本发明属于汽车用冷轧高强度薄板技术领域，提供了一种800mpa级高屈强比冷轧钢板及其制造方法。
背景技术：
现代和未来汽车的发展趋势为低能耗、减重化和高安全，为适应汽车工业这一发展趋势，钢铁生产企业和科研院所及汽车制造厂家正积极致力于汽车车身“轻量化”产品的研发，汽车车身及高强钢零部件的设计。目前开发出的高强度钢如双相(dp)钢、相变诱发塑性(trip)钢、孪生诱导塑性(twip)钢和淬火配分(q&p)钢等汽车用冷轧高强度钢已工业化量产，用于汽车的骨架构件、车门防撞梁、保险杠以及座椅滑轨等零部件上。实现了汽车车身“轻量化”要求。由于用这些高强钢板制造的汽车结构件成形相对简单，钢板的变形量不大，加工硬化程度不高，虽然在成形后的烤漆过程中钢板的屈服强度有所提高，满足了车身的强度和刚度。但是，生产这些先进的冷轧高强度钢，对连续退火炉的冷却段和时效段能力要求较高，退火工艺控制苛刻，生产难度高。为降低冷轧高强度钢生产难度，并保证用高强度钢板制造的车身具有足够的强度和刚度，满足汽车车身“轻量化”，需要在冷轧钢板的成分中添加微合金化元素，并对生产工艺进行改进，使冷轧钢板兼具高的屈强比和优良的塑性。
cn101376944a涉及一种高强度高屈强比冷轧钢板及其制造方法，其钢板的屈服强度大于500mpa，抗拉强度大于600mpa，屈强比大于0.80。为获得这种强度大于600mpa，屈强比大于0.80的钢板，在退火过程中，将钢板加热至780-850℃保温后通过两段式快速冷却到200℃以下，此工艺第一段从高温快冷容易控制，而第二段从400-500℃的较低温度下快速冷却到200℃以下，对依靠气体冷却方式的的连续退火线生产来说难度很大，不具备实际操作性。
cn101558178a提供一种具有高屈强比和优良耐候性的冷轧钢板，该钢种成分中加入了nb，ni，co、cr、cu和b等合金元素，是通过冷轧后的钢板在500℃至a1转变点的温度范围内连续退火，得到钢板的屈强比大于0.85，抗拉强度大于800mpa，主要用于建筑、轨道交通工具和集装箱制造，与汽车用高屈服比冷轧高强度钢板的产品和连续退火工艺没有可比性。
cn102492823a提供一种屈服强度420mpa级冷轧低合金高强钢板的连续退火工艺，通过将含有ti、nb化学元素的冷轧低合金高强钢板经两段加热到800±10℃保温，然后缓冷到600±20℃快速冷却，冷却结束温度为270±20℃，最后如水冷却至室温，得到屈服强度约为430mpa，抗拉强度约为500mpa，断后延伸率约为21％的钢板。此工艺是将连续退火炉快冷段和过时效段的冷却速率调整相同，减少了钢板的冷却时间。但是，此退火工艺对连续退火炉过时效段的冷却速率要求过高，在低温实现快速冷却难度太大。因此，退火线过时效段的快速冷却工艺不现实。
技术实现要素：
针对目前现有技术的缺陷，本发明目的在于通过钢钟冶炼成分和生产工艺上的有效控制，实现钢板的铁素体晶粒细化，析出强化和相变强化的复合强化效果，能够在工业连续退火线上制造出屈服强度在800mpa以上，断后延伸率大于12.0％，屈强比大于0.85的高屈强比，且塑性和冷成形性能优良的冷轧钢板及其制造方法，所制造的钢板可用作汽车的结构件，如汽车的骨架构件、车门防撞梁、保险杠以及座椅滑轨等零部件。
本发明目的是通过下面的技术方案实现的：
一种800mpa级高屈强比冷轧钢板，其特征在于成分按质量百分数为：c：0.05％～0.12％、si：0.10～0.50％、mn：1.20％～1.80％、p：≤0.015％、s：≤0.010％、al：0.02％～0.10％、n：≤0.005％、sb：0.015～0.050％，nb：0.020～0.050％、ti：0.050～0.100％，并且满足0.070％≤nb+ti≤0.150％、cr：0.050～0.100％、cu：0.10～0.60％、ni：0.050～0.100％，余量为fe和其它一些不可避免的杂质。
一种800mpa级高屈强比冷轧钢板，其特征在于成分按质量百分数为：c：0.07％～0.10％、si：0.25～0.35％、mn：1.45％～1.65％、p：≤0.010％、s：≤0.005％、al：0.05％～0.08％、n：≤0.003％、sb：0.025～0.040％、nb：0.030～0.040％、ti：0.060～0.090％，并且满足0.090％≤nb+ti≤0.130％、cr：0.060～0.090％、cu：0.30～0.50％、ni：0.070～0.090％，余量为fe和其它一些不可避免的杂质。
所述的800mpa级高屈强比冷轧钢板的屈强比大于0.85。
一种800mpa级高屈强比冷轧钢板制造方法，包括转炉冶炼、炉外精炼、浇铸、热轧、酸洗冷轧和连续退火，其特征在于：所述的热轧为板坯热送热装，加热保温后进行热连轧，热连轧时，将板坯加热到1150～1250℃，保温120-150min，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为860～920℃，卷取温度580～630℃，得到显微组织为铁素体和珠光体的热轧卷板，热轧卷板厚度为2.0～6.0mm；所述的酸洗冷轧为冷轧压下率为60～80％，冷轧卷板厚度为0.5～2.0mm；所述的在连续退火为钢带在退火炉的保温段温度为720～770℃，均热保温时间为100～250s；钢带保温后，采用先缓慢冷却后快速冷却两段式冷却；缓冷段将钢带从保温温度冷却到580-650℃，冷却速率为1～5℃/s；快冷段以10～15℃/s的冷却速率将钢带冷却到400～460℃，然后在400～460℃下进行过时效处理，过时效时间450～900s，时效后风冷、平整卷取。
本发明钢种成分控制原理如下：
c：是钢中基本的强化元素，能有效平衡钢的强度和延展性。也是有效生成贝氏体的元素，为保证钢的高屈强比，本发明中c控制在0.05％～0.12％，更优选0.07％～0.10％。
si：是铁素体生成元素，促使碳向奥氏体偏聚及抑制碳化物的形成，对铁素体中固溶碳有清除和净化作用，以避免间隙固溶强化。本发明主要依靠铌钛的碳氮化物在铁素体相中的析出强化，以及晶粒细化来提高铁素体强度，以达到钢板有高的屈服强度。因此，本发明中si控制在0.10～0.50％，更优选0.25～0.35％。
mn：属于扩大奥氏体相区，稳定奥氏体的元素，可以有效提高奥氏体岛的淬透性，因而可以降低钢板中温转变后剩余的奥氏体转变成马氏体所必须的冷却速率，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用。高锰含量容易引起渗碳体、珠光体和贝氏体为主的带状组织，并且影响钢板的焊接性能。本发明mn含量控制在1.20％～1.80％，更优选1.45％～1.65％。
al：al是主要的脱氧剂，同时al还可以形成aln析出，起到一定的细化晶粒作用。钢中al用于脱氧被添加时，不宜过低，否则mn、si等粗大的氧化物在钢中大量分散，劣化钢质，但过多簇状氧化铝内夹杂物增多，使钢的塑性和焊接性变差，又会影响炼钢和连铸生产，本发明中al含量控制在0.02％～0.10％，更优选0.05％～0.08％。
sb：是一种低熔点元素，能改善钢液流动性，阻碍碳原子扩散，明显促进和稳定珠光体形成，提高基体硬度，同时能抑制钢基体被腐蚀，并且sb在mns夹杂物上的富集析出，能促进钢中晶内铁素体的形成，有利于提高钢的塑性。本发明sb含量控制在0.015～0.050％，更优选0.025～0.040％％。
nb，ti：具有析出强化作用，是有效提高钢的屈服强度和细化晶粒的元素。钢中加入nb和ti元素，形成碳氮化物，细化晶粒尺寸并保持碳的作用。使铁素体基体得到强化，降低铁素体与珠光体和贝氏体相的硬度差，有效提高钢板的屈服强度和冷成形性能。为使细化铁素体晶粒尺寸和提高铁素体的强度，本发明nb，ti的含量控制在0.020～0.050％和0.050～0.100％，更优选0.030～0.040％和0.060～0.090％，并且满足0.090％≤nb+ti≤0.130％。
cr：中强碳化物形成元素，显著提高强度、硬度和耐磨性，能提高钢的抗氧化性和耐腐蚀性，使a3和a1温度升高，gs线向左上方移动。本发明cr的含量控制在0.050～0.100％，更优选0.060～0.090％。
cu：钢强化元素和提高钢的耐腐蚀性元素，同时，cu能提高奥氏体的稳定性，有利于贝氏体的形成。cu的析出物能提高钢的强度和硬度，并且cu析出相具有良好的塑性，而不易在cu析出相附近产生的高应力集中区或裂纹，有利于提高钢板的使用寿命。另外，cu可提高钢的抗腐蚀性能并能消除s对抗腐蚀性能的不良影响。本发明中cu含量控制在0.10～0.60％，更优选0.30～0.50％。
ni：是奥氏体化的有效元素，可阻止加cu钢在连铸过程中的断裂。能降低钢的临界冷却速度，提高钢的淬透性和强度，而不降低其塑性，改善钢的低温韧性和抗疲劳性。另外，ni具有一定耐蚀性，对一些还原性酸类有良好的耐蚀能力。本发明中ni含量控制在0.050～0.100％，更优选0.070～0.090％。
n：在钢板中使氮化物析出，有助于强化钢板，但过剩，则氮化物大量析出，引起延伸率、焊接性劣化和钢板的冷成形性能变差，本发明中n含量控制在0.005％以下，更优选0.003％以下。
p，s：为钢中的有害元素。p易在晶界上偏聚引起脆化，s在钢中易形成mns等夹杂物，使钢的韧塑性变差。本发明中p，s含量分别控制在0.015％和0.010％以下，更优选0.010％和0.005％以下。
本发明选择上述各特征中工艺参数的原因如下：
板坯均热温度在1150～1250℃之间，均热时间为120-150min。均热温度控制在1150℃以上，为增加nb的固溶量，提高析出强化效果，但均热温度不能高于1250℃，以避免板坯过热和过烧，以及cu在晶界偏聚导致的高温热脆。均热时间控制在120-150min之间，为使板坯的组织和成分充分均匀化，并避免加热时间过长产生的能源消耗。
精轧开轧温度控制在1000～1100℃之间，是为了精轧的前几个机架实现再结晶区轧制，降低前几个机架大压下量下的轧机轧制负荷。
终轧温度控制在860～920℃之间，是为了合金元素固溶，在退火中析出以细化晶粒。并且，在ar3以上高温终轧，有利于组织均匀性，防止变形织构、各向异性以及带状组织的产生。终轧温度不宜超过920℃，以防止再结晶晶粒过度异常长大和铜析出。同时，过高的终轧温度导致氧化物的生成量急剧增大，酸洗冷轧后的钢板表面质量变差，降低钢板的塑性。
卷取温度控制在580～630℃之间，此温度区间下卷取，能有效地细化珠光体，也可以防止铌钛的碳氮化物析出物粗化，阻止铁素体晶粒长大。同时，有利于cu析出物析出，起到析出强化效果。
热轧卷板后酸洗后冷轧压下率控制在60～80％之间，是为充分发挥冷轧机轧制能力。冷轧压下率低于60％，冷轧效率低，冷轧压下率高于80％，加工硬化加强，冷轧变形抗力增加，易造成冷轧机组负荷超限。另外，此压下率下钢组织中的珠光体团间距减小和珠光体被破碎得较充分，为退火过程中的晶粒细化提供条件。
连续退火时均热温度应控制在720～770℃之间，均热时间为100～250s。为使钢中的部分珠光体转变为奥氏体及c、mn等合金元素从铁素体中向奥氏体中扩散，提高奥氏体的稳定性。均热温度低于720℃，钢的组织未能奥氏体化，冷却时不能得到一定量的贝氏体。均热温度高于770℃，奥氏体量增多但溶入其中的合金量相对较少，贝氏体转变的下转变临界冷速提高，钢带冷却时不易获得贝氏体，同时因cu的析出物粗化而弱化cu析出强化效果，使钢的屈服强度降低。
在连续退火线缓冷段将钢带从均热温度冷却到580～650℃，冷却速率为1～5℃/s，是为调节钢中奥氏体的数量和分布，改善合金元素在奥氏体和铁素体中的分布形态。快冷段以10～15℃/s的冷却速率，将钢板冷却到400～460℃，是为生成少量的低温转变产物贝氏体和cu的沉淀物，钢板快冷后过时效450～900s，使cu沉淀物进一步析出，提高钢的屈服强度，同时可协调贝氏体与铁素体的硬度差，提高钢板的塑性。
本发明的有益效果是：本发明冶炼时通过控制c、mn和si元素的含量，并复合添加一定量的nb和ti元素，以及sb、cr和cu等元素，通过热轧时的控轧控冷得到合理的热轧组织和表面和板形优良的热轧基板；在连续退火时采用均热后的缓冷和快冷段两次冷却方式，最终得到屈服强度大于800mpa，抗拉强度在860mpa以上，断后延伸率大于12.0％，屈强比大于0.85，厚度在0.5～2.0mm之间的高屈强比且塑性和冷成形性能优良的冷轧板，制造的冷轧板可用作汽车加强件和结构件，满足汽车车身对强度和刚度的要求。
附图说明
图1是本发明冷轧退火板显微组织；
图2是退火板组织中铌钛的碳氮化物；
图3是退火板组织中铜的析出物；
具体实施方式
下面结合具体实施例进行说明：
实施例钢的成分见表1，热轧工艺参数见表2，连续退火工艺参数见表3，连续退火钢板的力学性能见表4。实施例的冷轧退火板的显微组织见图1，退火板组织中铌钛的碳氮化物见图2，退火板组织中铜的析出物见图3。
表1实施例钢的化学成分(质量分数)％
表2实施例钢的轧制工艺参数
表3实施例钢的连续退火工艺参数
表4实施例钢退火板的力学性能
按本发明设计的化学成分，实施例的钢经冶炼连铸，铸坯厚度为170-230mm，依照设定的热轧工艺控轧控冷，得到厚度为2.0～6.0mm，板形和表面质量良好的热轧板，热轧板组织由铁素体和珠光体组成，铁素体晶粒尺寸细小。热轧板经酸洗冷轧成0.5～2.0mm的基板，然后在连续退火线上进行退火，最终得到的钢板组织由铁素体、珠光体和少量贝氏体组成，并且有大量细小弥散分布的铌钛的碳氮化物析出物和铜的析出物，起到强化铁素体作用，提高了冷轧退火钢板的屈服强度。制备出的冷轧钢板屈服强度大于800mpa，抗拉强度在860mpa以上，断后延伸率大于12.0％，屈强比rp0.2/rm≥0.85，屈服强度高且塑性和冷成形性能优良。