一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法

摘要

一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法，其成分重量百分比为：C：0.12～0.18wt％、Si：0.1～0.4wt％、Mn：0.4～0.9wt％、B：0.001～0.003％、P：≤0.015wt％、S：≤0.004wt％、N：0.003～0.008wt％、Ti：0.02～0.06％、Al：0.015～0.045wt％、Ca：0.002～0.006％、其余为Fe和不可避免杂质。本发明通过合理的成分设计和工艺设计，获得适于辊压成形的超高强度冷轧钢板，其组织均匀分布，性能均匀性好；且，该钢带状组织轻微，因此，冷弯性能好。另外，淬硬性适中，焊接后焊缝强度和母材差异较小。此外，钢中Si元素较低，钢板的表面质量较好，符合辊压制造汽车零部件的要求。

说明书

技术领域

本发明涉及超高强冷轧钢带及其制造方法，特别涉及一种适于辊压成 形的超高强度冷轧钢带及其制造方法。

背景技术

汽车工业出于减重的需要，要求使用更高强度的钢板。其中，抗拉 强度在980MPa及其以上的超高强度钢越来越成为汽车制造业的首选，因 为这种强度级别的钢，能有效减轻汽车车身重量，提高安全性。超高强度 钢在钢厂生产比一般强度的钢难度大，对设备要求高、设备损耗高、并且 质量控制比较难。高强钢板在汽车制造过程中，由于强度高，成形性低， 容易发生开裂，高强钢应用难度较大。

辊压技术较好的解决了超高强钢的成形难问题，辊压采用渐进式的变 形方式，逐步使钢板达到所需的形状。辊压对高强钢的要求是冷弯性能好、 组织细小均匀(性能均匀性好)，及有较好的焊接性。本发明旨在发明一 种适于辊压成形的超高强度钢，具备较高的屈强比，优良的冷弯性能，组 织均匀，性能均匀，适于辊压成形。

日本专利特开平11～350038公开了一种延性和成形性好的980MPa的 钢，其成分设计为，C：0.1～0.15％，Si：0.8～1.5％，Mn：1.5～2.0％，P： 0.01～0.05％，S≤0.005％，Sol Al：0.01～0.07％，N：≤0.01％，Nb：0.001～0.02％， V：0.001～0.02％，Ti：0.001～0.02％中的一种或以上。碳当量＝ (C+Mn/6+Si/24)＝0.4～0.52，在Ar3以上热轧，500～650℃卷取，在Ac1～AC3 之间保温，冷却到580～720℃，快冷到室温后，在230～300℃过时效。

中国专利200810119823.0公开了一种980MPa双相钢的制造方法，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％，经热轧冷轧后，在760～820℃间保温，冷 速40～50℃/s，在240～320℃过时效180～300s。

日本专利特开平7～197183公开了一种防氢脆的超高强度钢板及其制 造方法，C：0.05～0.25％，Si≤3％，Mn：1～3％，P：≤0.1％，S≤0.01％，Al： 0.025～0.1％，N≤0.008％，此外，加入Cr、Mo、W中的一种以上，含量不 超过1％；钢中还加入Ti≤0.2％，Nb：≤0.1％，V：≤0.1％，Zr：≤0.1％中的 一种以上。在Ac3以上均热，慢冷到650℃，然后以50～1000℃/s的速度 冷却到300℃以下后过时效1～20分钟。该钢抗拉强度可达980MPa。

日本专利昭63～38526公开了一种弯曲性能优良的高强度钢板及其制 造方法，C：0.1～0.2％，Si≤0.7％，Mn：1.5～2.5％，S≤0.008％，Al：≤0.1％， Ti：0.05～0.15％，或加Ca：0.005％。通过850～950℃终轧，500～650℃卷 取，在再结晶温度以上930℃以下退火，3～200℃/s冷却，然后保温2～10 分钟，保温温度控制在1100～退火温度和1200～退火温度之间，最终得到 100kg的高强钢，弯曲半径可以达到0.5～1mm。典型冷却速度70℃/s。

上述冷轧超高强度钢均利用连续退火过程的快速冷却，获得超高强钢 钢的性能。其成分特点是采用0.1～0.2％的C和1～3％的Mn。由于C、Mn 含量均较高，极易形成大量的带状分布的马氏体带，造成组织和性能的不 均匀，如弯曲性能各向异性大。如用于辊压，将存在弯曲性能差、变形不 均匀、回弹程度不一等问题，难以获得理想的零件形状。有一些发明还需 要加入Cr、Mo等价格昂贵的金属，增加了钢的成本。本发明旨在发明一 种用于辊压的冷轧超高强钢，其组织细小、均匀，几乎不存在明显的带状 组织，在辊压成形时，变形均匀一致，零件形状优良。同时，由于冷弯性 能好，零件成形形后表面状态好，并且承受进一步变形的能力强。

表1本发明和现有其它发明的成分对照表(wt％)：

表2本发明和现有其它发明的成分对照表续表(wt％)：

发明内容

本发明的目的在于提供一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其 制造方法，通过合理的成分设计和工艺设计，获得适于辊压成形的超高强 度冷轧钢板。该钢的特点是组织均匀分布，从而性能均匀性好；该钢带状 组织轻微，因此，冷弯性能好，冷弯性能各向异性小。同时，该钢的淬硬 性适中，焊接后焊缝强度和母材差异较小。此外，钢中Si元素较低，钢板 的表面质量较好，上述特点使本发明钢符合辊压制造汽车零部件的要求。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带，其成分重量百分比为：C： 0.12～0.18wt％、Si：0.1～0.4wt％、Mn：0.4～0.9wt％、B：0.001～0.003％、P： ≤0.015wt％、S：≤0.004wt％、N：0.003～0.008wt％、Ti：0.02～0.06％、Al： 0.015～0.045wt％、Ca：0.002～0.006％、其余为Fe和不可避免杂质。

优选地，钢成分重量百分比为：C：0.13～0.17wt％、Si：0.2～0.4wt％、 Mn：0.5～0.8wt％、B：0.015～0.003％、P：≤0.010wt％、S：≤0.003wt％、N： 0.004～0.006wt％、Ti：0.025～0.05％、Al：0.02～0.04wt％、Ca：0.0025～0.0055％、 其余为Fe和不可避免杂质。

在本发明钢的成分设计中：

C：提高马氏体的强度，影响马氏体的含量，对强度影响很大。特别 设计较高的含碳量，以保证在含锰量较低时，仍能获得要求的强度。含碳 量过高对焊接性不利，因此，选择含碳量在0.12～0.18wt％之间。

Si：在钢中起到提高延伸率的作用。Si对钢的组织影响也很大。Si容 易在表面富集形成氧化膜。Si的控制范围是0.1～0.4％，如果低于0.1％， 钢的强度不足，如果高于0.4％，容易影响表面质量。

Mn：可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度。Mn在钢中偏析，在热 轧过程中容易被轧制成成带状分布的Mn富集区，形成带状组织，不利于 组织均匀性。因此，Mn含量高的相变强化钢种，通常在Mn的偏析区形 成以高硬度的马氏体带状组织，对组织均匀性极为不利。为了避免Mn的 这种不良效果，选取Mn的含量为0.4～0.9％，在这个范围内Mn对钢的淬透 性有一定的贡献，又不至于形成明显的带状组织。

B：可提高钢的淬透性，有效提高钢的强度；在Mn不足的情况下，加 B0.001～0.003％，低于0.001％的B，强度不够，高于0.003％的B，钢的淬 硬性有明显的提高，可能导致焊接后强度提高过多。B是间隙元素，扩散 较快，既能提高淬硬性有不至于导致严重偏析。

以上C、Mn、B的组合，是保证本发明钢既具有足够的强度，同时又 有均匀的组织(无连续带状分布的的马氏体)和均匀的性能的关键。

P：在钢中为杂质元素，要求≤0.015wt％。

S：在钢中为杂质元素，形成MnS严重影响扩孔率，要求≤0.004％。

Al：在钢中起到了脱氧作用和细化晶粒的作用，要求Al： 0.015～0.045wt％。

N：在钢中可以和Ti反应析出大颗粒的TiN，对氢致延迟开裂有一定 的改善作用，故设定Ti的范围为0.003～0.006％，以保证一定量的TiN。

Ti：0.025～0.05％，起到固定氮元素和细化晶粒的作用。

本发明的一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带的制造方法，包括如 下步骤：

1)冶炼

钢成分重量百分比为：C：0.12～0.18wt％、Si：0.1～0.4wt％、Mn： 0.4～0.9wt％、B：0.001～0.003％、P：≤0.015wt％、S：≤0.004wt％、 N：0.003～0.008wt％、Ti：0.02～0.06％、Al：0.015～0.045wt％、Ca： 0.002～0.006％、其余为Fe和不可避免杂质；

采用转炉加精炼，深脱S，将S控制在0.004％以下，减少MnS 夹杂；

2)连铸成坯

连铸拉速0.9～1.4米/分，有助于夹杂物上浮和减小偏析；

3)热轧

加热温度：高于1200℃，热轧温度：Ar3以上，轧后快速冷却，冷 却速度20～70℃/s，卷取温度500～640℃；

4)冷轧

40～65％压下率；

5)退火

退火保温温度830～880℃，保温40～200s，采用较高的退火保温温度， 以有利于元素的充分扩散和晶粒生长，减轻元素的偏析；10～20℃/s 冷却到700～750℃之间，以不小于500℃/s速度水淬冷却到200℃以 下，经过200～300℃回火100～400s后，再经过0～0.4％平整；采用 较高的一段冷却速度，以避免元素充分分配，导致偏析的重新形成。

优选地，步骤1)深脱S，将S控制在0.003％以下。

步骤2)连铸拉速1～1.3米/分。

步骤3)热轧，加热温度1220℃以上，冷却速度30～60℃/s，卷取温 度520～620℃。

步骤4)冷轧，40～60％压下率。

步骤5)退火，840～870℃保温，以10～20℃/s冷速冷却到710～740℃之 间，再以500℃/s以上的速度水淬冷却到200℃以下，经过220～280℃回火 200～300s后，再经过0.1～0.3％平整。

辊压对钢板的要求是性能均匀并且冷弯性能好。在辊压成形时，均匀 的性能可以保证辊压截面的一致性，有利于获得理想的零件形状。辊压过 程的焊接一般采用电阻连续焊接，对碳当量的要求较为宽松，但对钢板的 淬硬性有一定要求，钢板不能淬硬性过高，以免焊缝强度过高，容易变脆 在后续加工时开裂。

本发明钢针对辊压成形用超高强度钢对于冷弯性能要求较高的特点， 通过适当的成分设计和工艺设计，能得到较高的冷弯性能。具体措施是， 采用较高的碳含碳量范围，目的是降低Mn的含量。在相变强化钢中，Mn 含量高极易导致偏析，最终形成带状组织，组织的不均匀导致性能的不均 匀，对辊压成形不利。采用较高的含碳量和较低的Mn含量搭配，由于 Mn含量很低，钢中的偏析轻微，有利于获得均匀的组织，保证了力学性 能的均匀性。对于Mn降低造成的淬硬性的不足，通过添加少量B进行弥 补。B是间隙元素，扩散比较快，即使发生偏析，也很容易通过后续的热 处理予以改善，不会导致难以消除的带状组织。较高碳、低锰和微量硼的设 计，可以保证钢既有足够的强度，并且组织均匀、性能均匀，满足辊压成 形对钢板特性的要求。组织的均匀性对钢板的冷弯各向异性影响较大，因 此，获得均匀的组织，可以获得冷弯性能较低的各向异性。此外，选择较 低的Si含量，有利于减少钢板表面红锈等缺陷。在冶炼方面，控制较低的 硫含量，以减少钢中的MnS夹杂，同时加入Ca以改善夹杂物的形状和分 布。热轧工艺采用常规终轧温度和卷取温度；退火时，为了保证钢板组织 均匀，减轻带状组织，采用必常规更高的退火保温温度(Ac3+50℃～150 ℃)，以保证奥氏体晶粒的均匀和给予合金元素尽可能扩散的条件，从而 减轻带状组织形成。均热完成后，以10～20℃/s冷却到700～750℃。此段 冷速较常规两段式冷却的冷速高，以尽量抑止元素的扩散，有利于消除偏 析。然后以水冷方式高速却到200℃以下，有效获得均匀细化的马氏体组 织，最后进行低温回火和少量平整。最终产品碳当量低、表面质量高，同 时拥有好的局部成形能力，性能均衡性优良。

本发明与现有技术相比，具有以下的优点和积极效果：

本发明钢的组织中，马氏体分布均匀，带状组织轻微，夹杂物数量少 且分布均匀；按照本发明制造出强度980MPa以上的高强度钢，冷弯性能 良好，各向异性低，力学性能均匀性良好；适于辊压成形的要求。同时， 钢的淬硬性适中，焊接后焊接区的硬度相对于母材上升不多，零件整体性 能均匀性好，有效控制开裂。总之，本发明钢能很好地适应辊压制造汽车 零部件的要求。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明做进一步说明。

本发明实施例钢的化学成分参见表3。本发明钢的工艺情况如表4所 示，本发明钢经冶炼、热轧、冷轧、退火和平整后得到的强度如表5所示。 从表5可以看出，按照本发明可以制造出强度980MPa以上的高强度钢， 和市售同等强度的高强钢(比较例1)相比，冷弯性能好，弯曲性能各向 异性低，能够较好地满足辊压成形的要求。适于高强度车身零部件的制造。 在带状组织控制、冷弯性能各向异性控制和成本方面，本发明钢在成分设 计和最终获得的结果等各方面不同于现有发明且优于原有发明。

表3化学成分(wt％)

表4发明钢的关键工艺过程参数及力学性能对照

表5发明钢的性能

从表5的不同方向的弯曲性能对比看，本发明可以在弯折脊线平行于 轧向时，获得更小的弯曲半径，与弯折脊线垂直于轧向时的弯曲半径差距 较小，不仅弯曲性能优于对比例，并且在弯曲性能的各向异性方面也更优。