CN114763595B - 一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法，其中冷轧钢板按质量百分比计，其化学成分包括：C：0.085‑0.125％，Si：0.7‑1.25％，Mn：2.0‑2.5％，Al：0.06‑0.4％，Mo：0.05‑0.35％，Cr：0.05‑0.35％，Ti：0‑0.05％，以及铁，且满足C+Si/4≤0.4％。本发明的冷轧钢板具有低LME敏感性，可应用于汽车领域。

Description

一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法

技术领域

本发明涉及钢铁领域，特别涉及一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法。

背景技术

随着全球能源危机和环境问题的加剧，节能和安全成为了汽车制造业的主要发展方向。降低车重是节能和减少排放措施之一。超高强钢具有良好的机械性能和使用性能，适于汽车结构件的制造，广泛应用可以有效降低车重。近年来汽车用超高强钢需求不断增加。

LME(Liquid Metal Embrittlement)一液态金属致脆，是指液态金属和固态金属接触时，液态金属沿固态金属晶界渗透，降低固态金属的塑性，在一定应力的作用下，产生裂纹的现象。发生在电阻点焊过程中的LME现象被称为点焊LME。镀锌超高强钢和镀锌超高强钢之间焊接，镀锌超高强钢和无镀层普冷超高强钢之间焊接，均会出现LME现象。

点焊LME问题已成为制约高强钢产品市场推广的主要问题之一，引起世界各大钢厂及车厂的广泛关注，并成为全球范围内各大高校及科研机构的研究热点，世界钢铁协会及GAP组织也对该问题单独开展专项。但至今，尚未发现完全解决镀锌高强钢点焊LME的有效方法，只能通过成分设计，降低产品的LME敏感性。

现有技术中存在的另一技术问题在于，汽车用超高强钢家族品种较多，双相钢和淬火延性钢具有良好的强度与塑性，但扩孔率(约为20％-35％)远远低于传统汽车用软钢的扩孔率；贝氏体钢和复相钢的扩孔率虽高，但其延伸率却过低。

发明内容

本发明提供了一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法，用以解决上述问题。

本发明提供了一种冷轧钢板，按质量百分比计，其化学成分包括：C：0.085-0.125％，Si：0.7-1.25％，Mn：2.0-2.5％，Al：0.06-0.4％，Mo：0.05-0.35％，Cr：0.05-0.35％，Ti：0-0.05％，以及铁，且满足C+Si/4≤0.4％。

本发明通过C、Si、Mn、Cr、Mo、Al的配合设计，保证一定的淬透性使快速冷却后组织中含有一定体积分数的马氏体。并且，低LME敏感性是本发明成分设计的前提，根据前期经验及研究结果，为保证低LME敏感性，需要控制C+Si/4≤0.4％。

进一步地，本发明的钢板通过元素设计，能够保证贝氏体C曲线左移，铁素体和珠光体C曲线右移，保证最终组织中获得一定体积分数的贝氏体。

进一步地，本发明的冷轧钢板的微观组织为残余奥氏体+回火马氏体+贝氏体+铁素体组织。即微观组织是由残余奥氏体、回火马氏体、贝氏体、和铁素体组成。

进一步地，冷轧钢板的微观组织中，回火马氏体的体积分数要求大于或等于35％。进一步可为35％≤回火马氏体≤80％，优选回火马氏体的含量为40％≤回火马氏体≤80％。

进一步地，冷轧钢板的微观组织中，铁素体组织体积分数小于15％。即，铁素体组织含量为0％＜铁素体＜15％，进一步可在5％≤铁素体＜15％，优选含量为5％≤铁素体≤10％。

另外，贝氏体含量可为10％≤贝氏体≤30％，残余奥氏体可为5％≤残余奥氏体≤20％，更具体地，可为5％≤残余奥氏体≤15％。

较之传统的双相(铁素体+马氏体)组织，上述组织中回火马氏体和贝氏体降低整体的平均相间强度差，合理的回火马氏体和贝氏体的体积分数使本发明带钢在具有980MPa强度的同时，获得50％以上的扩孔率，优于传统双相带钢。

残余奥氏体的引入可明显提高延伸率和拉延成形性能，本发明获得带钢具有和同强度级别传统双相(铁素体+马氏体)钢相似的延伸率及拉延成形性能，其成形性能高于同强度级别贝氏体为主的带钢。

在本发明所述钢板的设计中：

C：在本发明所述的冷轧钢板中，C元素的添加起到提高钢的强度，提高马氏体的硬度。因此，选择C的质量百分比在0.085％-0.125％之间，这是因为：当C的质量百分比低于0.085％，则钢板的强度受到影响，并且不利于奥氏体的形成量和稳定性；当C的质量百分比高于0.125％，则造成马氏体硬度过高，晶粒尺寸粗大，不利于钢板的成型性能。优选地，C元素的含量为0.09％-0.12％。

Si：添加Si可以提高淬透性，在低碳钢中，促进碳向奥氏体中富集，提高钢的Ac3温度。并且钢中固溶的Si可以影响位错的交互作用，增加加工硬化率。另外Si作为非碳化物形成元素，在等温过程中，能够强烈抑制Fe₃C的形成，使未转变的奥氏体富碳，从而大大提高奥氏体的稳定性，使其能够在室温下保留下来，是保证获得残余奥氏体的主要元素。在本发明中，Si含量控制在Si：0.7％-1.25％，优选为0.8％-1.2％。

Mn：添加Mn元素有利于钢的淬透性提高，有效提高钢板的强度。而选取Mn的质量百分比在2.0％-2.5％是因为：当Mn的质量百分比低于2.0％时，淬透性不足，退火过程中无法产生足量的马氏体，则钢板的强度不足；当Mn的质量百分比高于2.5％时，则钢板的强度过高，使得其成型性能下降，且容易发生偏析。因此，本发明中控制Mn的质量百分比在Mn：2.0％-2.5％，优选为2.1％-2.35％。

Cr：Mn和Cr都是碳化物形成元素，在考虑淬透性时，可以相互替换以保证强度。但添加Cr可以更好的推迟珠光体转变，使贝氏体相变区域左移，且对Ms点(马氏体转变起始温度)的降低作用小于Mn，所以Cr的合理添加对控制最终组织含有贝氏体，进一步对马氏体含量大于35％有更直接的作用。因此，本发明中控制Cr的质量百分比在Cr：0.05％-0.35％，优选为0.1％-0.25％。

Al：添加Al起到了脱氧作用和细化晶粒的作用，Al和Si一样，也是非碳化物形成元素，能够强烈抑制Fe₃C的形成，使未转变的奥氏体富碳。虽然Al的固溶强化效果弱于Si，但是添加Al元素代替Si可以降低硅的副作用同时降低C当量。本发明中Al提高奥氏体的稳定性，使其能够在室温下保留下来，是保证获得残余奥氏体的主要元素。用部分Al替代Si对控制LME有正向作用。过高的Al会造成炼钢裂纹，不利于生产稳定性。

因此，Al的质量百分比控制在Al：0.06％-0.4％，优选为0.08-0.3％。

Mo：Mo是碳化物形成元素，Mo显著地推迟珠光体转变。例如，在适当控制含量配比后，Mo可使珠光体转变时间从10秒推迟到10000秒。Mo对Bs点(贝氏体转变起始温度)的降低作用大于Cr，故对奥氏体亚稳定的作用也大于Cr。所以，在Si-Mn-Cr的基础上加入适量的Mo有助于增大奥氏体亚稳定区的范围。Mo的碳化物在较低温度和Ti碳氮化物一起复合析出，形成细小的纳米尺度析出相。本发明中Mo的含量控制在0.05％-0.35％。优选地，Mo元素含量为0.1％-0.25％。

Ti：添加0-0.05％的Ti，是因为：添加的强碳化物形成元素Ti在高温下也显示出一种强烈的抑制奥氏体晶粒长大的效果，同时Ti的添加有助于有效细化晶粒；优选控制在Ti：0.01％-0.04％。

具体地，根据本发明的另一具体实施方法，本发明的实施方式公开了一种冷轧钢板，按质量百分比计，其化学成分为：C：0.085-0.125％，Si：0.7-1.25％，Mn：2.0-2.5％，Al：0.06-0.4％，Mo：0.05-0.35％，Cr：0.05-0.35％，Ti：0-0.05％，且满足C+Si/4≤0.4％，余量为Fe和其它不可避免的杂质。本实施例可应用于上述各实施例中的冷轧钢板。

其中，其它不可避免的杂质包括P、N、S，杂质含量控制得越低，实施效果越好，P的质量百分比控制在P≤0.015％；S形成的MnS严重影响成形性能，因而S的质量百分比控制在S≤0.003％；由于N容易导致板坯表面产生裂纹或气泡，因而，N≤0.006％。

进一步地，本发明冷轧钢板的屈服强度大于等于500MPa；其抗拉强度大于等于980MPa；其延伸率≥15％；其扩孔率≥50％。

本发明还提供一种冷轧钢板的制造方法，旨在不低于双相钢延伸率基础上，开发扩孔改善型产品。

本发明的冷轧钢板的制造方法，其中冷轧钢板的化学成分按质量百分比计，包括：C：0.085-0.125％，Si：0.7-1.25％，Mn：2.0-2.5％，Al：0.06-0.4％，Mo：0.05—0.35％，Cr：0.05-0.35％，Ti：0-0.05％，且满足C+Si/4≤0.4％，所述制造方法包括如下步骤：

冶炼，铸造，形成钢坯；

热轧：将所述钢坯加热至1100-1250℃，保温0.5小时以上，之后在Ar3温度以上热轧，再以30-100℃/s的速率冷却到520-650℃后进行卷取；

冷轧：冷轧的压下率在50-70％；

退火：退火均热温度为770-830℃，均热保温时间为30-200秒，然后以v1＝3-20℃/s的速度冷却到650-720℃，再以25-100℃/s的速度冷却到220-320℃；

一次回火：将退火后的钢板直接进行一次回火，回火温度为220-320℃，回火时间为100-400秒；

平整；

二次回火：回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h。

本发明的制造方法，在热轧步骤中，保温时间在0.5小时以上，例如在0.5-3小时，进一步在0.5-2小时。热轧后进行冷却，之后进行卷取，卷取温度在520-650℃。进一步地，在热轧卷取后，还会通过后续步骤形成钢板，更进一步地，会在二次回火之前卷取成钢卷。

在所述退火步骤中，退火均热温度限定为770-830℃，是因为，本技术为不完全奥氏体化温度均热退火，需要控制奥氏体量来平衡强度和成型性能。在770-830℃退火温度下，既能保证获得980MPa的抗拉强度，又能保证获得足够的残余奥氏体，获得的晶粒尺寸细小，从而得到较好的成型性能。退火均热低于770℃无法获得980MPa抗拉强度；退火均热高于830℃，成型性能大幅下降。优选地，本发明的退火均热温度为780-810℃。

退火步骤中，分为两次冷却，第一次冷却速度相对较慢，用v1表示，且v1＝3-20℃/s，进一步地可为3-10℃/s。以该第一次冷却速度冷却到快冷开始温度(用T表示)，且T＝650-720℃。然后进行第二次冷却，即快冷冷却，快冷冷却速度用v2表示，且v2＝25-100℃/s。第二次冷却到快冷终止温度，快冷终止温度的范围在220-320℃。

以v1＝3-20℃/s的速度冷却到快冷开始温度T的过程中会有铁素体析出，快冷开始温度T大于650℃，目的是保证铁素体组织体积分数小于15％，保证强度大于等于980MPa。当T大于720℃时，可能会影响奥氏体富碳，影响最终残余奥氏体的产生，同时影响铁素体生成，两者均影响最终延伸率。所以要求快冷开始温度T介于650-720℃之间。

本发明将经过退火后的钢板直接进行连续式的一次回火。退火后的钢板具有快冷终止温度(220-320℃)，以该温度作为一次回火的温度，回火时间保持在100-400s。一次回火决定了最终马氏体含量。温度高于320℃，无法保证最终生成马氏体含量大于等于35％；温度低于220℃，马氏体硬度增加，相间硬度差增加，造成扩孔率下降明显。

本发明的平整步骤可采用现有常用的方式，例如，可采用0-0.3％的平整率进行平整。

本发明的二次回火是对连续退火回火后的钢卷进行再次低温过时效回火处理，目的是使马氏体部分分解或者析出碳化物降低硬度，铁素体中出现析出强化，综合作用为在不损失强度的前提下大幅降低相间硬度差，提高扩孔率。同时使未转变的奥氏体富碳，从而大大提高奥氏体的稳定性，使其能够在室温下保留下来，最终组织获得残余奥氏体，提高延伸率。

本发明的二次回火是针对本发明的具体成分设计的工艺，温度太高或时间太长，可能会造成强度降低。或者使材料出现严重的屈服平台，影响冲压性能。温度太低，或者时间太短则无法明显改善组织之间的硬度差，无法获得足量的残余奥氏体，无法改善成型性能。因此，本发明的二次回火的回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h。

进一步地，本发明的一次回火为连续式，二次回火为非连续式。连续式即在钢板连续退火后，直接在同一条生产线上继续保持退火后的温度，在带钢走行过程中实现一次回火。非连续式是将原生产线上的钢板转移到另一回火装置，通常为整卷加热的罩式炉，进行二次回火。

在进行平整步骤时一般是将经过一次回火后的钢板直接进行平整，或者降温后进行平整。通常经过平整的钢板温度较低(例如接近室温)，因此二次回火时还会对钢板进行升温。本发明进一步将平整后的带钢进行卷取，卷取成钢卷，之后再对该钢卷进行二次回火。本发明的退火、一次回火、平整以及卷取都可以在原生产线(即连续式生产线)上进行，在卷取成钢卷后可将钢卷转移另一位置处进行二次回火。本发明的二次回火为非连续式的二次回火，另一位置处为另一离线回火装置，例如可以是罩式炉等可用作低温过时效回火的设备。本发明的二次回火时间较长，将钢卷转移至另一位置处进行二次回火，从而为原生产线腾出空间，不影响原生产线的连续运作。卷取成钢卷进行二次回火，也能节约二次回火需要的空间。

可选地，本发明的冷轧钢板的制造方法，冷轧钢板的化学成分中，余量为铁及其它不可避免的杂质。

进一步地，其它不可避免的杂质包括P、N和S，其中，P≤0.015％，S≤0.003％，N≤0.006％。

进一步地，冷轧钢板的微观组织为残余奥氏体+回火马氏体+贝氏体+铁素体组织。

进一步地，回火马氏体的体积分数≥35％。

进一步地，铁素体的体积分数＜15％。

进一步地，关于上述冷轧钢板的制造方法，获得的冷轧钢板的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％。

通过本发明的冷轧钢板的制造方法，能够制造出低LME敏感性、高延伸、高扩孔性能的980MPa级冷轧退火钢板。

附图说明

图1示出本发明实施例14的冷轧钢板的金相显微组织图；

图2示出对比例2的冷轧钢板的金相显微组织图；

图3示出对比例4的冷轧钢板的金相显微组织图。

具体实施方式

以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。

本发明关于冷轧钢板的制造方法描述了每项步骤中的改进点和工艺参数，其它具体操作细节可参考现有工艺。

应注意的是，在本说明书中，相似的标号和字母在下面的附图中表示类似项，因此，一旦某一项在一个附图中被定义，则在随后的附图中不需要对其进行进一步定义和解释。

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明的实施方式作进一步地详细描述。

表1为本发明实施例1-18以及对比例1-5的各化学元素的质量百分比。表2和表3为相应的实施例1-18以及对比例1-5的冷轧钢板制造方法，表4列出了本发明实施例1-18以及对比例1-5的冷轧钢板的性能。

本发明的冷轧钢板的制造方法如下：

(1)冶炼和铸造：获得要求的合金成分，尽量降低S、P的含量。

(2)热轧，先加热至1100-1250℃，保温0.5小时以上，然后采用Ar3以上温度热轧，轧后以30-100℃/s的速度快速冷却；520-650℃卷取；

(3)冷轧，控制冷轧压下率为50-70％；

(4)退火，退火均热温度为770-830℃，保温30-200s。然后以v＝3-20℃/s的速度冷却到快冷开始温度T(650-720℃)，然后再以25-100℃/s的速度冷却到220-320℃；

(5)一次回火，回火温度为220-320℃，回火时间为100-400s；

(6)平整，采用0-0.3％的平整；平整之后将钢板卷取成钢卷；

(7)二次回火，回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h。

以下实施例和对比例中，采用的冶炼和铸造工艺相同，皆为现有常规操作工艺。例如，具体操作为：钢水经过RH真空脱气处理、LF炉脱硫处理，用钢包运送到浇铸位置注入中间包，通过中间包注入结晶器内，当结晶器内钢水升到要求的高度后，开始拉出板坯。经过二冷段冷却完全凝固后的铸坯由切割设备切成定尺。

关于热轧、冷轧、退火、一次回火、平整，以及平整后进行卷取和二次回火的步骤的具体操作方式可采用现有的工艺，在此省略。具体实施例中仅介绍工艺中涉及的关键步骤和改进点部分的重要参数。

将下述实施例1-18和对比例1-5中形成的冷轧钢板进行性能测试。

本实施例屈服强度、抗拉强度、延伸率的测试方法为板拉伸，测试按照GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验标准标准执行。扩孔率测试按照GB T 24524-2009金属材料薄板和薄带扩孔试验方法标准执行

LME敏感性测试，在参照实际工况的电焊可焊区电流区间(6.2kA-8.4kA)进行电焊测试。“当发生焊接飞溅前，不出现LME裂纹；当发生焊接飞溅后，存在少量的短裂纹，长度不超过80μm”以上状态视为LME敏感性低，性能OK，否则，则为NG。微观组织采用定量金相法测定各组织比例。

下面结合表1-表4中的实施例以及对比例进行详细说明：

从实施例1-18中可知，当成分和工艺都在本发明专利的限定之内时，通过成分和工艺的结合，可以获得低LME敏感性的钢板，且屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％。高强度的同时保持高成形性能。进一步地，本发明通过成分配比设计，其延伸率能达到≥16％的水平。

图1为实施例14的冷轧钢板的金相显微组织图，图中可知获得的冷轧钢板显微组织中包括残余奥氏体、回火马氏体、贝氏体以及铁素体，其中本实施例中回火马氏体的体积分数45％，铁素体的体积分数10％。

对比例1中，由于C+Si/4过高，导致LME敏感性提高，LME试验结果NG。

对比例2中，如图2所示，C的质量百分比高于0.125％，造成马氏体硬度过高，晶粒尺寸粗大，不利于钢板的成型性能。获得钢板延伸率低。

对比例3中，由于Si过高，导致LME敏感性提高，LME试验结果NG。

对比例4中，如图3所示，由于一次回火中回火温度高于320，生成大量贝氏体，马氏体含量不足，强度偏低。

对比例5中，未进行二次回火，扩孔率无法通过马氏体回火获得提升，小于50％。通过由于Al含量较低，导致延伸率低于15％。

表4冷轧钢板性能

虽然通过参照本发明的某些优选实施方式，已经对本发明进行了图示和描述，但本领域的普通技术人员应该明白，以上内容是结合具体的实施方式对本发明所作的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。本领域技术人员可以在形式上和细节上对其作各种改变，包括做出若干简单推演或替换，而不偏离本发明的精神和范围。

Claims (5)

1.一种冷轧钢板，其特征在于，按质量百分比计，其化学成分包括：

C：0.085-0.125％，Si：0.7-1.25％，Mn：2.0-2.5％，Al：0.06-0.4％，Mo：0.05-0.35％，Cr：0.05-0.35％，Ti：0-0.05％，余量为铁及其它不可避免的杂质，且满足C+Si/4≤0.4％，其它不可避免的杂质包括P、N和S，其中，P≤0.015％，S≤0.003％，N≤0.006％；

所述冷轧钢板的微观组织为残余奥氏体+回火马氏体+贝氏体+铁素体组织，所述残余奥氏体、所述回火马氏体、所述贝氏体和所述铁素体的体积分数满足：35％≤回火马氏体≤80％，0％<铁素体<15％，10％≤贝氏体≤30％，5％≤残余奥氏体≤20％；

所述冷轧钢板的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％；

所述冷轧钢板具有低LME敏感性，在参照实际工况的电焊可焊区电流区间6.2kA-8.4kA对所述冷轧钢板进行电焊测试，当发生焊接飞溅前，不出现LME裂纹，当发生焊接飞溅后，存在短裂纹，短裂纹的长度不超过80μm。

2.一种冷轧钢板的制造方法，其特征在于，按质量百分比计，所述冷轧钢板的化学成分包括：C：0.085-0.125％，Si：0.7-1.25％，Mn：2.0-2.5％，Al：0.06-0.4％，Mo：0.05-0.35％，Cr：0.05-0.35％，Ti：0-0.05％，余量为铁及其它不可避免的杂质，且满足C+Si/4≤0.4％，其它不可避免的杂质包括P、N和S，其中，P≤0.015％，S≤0.003％，N≤0.006％；

所述冷轧钢板的微观组织为残余奥氏体+回火马氏体+贝氏体+铁素体组织，所述残余奥氏体、所述回火马氏体、所述贝氏体和所述铁素体的体积分数满足：35％≤回火马氏体≤80％，0％<铁素体<15％，10％≤贝氏体≤30％，5％≤残余奥氏体≤20％；

所述冷轧钢板的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥980MPa，延伸率≥15％，扩孔率≥50％；

所述冷轧钢板具有低LME敏感性，在参照实际工况的电焊可焊区电流区间6.2kA-8.4kA对所述冷轧钢板进行电焊测试，当发生焊接飞溅前，不出现LME裂纹，当发生焊接飞溅后，存在短裂纹，短裂纹的长度不超过80μm；

所述制造方法包括如下步骤：

冶炼，铸造，形成钢坯；

热轧：将所述钢坯加热至1100-1250℃，保温0.5小时以上，之后在Ar3温度以上热轧，再以30-100℃/s的速率冷却到520-650℃后进行卷取；

冷轧：冷轧的压下率在50-70％；

退火：退火均热温度为770-830℃，均热保温时间为30-200秒，然后以3-20℃/s的速度冷却到650-720℃，再以25-100℃/s的速度冷却到220-320℃；

一次回火：将退火后的钢板直接进行一次回火，回火温度为220-320℃，回火时间为100-400秒；

平整；

二次回火：回火温度为180-260℃，回火时间为0.5-6h。

3.如权利要求2所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述退火均热温度为780-810℃。

4.如权利要求2所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述平整和所述二次回火之间还包括卷取：将平整后的钢板卷取成钢卷。

5.如权利要求4所述的冷轧钢板的制造方法，其特征在于，将卷取后制成的钢卷从连续生产线转移到另一离线回火装置处进行二次回火。

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