-4℃/s。
8.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述第一设定保温温度取值为840℃-870℃，和/或
所述第一设定保温时间取值为60s-150s。
9.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述第一设定冷却速率取值为2℃/s-6℃/s，和/或
所述第一设定冷却结束温度取值为780℃-820℃，和/或
所述第二设定冷却速率取值为50℃/s-70℃/s，和/或
所述第二设定冷却结束温度取值为250℃-300℃。
10.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述第二设定保温温度取值为380℃-420℃，和/或
所述第二设定保温时间取值为60s-120s。
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