CN117344201A

CN117344201A - 一种高塑性1500MPa级超高强钢及其制备方法

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Publication number: CN117344201A
Application number: CN202210735497.6A
Authority: CN
Inventors: 陈濛潇; 钟勇; 王利
Original assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2022-06-27
Filing date: 2022-06-27
Publication date: 2024-01-05
Anticipated expiration: 2042-06-27
Also published as: KR20250028366A; EP4545668A4; EP4545668A1; US20250270666A1; JP2025522611A; WO2024001990A1; CN117344201B

Abstract

一种高塑性1500MPa级超高强钢及其制造方法，其成分重量百分比为：C 0.35～0.40％，Si 1.0～1.8％，Mn1.5～2.0％，Cr 0.3～0.6％，Al 0.02～0.05％，Ti 0.02～0.05％，B 0.002～0.02％，余量包含Fe和其它不可避免的杂质；且，同时满足包晶反应区碳当量C_eq1>0.17％，C_eq1＝C‑0.03Mn‑0.06Si‑0.222S‑0.04P；焊接碳当量C_eq2≤0.56％，C_eq2＝C+Mn/20+Si/30+2P+4S。本发明所述超高强钢的屈服强度为1000～1300MPa，抗拉强度≥1500MPa，断裂延伸率≥18％，且具有良好的表面质量，特别适合于制造形状复杂、对成形性能要求高的车辆结构件和安全件，如A/B柱、车门防撞杆、纵梁、保险杠等。

Description

一种高塑性1500MPa级超高强钢及其制备方法

技术领域

本发明涉及高强钢制造技术，具体涉及一种高塑性1500MPa级超高强钢及其制造方法。

背景技术

近年来，为实现车身减重达到节能减排、提高碰撞安全性和降低制造成本的目的，汽车用先进高强钢已在汽车制造行业中得到广泛使用。先进高强钢通过提高钢板强度以减薄钢板厚度，同时保持优秀的成形性能，其是目前最具综合竞争力的车身轻量化用材。

目前强度达到1500MPa级别、使用量较大的超高强马氏体钢，其延伸率在5％左右、已不能满足汽车领域对汽车安全性能和制造过程中成形性能的双重要求。而另外一种用量较大的属于热成形钢，但是热成形钢的成型过程对于加热设备及冷却能力有较高要求、过程复杂且其延伸率也基本在10％以内。第三代汽车用高强钢由于兼具高强度及高塑性且成本较低，强塑积可以达到20-30GPa％，受到了广泛关注。

中国专利公开号CN103667884B公开了“1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法”，其成分为：C 0.14％～0.16％、Si 1.31％～1.51％、Mn 2.7％～2.9％、S≤0.005％、P≤0.009％、Al 0.11％～0.51％、 RE 0.005-0.20％，余量为Fe和不可避免的杂质。该专利钢种的成分设计只有简单的C、Si、Mn、Al及少量稀土元素，制造工艺则为常规铸造-热轧- 冷轧-连续退火。成品钢组织中马氏体占70-85％，残余奥氏体占5-20％，以及少量铁素体，但该发明钢抗拉强度在1400MPa级，延伸率大于等于 8％，且屈服强度偏低。

中国专利公开号CN106244918B公开了“一种1500MPa级高强塑积汽车用钢及其制造方法”，该专利钢种的成分为：C 0.1～0.3％，Si 0.1～2.0％， Mn 7.5～12％，Al 0.01～2.0％，其化学元素还具有Nb 0.01～0.07％，Ti 0.02～0.15％，V 0.05～0.20％，Cr 0.15～0.50％，Mo 0.10～0.50％的至少其中之一，余量为铁和其它不可避免的杂质。其制造方法包括如下步骤：1) 冶炼和铸造；2)热轧；3)罩式炉退火，退火温度为600～700℃，退火时间为1～48h；4)冷轧；5)冷轧后第一次退火：退火温度在Ac1和Ac3 温度之间，退火时间大于5min；6)冷轧后第二次退火：退火温度为750～ 850℃，退火时间为1～10min；7)回火：回火温度为200～300℃，回火时间不小于3min。所述1500MPa级高强塑积汽车用钢的微观组织为奥氏体+马氏体+铁素体或奥氏体+马氏体，其强塑积不小于30GPa％。该专利虽然可以得到较好的强塑性匹配，但是制造工艺极为复杂，且成分中Mn 含量太高对于可制造性也有较高难度。

中国专利公开号CN106917055B公开了“一种第三代高强韧汽车用钢及其制备方法”，其成分为：C 0.40～0.60％，Si 1.00～2.00％，Mn 1.5～ 3.0％，Ni 0～0.60％，Cr0.50～1.50％，Mo 0.30～0.60％，V 0～0.20％，Co 0～1.50％，Al 0～1.50％，余量为Fe和不可避免的杂质。真空冶炼后进行浇铸，再以总压下率为80％～95％进行热轧，所得到的热轧板以5～20℃ /s速度升温到900～970℃进行奥氏体化10～20min，然后空冷至250～320℃保温2～12h。该材料的屈服强度超过1000MPa，抗拉强度超过1500MPa，断后伸长率超过20％。该专利主要涉及一种超高强度贝氏体钢且成分复杂包含较多合金元素，同时热处理工艺效率较低、奥氏体化温度过高同时低温处理时间过长。

中国专利公开号CN108018484A公开了“一种抗拉强度在1500MPa 以上且成形性优良的冷轧高强钢及其制造方法”，该专利钢种的成分为： C 0.25～0.40％，Si 1.50～2.50％，Mn 2.0～3.0％，Al 0.03～0.06％，P≤ 0.02％，S≤0.01％，N≤0.01％及0.1～1.0％的Cr和0.1～0.5％的Mo的至少其中之一，其还含有Nb 0.01～0.1％，V 0.01～0.2％和Ti 0.01～0.05％的至少其中之一，余量为Fe和其它不可避免的杂质。其制造方法包括如下步骤：1)冶炼和铸造；2)热轧；3)酸洗；4)冷轧；5)连续退火：将带钢加热至均热温度800-900℃之间，保温60s以上，然后以30-80℃/s的速度冷却至150-300℃，然后再加热至350-440℃，保温30-300s，最后冷却至室温。产品微观组织具有5-20％的残余奥氏体和70-90％的马氏体，抗拉强度在1500MPa以上且成形性优良。

聚焦短流程工艺1500MPa级超高强钢领域，相关专利相对偏少。

中国专利公开号CN111455282B公开了“采用短流程生产的抗拉强度≥1500MPa淬火配分钢及方法”，其成分包括：C 0.26～0.34％，Si 1.9～ 2.7％，Mn 2.6～3.4％，Ti0.02～0.07％，Als 0.02～0.05％，P≤0.018％，S ≤0.004％，N≤0.006％，O≤30ppm；其制造工艺包括：铁水脱硫、冶炼、吹氩、LF精炼、软吹、RH真空处理、连铸成坯、对铸坯均热、除鳞、七道次精轧、层流冷却、卷取、平整、酸洗、连续退火。钢带Rel在 1000～1200MPa、Rm≥1500MPa、延伸率≥15％其为采用短流程生产 1500MPa级淬火配分钢的方法。该专利钢种的成分设计为简单的C、Si、 Mn、Al、Ti。该专利虽然可以得到高强高塑性的良好匹配，但是由于采用高Si、高Mn的成分体系产生薄板坯连铸漏钢、板坯表面裂纹、薄规格轧制废钢风险高等一系列问题加大了短流程生产超高强钢的制造难度和成本。

中国专利公开号CN114012056A公开了“一种1500MPa级热成形钢及其制备方法”，其成分为：C 0.19～0.26％，Si 0.05～1.3％，Mn 0.9～2.1％， P≤0.015％，S≤0.002％，Alt 0.02～0.12％，B 0.002～0.020％，Cr 0.15～ 2.0％，Ti 0.02～0.15％，N≤0.006％，V+Nb≤0.15％，余量包含Fe和不可避免杂质。将钢水冶炼和连铸，后均热处理、粗轧前除鳞、粗轧、电磁感应加热、精轧前除鳞、精轧、层流冷却、卷取、空冷至室温和酸洗，获得酸洗板后将所述酸洗板进行热冲压成形，获得1500MPa级热成形钢，延伸率在10％以内。该专利也是采用短流程生产热成形钢的方法，其钢种的成分设计较为复杂包含较多合金元素，制造方法虽然工艺较为简单，但是属于热成形超高强钢领域，且材料的延伸率不足。

发明内容

本发明的目的在于提供一种高塑性1500MPa级超高强钢及其制造方法，该超高强钢具有十分优异的强塑性、优异的表面质量、良好焊接性能，且成分相对简单不含有过多合金元素、制造过程简约高效；其屈服强度为 1000～1300MPa，抗拉强度≥1500MPa，断裂延伸率≥18％；在汽车安全结构件中具有良好的应用前景，特别适合于制造形状复杂、对成形性能要求高的车辆结构件和安全件，如A/B柱、车门防撞杆、纵梁、保险杠等。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种高塑性1500MPa级超高强钢，其成分重量百分比为：

C：0.35～0.40％；

Si：1.0～1.8％；

Mn：1.5～2.0％；

Cr：0.3～0.6％；

Al：0.02～0.05％；

Ti：0.02～0.05％；

B：0.002～0.02％；

余量包含Fe和其它不可避免的杂质；且，同时满足：

包晶反应区碳当量C_eq1>0.17％，C_eq1＝C-0.03Mn-0.06Si-0.222S-0.04P；

焊接碳当量C_eq2≤0.56％，C_eq2＝C+Mn/20+Si/30+2P+4S。

优选的，所述余量为Fe和其它不可避免的杂质。

优选的，C含量为0.36～0.38wt％。

优选的，Si含量为1.4～1.7wt％。

优选的，Mn含量为1.7～2.0wt％。

优选的，Cr含量为0.4～0.6wt％。

优选的，所述其它不可避免的杂质中：P≤0.015wt％，S≤0.002wt％， O≤0.002wt％，N≤0.004wt％。

本发明所述超高强钢的屈服强度为1000～1300MPa，抗拉强度≥1500MPa，断裂延伸率≥18％。

在本发明所述超高强钢的成分设计中：

本发明充分利用了C、Si、Mn元素对材料相变的影响规律，同时基于提高薄板坯连铸连轧生产稳定性使得成分碳当量避开包晶反应区、从而达到提高热轧板表面质量的目的，通过低Si低Mn匹配Cr、B以提高强度，最终实现了强塑性和表面质量均十分优异的超高强钢板产品。

C：C是最重要的固溶强化元素，对于强度的保证极为关键。钢中C 元素的质量百分比越高，残余奥氏体的分数越多，配分时C在残余奥氏体中的富集程度越高，有利于增强残余奥氏体稳定性，产生TRIP效应，提高材料延展性。但钢中C含量过高会降低钢的焊接性，当钢中的C的质量百分比超过0.40％时，淬火后容易出现较多孪晶，增加裂纹敏感性。基于此，在本发明中将C含量控制在0.35～0.40wt％之间，优选控制在 0.36～0.38wt％。

Si：Si在配分处理过程中可以强烈抑制渗碳体形成，促进碳向残余奥氏体中富集，提高残余奥氏体的稳定性。有效抑制渗碳体所需Si含量至少为1.0％，需要注意的是，若钢中Si元素含量过高，则会降低钢的高温塑性、大幅增加薄板坯连铸过程中的铸坯裂纹乃至漏钢的风险，同时Si含量过高时会在钢板表面形成稳定氧化物，对后续的酸洗工序产生不利影响。基于此，在本发明中将Si含量控制在1.0～1.8wt％之间，优选控制在 1.4～1.7wt％。

Mn：Mn能扩大奥氏体相区，降低Ms和Mf点，提高奥氏体稳定性和钢的淬透性，同时Mn也是较为重要的固溶强化元素、对于钢材的强度起较大影响。但需要注意的是，钢中Mn含量过高会导致凝固潜热升高，特别对于薄板坯连铸来说的话会导致传热受限、坯壳过薄，大幅增加薄板坯连铸过程中的铸坯裂纹乃至漏钢的风险、影响短流程生产超高强钢的生产稳定性。同时Mn元素含量过高，会恶化耐腐蚀性能和焊接性能。基于此，在本发明中将Mn含量控制在1.5～2.0wt％之间，优选控制在 1.7～2.0wt％。

Cr：Cr同样起到强度支撑作用，特别是对于本发明由于要保证薄板坯连铸连轧过程的稳定进行、需要控制Si、Mn含量，因此Cr是较为关键的强度补充元素。Cr可以提高钢的淬透性以及降低马氏体开始转变温度，同时有助于轧制时奥氏体晶粒的细化、提高强度。当Cr含量低于0.3时难以保证强度，而高于0.6时又会影响材料焊接性能。基于此，在本发明中将 Cr含量控制在0.3～0.6wt％之间，优选控制在0.4～0.6wt％。

Al：Al元素以固溶态存在时，可抑制渗碳体析出和γ到马氏体转变，提高奥氏体稳定性；并且Al元素可以与C、N形成细小弥散分布的难溶质点，可以细化晶粒。但若钢中Al元素的质量百分比过高，则容易形成大量氧化物夹杂，从而不利于钢水的洁净度。因此，在本发明中控制Al含量在0.02～0.05wt％。

Ti：Ti能固定钢中的氮使之形成稳定的化合物，改善铸坯质量和边角裂缺陷。还能形成细小的碳化物，阻止奥氏体晶粒长大，细化晶粒。但如高于本发明所限定0.05％，则不利于C向残余奥氏体中富集与残余奥氏体的稳定化；如低于本发明所限定0.02％，会增加裂纹发生率。因此本发明中Ti含量需控制在0.02～0.05％。

B：主要作用是提高钢的淬透性、提高钢材强度，B容易在奥氏体晶界偏聚，延缓奥氏体向铁素体转变，含量较低就有明显效果，同时B又有较好的晶界净化作用可以一定程度上阻碍有害元素在晶界上的偏聚从而提升材料的变形协调性。但B的质量百分比过高会引起钢强度升高，不利于得到良好塑形。因此本发明中B含量需控制在0.002～0.02％范围。

在本发明所述的其它不可避免的杂质中：P≤0.015wt％，S≤0.002wt％， O≤0.002wt％，N≤0.004wt％。

上述方案中，P、S、O、N元素均为杂质元素，其中，P虽然能起到固溶强化作用，抑制碳化物形成，有利于提高残余奥氏体的稳定性，但是 P的质量百分比过高会弱化晶界，增大材料脆性，恶化焊接性能，也就是说P元素的正面作用弱于其负面作用，因此，优选地将P的质量百分比控制为P≤0.015wt％。而至于N，由于N的质量百分比过高会给炼钢、连铸带来困难，不利于夹杂物控制，因此，优选地将N的质量百分比控制为N ≤0.004wt％。相应地，钢中S含量过高，将会明显恶化材料的塑性，对于超高强钢更应严格控制S含量，因此将S含量控制为S≤0.002wt％。而超高强钢表面线状缺陷和表面起皮缺陷主要来源于连铸板坯皮下含有Al₂O₃等类型夹杂物，因此要提高成品带钢的表面质量，就要降低钢中脱氧夹杂物和控制炼钢O含量，因此本发明将O含量控制为O≤0.002wt％。

另外，本发明所述超高强钢的成分含量还需同时满足：

包晶反应区碳当量C_eq1>0.17％，C_eq1＝C-0.03Mn-0.06Si-0.222S-0.04P；

焊接碳当量C_eq2≤0.56％，C_eq2＝C+Mn/20+Si/30+2P+4S。

这是因为：当钢水碳当量处于包晶反应区而发生包晶反应时，此时钢水液相和δ相反应生成γ相，此过程中钢水凝固将产生非常明显的体积收缩(约4.7％)，这个特点对于薄板坯连铸来说更易产生铸坯的表面裂纹等缺陷，严重情况甚至更会造成漏钢。而包晶反应区的碳当量C_eq1范围为0.08～0.17％，对于高碳超高强钢而言，需要设计成分使得碳当量C_eq1高于 0.17，才能避开包晶反应；同时从经验公式来看，Si、Mn元素含量升高更易使得成分进入包晶反应区，从而影响最终产品的表面质量。

另外，本发明通过大量研究发现，当C、Si、Mn、P和S的质量百分比满足焊接碳当量C_eq2≤0.56％时，获得的高强焊接性能较好，且同时该成分下的材料固溶和组织强化效果较好，材料强度较高，但当焊接碳当量 C_eq2＞0.56％时材料的焊接性能将会有显著恶化。

本发明所述超高强钢的微观组织为10％～15％的铁素体+70％～80％的马氏体+残余奥氏体。

所述超高强钢微观组织的铁素体中，5μm以下的晶粒占比90％以上， 3μm以下的晶粒占比60％以上。

所述超高强钢微观组织的残余奥氏体的平均晶粒尺寸≤2μm；和/或，残余奥氏体中平均C含量：1.2wt％≤C(ra)≤2.0wt％。

这是因为，材料组织中由于存在一定含量的残余奥氏体使得在变形过程中发生相变转变为马氏体，产生TRIP效应从而使得材料在拥有1500MPa级抗拉强度的同时仍然具有良好的塑性。而含有一定量的细晶铁素体一定程度上既可以使得钢种在同级别强度材料中具有更好的延展性同时由于细晶强化作用也能贡献一部分材料强度，但超过15％含量则材料抗拉强度不足，低于10％则又难以满足高塑性要求。

马氏体则是作为材料中主要硬相存在以保证强度性能，当含量低于 70％时，材料抗拉强度不足，高于80％时又难以保证有足够的残余奥氏体和铁素体以保证塑性。对于铁素体晶粒来说，必须保证其晶粒足够细小，才能充分发挥细晶强化作用，同时又需保证铁素体组织均匀性，避免出现异常大晶粒以此提高材料塑性，因此需控制5μm以下的晶粒占比90％以上，3μm以下的晶粒占比60％以上。

同时，对于残余奥氏体晶粒来说，影响在材料变形过程中残余奥氏体稳定性的因素主要包括残余奥氏体晶粒的尺寸和残余奥氏体中的平均C 含量。当残余奥氏体晶粒尺寸>2μm时，残余奥氏体尺寸偏大、稳定性不够容易在变形的前期就完成TRIP效应导致材料的塑性不足；

而当残余奥氏体中平均C含量<1.2wt％时，残余奥氏体的稳定性不足，残余奥氏体易在变形过程初期发生马氏体相变，导致TRIP效应不足，无法显著提升钢板的成形性；当残余奥氏体中平均C含量>2wt％时，残余奥氏体过于稳定，无法在变形过程中发生马氏体相变，也会导致TRIP效应不足，钢板的成形性同样无法提高。

本发明所述超高强钢的制造方法，是针对目前超高强钢特别是 1500MPa级超高强钢冷轧轧制过程中存在的轧硬板厚度精度控制以及板形控制难题以及超高强钢轧制对于冷轧机组苛刻的轧制力要求，创造性的采用薄板坯连铸连轧1500MPa级超高强钢直接得到成品厚度的热轧卷，然后进行热卷保温罩处理，使得热卷的组织性能均匀性得到大幅提升，同时也消除材料内应力避免后续工序出现脆性异常断裂的情况，保温罩处理完后进行酸洗，并免除常规流程中冷轧这个瓶颈工序直接进行最终连退热处理；同时由于采用了薄板坯连铸技术，在组织均匀性及偏析控制方面具有先天优势，且由于薄板连铸坯热送的特点，使得组织中能保持少量的细晶铁素体，所获得的超高强钢在同等强度条件下，延伸率可显著提高。

具体的，本发明所述的高塑性1500MPa级超高强钢的制造方法，其包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按照上述成分冶炼，铸造成板坯，优选采用薄板坯连铸，连铸出口端的板坯厚度控制为55～60mm，控制连铸拉速为2～5m/min；

2)板坯加热

加热温度1200～1300℃，在炉时间25～40min；

3)热轧、冷却

首先进行高压除鳞，控制终轧温度为860～930℃，然后进行层流冷却，控制冷却速度为20～40℃/s冷却至500～600℃卷取；

4)缓冷处理

热轧卷卷取结束后下卷并在线添加保温罩密闭处理或转运至密闭保温罩内进行缓冷处理，待保温罩处理≥4h以上可开罩取出热轧卷；优选的，在热轧卷卷取结束后于卷筒上等待≥3min后在线添加保温罩密闭处理或转运至密闭保温罩内进行缓冷处理；

5)酸洗

酸洗速度控制在60～150m/min；

6)退火

采用连续退火，退火温度为820～900℃，以3～10℃/s的冷速缓冷至 690～760℃，以获得一定比例的铁素体；再以50～100℃/s的冷却速度快冷至150～250℃，使奥氏体部分转变为马氏体；然后再加热至 360～460℃，保温100～400s，最后冷却至室温。

优选的，步骤1)中薄板坯连铸漏钢率控制≤1％、裂纹改判率控制≤1.2％。

优选的，步骤6)退火工艺中，退火温度840～870℃；以3～10℃/s的冷速缓冷至700～730℃；快冷至170～230℃；快冷后再加热至400～430℃，保温150～300s。

优选的，控制连续退火炉内还原性气氛中氢气的体积含量10～15％。

优选的，步骤3)高压除鳞时，控制第一道次除鳞水压力不低于260bar，第二道次除鳞水压力不低于340bar。

优选的，步骤3)卷取采用U型卷取方式，即带头尾≤30m距离内将其卷取温度控制在550～650℃。

在本发明所述超高强钢的制造方法中：

本发明所述连铸优选采用薄板坯连铸，由于超高强钢中的合金元素相对较高、连铸过程稳定性不足，特别是凝固潜热较高且坯壳薄，导致薄板坯连铸拉速需控制在偏低水平，当拉速超过5m/min时易产生连铸过程液位波动漏钢等问题，而拉速又不能太低以影响生产效率，因此控制在2～5m/min为宜。

同时由于采用薄板坯连铸，可省却粗轧工序，减小热轧变形量从而更易得到最终成品规格，而薄板坯连铸通过充分利用板坯热量不待板坯完全降至室温直接热装加热炉，可以降低加热所需能耗，同时由于没有降温再升温的相变过程，使得热轧态高温组织更加均匀，也使得热轧后获得更加均匀的铁素体或铁素体+珠光体组织，有利于退火中的成品微观组织中保持少量的细晶粒铁素体，提高组织均匀性，有利于提高塑性。

板坯加热中，先将薄板连铸坯在全奥氏体区高温加热一段使得材料软化且成分完全扩散均匀。并且尽量采用高温短时间处理使得同时满足超高强钢成分均匀和避免氧化铁皮过厚的问题。加热温度不能超过1300℃，可能会产生晶界过烧的问题，此时可将加热时间缩短到25min有利于氧化铁皮的控制；而加热温度若低于1200℃时则又需花费较多时间才能实现成分均匀化而这也不利于后续氧化铁皮的控制。

板坯除磷，板坯从加热炉出炉后先进行两道次的高压水除磷以尽量先去除铸坯表面的松软氧化铁皮。通过精轧进一步轧制成要求厚度后形成均匀且细小的再结晶后的材料组织。当精轧终轧温度小于860℃时，在终轧时就会有铁素体析出，易使热轧态强度不足进而影响后续冷轧退火性能。而考虑到板坯加热温度上限控制及轧制过程中温降，精轧终轧温度一般不超过930℃。层流冷却时控制冷却速度在20～40℃/s是避免在冷却过程中生成过多的贝氏体甚至马氏体以保证热轧卷取态组织以均匀的铁素体+珠光体为主。热轧卷取温度是影响热轧态性能的最关键工艺之一，当卷取温度高于600℃时，钢板表面易产生Si、Mn的内氧化，通过酸洗会生成表面破碎层而影响最终产品的表面质量；而由于热轧态组织中需要保持细晶铁素体组织，卷取温度又不能过低需控制在500℃以上。卷取过程中采用 U型卷取提升头尾卷取温度主要是由于超高强钢头尾温降较大易相变导致强度比卷中偏高，同时提升卷取温度也有利于带头的强度降低使得其更易卷取。

控制热轧后钢带表面氧化皮厚度≤6μm，并且热轧后带钢表面氧化皮中的(FeO+Fe₃O₄)≤30wt％，可以有利于后续在步骤(5)的进行，并对连续退火后所获得的钢板性能有着重要影响，这是因为：在本发明所述的技术方案中，FeO、Fe₃O₄比Fe₂O₃更加难酸洗，而控制本发明的热轧后钢带表面氧化皮厚度以及热轧后带钢表面氧化皮中的(FeO+Fe₃O₄)≤30wt％可以提高酸洗效果，获得可用于直接连续退火的酸洗板表面，而由于酸洗板可以直接进行连续退火，使得热轧组织变形量小，钢板组织以铁素体与珠光体或贝氏体为主，因而，在相同连续退火条件下可以降低材料强度，使得组织更加均匀，从而获得优异的延展性。

卷取完后让钢卷在卷筒上等待3min以上再下卷，这主要是使得钢卷内圈完成贝氏体相变以防止下卷后出现热卷扁卷的情况。这是因为对于超高强钢来说，由于卷取时内圈温降更快使得其在卷取过程中逐渐进入贝氏体温度区间发生贝氏体相变而导致体积膨胀，此时由于内外圈的温降速度不一样，使得贝氏体相变膨胀也不一样，所以需要让其在卷筒上放置3min 以上完成贝氏体相变，使得整个钢卷的体积变化在卷筒的支撑下得到有效均分化，从而避免了下卷后的热卷扁卷情况。

热轧后通过进行保温罩处理，可以使得钢卷整体缓慢冷却提高性能组织均匀性，同时缓冷过程中也是材料热应力释放的过程，有利于后续材料加工过程的稳定避免出现脆性断裂等的极端情况。处理时间4h以上才能让内应力完全释放，但时间也不宜太长以免影响生产节奏。

本发明所述制造方法中，酸洗速度太快时会导致欠酸洗无法清除干净钢板的内氧化层导致出现色差、而太慢时又会导致过酸洗影响酸洗板表面质量且影响生产效率，因此宜控制在60-150m/min。

本发明所述制造方法中，连续退火控制退火温度820～900℃，可以形成均匀化的奥氏体组织或奥氏体+铁素体组织；然后以3～10℃/s的冷速缓冷至690～760℃，以进一步调整组织中铁素体的含量，提高材料的塑形；之后以50～100℃/s的速度冷却至150～250℃(即介于Ms与Mf温度之间)，这是因为：为保证冷却过程仅发生马氏体相变临界冷却速度需不小于50 ℃/s，而若冷速超过100℃/s后生产成本将大幅上升。此时，奥氏体基本大部分转变为马氏体，保证钢具有较高的强度；再加热至360～460℃并保温 100～400s，使碳在马氏体和奥氏体中发生配分，形成一定量富碳的残余奥氏体，稳定保持到室温，由于TRIP效应，可以显著提高钢的加工硬化能力和成形性，得到塑性优异的超高强钢板。上述配分工艺设定如此是因为：当再加热温度低于360℃或再加热时长少于100s时钢中残余奥氏体稳定化过程不充分，最终室温下获得的残余奥氏体含量将不足；当再加热温度高于460℃或再加热时长多于400s时钢发生明显的回火软化，会导致最终的材料强度明显下降。

优选的，本发明步骤6)连续退火工艺中，退火温度840～870℃；以 3～10℃/s的冷速缓冷至700～730℃；快冷至170～230℃；快冷后再加热至 400～430℃，保温150～300s；控制连续退火炉内还原性气氛中氢气的体积含量10～15％。

由于本发明所述超高强钢采用高C及Mn、Si、Cr、B合金化的成分设计及铁素体晶粒细化机理，因而在连续退火过程中，奥氏体逆相变的形核点增多的同时，尺寸进一步细化，稳定保持到室温的残余奥氏体的平均晶粒尺寸可以≤2μm；残余奥氏体中平均C含量≥1.2％。另外，由于材料中仍含有一定含量的Si，因而快速冷却形成的马氏体在配分过程中基本不发生分解，以保证组织中马氏体的含量，进而保证钢的强度。

与现有技术相比，本发明的优点在于：

1、本发明所述超高强钢成分设计独特，与已有专利的成分设计思路不同。

已有专利中成分设计多较为复杂，含有较多的合金元素(如Mo、V、 Nb、Ni甚至稀土元素等)，且多呈现高Si高Mn的成分特点。

本发明成分设计简单独特，充分利用了C、Si、Mn元素对材料相变的影响规律，同时基于提高薄板坯连铸连轧生产稳定性使得成分碳当量避开包晶反应区以提高表面质量、控制焊接碳当量以得到优良焊接性能，并通过低Si低Mn匹配Cr、B以保证强度，最终实现了强塑性、表面质量和焊接性能均十分优异的超高强钢板产品。

2、本发明所述制造方法同样有其独特性，与已有专利的制造方法思路不同。

已有专利中多是常规的连铸+热轧+酸洗+冷轧+连退/罩退生产工艺，该工艺流程冗长，且对于超高强钢而言存在冷轧板形和厚度精度问题。

而本发明创造性地提出采用薄板坯连铸+精准热轧+缓冷处理+酸洗+ 连退的高效工艺流程，可以避开冷轧这个超高强钢瓶颈工序，同时在组织均匀性、偏析控制和制造成本方面具有先天优势；且由于薄板连铸坯热送的特点，使得组织中能保持少量的细晶铁素体，所获得的超高强钢在同等强度条件下，延伸率可显著提高。另外也导致连续退火过程中，奥氏体逆相变的形核点增多的同时，尺寸进一步细化，最终得到十分细小均匀的马氏体、铁素体和残余奥氏体混合组织，这种组织在保证强度的同时其塑性较同级别产品有明显的优势。

本发明所获得的超高强钢在汽车安全结构件中将具有较好的应用前景，特别适合于制造形状复杂、对成形性能要求高的车辆结构件和安全件，如A/B柱、车门防撞杆、纵梁、保险杠等。

附图说明

图1为本发明实施例4超高强钢的微观组织照片。

图2为本发明实施例4超高强钢的相组成EBSD照片。

具体实施方式

下面将结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

表1列出了本发明实施例以及对比例钢的成分，余量包含Fe和除了P、 S、O、N以外的其它不可避免的杂质。表2、表3所示为本发明实施例钢及对比例钢的制造工艺参数。

对比例1-3则采用常规工艺制造获得。

其中，对比例1的C含量超出本发明设计范围下限，同时其包晶反应区碳当量也落入包晶反应区；对比例2的Si、Mn均超出本发明设计范围上限，其包晶反应碳当量和焊接碳当量也均不满足本发明设计要求；对比例3的包晶反应碳当量和焊接碳当量虽然都满足要求，但是Si和Cr含量都超出本发明设计范围下限，会导致材料性能不足。

表2中的对比例主要在连铸拉速、板坯加热温度和时间、终轧温度和卷曲温度以及保温罩处理时间上与实施例有所差异。

表3中的对比例主要在酸洗速率、退火工艺方式、快冷速率、配分温度和时间上和实施例有所差异。

表4列出了实施例1-20的塑性优异的超高强钢以及对比例1-3的对比钢的力学性能测试结果以及相应的各实施例条件下的薄板坯连铸漏钢率及裂纹改判率情况，其中力学性能采用ISO6892:1998(金属材料室温拉伸试验方法)、P14(A50)拉伸试样标准进行测试。

由表4可以看出，本发明实施例1-20的塑性优异的超高强钢在保证强度的同时，延展性能以及连铸过程稳定性和铸坯表面质量都控制的十分优异，其屈服强度YS为1000～1300MPa，抗拉强度TS≥1500MPa，断裂延伸率≥18％，同时可使薄板坯连铸漏钢率控制≤1％、裂纹改判率控制≤1.2％。

表5所示为本发明实施例1-20的塑性优异的超高强钢的微观组织观察结果。其具体检测方式如下：

1)残余奥氏体相比例分数通过在钢板上取10*10mm尺寸试样，经过研磨和抛光后进行XRD定量测试；

2)马氏体相比例通过在钢板上取10*10mm尺寸试样，经过研磨和抛光后进行EBSD定量测试；

3)铁素体晶粒尺寸比例及残余奥氏体平均尺寸均为在EBSD定量分析时进行标准化IQ值处理时统计分析所得；

4)残余奥氏体中C含量测试方法：假设钢板组织中各组成相的Mn 和Al浓度未发生变化，利用XRD残余奥氏体衍射峰数据读取晶格常数a，利用经验公式：a＝0.3556+0.00452x_C+0.000095x_Mn+0.00056x_Al进行计算，其中，X_C，X_Mn，X_Al分别代表残余奥氏体中的C、Mn、Al浓度。

结合表4和表5可以看出，本发明实施例1-20的塑性优异的1500MPa 级超高强钢的微观组织为10％～15％的铁素体+70％～80％的马氏体+残余奥氏体，其中，在铁素体中5μm以下的晶粒占比90％以上，3μm以下的晶粒占比60％以上，残余奥氏体的平均晶粒尺寸≤2μm；并且/或者残余奥氏体中平均C含量：1.2wt％≤C(ra)≤2.0wt％。

由此说明，本发明各实施例的塑性优异的1500MPa级超高强钢由于具有一定量的细晶粒铁素体以及足够的残余奥氏体，并组织均匀性好，因而，使得各实施例在保证强度高的同时也具有极好的塑性。

图1、图2分别为本发明所述超高强钢实施例4的典型微观组织和相组成EBSD照片。由图可见，本发明所述超高强钢的组织均匀细小且含有大量细小弥散的残余奥氏体。

综上所述，本发明所述超高强钢成分设计简单，以碳硅锰钢为基础、仅添加Cr、B作为合金强化元素，且由于低Si低Mn的成分特点使得可以避开连铸过程中的包晶反应从而大幅提高连铸过程生产稳定性，得到的产品具有优异的表面质量。

同时，本发明创造性地提出采用薄板坯连铸+精准热轧+缓冷处理+酸洗+连退的高效工艺流程，可以避开冷轧这个超高强钢瓶颈工序，在组织均匀性、偏析控制和制造成本方面具有先天优势。所获得的超高强钢在同等强度条件下，延伸率可显著提高，在汽车安全结构件中将具有较好的应用前景，特别适合于制造形状复杂、对成形性能要求高的车辆结构件和安全件，如A/B柱、车门防撞杆、纵梁、保险杠等。采用薄板坯连铸连轧短流程技术可以直接得到成品厚度要求(0.8-2.0mm)的热轧卷，相应省略冷轧工序，对于节能降耗和生产效率都有极大的提升作用。

需要说明的是，本发明的保护范围中现有技术部分并不局限于本申请文件所给出的实施例，所有不与本发明的方案相矛盾的现有技术，包括但不局限于在先专利文献、在先公开出版物，在先公开使用等等，都可纳入本发明的保护范围。

此外，本发明中各技术特征的组合方式并不限本发明权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本发明记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。

还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims

1.一种高塑性1500MPa级超高强钢，其成分重量百分比为：

C：0.35～0.40％；

Si：1.0～1.8％；

Mn：1.5～2.0％；

Cr：0.3～0.6％；

Al：0.02～0.05％；

Ti：0.02～0.05％；

B：0.002～0.02％；

余量包含Fe和其它不可避免的杂质；且，同时满足：

包晶反应区碳当量C_eq1>0.17％，C_eq1＝C-0.03Mn-0.06Si-0.222S-0.04P；焊接碳当量C_eq2≤0.56％，C_eq2＝C+Mn/20+Si/30+2P+4S。

2.如权利要求1所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，所述余量为Fe和其它不可避免的杂质。

3.如权利要求1或2所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，C含量为0.36～0.38wt％。

4.如权利要求1或2所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，Si含量为1.4～1.7wt％。

5.如权利要求1或2所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，Mn含量为1.7～2.0wt％。

6.如权利要求1或2所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，Cr含量为0.4～0.6wt％。

7.如权利要求1或2所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，所述其它不可避免的杂质中：P≤0.015wt％，S≤0.002wt％，O≤0.002wt％，N≤0.004wt％。

8.如权利要求1～7任何一项所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，所述超高强钢的微观组织为10％～15％的铁素体+70％～80％的马氏体+残余奥氏体。

9.如权利要求8所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，所述超高强钢微观组织的铁素体中，5μm以下的晶粒占比90％以上，3μm以下的晶粒占比60％以上。

10.如权利要求8所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，所述超高强钢微观组织的残余奥氏体的平均晶粒尺寸≤2μm；和/或，残余奥氏体中平均C含量：1.2wt％≤C(ra)≤2.0wt％。

11.如权利要求1～10任何一项所述的高塑性1500MPa级超高强钢，其特征在于，所述超高强钢的屈服强度为1000～1300MPa，抗拉强度≥1500MPa，断裂延伸率≥18％。

12.如权利要求1～11任何一项所述的高塑性1500MPa级超高强钢的制造方法，其特征是，包括如下步骤：

1)冶炼、铸造

按照权利要求1～7所述成分冶炼，铸造成板坯，优选采用薄板坯连铸，连铸出口端的板坯厚度控制为55～60mm，控制连铸拉速为2～5m/min；

2)板坯加热

加热温度1200～1300℃，在炉时间25～40min；

3)热轧、冷却

4)缓冷处理

5)酸洗

酸洗速度控制在60～150m/min；

6)退火

采用连续退火，退火温度为820～900℃，以3～10℃/s的冷速缓冷至690～760℃；再以50～100℃/s的冷却速度快冷至150～250℃；然后再加热至360～460℃，保温100～400s，最后冷却至室温。

13.如权利要求12所述的高塑性1500MPa级超高强钢的制造方法，其特征是，步骤1)中薄板坯连铸漏钢率控制≤1％、裂纹改判率控制≤1.2％。

14.如权利要求12所述的高塑性1500MPa级超高强钢的制造方法，其特征是，步骤3)高压除鳞时，控制第一道次除鳞水压力不低于260bar，第二道次除鳞水压力不低于340bar。

15.如权利要求12或14所述的高塑性1500MPa级超高强钢的制造方法，其特征是，步骤3)卷取采用U型卷取方式，即钢带头尾≤30m距离内将其卷取温度控制在550～650℃。

16.如权利要求12所述的高塑性1500MPa级超高强钢的制造方法，其特征是，步骤6)退火工艺中，退火温度840～870℃；以3～10℃/s的冷速缓冷至700～730℃；快冷至170～230℃；快冷后再加热至400～430℃，保温150～300s。

17.如权利要求12或16所述的高塑性1500MPa级超高强钢的制造方法，其特征是，步骤6)退火工艺中，控制连续退火炉内还原性气氛中氢气的体积含量10～15％。