本發(fā)明屬于熱軋高強(qiáng)鋼領(lǐng)域，具體涉及一種1180MPa級(jí)析出強(qiáng)化型高強(qiáng)度高塑性鋼及其制造方法。

背景技術(shù)：

在汽車(chē)尤其是乘用車(chē)領(lǐng)域，高強(qiáng)減薄或汽車(chē)結(jié)構(gòu)輕量化已成為國(guó)際上汽車(chē)制造廠商的重要研究方向。與乘用車(chē)高強(qiáng)減薄和輕量化趨勢(shì)不同，商用車(chē)的輕量化工作進(jìn)展十分緩慢。主要原因一是由于商用車(chē)普遍超載比較嚴(yán)重，商用車(chē)的設(shè)計(jì)人員對(duì)結(jié)構(gòu)的設(shè)計(jì)裕度很大；同時(shí)，商用車(chē)自身以及載重量均較大，采用高強(qiáng)鋼減薄之后有時(shí)剛度難以保證；另一方面原因是由于商用車(chē)相對(duì)乘用車(chē)而言屬于價(jià)格敏感客戶(hù)群，用戶(hù)通常希望在鋼板的強(qiáng)度提高的同時(shí)，價(jià)格最好不要提高太多。因此，無(wú)論從對(duì)高強(qiáng)鋼使用的需求意愿還是其自身的加工能力以及價(jià)格承受等方面都使得商用車(chē)的高強(qiáng)減薄和輕量化過(guò)程進(jìn)展緩慢。但在有些部位仍然需要使用高強(qiáng)甚至超高強(qiáng)鋼，如防撞梁等。隨著節(jié)能減排要求的不斷嚴(yán)格，商用車(chē)的加工和使用者應(yīng)認(rèn)清行業(yè)發(fā)展趨勢(shì)，商用車(chē)的輕量化也必將是未來(lái)的一種趨勢(shì)。因此，開(kāi)發(fā)性能優(yōu)異的高強(qiáng)鋼也將是未來(lái)的發(fā)展趨勢(shì)。

目前，抗拉強(qiáng)度在1180MPa以上級(jí)別的高強(qiáng)鋼在成分設(shè)計(jì)主要采用較高碳加微合金元素，在工藝上通常采用離線淬火加回火的方法。一般情況下，淬火+回火之后鋼板的性能表現(xiàn)為屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度比值較高，通常在0.90以上甚至接近1.0，而延伸率通常在10±1％。為保證用戶(hù)冷成形加工要求，用戶(hù)通常要求在保持抗拉強(qiáng)度1180MPa以上的基礎(chǔ)上，將延伸率提高至15％以上。這對(duì)傳統(tǒng)的組織設(shè)計(jì)思路以及淬火加低溫回火工藝來(lái)說(shuō)幾乎是不可能實(shí)現(xiàn)的指標(biāo)。這是因?yàn)椋瑖?guó)內(nèi)外無(wú)數(shù)的理論和試驗(yàn)結(jié)果也已證明，采用傳統(tǒng)的淬火+回火工藝制造1180MPa級(jí)的超高強(qiáng)鋼，其延伸率和擴(kuò)孔率指標(biāo)是無(wú)法滿(mǎn)足用戶(hù)要求的。

目前只有日本JFE等采用納米技術(shù)開(kāi)發(fā)1180MPa級(jí)高強(qiáng)鋼日本專(zhuān)利JP5386961B2采用微合金化成分設(shè)計(jì)和分段冷卻以及中溫回火工藝制造1180MPa級(jí)高強(qiáng)鋼，其抗拉強(qiáng)度達(dá)到1180MPa，延伸率可達(dá)15％以上，其成分設(shè)計(jì)中采用高Nb，成本較高，且制造工藝中有一步中溫回火工藝。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于提供一種1180MPa級(jí)析出強(qiáng)化型高強(qiáng)度高塑性鋼及其制造方法，該高強(qiáng)度高塑性鋼的屈服強(qiáng)度≥1000MPa，抗拉強(qiáng)度≥1180MPa，延伸率≥15％，表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度和塑性匹配，可應(yīng)用在車(chē)輪等需要良好成形性能和高強(qiáng)減薄的部位。

為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是：

本發(fā)明添加較高含量的Si主要目的：第一是擴(kuò)大分段冷卻過(guò)程中鐵素體形成的工藝窗口，第二是抑制碳化物(主要是滲碳體)的形成并最終獲得較多的殘余奧氏體；添加較高的Al主要目的是在碳和錳含量相對(duì)較高的條件下，加快鐵素體形成動(dòng)力學(xué)過(guò)程；添加較高的Ti主要目的是在軋后空冷階段在鐵素體中形成彌散細(xì)小的納米級(jí)碳化物以強(qiáng)化鐵素體；此外，復(fù)合添加Nb和Ti還可以保證在軋制階段獲得細(xì)小的奧氏體，以便在軋后空冷階段獲得更為細(xì)小的鐵素體；加入較高的V主要目的：第一是通過(guò)VC的析出強(qiáng)化進(jìn)一步提高強(qiáng)度，第二是對(duì)改善超高強(qiáng)鋼的后續(xù)焊接接頭軟化有很好的效果?；谏鲜龀煞趾凸に囋O(shè)計(jì)思路，可獲得具有超高強(qiáng)度和塑性良好匹配的1180MPa級(jí)熱軋超高強(qiáng)鋼。

一種1180MPa級(jí)析出強(qiáng)化型高強(qiáng)度高塑性鋼，其化學(xué)成分重量百分比為：C：0.15～0.20％，Si：0.8～2.0％，Mn：1.5～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.4～1.0％，N≤0.005％，Ti：0.1～0.2％，Nb：0.03～0.06％，V≤0.40％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)，且上述元素同時(shí)需滿(mǎn)足如下關(guān)系：0.10％≤Nb+Ti≤0.25％，0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％，2.5≤Al/C≤5.0。

優(yōu)選的，所述高強(qiáng)度高塑性鋼的化學(xué)成分中：C：0.16～0.18％，以重量百分比計(jì)。

優(yōu)選的，所述高強(qiáng)度高塑性鋼的化學(xué)成分中：Si：1.2～1.8％，以重量百分比計(jì)。

優(yōu)選的，所述高強(qiáng)度高塑性鋼的化學(xué)成分中：Mn：1.6～1.8％，以重量百分比計(jì)。

優(yōu)選的，所述高強(qiáng)度高塑性鋼的化學(xué)成分中：Al：0.5～0.8％，以重量百分比計(jì)。

進(jìn)一步，所述高強(qiáng)度高塑性鋼的微觀組織為鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體，鐵素體晶內(nèi)分布納米級(jí)碳化物，鐵素體平均晶粒尺寸≤5μm，納米級(jí)碳化物尺寸≤10nm；貝氏體板條的寬度≤5μm。

優(yōu)選的，所述高強(qiáng)度高塑性鋼的微觀組織中貝氏體板條的寬度≤3μm。

優(yōu)選的，所述高強(qiáng)度高塑性鋼的微觀組織中鐵素體所占體積分?jǐn)?shù)為20～35％，貝氏體所占體積分?jǐn)?shù)為60～70％，殘余奧氏體所占體積分?jǐn)?shù)為5～10％。

本發(fā)明所述高強(qiáng)度高塑性鋼的屈服強(qiáng)度≥1000MPa，抗拉強(qiáng)度≥1180MPa，延伸率≥15％。

在本發(fā)明鋼的成分設(shè)計(jì)中：

碳：碳是鋼中的基本元素，也是本發(fā)明中的重要元素之一。碳作為鋼中的間隙原子，對(duì)提高鋼的強(qiáng)度起著非常重要的作用，對(duì)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度影響最大。在本發(fā)明中，為了獲得抗拉強(qiáng)度達(dá)1180MPa級(jí)的超高強(qiáng)鋼，除了鐵素體平均晶粒尺寸必須滿(mǎn)足≤5μm外，還必須依靠納米析出相(尺寸≤10nm)進(jìn)一步強(qiáng)化鐵素體強(qiáng)度；此外，還必須依靠細(xì)小的貝氏體強(qiáng)化以及殘余奧氏體的TRIP效應(yīng)。鋼中碳含量至少在0.15％以上；同時(shí)碳含量也不能太高，若碳含量超過(guò)0.20％，對(duì)鋼的焊接性能不利。因此，碳含量必須控制在0.20％以下，且與Nb，Ti和V含量之間滿(mǎn)足0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％。綜上，本發(fā)明中碳含量應(yīng)控制在0.15～0.20％，優(yōu)選范圍為0.16～0.18％。

硅：硅也是鋼中的基本元素，同時(shí)也是本發(fā)明中的重要元素之一。這是因?yàn)椋@得抗拉強(qiáng)度達(dá)1180MPa以上的高強(qiáng)度高塑性鋼，一方面要控制鐵素體的尺寸和數(shù)量，利用納米析出提高鐵素體的強(qiáng)度；同時(shí)還要通過(guò)細(xì)化貝氏體板條，提高貝氏體的強(qiáng)度。這需要在成分設(shè)計(jì)中適當(dāng)提高碳和錳的含量，而碳和錳都是擴(kuò)大奧氏體區(qū)、穩(wěn)定奧氏體的元素。在熱軋空冷過(guò)程中的很短時(shí)間內(nèi)(通?！?0s)難以形成足夠數(shù)量的鐵素體，這就需要添加較高含量的硅元素。硅的加入可明顯促進(jìn)鐵素體形成，擴(kuò)大鐵素體形成的工藝窗口，凈化鐵素體，同時(shí)還可以起到部分強(qiáng)化作用。硅在鋼中的另一個(gè)重要作用是抑制相變過(guò)程中滲碳體的形成，有利于提高最終殘余奧氏體的含量。硅的這些作用必須在其含量達(dá)到0.8％以上時(shí)才表現(xiàn)出來(lái)；但硅的含量也不宜太高，否則鋼板韌性變差。因此，鋼中硅含量通?？刂圃?.8～2.0％之間，優(yōu)選范圍在1.2～1.8％之間。

錳：錳是鋼中最基本的元素，同時(shí)也是本發(fā)明中最重要的元素之一。眾所周知，錳是擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩(wěn)定奧氏體，細(xì)化晶粒，推遲奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。在本發(fā)明中，為保證鋼板的高強(qiáng)度，錳含量應(yīng)控制在1.5％以上，錳含量偏低，過(guò)冷奧氏體不夠穩(wěn)定，冷卻空冷過(guò)程中易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w類(lèi)型的組織；同時(shí)，錳的含量一般也不宜超過(guò)2.0％，若超過(guò)2.0％，煉鋼時(shí)容易發(fā)生錳偏析，同時(shí)板坯連鑄時(shí)易發(fā)生熱裂。因此，本發(fā)明鋼中錳含量控制在1.5～2.0％，優(yōu)選范圍在1.6～1.8％。

磷：磷是鋼中的雜質(zhì)元素。磷極易偏聚到晶界上，鋼中磷的含量較高(≥0.1％)時(shí)，形成Fe₂P在晶粒周?chē)龀?，降低鋼的塑性和韌性，故磷含量越低越好，一般控制在0.015％以?xún)?nèi)較好且不提高煉鋼成本。

硫：硫是鋼中的雜質(zhì)元素。鋼中的硫通常與錳結(jié)合形成MnS夾雜，尤其是當(dāng)硫和錳的含量均較高時(shí)，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續(xù)軋制過(guò)程中MnS沿軋向發(fā)生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。在高Ti鋼中，硫還可以與Ti和C形成Ti₄C₂S₂化合物，消耗了部分Ti，使得有效Ti的數(shù)量減少，影響最終的析出強(qiáng)化效果。因此，鋼中硫含量越低越好，實(shí)際生產(chǎn)時(shí)通常控制在0.005％以?xún)?nèi)。

鋁：鋁是本發(fā)明中的重要元素之一。由于本發(fā)明所涉及高強(qiáng)度高塑性鋼，其抗拉強(qiáng)度達(dá)1180MPa以上，鋼中碳和錳的含量相對(duì)較高，過(guò)冷奧氏體較為穩(wěn)定，在空冷過(guò)程中難以形成足夠數(shù)量的鐵素體，因此，需要在成分設(shè)計(jì)時(shí)加入較多的鋁以促進(jìn)鐵素體形成。鋁的添加量主要與碳含量有關(guān)，碳含量越高，鋁的加入量也越高。在本發(fā)明中碳的成分范圍內(nèi)，碳與鋁之間應(yīng)滿(mǎn)足2.5≤Al/C≤5.0關(guān)系。鋁含量過(guò)低，難以形成足夠的鐵素體；鋁含量過(guò)高，連鑄坯表面縱裂較為嚴(yán)重。因此，本發(fā)明鋼中鋁含量控制在0.4～1.0％之間，優(yōu)選范圍為0.5～0.8％。

氮：氮在本發(fā)明中屬于雜質(zhì)元素，其含量越低越好。氮也是鋼中不可避免的元素，通常情況下，若在煉鋼過(guò)程中不進(jìn)行特殊控制，鋼中氮的殘余含量通?！?.005％。這些固溶或游離的氮元素必須通過(guò)形成某種氮化物加以固定，否則游離的氮原子對(duì)鋼的沖擊韌性非常不利，而且在帶鋼軋制的過(guò)程中很容易形成全長(zhǎng)性的鋸齒裂缺陷。本發(fā)明中通過(guò)添加強(qiáng)碳化物或氮化物形成元素Ti，形成穩(wěn)定的TiN從而固定氮原子。因此，氮的含量控制在0.005％以?xún)?nèi)且越低越好。

鈮：鈮是本發(fā)明中最重要的元素之一。鈮與鈦復(fù)合添加對(duì)加熱和軋制過(guò)程奧氏體晶粒細(xì)化效果最顯著，鈮和鈦復(fù)合添加之后細(xì)化奧氏體晶粒的效果遠(yuǎn)大于單一鈮、鈦和釩加入的效果。鈮加入鋼中之后，在高溫時(shí)如鋼坯加熱階段，固溶的鈮與晶界之間強(qiáng)烈的溶質(zhì)拖曳作用可細(xì)化鋼坯加熱時(shí)的奧氏體晶粒；在軋制階段，由于鈮具有提高再結(jié)晶溫度的作用，相比鈦、釩、鋁等合金元素，鈮提高再結(jié)晶溫度的效果最強(qiáng)，通過(guò)在再結(jié)晶溫度之上軋制，可獲得細(xì)小硬化的奧氏體，其等效晶粒尺寸小，位錯(cuò)密度高，在鐵素體轉(zhuǎn)變過(guò)程中可以獲得非常細(xì)小的鐵素體晶粒；同時(shí)，在軋制階段形成的20-40nm的(Nb,Ti)(C,N)可以更進(jìn)一步細(xì)化奧氏體晶粒。高溫加熱時(shí)的細(xì)小奧氏體晶粒和軋制時(shí)更細(xì)小的含高位錯(cuò)密度的奧氏體晶粒保證在冷卻相變過(guò)程中相變產(chǎn)物鐵素體的充分細(xì)化和強(qiáng)化。鈮的含量至少達(dá)到0.03％以上才具有明顯提高再結(jié)晶溫度的效果；鈮的加入量也不宜過(guò)多，通?？刂圃?.06％以下即可。鈮與鈦的添加還應(yīng)滿(mǎn)足0.10％≤Nb+Ti≤0.25％。

鈦：鈦是本發(fā)明中的重要元素之一。鈦與鋼中C、N、S原子有很強(qiáng)的結(jié)合力。本發(fā)明的成分設(shè)計(jì)思路主要是想獲得細(xì)小彌散的納米級(jí)碳化物而不是氮化物。鈦與氮的結(jié)合力大于鈦與碳之間的結(jié)合力，為了盡量減少鋼中TiN的形成量，鋼中氮的含量應(yīng)控制得越低越好。加入較高含量的鈦主要目的是為了在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變過(guò)程中，在鐵素體或者貝氏體中形成更多的納米級(jí)碳化物；類(lèi)似地，加入較高的釩主要目的是在貝氏體中形成更多的納米碳化釩粒子，進(jìn)一步提高彌散強(qiáng)化的效果。

本發(fā)明中關(guān)鍵元素碳、鈦、硫和釩應(yīng)滿(mǎn)足一定的關(guān)系即0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％才能獲得鐵素體和貝氏體析出強(qiáng)化超高強(qiáng)鋼。經(jīng)過(guò)大量試驗(yàn)證實(shí)，碳與鈦、硫、釩的含量須滿(mǎn)足上述關(guān)系，否則鋼中形成的納米級(jí)碳化物不能最大程度發(fā)揮彌散析出強(qiáng)化效果或者鋼中可能出現(xiàn)少量珠光體組織，使得鋼板的強(qiáng)度難以達(dá)到1180MPa的高強(qiáng)度。納米級(jí)碳化物的最佳析出溫度主要與鈦、硫以及釩的含量密切相關(guān)。經(jīng)過(guò)理論計(jì)算和試驗(yàn)證實(shí)，在650～750℃的溫度范圍內(nèi)，鈦可發(fā)揮最佳析出強(qiáng)化效果的含量范圍在0.10～0.20％之間。

釩：釩是本發(fā)明中的關(guān)鍵元素之一。釩與鈦類(lèi)似，由于其碳氮化物在奧氏體中的固溶度較大，而通常在鐵素體中析出。采用低碳含鈦、釩鋼其所能達(dá)到的最高抗拉強(qiáng)度只有800～900MPa左右，若要繼續(xù)提高鐵素體貝氏體型高強(qiáng)鋼的強(qiáng)度，必須提高碳含量，但碳含量增加帶來(lái)的結(jié)果是高溫段空冷時(shí)組織中出現(xiàn)帶狀珠光體；釩也是強(qiáng)碳化物形成元素，加入適量的釩可固定多余的碳，不僅可以進(jìn)一步起到析出強(qiáng)化效果，而且還避免了高溫空冷時(shí)珠光體的形成。此外，本發(fā)明所涉及的1180MPa級(jí)高強(qiáng)鋼在后續(xù)焊接過(guò)程也可能發(fā)生接頭軟化現(xiàn)象，加入適量的釩可較好的解決這一問(wèn)題。根據(jù)理論分析和試驗(yàn)研究結(jié)果，釩的含量應(yīng)控制在≤0.4％范圍內(nèi)，且與Nb、Ti、N、S以及C之間應(yīng)滿(mǎn)足一定的關(guān)系即0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％。

氧：氧是煉鋼過(guò)程中不可避免的元素，對(duì)本發(fā)明而言，鋼中氧的含量通過(guò)鋁脫氧之后一般都可以達(dá)到0.003％以下，對(duì)鋼板的性能不會(huì)造成明顯不利影響。因此，將鋼中的氧含量控制在0.003％以?xún)?nèi)即可。

本發(fā)明所述1180MPa級(jí)析出強(qiáng)化型高強(qiáng)度高塑性鋼的制造方法，其包括如下步驟：

1)冶煉、鑄造

按上述化學(xué)成分進(jìn)行冶煉、精煉、鑄造成鑄坯或鑄錠；

2)鑄坯或鑄錠加熱

加熱溫度≥1230℃，加熱時(shí)間1～2小時(shí)；

3)熱軋+分段冷卻+卷取

開(kāi)軋溫度為1080～1200℃，在1000℃以上進(jìn)行3～5個(gè)道次粗軋且累計(jì)變形量≥50％；中間坯待溫溫度為900～950℃，進(jìn)行3～5個(gè)道次精軋且累計(jì)變形量≥80％；終軋溫度為800～900℃，終軋結(jié)束后以≥100℃/s的冷速將鋼板水冷至650～750℃；空冷5～10秒后，再以≥100℃/s的冷速水冷至350～500℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷卻至室溫。

本發(fā)明的制造工藝設(shè)計(jì)的理由如下：

對(duì)于高Ti析出強(qiáng)化類(lèi)型的高強(qiáng)鋼而言，加熱溫度是一個(gè)很重要的工藝參數(shù)。與普通高強(qiáng)鋼相比，本發(fā)明的高Ti鋼設(shè)計(jì)更高的加熱溫度(≥1230℃)主要目的是在加熱的板坯中固溶盡可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶溫度通常很高(≥1300℃)，在煉鋼或連鑄以及軋制過(guò)程的不同階段均會(huì)析出，這就使得最終可用來(lái)起到析出強(qiáng)化作用的Ti含量就很低。因此，必須保證高的加熱溫度才有可能在軋后空冷階段過(guò)程中獲得更多的納米級(jí)碳化物，因此，本發(fā)明要求鋼板的最低加熱溫度必須≥1230℃；加熱溫度的上限根據(jù)現(xiàn)場(chǎng)加熱爐實(shí)際可達(dá)到的或可承受的溫度為限，加熱溫度原則上不設(shè)定上限要求。為了節(jié)約能耗，通常將實(shí)際的最高加熱溫度控制在≤1300℃。

對(duì)于高Ti鋼而言，板坯的加熱時(shí)間相對(duì)于加熱溫度而言，其影響要小得多。理論上而言，只要加熱溫度達(dá)到Ti的碳氮化物的平衡溶解溫度，其溶解速度較快。故在這一階段，加熱時(shí)間主要是以保證板坯能夠均勻的燒透為主要目標(biāo)。當(dāng)然，加熱時(shí)間也不能太長(zhǎng)，否則高溫未溶解的Ti的碳氮化物極有可能發(fā)生粗化和長(zhǎng)大，這些粗大的Ti的碳氮化物在奧氏體晶界處析出，降低了晶界的結(jié)合強(qiáng)度，容易在加熱過(guò)程中板坯在加熱爐中發(fā)生斷坯現(xiàn)象。因此，根據(jù)板坯厚度不同，加熱溫度通?？刂圃?～2小時(shí)即可。

在軋制工藝設(shè)計(jì)上，為了配合高Ti的成分設(shè)計(jì)，鋼坯的加熱溫度必須足夠高(如≥1230℃)以保證有盡可能多的Ti原子固溶在板坯中；在粗軋和精軋階段，軋制過(guò)程的節(jié)奏應(yīng)盡量快速完成，避免在粗軋和精軋階段過(guò)多Ti的碳氮化物析出。在終軋結(jié)束后應(yīng)以高冷速(≥100℃/s)快速水冷至兩相區(qū)并在兩相區(qū)空冷5～10秒，主要目的是在空冷形成鐵素體的過(guò)程中析出大量細(xì)小的TiC。這是因?yàn)?，軋制結(jié)束后若冷卻速度較慢，鋼板內(nèi)部形變的奧氏體可在較短的時(shí)間內(nèi)完成部分再結(jié)晶過(guò)程，此時(shí)奧氏體晶粒發(fā)生長(zhǎng)大。相對(duì)粗大的奧氏體在隨后的冷卻過(guò)程發(fā)生鐵素體相變時(shí)，形成的鐵素體晶粒較為粗大，通常在10～20μm之間，對(duì)提高鋼板的強(qiáng)度不利。本發(fā)明軋制工藝示意圖參見(jiàn)圖1。本發(fā)明鋼板組織設(shè)計(jì)思路為納米析出強(qiáng)化鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組織。

鋼板的高強(qiáng)度來(lái)自?xún)煞矫妫阂皇羌{米析出強(qiáng)化鐵素體，二是細(xì)小的貝氏體。根據(jù)經(jīng)典的Orowan機(jī)制，納米碳化物對(duì)強(qiáng)度的貢獻(xiàn)大約在200～400MPa之間。但僅有納米析出強(qiáng)化遠(yuǎn)遠(yuǎn)不夠，鋼板的高強(qiáng)度還必須來(lái)自于細(xì)小的貝氏體。要達(dá)到1180MPa的強(qiáng)度級(jí)別，鐵素體晶粒的尺寸必須控制在5μm以下，貝氏體板條的寬度必須在0.5μm以下，最好在0.3μm以下，這就需要鋼板在終軋結(jié)束后必須快速冷卻至兩相區(qū)，經(jīng)過(guò)5～10s空冷之后再快速冷卻至350～500℃進(jìn)行貝氏體轉(zhuǎn)變和析出。因此，帶鋼終軋后的冷卻速度應(yīng)足夠快(≥100℃/s)，避免在連續(xù)冷卻過(guò)程中形成鐵素體，而應(yīng)是在帶鋼空冷過(guò)程中形成部分細(xì)小的鐵素體和納米級(jí)碳化物，剩余的部分未轉(zhuǎn)變的奧氏體再繼續(xù)以≥100℃/s的冷速快冷至350～500℃，以進(jìn)行貝氏體相變或VC的納米析出，緩冷至室溫得到5～10％的殘余奧氏體，具體冷卻工藝示意圖如圖2所示。

本發(fā)明通過(guò)巧妙合理的成分設(shè)計(jì)，同時(shí)配合創(chuàng)新性的熱軋工藝可獲得強(qiáng)度和塑性?xún)?yōu)異的1180MPa級(jí)納米析出強(qiáng)化超高強(qiáng)鋼。鋼板的組織為納米析出強(qiáng)化鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體，鐵素體平均晶粒尺寸為≤5μm，鐵素體形態(tài)為近等軸型，其晶內(nèi)分布大量彌散細(xì)小的納米級(jí)碳化物(尺寸≤10nm)。在抗拉強(qiáng)度達(dá)到1180MPa高強(qiáng)度的同時(shí)，鋼板具有≥15％的高延伸率。

在成分設(shè)計(jì)上，高Ti含量的添加主要目的一是與Nb配合細(xì)化加熱和軋制階段的奧氏體晶粒，其次是為了在帶鋼卷取過(guò)程中主要在鐵素體析出彌散細(xì)小的納米級(jí)碳化物，起到強(qiáng)烈的析出強(qiáng)化效果；加入一定量的V則是為了進(jìn)一步增加納米析出相的數(shù)量，起到更強(qiáng)的彌散強(qiáng)化效果；而碳含量的設(shè)計(jì)既要保證強(qiáng)度，同時(shí)也要與Nb、Ti和V的含量相配合，必須滿(mǎn)足如下關(guān)系：0.02％≤(Ti-3.42N-3S)/4+V/4.24+Nb/7.74≤0.15％，同時(shí)配合所要求的軋制工藝，最終獲得納米析出強(qiáng)化的鐵素體、貝氏體和殘余奧氏體組成的微觀組織，得到高強(qiáng)度高塑性先進(jìn)高強(qiáng)鋼。

本發(fā)明的有益效果：

(1)本發(fā)明采用相對(duì)經(jīng)濟(jì)的成分設(shè)計(jì)思路，同時(shí)配合現(xiàn)有的熱連軋產(chǎn)線就可以生產(chǎn)出具有超高強(qiáng)度和高延伸率的納米析出強(qiáng)化型先進(jìn)高強(qiáng)鋼。

(2)本發(fā)明制造出屈服強(qiáng)度≥1000MPa，抗拉強(qiáng)度≥1180MPa，延伸率≥15％，且厚度≤6mm的熱軋析出強(qiáng)化型高強(qiáng)度高塑性鋼板，該鋼板表現(xiàn)出優(yōu)異的高強(qiáng)度和塑性匹配，可應(yīng)用于汽車(chē)底盤(pán)、大梁、中柱、邊梁等需要高強(qiáng)減薄的地方，具有廣闊的應(yīng)用前景。

附圖說(shuō)明

圖1為本發(fā)明加熱和軋制工藝示意圖。

圖2為本發(fā)明軋后冷卻工藝示意圖。

圖3為本發(fā)明實(shí)施例3鋼板中鐵素體晶內(nèi)典型的納米析出TEM照片。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合實(shí)施例和附圖對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步說(shuō)明。

表1為本發(fā)明實(shí)施例鋼的成分，表2為本發(fā)明實(shí)施例鋼的制造工藝參數(shù)，表3為本發(fā)明實(shí)施例鋼的性能。

本發(fā)明實(shí)施例工藝流程為：轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉→真空爐二次精煉→鑄坯或鑄錠→鋼坯(錠)加熱→熱軋+軋后分段冷卻→鋼卷，其中關(guān)鍵工藝參數(shù)參見(jiàn)表2。

圖3為本發(fā)明實(shí)施例3鋼板中鐵素體晶內(nèi)典型的納米析出TEM照片。從圖3可以看出，鐵素晶內(nèi)析出的納米級(jí)碳化物尺寸約為6±1nm。正是由于鐵素體晶粒內(nèi)部析出的納米級(jí)碳化物大大提高了鋼板的強(qiáng)度，并與鋼中的殘余奧氏體一起提高了鋼板的塑性。

從表3可知，采用本發(fā)明所提供的成分和工藝路徑獲得的高強(qiáng)鋼的屈服強(qiáng)度≥1000MPa，抗拉強(qiáng)度≥1180MPa，延伸率≥15％，明顯優(yōu)于傳統(tǒng)的淬火+回火型高強(qiáng)鋼的延伸率。本發(fā)明鋼板良好的強(qiáng)度和塑性匹配來(lái)自于其納米析出強(qiáng)化的細(xì)小鐵素體、高強(qiáng)度的貝氏體以及較高含量的殘余奧氏體(體積百分?jǐn)?shù)為5～10％)，正是由于這些性能優(yōu)異的組成相的配合，使得鋼板具有優(yōu)異的強(qiáng)度和塑性匹配，可應(yīng)用與汽車(chē)底盤(pán)、結(jié)構(gòu)件、車(chē)輪、防撞梁等部件。