本發(fā)明涉及一種鋼板及其制造方法，尤其涉及一種高強鋼板及其制造方法。

背景技術(shù)：

1、r值代表鋼板在拉延成形的變形過程中，板厚抗減薄能力的高低。在抗拉強度350mpa以下的高成形性深沖鋼板(如無間隙原子鋼)中，r值是重要的技術(shù)指標之一，r值高意味著鋼板具有更優(yōu)的拉延成形性能。

2、然而現(xiàn)有的高強鋼鋼板，由于不用于深沖，并未關注鋼板的r值及其所表征的性能。

3、例如，公開號為cn101768695a，公開日為2010年7月7日，名稱為“1000mpa級ti微合金化超細晶冷軋雙相鋼及其制備工藝”的中國專利文獻公開了，其化學成分為：0.03-0.2％c，0.2-0.8％si，1.2-2.0％的mn，ti：0.03-0.15％，≤0.02％p，s≤0.015，0.02-0.15％al，其它為fe和不可避免雜質(zhì)組成。經(jīng)熱軋、冷軋后，在臨界區(qū)退火，冷卻速率小于50℃/s的情況下，得到980mpa以上的冷軋雙相鋼?？梢钥闯觯摳邚婁摬⑽搓P注鋼板的r值。

4、例如，公開號為cn101363099a，公開日為2009年2月11日，名稱為“一種抗拉強度1000mpa級冷軋雙相鋼板及制備方法”的中國專利文獻公開了，c：0.14-0.21％，si：0.4-0.9％，mn：1.5-2.1％，p：≤0.02％，s≤0.01％，nb：0.001-0.05％，v：0.001-0.02％，經(jīng)熱軋冷軋后，在760-820℃間保溫，冷速40-50℃/s，在240-320℃過時效180-300s。該高強鋼并未關注鋼板的r值。

5、熊自柳等人在《高強度雙相鋼的成形性能》(金屬熱處理2021年第46卷第5期)中介紹了一種抗拉強度為980mpa的雙相鋼，但是其r值低于0.9。

6、葛德龍等人在《基于三點彎曲的1000mpa級超高強馬氏體鋼最大彎曲角度》(塑性工程學報，2014年第21卷第4期)中介紹了1000-1400mpa的馬氏體鋼，其r值低于0.7。

技術(shù)實現(xiàn)思路

1、本發(fā)明的目的之一在于提供一種高r值超高強鋼板，這種鋼板在具有超高強度的同時，還具有高r值，該高r值超高強鋼板在變形過程中的厚度減薄更為輕微，從而不論是全局性拉伸變形還是局部性變形中，都變現(xiàn)出較好的成形性。

2、在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，r值代表鋼板在拉延成形的變形過程中，板厚抗減薄能力的高低。高r值的鋼板，在拉伸變形時，鋼板的厚度不易減薄，因此不易發(fā)生斷裂。對于超高強鋼板來說，其在局部發(fā)生劇烈變形時，如果r值高，局部不易發(fā)生厚度減薄，可以減緩縮頸過程，因此有利于鋼板的成形性。

3、為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明提出了一種高r值超高強鋼板，在厚度方向上其包括上表層、中間層和下表層；其中上表層和下表層的微觀組織的主體是鐵素體，上表層和下表層的含碳量均≤0.025％，所述上表層和下表層中的化學元素質(zhì)量百分含量均分別滿足：ti-3.42n-3.98c≥0；中間層的微觀組織包括鐵素體和回火馬氏體。

4、本發(fā)明的核心之一就在于，通過使得上、下表層中的化學元素質(zhì)量百分含量均分別滿足ti-3.42n-3.98c≥0，上表層和下表層的含碳量均≤0.025％，從而實現(xiàn)高r值。同時鋼板整體的高強度則主要靠中間層的組織來保證。

5、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，所述上表層和下表層中的鐵素體的平均晶粒直徑≤15微米。

6、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，所述上表層和下表層中的鐵素體的體積相比例≥97％。

7、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，所述中間層的微觀組織還可以包括貝氏體。

8、更進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，無論中間層是否含有貝氏體，回火馬氏體+貝氏體的體積相比例≥40％。

9、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，所述上表層和下表層的鐵素體中含有碳化物，所述碳化物的類型為ti(c，n)和nb(c，n)。

10、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，其上表層和下表層的厚度均分別為100-200微米。

11、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中，其上表層和下表層的厚度之和不超過鋼板總厚度的40％。

12、進一步地，本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板的厚度為0.8-2.5mm。

13、進一步地，本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板，其含有fe和不可避免的雜質(zhì)元素，此外還含有質(zhì)量百分含量如下的下述各化學元素：

14、c：0.08-0.20％；si：0.01-1.7％；mn：0.7-2.7％；ti：0.16-0.26％；nb：0.015-0.05％；al：0.02-0.06％；n≤0.005％。

15、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板，其各化學元素質(zhì)量百分比為：

16、c：0.08-0.20％；si：0.01-1.7％；mn：0.7-2.7％；ti：0.16-0.26％；nb：0.015-0.05％；al：0.02-0.06％；n≤0.005％；余量為fe和不可避免的雜質(zhì)。

17、在一些實施方式中，本發(fā)明所述高r值超高強鋼板的各化學元素的設計原理具體如下所述：

18、c：在本發(fā)明所述的高r值高強鋼板中，c可以通過影響馬氏體硬度來提高鋼的強度。若鋼中含碳量過低，則淬火后鋼的強度較低；而鋼中含碳量越高，淬火后鋼的強度越高。但過高的碳不利于獲得高r值。因此，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中將c元素含量控制在0.08-0.20％之間。

19、si：本發(fā)明所述的高r值高強鋼板中，si可以起到固溶強化、抑制fe3c析出、促進殘余奧氏體形成等作用?；诖?，本發(fā)明控制si含量為0.01-1.7％。

20、mn：mn是提高鋼的淬硬性的主要元素，mn的含量與采用的冷卻方式的冷卻能力相匹配。當mn的含量過低時，鋼板無法淬硬，從而無法得到較高強度，而若mn含量過高，則對碳當量不利。因此，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中將mn元素含量控制在0.7-2.7％之間。

21、ti：本發(fā)明所述的高r值高強鋼板中，ti的含量和本發(fā)明所述的r值關系密切，ti含量過低，則不足以固定上下表層的全部c、n，導致r值偏低；ti含量過高，則ti過剩。因此，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中將ti元素控制在0.16-0.26％之間。

22、nb：本發(fā)明所述的高r值高強鋼板中，nb起到輔助固定c、n的作用，形成nb(c，n)，確保上下表層區(qū)域中的c、n都不處于固溶狀態(tài)。因此，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板中將nb元素控制在0.015-0.05％之間。

23、al：在本發(fā)明中的主要作用是冶煉過程中脫氧，其含量范圍可以為：0.02-0.06％。

24、n：在本發(fā)明中，n不利于在上下表層形成ti-3.42n-3.98c≥0的成分比例，不利于在局部形成無間隙原子的狀態(tài)，因此需要控制n≤0.005％。

25、在本發(fā)明中，不可避免的雜質(zhì)主要是s和p，在工藝條件允許的情況下，期望其含量越低越好。

26、可以這樣理解，在本發(fā)明所述的高r值高強鋼板中，基本成分為：c：0.08-0.20％；si：0.01-1.7％；mn：0.7-2.7％。該基本成分構(gòu)成鋼板強度的基礎，但基于這些基本成分并不能獲得高r值。為了獲得高r值，本發(fā)明所述的鋼板中還含有：ti：0.16-0.26％，nb：0.015-0.05，n≤0.005％。

27、進一步地，在本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板，其化學元素還含有cr、mo、b的至少其中一種；其中，b≤0.005％，cr+mo≤0.5％。

28、在本發(fā)明所述的適量的高r值超高強鋼板中，cr、mo、b合金元素可以有效配合錳，從而起到提高淬透性的效果，以使鋼的淬透性和快冷冷卻能力相匹配，以進一步避免無法淬硬或者碳當量過高。

29、進一步地，本發(fā)明所述的高r值超高強鋼板的抗拉強度≥980mpa，其r值r90≥1.2，上表層和下表層的顯微硬度hv≤130，中間層的顯微硬度hv≥330。

30、相應地，本發(fā)明的另一目的在于提供一種高r值超高強鋼板的制造方法，該方法通過優(yōu)化工藝，可以制得高r值超高強鋼板。

31、為了實現(xiàn)上述目的，本發(fā)明還提出了如上文所述的高r值超高強鋼板的制造方法，包括步驟：冶煉和鑄造；熱軋；酸洗后冷軋；退火；其中所述退火步驟包括：

32、高溫增濕脫碳過程：在退火爐內(nèi)噴水汽增濕，同時控制鋼板加熱溫度為880-950℃保持100-300s，控制退火爐內(nèi)露點為0℃以上；

33、普通緩冷過程：鋼板從高溫增濕的溫度，以3-10℃/s的冷速冷卻到730-770℃之間；

34、準靜態(tài)緩冷過程：鋼板從730-770℃緩冷到680-720℃，冷卻溫度區(qū)間控制在40-60℃，冷卻速度0.03-0.1℃/s，保證緩冷過程持續(xù)500s以上；

35、快冷過程：鋼板以≥50℃/s的冷速快速冷卻到300℃以下；

36、過時效過程：鋼板在240-320℃回火150-500s。

37、本發(fā)明所述的制造方法所采用的工藝，尤其是獨特的退火工藝，對于本發(fā)明所述的超高強度鋼板獲得高r值是至關重要的。

38、其中，脫碳的方法為爐內(nèi)噴水汽增濕，在高溫下發(fā)生如下反應，促進鋼板脫碳反應：c+h2o＝co+h2；c+2h2o＝co2+2h2。鋼板加熱溫度為880～950℃之間，并保持100-300s，根據(jù)單位時間通過帶鋼的重量和需要脫碳層的厚度，控制增濕的水量，保證退火爐內(nèi)露點為0℃以上。該高溫增濕脫碳工藝使得鋼板的上表層和下表層分別成為厚度為100-200微米的初步脫碳層(即上表層和下表層均為脫碳層)。在這個過程中，如果鋼板加熱溫度過低，會導致脫碳不足，鋼板加熱溫度過高，則會晶粒過分長大，因此，在高溫增濕脫碳過程中控制鋼板加熱溫度為880-950℃，有以利于鋼板的脫碳反應。而選擇爐內(nèi)露點在0℃以上的原因是因為爐內(nèi)露點低，則鋼板的脫碳反應慢，不足以得到足夠厚度的脫碳層。

39、在上述高溫增濕脫碳過程之后，鋼板上下表層的含碳量明顯下降，可以下降到≤0.05％的水平。此時鋼板上下表層的含碳量仍然過高，奧氏體直接冷卻轉(zhuǎn)變成鐵素體，仍會析出fe3c。為了進一步降低鋼板上下表層的含碳量，在鐵碳相圖的ac1溫度以下進一步進行準靜態(tài)緩冷過程處理。在該準靜態(tài)緩冷過程中，鋼板以0.03-0.1℃/s的速度從730-770℃緩冷到680-720℃，整個緩冷過程溫度區(qū)間控制在40-60℃，持續(xù)時間≥500s。在該溫度區(qū)間內(nèi)，經(jīng)過初步脫碳的鋼板上下表層率先發(fā)生奧氏體分解，形成鐵素體，在緩冷過程中，鐵素體中的碳向未發(fā)生轉(zhuǎn)變的高碳區(qū)(中間層)的奧氏體中擴散，從而進一步促使上、下表層的含碳量下降，在緩冷時間充分的情況下，上、下表層的含碳量可降低到接近工業(yè)純鐵的含碳量水平，從而使發(fā)明鋼的上下表層區(qū)域滿足ti-3.42n-3.98c≥0。

40、在本發(fā)明所述的制造方法中，從730-770℃緩冷到680-720℃至關重要，脫碳后表層的奧氏體退碳含量降低，ac3上升，從而在從730-770℃緩冷到680-720℃的過程中率先發(fā)生奧氏體→鐵素體轉(zhuǎn)變。而本發(fā)明鋼板的上、下表層局部含碳量降低到≤0.025％時，鋼板中的ti、c、n含量就能滿足ti-3.42n-3.98c≥0的水平，從而實質(zhì)上在上、下表層形成了無間隙原子的結(jié)構(gòu)，大大提高上、下表層的r值，進而提高了鋼板整體的r值。

41、緩冷結(jié)束后，鋼板以≥50℃/s的冷速快速冷卻到300℃以下，并在240-320℃回火150-500s。該冷卻過程中，中間層的奧氏體轉(zhuǎn)變成馬氏體組織，在一些實施方式中也可以含有少量貝氏體和殘余奧氏體組織，從而實現(xiàn)超高強度，例如≥980mpa的抗拉強度。

42、本發(fā)明所述的制造方法中的冶煉、鑄造、熱軋和冷軋工藝均可以采用常規(guī)工藝，本發(fā)明對這些工藝并未進行特別地改進。

43、本發(fā)明所述的高r值高強度鋼板及其制造方法相較于現(xiàn)有技術(shù)具有如下所述的優(yōu)點以及有益效果：

44、本發(fā)明通過控制中間層的組織形態(tài)來保證超高強度，同時通過控制上、下表層中的化學元素質(zhì)量百分含量均分別滿足ti-3.42n-3.98c≥0，從而實現(xiàn)高r值，從而實現(xiàn)了超高強度鋼板具有高r值。

45、從成分設計的角度來說，本發(fā)明通過添加適量的ti并輔助以nb固定n、c，可以實質(zhì)性地在上下表層實現(xiàn)無間隙原子的固溶體狀態(tài)，從而大大提高了表層的r值，進而影響到鋼板整體的r值，使980mpa的冷軋高強鋼鋼板的r值達到1.2以上，從而在變形過程中減薄率大大減輕，從而獲得更優(yōu)的成形性。

46、從制造工藝的角度來說，本發(fā)明所述的高r值高強度鋼板通過采用獨特的退火工藝，經(jīng)過初步高溫增濕脫碳工藝和長時間緩冷奧氏體→鐵素體轉(zhuǎn)變，使得碳含量再分配，從而能夠使超高強鋼板的上、下表層的含碳量降低到0.025％以下。