600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板及其制造方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于汽车用冷轧高强度薄板技术领域，提供了一种600MPa级高屈强比高 塑性冷轧钢板及其制造方法。
【背景技术】
[0002] 低能耗、减重化和高安全已成为现代和未来汽车的发展趋势，为适应汽车工业这 一发展趋势，汽车生产厂家和钢铁企业及科研院所正积极致力于汽车车身"轻量化"设计和 汽车用高强钢的研发。目前开发出的强度从590MPa到980MPa的双相（DP)钢和相变诱发 塑性（TRIP)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、加强件和防撞 吸能件等汽车构件上，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。
[0003] 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°C保温后通过两段式快速冷 却到200°C以下，此工艺第一段从高温快冷容易控制，而第二段从400-500°C的较低温度下 快速冷却到200°C以下，对依靠气汽冷却的退火线难度很大，不具备实际操作性。
[0004] 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°C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SOOMPa，主要用于建筑、轨道 交通工具和集装箱，与汽车用高屈服比冷轧高强度钢板的产品和退火工艺没有可比性。
[0005] CN103088255A公布的一种汽车用高强塑积的低合金高强度冷轧板的生产工艺， 钢板经冷轧后连续退火，退火均热温度为840-860°C，缓冷温度为670-700°C，快冷温度为 410-430°C，时效结束温度为350-370°C。钢中加入了复合添加了微合金化元素Ti和Nb，退 火后钢板的抗拉强度达到500MPa，伸长率达到30%，强塑积为15GPa%，屈强比达到0. 80以 上。
[0006] 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°C保温，然后 缓冷到600±20°C快速冷却，冷却结束温度为270±20°C，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更高。
【发明内容】
[0007] 本发明目的在于解决现有技术存在的上述问题，提供一种600MPa级高屈强比高 塑性冷轧钢板及其制备方法，能够通过钢的冶炼成分和热轧、冷轧和连续退火工艺参数，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，以获得冷轧钢板的高屈 强比和高塑性，满足冷轧高强度钢板制造的车身具有足够的强度和刚度，能够在工业连续 退火生产线上较容易地制造出抗拉强度在600MPa以上，断后延伸率大于19%，屈强比大于 〇. 8的高屈强比高塑性冷轧钢板。
[0008] 为实现上述目的，本发明采取以下技术方案：
[0009] -种600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板，其特征在于成分按质量百分比为C: 0· 06%~0· 12%、Si:0· 02%~0· 10%、Mn:1· 40%~2· 00%、P:彡 0· 015%、S:彡 0· 010%、 A1 :0· 02%~0· 10%、N:彡 0· 0050%，Nb:0· 015%~0· 045%、Ti:0· 020%~0· 055%并且 满足0. 035%<Nb+Ti< 0. 100%，余量为Fe和其它一些不可避免的杂质。
[0010] -种600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板，其特征在于成分按质量百分比为C: 0· 08%~0· 10%、Si:0· 05%~0· 07%、Mn:1· 60%~1. 80%、P:彡 0· 010%、S:彡 0· 005%、 A1 :0· 05%~0· 08%、N:彡 0· 0030%，Nb:0· 025%~0· 035%、Ti:0· 035%~0· 045%，并 且满足0. 060%<Nb+Ti< 0. 080%，余量为Fe和其它一些不可避免的杂质。
[0011] 本发明钢种成分控制原理如下：
[0012] 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 和马氏体低温转变相的元素，为保证钢的高屈强比，本发明中C控制在0.06%~0. 12%，更 优选 0.08%~0· 10%。
[0013] 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0.02%~0· 10%，更优选0.05%~0.07% %。
[0014]Μη: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Μη含量控制在1. 40 %~2. 00 %，更优选1. 60 %~ 1. 80%〇
[0015] A1 :A1是主要的脱氧剂，同时Α1还可以形成Α1Ν析出，起到一定的细化晶粒作用。 钢中A1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A1含量控制在0. 02%~0. 10%，更优选0. 05%~0. 08%。
[0016] 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， 降低与贝氏体和马氏体相的硬度差，有效提高钢板的塑性。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. 015%~0. 045%和0. 020%~0. 055%，更 优选0.025%~0.035%和 0.035%~0.045%，并且满足0.060%彡他+11彡 0.080%。
[0017]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 伸率和焊接性劣化，本发明中N含量控制在0. 0050%以下，更优选0. 0030%以下。
[0018]P，S:为钢中的有咅兀素。P易在晶界上偏聚引起脆化，S在钢中易形成MnS等夹 杂物，使钢的性能和焊接性变差。本发明中P，S含量分别控制在0. 015%和0. 010%以下， 更优选〇· 010%和〇· 005%以下。
[0019] -种600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板制造方法，包括转炉冶炼，炉外精炼后浇 铸，热连轧、酸洗冷轧、连续退火炉上退火处理，平整，其特征在于，热连轧时，将板坯加热 到1200~1300°C，保温120-180min，精轧开轧温度为1000~1KKTC，终轧温度为890~ 950°C，卷取温度600~650°C，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. 5mm;所述的酸洗冷轧中，冷轧压下率为60~80%，冷轧卷板厚度为0. 5~ 2. 5mm;所述的退火处理中，钢带在退火炉的保温段温度为790~85