钢材及其制备方法与流程

1.本技术涉及钢材制备技术领域，具体涉及一种钢材及其制备方法。


背景技术：

2.近年来随着我国汽车保有量和产销量的不断增加，能源和环境问题也愈加严峻，这对汽车制造业在节能减排方面提出了更高的要求，汽车轻量化则是提高燃油经济性、节约能耗、减少排放的重要措施之一。汽车轻量化就是在保证汽车碰撞安全性和舒适性的前提下通过采用高强度或低密度材料以及车身结构的优化来降低车身重量。
3.但是高强度钢薄板在传统冷加工成形过程中会遇到回弹严重、开裂、零件尺寸精度差、复杂形状零件冲压成形困难等一系列问题，因此目前普遍使用热成形技术生产汽车安全结构关键零部件。对于复杂变形的零件，或是闭口管梁件的热成形，一般需要在热成形之前施加一定的冷加工预变形，由于目前的超高强度热成形钢(抗拉强度＞1500mpa)的冷变形性能较差，在预变形时容易发生开裂和失效。
4.针对超高强度热成形钢冷加工预变形容易开裂的氧化问题，目前的解决方法分为两类：一类是采用强度级别更低、塑性更好的材料；另一类是对零件采用形状简单的设计方案，以更大的材料用量实现整理的受力可靠。对于第一种方式，例如将原本1800mpa级别的材料替换为1400mpa级别，为了保证同样的受力能力，则同样形状的零件的平均截面积需要增加近30％，即使得相同长度的零件增重20％；对于第二种方式，为保证同样的结构刚度也需要增加结构的总截面积。这两种方法都会导致材料用量的增加，也提高了零件的综合成本，不利于整车的重量降低。


技术实现要素：

5.本技术提供一种钢材及其制备方法，旨在改善钢材冷加工预变形容易开裂的的问题。
6.一方面，本技术提供一种钢材的制备方法，包括：对钢液进行连铸处理，得到铸坯；其中，以质量百分比计，钢液的组分包括：
7.c:0.20～0.38％，mn:0.5～3％，cr:0.1～0.8％，si:0.01～0.08％，al:0.2～2.2％，b:0.004～0.015％，p:0～0.015％，s:0～0.015％；和nb、ti、mo、v组分中的至少一种，其中：nb:0.01～0.3％，ti:0.01～0.3％，mo:0.01～0.5％，v:0.01～0.5％，且nb ti mo v:0.1～0.7％；余量为fe和不可避免的微量元素；对铸坯进行后续工序处理，得到钢材。
8.可选地，钢液中al和cr添加量满足al cr:1.0～3.0％。
9.可选地，以质量百分比计，钢液的组分包括：
10.c:0.20～0.30％，mn:0.5wt％～2％，cr:0.2～0.5％，si:0.01～0.08％，al:0.5～2.0％。
11.可选地，连铸中拉速v满足：0.8m/min≤v≤1.15m/min。
12.可选地，后续工序包括热轧处理、冷轧处理、退火处理以及热成形处理中的至少一
种。
13.可选地，热轧处理包括：在1100～1300℃温度条件下，对铸坯进行轧制处理，得到加热铸坯；利用酸洗方法清洗加热铸坯，得到热轧钢材。
14.可选地，经过冷轧处理，冷轧钢材的压下率≥78％。
15.可选地，后续工序包括：对铸坯进行热轧处理、酸洗处理，得到热轧钢材；对热轧钢材进行冷轧处理，得到冷轧钢材；对冷轧钢材进行退火处理，得到退火钢材，其中，退火温度t(℃)为660～730，退火时间t(小时)满足t≥{(t-660)/10)} 2。
16.可选地，后续工序还包括：对退火钢材进行热成形处理，得到热成形钢材。
17.另一方面，本技术实施例还提供了一种钢材，其特征在于，以质量百分比计，钢材的原料组分包括c:0.20～0.38％，mn:0.5～3％，cr:0.1～0.8％，si:0.01～0.08％，al:0.2～2.2％，b:0.004～0.015％，p:0～0.015％，s:0～0.015％；和nb、ti、mo、v组分中的至少一种，其中：nb:0.01～0.3％，ti:0.01～0.3％，mo:0.01～0.5％，v:0.01～0.5％，且nb ti mo v：0.1～0.7％；余量为fe和不可避免的微量元素；钢材上述任一项的方法制备得到。
18.与现有技术相比，本发明至少具有以下有益效果：
19.本技术提供的制造钢材的方法，通过控制一些元素的含量,例如al、cr以及mo、nb元素的含量，制造出在热成形前具有低屈服强度和高延伸率的钢材，改善了现有超高强度热成形钢热冲压之前进行预变形时，由于材料屈服强度高、塑性差导致容易发生开裂的情况。
附图说明
20.为了更清楚地说明本技术实施例的技术方案，下面将对本技术实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面所描述的附图仅仅是本技术的一些实施例，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，还可以根据附图获得其他的附图。
21.图1为各实施例及对比例退火钢板在热成形前的拉伸曲线。
具体实施方式
22.下面结合附图和实施例对本技术的实施方式作进一步详细描述。以下实施例的详细描述和附图用于示例性地说明本技术的原理，但不能用来限制本技术的范围，即本技术不限于所描述的实施例。
23.在本技术的描述中，需要说明的是，除非另有说明，“多个”的含义是两个以上；术语“上”、“下”、“左”、“右”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系仅是为了便于描述本技术和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本技术的限制。此外，术语“第一”、“第二”等仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性。“垂直”并不要求严格意义上的垂直，而是可以包含允许的误差。“平行”并不要求严格意义上的平行，而是可以包含允许的误差。
24.针对超高强度热成形钢冷加工预变形容易开裂的氧化问题，目前的解决方法分为两类：一类是采用强度级别更低、塑性更好的材料；另一类是对零件采用形状简单的设计方案，以更大的材料用量实现整理的受力可靠。对于第一种方式，例如将原本1800mpa级别的
材料替换为1400mpa级别，为了保证同样的受力能力，则同样形状的零件的平均截面积需要增加近30％，即使得相同长度的零件增重20％；对于第二种方式，为保证同样的结构刚度也需要增加结构的总截面积。这两种方法都会导致材料用量的增加，也提高了零件的综合成本，不利于整车的重量降低。
25.有鉴于此，本技术提供钢材及其制备方法，通过本技术提供的方法制备出的钢材，在热成形之前的冷加工预变形时，材料的屈服强度＜400mpa，延伸率＞25％，使得材料在20％以上的冷加工预变形量中不发生断裂；而在热成形冷却后，材料的屈服强度＞900mpa，抗拉强度＞1700mpa，使得最终产品满足超高强度的性能要求。
26.与1500mpa及以下级别的普通热成形钢相比，本方案在热成形后的产品抗拉强度＞1700mpa，可以满足超高强度零件制造及车身轻量化的需求；与普通1800mpa及以上级别的普通超高强度热成形钢相比，本方案的退火钢材能够在20％以上的冷加工变形量不发生开裂，满足大预变形量和复杂加工的要求。
27.钢材的制备方法
28.本技术第一方面提供的钢材的制备方法包括：
29.对钢液进行连铸处理，得到铸坯；其中，以质量百分比计，钢液的组分包括：c:0.20～0.38％，mn:0.5～3％，cr:0.1～0.8％，si:0.01～0.08％，al:0.2～2.2％，b:0.004～0.015％，p:0～0.015％，s:0～0.015％；和nb、ti、mo、v组分中的至少一种，其中：nb:0.01～0.3％，ti:0.01～0.3％，mo:0.01～0.5％，v:0.01～0.5％，且nb ti mo v:0.1～0.7％；余量为fe和不可避免的微量元素；
30.对所述铸坯进行后续工序处理，得到钢材。
31.本技术通过控制al、cr元素的含量,以及mo和nb元素的含量，制造出的钢材在热成形前具有低屈服强度和高延伸率，改善了现有超高强度热成形钢热冲压之前进行预变形，由于材料屈服强度高、塑性差导致容易发生开裂的情况。
32.根据本技术的实施例，钢材中的c元素通过固溶强化作用显著提高热成形钢的强度和硬度，但是仅仅依靠提高c含量来提高强度会带来钢板的强韧性匹配不佳、氢致延迟开裂敏感性高和焊接性能差的问题，因此需要在保证热成形钢力学性能的前提下，尽量采用低c的设计。另外，c在氧化层中的扩散系数较低，在加热过程中生成的co与co2气体会导致氧化层出现起泡甚至破裂。基于以上考量，本技术实施例将热成形钢板中c的含量控制在0.20～0.38％范围内。
33.根据本技术的实施例，钢材中的mn元素有利于提高淬透性，扩大奥氏体相区，延缓铁素体、珠光体和贝氏体转变，另外可以稳定残余奥氏体，对改善钢板的塑韧性存在有利作用，但是mn含量过高会导致mn偏析和带状组织，恶化力学性能。mn元素在高温氧化过程中会形成mn-cr尖晶石，提高cr的抗高温氧化性能。因此，本技术热成形钢板中的mn含量控制为0.5～3.0％。
34.根据本技术的实施例，钢材中的b元素可以在通过较低的添加量显著提高钢板的淬透性，因此不会过多提高钢的碳当量，也可以稳定板条马氏体组织，起到强化晶界的作用，但是过量的b元素会使钢板强度显著提高而塑韧性很差，甚至可能起到软化作用。因此，b元素的含量限定为0.004～0.015％。
35.根据本技术的实施例，si元素在在高温下会在基体表面生成致密的sio2氧化层，
提高材料的抗高温氧化性能，但是过高的si含量会引入表面氧化红锈现象和过多轧入氧化铁皮的问题。si元素具有固溶强化效果，可以抑制马氏体中渗碳体等碳化物的析出，有利于提高残余奥氏体含量和稳定性，提高塑韧性。综合考虑，将钢中的si含量控制在0.01～0.08％区域内。
36.根据本技术的实施例，al元素和cr元素均为具有显著效果的奥氏体稳定化元素，能够抑制奥氏体中的碳化物形核，因此在退火后的铁素体 珠光体转变中，有利于促进渗碳体的粗化，从而降低屈服强度、提高延伸率。
37.nb、v、ti、mo均能与钢中的c、n元素产生析出物，通过多种析出元素的符合添加，可以促进析出物的弥散细小析出，避免单一析出物的长大，从而实现最终热成形零件显著强化的效果。
38.在一些实施例中，为保证屈服强度降低的效果，钢液中al和cr添加量满足al cr：1.0～3.0％。
39.在一些实施例中，以质量百分比计，钢液的组分包括：
40.c:0.20～0.30％，mn:0.5～2％，cr:0.2～0.5％，si:0.01～0.08％，al:0.5～2.0％。
41.由于钢材中含有较高的al元素，在连铸时应当严格控制工艺参数，以避免水口堵塞，因此在一些实施例中，为了避免水口堵塞风险，连铸中拉速v满足：0.8m/min≤v≤1.15m/min。
42.在一些实施例中，后续工序包括热轧处理、冷轧处理、退火处理以及热成形处理中的至少一种。
43.在一些实施例中，热轧处理包括：
44.在1100～1300℃温度条件下，对所述铸坯进行轧制处理，得到加热铸坯；
45.利用酸洗方法清洗所述加热铸坯，得到热轧钢材。
46.在一些实施例中，后续工序包括：
47.对铸坯加热、热轧、酸洗处理，得到热轧钢材；
48.对热轧板进行冷轧处理，得到冷轧钢材；
49.对冷轧板进行退火处理，得到退火钢材，其中，退火温度t(℃)为660～730，
50.退火时间t(小时)满足t≥{(t-660)/10)} 2。
51.由于此钢种中含有较高的nb、v、ti、mo等合金元素，析出物形态对屈服强度影响很大。为降低屈服强度，应使得钢板充分退火再结晶，并让析出物粗化，因此退火温度t(℃)为660～730，退火时间t(小时)满足t≥{(t-660)/10)} 2，以保证钢板发生充分的再结晶，并且使得析出物粗大化。
52.与普通1700mpa及以上级别的普通超高强度热成形钢相比，按照本技术提供的方法制备所得的退火钢材能够在20％以上的冷加工变形量不发生开裂，满足大预变形量和复杂加工的要求。
53.为了给后续的退火再结晶提供足够的畸变能，在一些实施例中，冷轧后的压下率≥78％。
54.在一些实施例中，后续工序还包括：对退火钢材进行热成形处理，得到热成形钢材，热成形方式为热冲压、热气胀或热辊压中的一种，热成形的加热的温度t满足：880≤t≤
950℃，保温的时间t满足：3min≤t≤15min。淬火的冷速为30～60℃/s，得到的热成形钢材抗拉强度＞1700mpa，可以满足超高强度零件制造及车身轻量化的需求。
55.对热轧钢材、冷轧钢材或退火钢材进行热成形处理，均可达到本技术所述的效果。
56.钢材
57.本技术第二方面提供了一种钢材，以质量百分比计，钢材的组分包括：c:0.20～0.38％，mn:0.5～3％，cr:0.1～0.8％，si:0.01～0.08％，al:0.2～2.2％，b:0.004～0.015％，p:0～0.015％，s:0～0.015％；和nb、ti、mo、v组分中的至少一种，其中：nb:0.01～0.3％，ti:0.01～0.3％，mo:0.01～0.5％，v:0.01～0.5％，且nb ti mo v：0.1～0.7％；余量为fe和不可避免的微量元素。本技术提供的钢材根据前述的方法制备得到，在此不再重复。
58.本技术提供的钢材在热成形前具有低屈服强度和高延伸率的钢材，改善了现有超高强度热成形钢热冲压之前进行预变形时，由于材料屈服强度高、塑性差导致容易发生开裂的情况。在热成形后，抗拉强度＞1700mpa，可以满足超高强度零件制造及车身轻量化的需求。
59.本技术提供的钢材可以应用于需要在热冲压、热气胀或热辊压等热成形方式加工之间，需要进行10％～20％变形量的冷加工预变形的汽车结构用高强度零部件生产，包括具有特定复杂结构或具有闭口管梁结构的门环、ab柱、防撞加强梁等。
60.实施例
61.下述实施例更具体地描述了本技术公开的内容，这些实施例仅仅用于阐述性说明，因为在本技术公开内容的范围内进行各种修改和变化对本领域技术人员来说是明显的。除非另有声明，以下实施例中所报道的所有份、百分比、和比值都是基于重量计，而且实施例中使用的所有试剂都可商购获得或是按照常规方法进行合成获得，并且可直接使用而无需进一步处理，以及实施例中使用的仪器均可商购获得。
62.实施例1：
63.钢材，对含有下表1中实施例1成分的钢液进行冶炼、浇注和连铸，得到铸坯，连铸过程中拉速为1.1m/min；
64.对铸坯进行热轧处理、酸洗处理，加热温度为1250℃，得到热轧钢材；
65.对热轧钢材进行冷轧处理，冷轧压下率为84％，得到冷轧钢材；
66.对热轧钢材进行退火处理，退火温度为695℃，退火时间t＝8.5h，得到退火钢材。
67.对退火钢材进行热成形处理，得到热成形钢材；其中，热成形钢材的加热温度为900℃，保温8min，成形后以50℃/s冷速淬火至室温。
68.实施例2：
69.钢材，对含有下表1中实施例2成分的钢液进行冶炼、浇注和连铸，得到铸坯，连铸过程中拉速为1.1m/min；
70.对铸坯进行热轧处理、酸洗处理，加热温度为1250℃，得到热轧钢材；
71.对热轧钢材进行冷轧处理，冷轧压下率为85％，得到冷轧钢材；
72.对热轧钢材进行退火处理，退火温度为710℃，退火时间t＝8.5h，得到退火钢材。
73.对退火钢材进行热成形处理，得到热成形钢材；其中，热成形钢材的加热温度为900℃，保温8min，成形后以50℃/s冷速淬火至室温。
74.实施例3：
75.钢材，对含有下表1中实施例3成分的钢液进行冶炼、浇注和连铸，得到铸坯，连铸过程中拉速为1.1m/min；
76.对铸坯进行热轧处理、酸洗处理，加热温度为1250℃，得到热轧钢材；
77.对热轧钢材进行冷轧处理，冷轧压下率为85％，得到冷轧钢材；
78.对热轧钢材进行退火处理，退火温度为710℃，退火时间t＝8.5h，得到退火钢材。
79.对退火钢材进行热成形处理，得到热成形钢材；其中，热成形钢材的加热温度为900℃，保温8min，成形后以50℃/s冷速淬火至室温。
80.对比例1：
81.钢材，对含有下表1中对比例1成分的钢液进行冶炼、浇注和连铸，得到铸坯，连铸过程中拉速为1.1m/min；
82.对铸坯进行热轧处理、酸洗处理，加热温度为1250℃，得到热轧钢材；
83.对热轧钢材进行冷轧处理，冷轧压下率为84％，得到冷轧钢材；
84.对热轧钢材进行退火处理，退火温度为695℃，退火时间t＝8.5h，得到退火钢材。
85.对退火钢材进行热成形处理，得到热成形钢材；其中，热成形钢材的加热温度为900℃，保温8min，成形后以50℃/s冷速淬火至室温。
86.对比例2：
87.钢材，对含有下表1中对比例2成分的钢液进行冶炼、浇注和连铸，得到铸坯，连铸过程中拉速为1.1m/min；
88.对铸坯进行热轧处理、酸洗处理，加热温度为1250℃，得到热轧钢材；
89.对热轧钢材进行冷轧处理，冷轧压下率为84％，得到冷轧钢材；
90.对热轧钢材进行退火处理，退火温度为695℃，退火时间t＝8.5h，得到退火钢材。
91.对退火钢材进行热成形处理，得到热成形钢材；其中，热成形钢材的加热温度为900℃，保温8min，成形后以50℃/s冷速淬火至室温。
92.表1实施例1～3和对比例1～2钢液成分及含量
93.[0094][0095]
测试部分
[0096]
对实施例1～3和对比例1～2制备的钢材的理化性能进行测试，具体测试方法如下：
[0097]
抗拉强度、屈服强度及延伸率：采用gb/t 228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行测定。
[0098]
实施例1～3和对比例1～2制备的热成形钢板的理化性能的测试结果如表2所示。
[0099]
按照以上步骤生产的的冷轧退火钢材在热成形前各实施例及对比例退火钢板的拉伸曲线如图1所示，在热成形前、后的力学性能表2所示：
[0100]
表2实施例和对比例热成形前、后的力学性能
[0101][0102]
由表2和图1可知，由本技术提供的钢材的制备方法制备得到的钢材与普通1700mpa及以上级别的普通超高强度热成形钢相比，在20％以上的冷加工变形量不发生开裂，满足大预变形量和复杂加工的要求，并且在热成形后的产品抗拉强度＞1700mpa，可以满足超高强度零件制造及车身轻量化的需求。实施例1与对比例1区别在于al、cr、nb、v、ti、mo元素含量不同，二者在热成形之前具有相近的屈服强度和延伸率，但实施例1在热成形后具有更高的抗拉强度。实施例1与对比例2区别在于al、cr元素含量不同，实施例1在热成形前具有较低的屈服强度。
[0103]
综上所知，本发明通过控制al、cr元素的含量,以及mo和nb元素的含量，制造出在冷轧退火态具有低屈服强度和高延伸率，同时在热成形淬火后具有高屈服强度，高抗拉强
度的热成形钢。
[0104]
以上所述，仅为本技术的具体实施方式，但本技术的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本技术揭露的技术范围内，可轻易想到各种等效的修改或替换，这些修改或替换都应涵盖在本技术的保护范围之内。因此，本技术的保护范围应以权利要求的保护范围为准。