專利名稱：抗拉強度在880Mpa以上的超高強度冷軋帶鋼及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種超高強度冷軋帶鋼及其制造方法，特別涉及一種抗拉強度在880Mpa以上的超高強度冷軋帶鋼及其制造方法。
背景技術(shù)：
汽車工業(yè)出于減重節(jié)能的需要，要求對鋼板進行減薄。同時，出于對安全的要求，對車身剛度的要求也不斷提高。超高強度鋼的特別適于制造對強度要求高但對成型要求較低的汽車安全件的制造，因此，超高強度的鋼板(＞800Mpa級)在汽車制造方面有較好的應(yīng)用前景。目前，超高強度鋼均采用快速冷卻工藝制造，以獲得一定量的馬氏體。但是超高強度鋼需要相變強化，對于冷卻速度要求很高，或者需要添加較多的合金元素和碳，因此，生產(chǎn)難度大、設(shè)備投資大并且成本高。因此，如何獲得超高強度同時盡量減少設(shè)備投資，消除快速冷卻帶來的板形變差、合金元素的添加量大等一系列問題是解決超高強度鋼制造的主要問題。
目前，通過連續(xù)退火工藝來生產(chǎn)冷軋超高強度的鋼公開于如下專利中專利號為US2003005986的化學(xué)成分為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％，其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。通過奧氏體單相區(qū)溫度熱軋，卷取，冷軋、奧氏體單相區(qū)退火，大于500℃/s冷卻到50℃后，在200℃回火200s，平整后，可以獲得抗拉強度880～1170Mpa的擴孔率在75％以上的超高強度鋼。
專利號為EP1512762的化學(xué)成分為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％，B0.0003-0.003％，Ti0.003-0.03％，Mo0.1-1％，其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。通過奧氏體單相區(qū)溫度熱軋，卷取，冷軋、800-870℃退火，從650～750℃，以500℃/s左右冷速冷卻到100℃后，在325～425℃回火5～20分鐘，平整后，可以獲得抗拉強度980Mpa的超局強度鋼。
專利號為JP2004308002介紹了一種1180Mpa的超高強度鋼的制造方法，其化學(xué)成分為C 0.06∽0.6％，Si和Al 0.50-3％，0.5∽3.0％的Mn，P≤0.15％，S≤0.02％，其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。該發(fā)明鋼具有良好的延伸率和抗氫脆延遲開裂的特點。
專利號為JP2004231992介紹了一種超高強度鋼的制造方法，其化學(xué)成分為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％，其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。該發(fā)明鋼具有良好抗氫脆延遲開裂的特點。
專利號為JP2004323951介紹了一種超高強度鍍鋅鋼板的制造方法，其化學(xué)成分為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％，其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。該發(fā)明鋼具有900Mpa以上的抗拉強度，良好焊接性和抗擴孔性能。
專利號為US2003005986、EP1512762、JP2004308002和JP200423192的專利所敘述的超高強度鋼的制造方法，分別采用水冷和噴水霧等冷卻方式獲得馬氏體組織。要求冷卻速度很快(冷卻速度在100℃/s以上)，僅需添加較少的合金元素，就可以獲得很高的強度。但對設(shè)備要求很高，技術(shù)不易掌握，由于高溫下進行快速冷卻，板形難控制，易造成無法通板等生產(chǎn)問題。同時，由于其合金元素含量較低，因此，淬透性較差，在焊接過程中，容易造成焊接熱影響區(qū)的軟化，從而造成焊接部位成為結(jié)構(gòu)中的薄弱環(huán)節(jié)，影響整體結(jié)構(gòu)強度。
專利號為JP2004323951的發(fā)明所敘述的超高強度鋼的制造方法涉及熱鍍鋅工藝生產(chǎn)的超高強度鋼，其特點是通過降低含碳量來降低了總的碳當量，從而避免焊接時形成過于脆硬的組織，造成冷態(tài)下應(yīng)力開裂。該方法為避免含碳量降低造成的強度下降，不可避免地需要大大增加合金元素的含量，因此成本很高，并且冷脆傾向明顯。
總之，以上涉及超高強度鋼板的發(fā)明通過大大提高冷卻速度，減少了合金元素的添加量，對于設(shè)備技術(shù)要求極高，板形難以控制，并且在焊接過程中，易發(fā)生由于淬透性不足而導(dǎo)致的焊接熱影響區(qū)軟化，從而造成焊接處的強度低于母材，從而不利于焊接構(gòu)件總體強度的提高。另外一個發(fā)明則通過降低含碳量，提高合金元素的含量的方法，既提高了成本，又容易造成焊接區(qū)硬化和脆化，不利于焊接性能。因此，迫切需要改進超高強度鋼板的成分及其制造方法。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的是通過合理的成分設(shè)計配合以特殊的改良工藝，既能獲得超高強度鋼，保證良好的板形，又能保證合理的淬透性，避免超高強度鋼在焊接過程中發(fā)生熱影響區(qū)軟化或硬化，從而提高焊接構(gòu)件的強度；同時，對于冷卻工藝沒有過高的要求，大大提高了操作可行性并降低了制造成本。
為達到上述目的，本發(fā)明提供一種抗拉強度在880Mpa以上的超高強度冷軋帶鋼，其成分為(重量百分比)C0.14～0.24％Si0.2～1.2％Mn1.5～2.5％P＜0.02％S＜0.02％N≤0.005％Ti0.03～0.1％Nb0～0.04％B0.002～0.006％Al0.02～0.08％其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。
以下是本發(fā)明專利主要元素的作用及其限定說明C0.14～0.24％C在雙相鋼中起到提高馬氏體硬度的作用，如果含碳量過低，馬氏體硬度不足，就需要更多的馬氏體來達到要求的強度，這就需要非常高的冷卻速度或者添加很高的合金元素。C含量過高則不利于焊接性。本發(fā)明中，設(shè)計了屬于低碳范疇的含碳量，有利于獲得較低的碳當量，有利于焊接，但碳的添加量又能夠滿足在特定的工藝條件下獲得超高強度的要求。因此，在本發(fā)明中，C優(yōu)選為0.14～0.20％。C過低會造成馬氏體量下降，馬氏體自身硬度也下降，無法達到超高強度鋼的要求，這時對于冷卻速度要求大大提高，因此，本發(fā)明中C不可低于0.14％。C高對于強度有好處，但碳過高不利于塑性和焊接性，因此本發(fā)明優(yōu)先C不大于0.20％。
Si0.2～1.2％Si的主要作用是抑制滲碳體析出，因此，對于促進馬氏體的形成和回火過程中減少馬氏體的軟化有好處。此外，Si還可以改善塑性。Si含量很低時，起到的抑制滲碳體析出的作用有限，過高是又會增加氧化物夾雜的量，另外對焊接不利，因此，本發(fā)明中Si的含量不能低于0.2％，也不能高于1.2％。
Mn1.5～2.5％Mn是做為調(diào)節(jié)鋼的強度的元素而加入，它對于淬透性有顯著影響，可以促進馬氏體的形成。Mn過低時馬氏體形成量無法達到要求，Mn過高，又會使馬氏體量過大，造成塑性變差，焊接性下降，因此，根據(jù)超高強度鋼的強度需要，優(yōu)選Mn的含量范圍為1.5～2.5％。
Ti0.03～0.1％Ti起到固定N的作用，通過在鋼中和N結(jié)合，促進B提高鋼的淬透性，剩余的Ti有細化晶粒的作用，可以有些提高鐵素體的強度，提高鋼的性能。因此，Ti的含量控制在0.03～0.1％的范圍內(nèi)。而且，在冶煉過程中N只能控制在一定含量以下，如一般可以經(jīng)濟地控制在50ppm以下，N會和B形成BN，影響B(tài)的作用。因此Ti的添加目的是用Ti固定N，從而減少BN的形成。根據(jù)N的含量，Ti控制在上述優(yōu)先范圍較好，如果Ti過低，則無法固定大部分N，如果Ti過高，則過剩Ti過多，起到析出強化作用，會造成塑性下降，因此，Ti的優(yōu)選范圍為0.04∽0.08％。
Nb0～0.04％Nb的作用是細化晶粒，提高強度。Nb的含量如果太高，則降低塑性，由于Nb的作用是輔助強化，即使含量太低，也不對強度起決定性影響，因此，Nb的含量控制在0～0.04％的范圍內(nèi)。
B0.002～0.006％B的作用是提高鋼的淬硬性，同時，有利于保持焊接熱影響區(qū)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過低，則會對淬透性貢獻不足，并且易受N的影響；過高，則會造成強度過高，塑性過低，板坯易發(fā)生邊裂，因此其優(yōu)選范圍為0.002～0.005％。
Al0.02～0.08％Al在鋼中起到了脫氧作用和細化晶粒的作用。
其它元素P(P＜0.02％)，S(S＜0.02％)，N(N≤0.005％)，是有害雜質(zhì)元素，應(yīng)嚴格控制，越低越好，否則影響鋼的力學(xué)性能，N需要控制在一定的范圍，以避免其和B形成BN從而影響B(tài)關(guān)于提高淬透性的作用。
本發(fā)明的抗拉強度在880Mpa以上的超高強度冷軋帶鋼采用以下工序生產(chǎn)鋼坯→熱軋→酸洗→冷軋→連續(xù)退火。
以下是主要工序的關(guān)鍵點熱軋熱軋工藝為常規(guī)熱軋。終軋溫度在830～930℃，卷取溫度在550～650℃。
酸洗和冷軋該工藝為常規(guī)?？梢圆捎盟彳埪?lián)合機組生產(chǎn)，或者先酸洗，后進行冷連軋，但最好采用酸軋聯(lián)合機組生產(chǎn)，以提高生產(chǎn)效率。酸洗時應(yīng)根據(jù)機組的酸洗能力，調(diào)整機組速度，保證酸洗效果。冷軋的壓下率為45～75％。適宜的冷軋變形量便于軋硬材尺寸精度保證和板形控制。
連續(xù)退火在750～850℃溫度范圍內(nèi)保溫，保溫時間40～150s，以氣冷速度30～60℃/s冷卻到350～500℃，然后進入水槽冷卻，水槽中使用噴嘴噴出水流對帶鋼輔助冷卻，出水槽溫度控制在200℃以下，出水槽后，再加熱至150～300℃回火100～300s后，經(jīng)過弱酸洗，再經(jīng)過0～0.8％平整。
優(yōu)選的工藝參數(shù)如下保溫溫度在780～830℃范圍內(nèi)，保溫時間為60～120s。保溫溫度對于奧氏體含量以及奧氏體中含碳量有決定性影響，因而會影響馬氏體的量和硬度。保溫溫度過低，無法形成足夠的奧氏體，保溫溫度過高，則奧氏體中的含碳量下降，并且耗能也大大增加，因此，過高、過低均不利于獲得理想的強度，故選擇上述保溫溫度范圍。保溫時間過短不利于碳化物的充分溶解，過長則連續(xù)退火機組無法滿足，因此，選擇上述保溫時間范圍。
氣冷速度為30～60℃/s，冷卻到400～500℃的溫度范圍內(nèi)高速氣冷對于奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變至關(guān)重要，速度越高越好，但由于N2的傳熱系數(shù)有限，工業(yè)最高目前僅能達到60℃/s，因此優(yōu)選30～60℃/s之間，已經(jīng)能夠滿足要求。氣冷終止溫度一般可以比較容易達到350～500℃之間，達到的溫度越低，冷速下降就越快。選擇400～500溫度，主要考慮到氣冷容易達到，并且冷卻速度沒有顯著下降。
水槽冷卻從氣冷終止溫度開始，進入水槽中使用噴嘴噴出水流對帶鋼輔助冷卻，出水槽溫度控制在200℃以下(最好為100℃及以下)由于馬氏體的形成需要冷卻到較低的溫度，溫度越低馬氏體形成越多。因此，采用水冷可以顯著提高馬氏體形成的量，解決一般氣體冷卻不能冷卻到很低溫度，造成馬氏體形成量少的問題，大大有利于強度的提高。較低溫度的水冷，對于板形沒有不良影響，特別有利于生產(chǎn)的順暢運行。
回火和平整再加熱至150～300℃溫度范圍內(nèi)回火100～300s，經(jīng)過弱酸洗，再經(jīng)過平整延伸率控制在0.2～0.4％的平整工藝。一般氣冷不能冷卻到很低溫度，因此回火也只好在高溫進行，造成馬氏體分解，強度大大下降。而采用水冷后，可以通過再加熱任意選擇回火溫度，改善性能?；鼗鸬哪康氖钦{(diào)整馬氏體硬度，但不能使馬氏體分解。150℃以下，調(diào)整硬度的作用不明顯，300℃以上又極易造成馬氏體分解，因此優(yōu)選150～300℃?；鼗饡r間情況類似，時間過短，回火效果不佳，時間過長則馬氏體硬度下降明顯。因此選擇100～300s，有利于獲得最佳綜合性能。平整主要是改善板形，平整率過低則板形沒有改善，平整率過高塑性損失大。根據(jù)超高強度鋼的特性，選擇0.2～0.4％。
根據(jù)本發(fā)明的鋼經(jīng)上述處理后，可以獲得880Mpa以上的抗拉強度，同時，點焊性能良好。
根據(jù)本發(fā)明的鋼通過適當?shù)幕瘜W(xué)成分設(shè)計，采用適中的含碳量和合金元素添加量，并且改進連續(xù)退火工藝，在連續(xù)退火常規(guī)快冷(高速噴氣冷卻)后，附加了一個水冷槽。本發(fā)明在高溫段采用常規(guī)噴氣冷卻，能保證較高冷速，并可以冷卻均勻溫和，可以保證板形，冷卻到450℃左右時，通過水冷進一步降低帶鋼溫度，有利于提高馬氏體的生成量，大幅度提高帶鋼強度。并且由于在較低溫度進行水冷(350～500℃開始水冷)，對于板形的影響小，鋼板表面氧化膜比較薄，易于酸洗。該方法可以大大提高了制造便利性、經(jīng)濟性和環(huán)保性，從這幾個角度而言，均優(yōu)于現(xiàn)有發(fā)明。
具體實施例方式
以下是本發(fā)明實例1-7的具體說明。
實例1-7的具體化學(xué)成分見表1表1實例1-7的化學(xué)成分實績，Wt％

具體工藝參數(shù)見表2表2實例1-7的主要工藝參數(shù)實績


最終產(chǎn)品的力學(xué)性能如表3示表3實例1-7的力學(xué)性能實績

權(quán)利要求
1.一種抗拉強度在880Mpa以上的超高強度冷軋帶鋼，其成分為(重量百分比)C0.14～0.24％；Si0.2～1.2％；Mn1.5～2.5％；P＜0.02％；S＜0.02％；N≤0.005％；Ti0.03～0.1％；Nb0～0.04％；B0.002～0.006％；Al0.02～0.08％；其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋帶鋼，其特征在于，所述C含量為0.14％～0.20％，以重量百分比計。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋帶鋼，其特征在于，所述Ti含量為0.04％～0.08％，以重量百分比計。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋帶鋼，其特征在于，所述B含量為0.002％～0.005％，以重量百分比計。
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的冷軋帶鋼的制造方法，包括如下步驟鋼坯→熱軋→酸洗→冷軋→連續(xù)退火，其中，退火保溫溫度控制在750℃～850℃之間，保溫時間控制在40s～150s之間。
6.根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其特征在于，所述退火保溫溫度控制在780℃～830℃之間，保溫時間控制在60s～120s之間。
7.根據(jù)權(quán)利要求5所述的方法，其特征在于，在所述的連續(xù)退火步驟中，還包括氣冷→水冷→回火→平整的步驟。
8.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，在所述連續(xù)退火的步驟中，氣冷速度控制在30～60℃/s之間。
9.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，氣冷后的出口溫度控制在350～500℃之間。
10.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，氣冷后的出口溫度控制在400～500℃之間。
11.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，在所述的水冷步驟中，水冷后的出口溫度控制在200℃以下。
12.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，在所述的水冷步驟中，水冷后的出口溫度為100℃以下。
13.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，所述回火溫度控制在150℃～300℃之間，回火時間控制在100s～300s之間。
14.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，在所述平整的步驟中，平整延伸率為0％～0.8％。
15.根據(jù)權(quán)利要求7所述的方法，其特征在于，所述平整延伸率為0.2％～0.4％。
全文摘要
抗拉強度在880Mpa以上的超高強度冷軋帶鋼，其成分為(重量百分比)C0.14～0.24％；Si0.2～1.2％；Mn1.5～2.5％；P＜0.02％；S＜0.02％；N≤0.005％；Ti0.03～0.1％；Nb0～0.04％；B0.002～0.006％；Al0.02～0.08％；其它為Fe和不可避免雜質(zhì)組成。其方法包括如下步驟鋼坯→熱軋→酸洗→冷軋→連續(xù)退火；主要生產(chǎn)工藝參數(shù)如下退火溫度在750℃～850℃之間，保溫時間控制在40s～150s之間；氣冷速度在30～60℃/s，冷卻到350～500℃；水冷后溫度在200℃以下；回火溫度在150～300℃，回火時間為100～300s；平整率為0～0.8％。
文檔編號C21D9/52GK1940108SQ200510030138
公開日2007年4月4日 申請日期2005年9月29日 優(yōu)先權(quán)日2005年9月29日
發(fā)明者朱曉東 申請人:寶山鋼鐵股份有限公司