CN100430505C - 抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

抗拉强度在880MPa以上的超高强度冷轧带钢，其成分为(重量百分比)：C：0.14～0.24%；Si：0.2～1.2%；Mn：1.5～2.5%；P：＜0.02%；S：＜0.02%；N：≤0.005%；Ti：0.03～0.1%；Nb：0～0.04%；B：0.002～0.006%；Al：0.02～0.08%；其它为Fe和不可避免杂质组成。其方法包括如下步骤：钢坯→热轧→酸洗→冷轧→连续退火；主要生产工艺参数如下：退火温度在750℃～850℃之间，保温时间控制在40s～150s之间；气冷速度在30～60℃/s，冷却到350～500℃；水冷后温度在200℃以下；回火温度在150～300℃，回火时间为100～300s；平整率为0～0.8%。

Description

抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种超高强度冷轧带钢及其制造方法，特别涉及一种抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢及其制造方法。

背景技术

汽车工业出于减重节能的需要，要求对钢板进行减薄。同时，出于对安全的要求，对车身刚度的要求也不断提高。超高强度钢的特别适于制造对强度要求高但对成型要求较低的汽车安全件的制造，因此，超高强度的钢板(＞800Mpa级)在汽车制造方面有较好的应用前景。目前，超高强度钢均采用快速冷却工艺制造，以获得一定量的马氏体。但是超高强度钢需要相变强化，对于冷却速度要求很高，或者需要添加较多的合金元素和碳，因此，生产难度大、设备投资大并且成本高。因此，如何获得超高强度同时尽量减少设备投资，消除快速冷却带来的板形变差、合金元素的添加量大等一系列问题是解决超高强度钢制造的主要问题。

目前，通过连续退火工艺来生产冷轧超高强度的钢公开于如下专利中：

专利号为US2003005986的化学成分为：C 0.01∽0.07％，Si≤0.30％，1.6∽2.5％的Mn、Cr或Mo，P≤0.10％，S≤0.01％，N≤0.005％，Al 0.01∽0.10％，其它为Fe和不可避免杂质组成。通过奥氏体单相区温度热轧，卷取，冷轧、奥氏体单相区退火，大于500℃/s冷却到50℃后，在200℃回火200s，平整后，可以获得抗拉强度880～1170Mpa的扩孔率在75％以上的超高强度钢。

专利号为EP1512762的化学成分为：C 0.07∽0.15％，Si 0.7-2％，1.8∽3％的Mn，P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.005％，Al 0.01∽0.10％，B：0.0003-0.003％，Ti：0.003-0.03％，Mo：0.1-1％，其它为Fe和不可避免杂质组成。通过奥氏体单相区温度热轧，卷取，冷轧、800-870℃退火，从650～750℃，以500℃/s左右冷速冷却到100℃后，在325～425℃回火5～20分钟，平整后，可以获得抗拉强度980Mpa的超高强度钢。

专利号为：JP2004308002介绍了一种1180Mpa的超高强度钢的制造方法，其化学成分为：C 0.06∽0.6％，Si和Al 0.50-3％，0.5∽3.0％的Mn，P≤0.15％，S≤0.02％，其它为Fe和不可避免杂质组成。该发明钢具有良好的延伸率和抗氢脆延迟开裂的特点。

专利号为：JP2004231992介绍了一种超高强度钢的制造方法，其化学成分为：C 0.05∽0.3％，Si 0.01-3％，0.01∽4.0％的Mn，P 0.0001-0.20％，S≤0.02％，Al 0.01-3.0％，N 0.0001-0.01％，Ni 0.001-5.5％，Cu 0.001-3.0％，Cr 0.001-5.0％，Mo 0.005-5％，其它为Fe和不可避免杂质组成。该发明钢具有良好抗氢脆延迟开裂的特点。

专利号为JP2004323951介绍了一种超高强度镀锌钢板的制造方法，其化学成分为：C≤0.25％，Si≤2.0％，Mn≤4.0％，P≤0.05％，S≤0.05％，Al≤3.0％，N≤0.01％，Ni≤5.5％，Cu≤3.0％，Cr≤5.0％，Mo≤5％，Nb≤1.0％，其它为Fe和不可避免杂质组成。该发明钢具有900Mpa以上的抗拉强度，良好焊接性和抗扩孔性能。

专利号为US2003005986、EP1512762、JP2004308002和JP200423192的专利所叙述的超高强度钢的制造方法，分别采用水冷和喷水雾等冷却方式获得马氏体组织。要求冷却速度很快(冷却速度在100℃/s以上)，仅需添加较少的合金元素，就可以获得很高的强度。但对设备要求很高，技术不易掌握，由于高温下进行快速冷却，板形难控制，易造成无法通板等生产问题。同时，由于其合金元素含量较低，因此，淬透性较差，在焊接过程中，容易造成焊接热影响区的软化，从而造成焊接部位成为结构中的薄弱环节，影响整体结构强度。

专利号为JP2004323951的发明所叙述的超高强度钢的制造方法涉及热镀锌工艺生产的超高强度钢，其特点是通过降低含碳量来降低了总的碳当量，从而避免焊接时形成过于脆硬的组织，造成冷态下应力开裂。该方法为避免含碳量降低造成的强度下降，不可避免地需要大大增加合金元素的含量，因此成本很高，并且冷脆倾向明显。

总之，以上涉及超高强度钢板的发明通过大大提高冷却速度，减少了合金元素的添加量，对于设备技术要求极高，板形难以控制，并且在焊接过程中，易发生由于淬透性不足而导致的焊接热影响区软化，从而造成焊接处的强度低于母材，从而不利于焊接构件总体强度的提高。另外一个发明则通过降低含碳量，提高合金元素的含量的方法，既提高了成本，又容易造成焊接区硬化和脆化，不利于焊接性能。因此，迫切需要改进超高强度钢板的成分及其制造方法。

发明内容

本发明的目的是通过合理的成分设计配合以特殊的改良工艺，既能获得超高强度钢，保证良好的板形，又能保证合理的淬透性，避免超高强度钢在焊接过程中发生热影响区软化或硬化，从而提高焊接构件的强度；同时，对于冷却工艺没有过高的要求，大大提高了操作可行性并降低了制造成本。

为达到上述目的，本发明提供一种抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢，其成分为(重量百分比)：

C：0.14～0.24％

Si：0.2～1.2％

Mn：1.5～2.5％

P：＜0.02％

S：＜0.02％

N：≤0.005％

Ti：0.03～0.1％

Nb：0～0.04％

B：0.002～0.006％

Al：0.02～0.08％

其它为Fe和不可避免杂质组成。

以下是本发明专利主要元素的作用及其限定说明：

C：0.14～0.24％

C在双相钢中起到提高马氏体硬度的作用，如果含碳量过低，马氏体硬度不足，就需要更多的马氏体来达到要求的强度，这就需要非常高的冷却速度或者添加很高的合金元素。C含量过高则不利于焊接性。本发明中，设计了属于低碳范畴的含碳量，有利于获得较低的碳当量，有利于焊接，但碳的添加量又能够满足在特定的工艺条件下获得超高强度的要求。因此，在本发明中，C优选为0.14～0.20％。C过低会造成马氏体量下降，马氏体自身硬度也下降，无法达到超高强度钢的要求，这时对于冷却速度要求大大提高，因此，本发明中C不可低于0.14％。C高对于强度有好处，但碳过高不利于塑性和焊接性，因此本发明优先C不大于0.20％。

Si：0.2～1.2％

Si的主要作用是抑制渗碳体析出，因此，对于促进马氏体的形成和回火过程中减少马氏体的软化有好处。此外，Si还可以改善塑性。Si含量很低时，起到的抑制渗碳体析出的作用有限，过高是又会增加氧化物夹杂的量，另外对焊接不利，因此，本发明中Si的含量不能低于0.2％，也不能高于1.2％。

Mn：1.5～2.5％

Mn是做为调节钢的强度的元素而加入，它对于淬透性有显著影响，可以促进马氏体的形成。Mn过低时马氏体形成量无法达到要求，Mn过高，又会使马氏体量过大，造成塑性变差，焊接性下降，因此，根据超高强度钢的强度需要，优选Mn的含量范围为1.5～2.5％。

Ti：0.03～0.1％

Ti起到固定N的作用，通过在钢中和N结合，促进B提高钢的淬透性，剩余的Ti有细化晶粒的作用，可以有些提高铁素体的强度，提高钢的性能。因此，Ti的含量控制在0.03～0.1％的范围内。而且，在冶炼过程中N只能控制在一定含量以下，如一般可以经济地控制在50ppm以下，N会和B形成BN，影响B的作用。因此Ti的添加目的是用Ti固定N，从而减少BN的形成。根据N的含量，Ti控制在上述优先范围较好，如果Ti过低，则无法固定大部分N，如果Ti过高，则过剩Ti过多，起到析出强化作用，会造成塑性下降，因此，Ti的优选范围为0.04∽0.08％。

Nb：0～0.04％

Nb的作用是细化晶粒，提高强度。Nb的含量如果太高，则降低塑性，由于Nb的作用是辅助强化，即使含量太低，也不对强度起决定性影响，因此，Nb的含量控制在0～0.04％的范围内。

B：0.002～0.006％

B的作用是提高钢的淬硬性，同时，有利于保持焊接热影响区的硬度，改善焊接性。因此，B最低不得低于0.002％，最高不得高于0.006％。如果B过低，则会对淬透性贡献不足，并且易受N的影响；过高，则会造成强度过高，塑性过低，板坯易发生边裂，因此其优选范围为0.002～0.005％。

Al：0.02～0.08％

Al在钢中起到了脱氧作用和细化晶粒的作用。

其它元素：P(P＜0.02％)，S(S＜0.02％)，N(N≤0.005％)，是有害杂质元素，应严格控制，越低越好，否则影响钢的力学性能，N需要控制在一定的范围，以避免其和B形成BN从而影响B关于提高淬透性的作用。

本发明的抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢采用以下工序生产：钢坯→热轧→酸洗→冷轧→连续退火。

以下是主要工序的关键点：

热轧：热轧工艺为常规热轧。终轧温度在830～930℃，卷取温度在550～650℃。

酸洗和冷轧：该工艺为常规。可以采用酸轧联合机组生产，或者先酸洗，后进行冷连轧，但最好采用酸轧联合机组生产，以提高生产效率。酸洗时应根据机组的酸洗能力，调整机组速度，保证酸洗效果。冷轧的压下率为45～75％。适宜的冷轧变形量便于轧硬材尺寸精度保证和板形控制。

连续退火：在750～850℃温度范围内保温，保温时间40～150s，以气冷速度30～60℃/s冷却到350～500℃，然后进入水槽冷却，水槽中使用喷嘴喷出水流对带钢辅助冷却，出水槽温度控制在200℃以下，出水槽后，再加热至150～300℃回火100～300s后，经过弱酸洗，再经过0～0.8％平整。

优选的工艺参数如下：

保温温度在780～830℃范围内，保温时间为60～120s。保温温度对于奥氏体含量以及奥氏体中含碳量有决定性影响，因而会影响马氏体的量和硬度。保温温度过低，无法形成足够的奥氏体，保温温度过高，则奥氏体中的含碳量下降，并且耗能也大大增加，因此，过高、过低均不利于获得理想的强度，故选择上述保温温度范围。保温时间过短不利于碳化物的充分溶解，过长则连续退火机组无法满足，因此，选择上述保温时间范围。

气冷速度为30～60℃/s，冷却到400～500℃的温度范围内：高速气冷对于奥氏体向马氏体的转变至关重要，速度越高越好，但由于N2的传热系数有限，工业最高目前仅能达到60℃/s，因此优选30～60℃/s之间，已经能够满足要求。气冷终止温度一般可以比较容易达到350～500℃之间，达到的温度越低，冷速下降就越快。选择400～500温度，主要考虑到气冷容易达到，并且冷却速度没有显著下降。

水槽冷却：从气冷终止温度开始，进入水槽中使用喷嘴喷出水流对带钢辅助冷却，出水槽温度控制在200℃以下(最好为100℃及以下)：由于马氏体的形成需要冷却到较低的温度，温度越低马氏体形成越多。因此，采用水冷可以显著提高马氏体形成的量，解决一般气体冷却不能冷却到很低温度，造成马氏体形成量少的问题，大大有利于强度的提高。较低温度的水冷，对于板形没有不良影响，特别有利于生产的顺畅运行。

回火和平整：再加热至150～300℃温度范围内回火100～300s，经过弱酸洗，再经过平整延伸率控制在0.2～0.4％的平整工艺。一般气冷不能冷却到很低温度，因此回火也只好在高温进行，造成马氏体分解，强度大大下降。而采用水冷后，可以通过再加热任意选择回火温度，改善性能。回火的目的是调整马氏体硬度，但不能使马氏体分解。150℃以下，调整硬度的作用不明显，300℃以上又极易造成马氏体分解，因此优选150～300℃。回火时间情况类似，时间过短，回火效果不佳，时间过长则马氏体硬度下降明显。因此选择100～300s，有利于获得最佳综合性能。平整主要是改善板形，平整率过低则板形没有改善，平整率过高塑性损失大。根据超高强度钢的特性，选择0.2～0.4％。

根据本发明的钢经上述处理后，可以获得880Mpa以上的抗拉强度，同时，点焊性能良好。

根据本发明的钢通过适当的化学成分设计，采用适中的含碳量和合金元素添加量，并且改进连续退火工艺，在连续退火常规快冷(高速喷气冷却)后，附加了一个水冷槽。本发明在高温段采用常规喷气冷却，能保证较高冷速，并可以冷却均匀温和，可以保证板形，冷却到450℃左右时，通过水冷进一步降低带钢温度，有利于提高马氏体的生成量，大幅度提高带钢强度。并且由于在较低温度进行水冷(350～500℃开始水冷)，对于板形的影响小，钢板表面氧化膜比较薄，易于酸洗。该方法可以大大提高了制造便利性、经济性和环保性，从这几个角度而言，均优于现有发明。

具体实施方式

以下是本发明实例1-7的具体说明。

实例1-7的具体化学成分见表1：

表1实例1-7的化学成分实绩，Wt％

编号	C	Si	Mn	P	S	Al	Ti	Nb	N	B
											1	0.16	0.4	2.0	0.01	0.005	0.02	0.05	0.015	0.0032	0.004
2	0.17	0.5	2.5	0.01	0.018	0.044	0.04	0.03	0.0037	0.0045
											3	0.2	0.2	2.3	0.019	0.005	0.05	0.08	0.02	0.0031	0.006
4	0.14	1.0	1.94	0.011	0.008	0.051	0.06	0.04	0.004	0.005
											5	0.24	1.2	1.5	0.012	0.006	0.08	0.03	0	0.0047	0.002
6	0.19	0.8	1.8	0.009	0.012	0.045	0.1	0.015	0.005	0.0035
											7	0.15	0.4	1.6	0.01	0.005	0.03	0.032	0.01	0.005	0.002

具体工艺参数见表2：

表2实例1-7的主要工艺参数实绩

编号	退火保温温度，℃	保温时间，s	气冷速度℃/s	喷气冷却出口温度，℃	水冷出口温度，℃	回火温度，℃	回火时间，s	平整率，％
									1	850	40	40	400	185	300	100	0
2	780	120	50	420	50	150	300	0.8
									3	800	90	30	350	60	250	250	0.3
4	805	100	60	450	140	200	200	0
									5	750	150	45	500	80	200	250	0.4

6	830	60	30	400	100	250	150	0.2
									7	800	80	30	380	80	300	300	0.5

最终产品的力学性能如表3示：

表3实例1-7的力学性能实绩

编号	屈服强度，Mpa	抗拉强度，Mpa	延伸率，％	拉剪性能，KN	十字拉伸性能，KN	焊点直径，mm
							1	540	1080	13	16	7	5.8
2	580	1100	12	17	6	6
							3	530	1010	15	17	6.4	5.7
4	500	975	17	14.5	6.1	5.6
							5	590	1050	13	14	6.6	5.8
6	570	1030	13	16	7.2	6
							7	480	880	17	13	5.6	5.6

Claims (14)

1.一种抗拉强度在880Mpa以上的超高强度冷轧带钢，其成分的重量百分比为：

C：0.14～0.24％；

Si：0.2～1.2％；

Mn：1.5～2.5％；

P：＜0.02％；

S：＜0.02％；

N：≤0.005％；

Ti：0.03～0.1％；

Nb：0～0.04％；

B：0.002～0.006％；

Al：0.02～0.08％；

其它为Fe和不可避免杂质组成，

该带钢采用以下工序制造：钢坯→热轧→酸洗→冷轧→连续退火，其中，退火保温温度控制在750℃～850℃之间，保温时间控制在40s～150s之间，所述的连续退火步骤中，还包括气冷→水冷→回火→平整的步骤。

2.根据权利要求1所述的冷轧带钢，其特征在于，所述C含量为0.14％～0.20％，以重量百分比计。

3.根据权利要求1所述的冷轧带钢，其特征在于，所述Ti含量为0.04％～0.08％，以重量百分比计。

4.根据权利要求1所述的冷轧带钢，其特征在于，所述B含量为0.002％～0.005％，以重量百分比计。

5.根据权利要求1所述的冷轧带钢的制造方法，包括如下步骤：钢坯→热轧→酸洗→冷轧→连续退火，其中，退火保温温度控制在750℃～850℃之间，保温时间控制在40s～150s之间，在所述的连续退火步骤中，还包括气冷→水冷→回火→平整的步骤。

6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述退火保温温度控制在780℃～830℃之间，保温时间控制在60s～120s之间。

7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，在所述连续退火的步骤中，气冷速度控制在30～60℃/s之间。

8.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，气冷后的出口温度控制在350～500℃之间。

9.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，气冷后的出口温度控制在400～500℃之间。

10.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，在所述的水冷步骤中，水冷后的出口温度控制在200℃以下。

11.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，在所述的水冷步骤中，水冷后的出口温度为100℃以下。

12.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述回火温度控制在150℃～300℃之间，回火时间控制在100s～300s之间。

13.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，在所述平整的步骤中，平整延伸率为0％～0.8％。

14.根据权利要求13所述的方法，其特征在于，所述平整延伸率为0.2％～0.4％。