屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法

摘要

本发明涉及屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法，主要解决现有屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板制造成本高的技术问题。本发明提供的冷轧马氏体钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.12～0.22％，Si：0.30～0.90％，Mn：1.30～1.90％，Cr：0.20～0.80％，Ti：0.010～0.050％，Al：0.020～0.060％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.006％，Ca：0.0015～0.004％，余量为铁及不可避免的杂质。本发明钢板的屈服强度为790～830MPa，抗拉强度≥980MPa，断后延伸率A80≥6％。主要用于制造货车边梁和方管立柱等。

权利要求

1.一种屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.12～

0.22％，Si：0.30～0.90％，Mn：1.30～1.90％，Cr：0.20～0.80％，Ti：0.010～0.050％，Al：

0.020～0.060％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.006％，Ca：0.0015～0.004％，余量为铁及不可避免的杂质，所述冷轧马氏体钢板的显微组织为马氏体+少量铁素体，所述组织晶粒度级别为I11～I13级；其1.0～2.0mm厚冷轧马氏体钢板的屈服强度Rp0.2≥750MPa，抗拉强度Rm≥980MPa，断后延伸率A80≥6％，180°弯曲试验，d＝0a合格。

2.一种屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板的制造方法，包括：

钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分的重量百分比为：C：0.12～0.22％，Si：0.30～0.90％，Mn：1.30～1.90％，Cr：0.20～0.80％，Ti：0.010～0.050％，Al：0.020～

0.060％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.006％，Ca：0.0015～0.004％，余量为铁及不可避免的杂质；

连铸板坯加热至1220～1260℃后进行热轧，所述的热轧为两段式轧制工艺，在奥氏体再结晶温度以上轧制，粗轧结束温度1040～1100℃；在奥氏体非再结晶温度区轧制，精轧结束温度为840～900℃，精轧后层流冷却采用前段冷却，卷取温度为530～610℃时卷取得到热轧钢卷；

热轧钢卷重新开卷后经酸洗、冷轧、立式连续退火炉退火、平整、卷取得到厚度为1.0～

2.0mm成品钢板，所述冷轧压下率为50～68％，经过冷轧后的轧硬状态带钢在立式连续退火炉退火的均热段温度为840～880℃，带钢在均热段的退火时间为160～180s，带钢快冷开始温度为680～730℃，快冷终止温度为200～260℃，快冷速度为30～50℃/s，带钢快冷后升温过时效段稳定温度为280～330℃，过时效时间为600～680s，平整延伸率为0.1～0.2％。

3.如权利要求2所述的屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板的制造方法，其特征在于，热轧精轧后，控制热轧钢板厚度为2.0～4.0mm。

说明书

屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及冷轧高强钢，特别涉及一种屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法，属于铁基合金技术领域。

背景技术

[0002] 随着全球汽车行业的长足发展，节能、环保、安全已成为今后研发的主导趋势，一系列的实验得出：汽车的能耗与其自重呈线性关系，对一般乘用车，如自重减轻10％，油耗可降低8％，排放降低4％，显然轻量化对于汽车的节能和降低排放意义重大。另外，趋于人们对驾车安全性要求的提高，迫使汽车行业采用大量的高强板，为了避免碰撞时造成较大的人身伤害，汽车用钢要求同时具备高强度和好的延性。现代冷轧高强钢主要包括DP钢、TRIP钢、MP钢及MART钢等。生产高强钢目前只能通过两种途径实现:一种是通过添加合金元素，另一种是提高快速冷却速率，利用相变强化提高钢板强度。前者会恶化带钢的镀层性能，工艺要求复杂，并需要增加昂贵的生产设备，增加产线的投资成和生产成本。后者要求带钢加热到两相区或奥氏体单相区，经过短时保温后快速冷却，通过相变强化形成铁素体+马氏体的双相钢、马氏体+贝氏体的复相钢或马氏体单相钢等。虽然可以解决不添加昂贵的合金元素就获得预期强度钢种的问题，还降低了生产工艺成本，但对连续退火的快速冷却技术提出很高的要求，其快速冷却工艺主要有以下几种方式：辊冷(Rolling Cooling)、气体喷射冷却(Gas Jet Cooling)、气雾冷却(Accelerating Cooling)、水淬冷却(WaterQuench Cooling)、氮水混合冷却(Wet Flashcooling)、戊烷超干冷却(Pentane Ultra-Dry Cooling)等。冷轧马氏体钢一般采用具有水淬功能的连续退火机组生产，设备投资较大，工艺精度要求高。对于不具备水淬功能的连续退火机组，采用合适的成分设计，热轧、冷轧生产工艺，从而获得高强马氏体钢是一项有意义的工作。

[0003] 中国专利文献CN103305762A公开了一种抗拉强度400MPa级汽车用冷轧高强度双相钢板及其制备方法，其组织主要为铁素体-马氏体双相组织，马氏体含量在4～9％之间，其化学成分为：C：0.01～0.05％、Si：0.1～0.4％、Mn：1.2～1.6％、Cr：0.1～0.4％、Als：0.02～0.05％、N≤0.005％、P≤0.02％、S≤0.01％，其余为Fe和不可避免的残存杂质元素。
该文献公开的技术方法包括热轧—酸洗—冷轧—热处理等工序。退火热处理工艺步骤包括：先将冷轧板加热至退火温度740～800℃，保温90～120s，然后以5～8℃/s的速度缓冷至
640～680℃，然后以大于40℃/s的速度快速冷至260～320℃进行过时效处理，过时效处理时间为400～600s，最后自然冷却至室温。

[0004] 中国专利文献CN104419877A公开了一种具有耐候性的冷轧马氏体钢及其制造方法，其化学成分为：C：0.10～0.20％，Si：0.20～0.80％，Mn：1.4～2.2％，Cr：0.3～0.8％，Ni：0.08～0.20％；Cu：0.20～0.50％；V：0.08～0.15％；Ti：0.01～0.03％；B：0.0005～0.003％；Al：0.015～0.045％，P≦0.020％，S≦0.007％，N≦0.008％，余量为铁以及不可避免的杂质。该文献公开的技术终轧温度910～950℃，卷取温度为660～700℃，退火温度为
780～840℃，慢冷出口温度为680℃，快冷速度为35～60℃/s，快冷结束温度为240～300℃，退火保温时间为110～170s；过时效温度为380～430℃，过时效时间为200～400s，平整延伸率不高于0.6％。该实施例生产的钢板适用于生产1.0～1.4mm具有耐候性的冷轧马氏体钢，屈服强度达到1000MPa级以上，抗拉强度在1100MPa以上，延伸率A50mm％在5％以上。

[0005] 中国专利文献CN103981440A公开一种700MPa级耐工业大气腐蚀型马氏体钢板及其制备方法，其化学成分为：C0.17～0.25％；Si0.10～0.40％；Mn0.50～0.80％；P≤0.020％；S≤0.001％；Al0.015～0.040％；Nb0.02～0.05％；Ti0.010～0.030％；其余为Fe及不可避免的杂质。该文献公开的技术钢板的制备方法，包括以下步骤：(1)一次VD真空弱脱气；(2)二次VD真空强脱气；(3)板坯加热；(4)粗轧；(5)精轧；(6)亚温淬火；(7)一次高温回火；(8)二次低温回火。该技术亚温淬火温度750～800℃，冷却速度30～50℃/s，得到少量游离碳化物+马氏体+残余奥氏体，一次高温回火温度600～650℃，保温时间120～150min，聚集消除碳化物，马氏体板条化，提高韧塑性，二次高温回火温度200～250℃，保温时间80～120min，降低脆性，消除内应力，得到混合型回火马氏体组织。

[0006] 上述专利文献中公开的冷轧双相钢或马氏体钢板，有的虽然设计了相应的化学成分、添加了一定的合金，但由于合金的添加量及连续退火工艺不同，生产的双相钢屈服强度及抗拉强度均较低，达不到高强钢的强度要求。有的虽然达到了高强马氏体钢的强度要求，屈服强度≥1000MPa，但需要加入Ni、V、B等合金元素提高强度，生产成本高，而B元素的添加又易使连铸板坯产生缺陷，降低钢板的焊接性能，同时由于终轧温度较高，易在带钢表面生成氧化铁皮影响表面质量。还有的不仅要添加较昂贵的Nb元素(0.02～0.05％)提高强度，而且退火工艺上需要采用两次回火才能得到屈服强度700MPa级回火马氏体钢，生产工艺复杂，生产成本也会相应增加。

发明内容

[0007] 本发明的目的在于提供一种屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法，主要解决现有屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板制造成本高的技术问题，在不具备淬火冷却能力的连退机组生产出屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板。

[0008] 本发明采用的技术方案是：一种屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板，其化学成分重量百分比为：C：0.12～0.22％，Si：0.30～0.90％，Mn：1.30～1.90％，Cr：0.20～0.80％，Ti：0.010～0.050％，Al：0.020～0.060％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.006％，Ca：0.0015～0.0040％，余量为铁及不可避免的杂质。

[0009] 本发明所述的屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板的化学成分限定在上述范围内的理由如下：

[0010] C：C是固溶强化元素，是影响钢的强度和焊接性的重要指标。C含量低时，钢中没有足够的碳化物和固溶碳，奥氏体转变成马氏体时不能产生足够的畸变以强化马氏体从而获得较高的强度；C含量太高时，塑韧性下降，焊接性能也显著降低。因此，本发明钢中C含量控制在0.12～0.22％。

[0011] Si：Si也是固溶强化元素，可以扩大临界区范围，净化铁素体，提高淬透性等，但Si含量过高不利于焊接性和带钢表面质量。综合考虑，本发明钢中Si含量控制在0.30～0.90％。

[0012] Mn：Mn能提高淬火后钢板的强度。Mn是稳定奥氏体的元素，能降低奥氏体的相变温度，促进C在奥氏体中的溶解，增加C的富集，延迟珠光体的形成，从而扩大淬火形成马氏体组织的冷却速率的应用范围。但过高的Mn会降低C的活度，还易于偏析，恶化钢的性能。因此，本发明钢中Mn含量控制在1.30～1.90％。

[0013] Cr：Cr能显著改善钢的抗氧化性，显著提高钢的淬透性，改善回火稳定性等。Cr含量超过0.80％时会导致裂隙腐蚀，还会增加生产成本，同时对延迟断裂性不利。综合考虑，本发明钢中Cr含量控制在0.20～0.80％。

[0014] Ti：Ti是一种强碳氮化物形成元素，适量的Ti能固定钢中的N并形成细小的TiN颗粒，Ti含量过低起不到细化晶粒的作用，合适的Ti可以显著细化晶粒，提高焊接性能。本发明中Ti含量控制在0.010～0.050％。

[0015] Al：Al是钢中的主要脱氧元素，有利于细化晶粒，但过多的Al使钢中夹杂物的数量增加劣化其加工性。本发明中加入的Al主要用来脱氧和细化晶粒，因此其含量控制在0.020～0.060％。

[0016] N：钢中的N与Ti化合形成TiN，在高温析出第二相可以强化基体，但N含量过高会在钢中形成粗大的TiN，或固溶N，损害塑性和韧性。本发明钢中控制N≤0.006％

[0017] P和S：P是钢种的有害元素，严重损害钢板的塑性和韧性；S在钢中与Mn等化合形成塑性夹杂物MnS，对钢的横向塑性和韧性不利，因此S的含量应尽可能地低。本发明中控制P≤0.015％，S≤0.008％。

[0018] Ca：Ca处理的结果是生成细小的以CaO-Al2O3为核心，外裹(Ca、Mn)S的球状复合夹杂物，取代长条状的MnS夹杂，减少夹杂物数量和尺寸，改善折弯性能。因此，本发明中Ca含量控制在0.0015～0.004％。

[0019] 一种屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板的制造方法，该方法包括：

[0020] 钢水经连铸得到连铸板坯，其中所述钢水化学成分的重量百分比为：C：0.12～0.22％，Si：0.30～0.90％，Mn：1.30～1.90％，Cr：0.20～0.80％，Ti：0.010～0.050％，Al：
0.020～0.060％，P≤0.015％，S≤0.008％，N≤0.006％，Ca：0.0015～0.0040％，余量为铁及不可避免的杂质；

[0021] 连铸板坯加热至1220～1260℃后进行热轧，所述的热轧为两段式轧制工艺，在奥氏体再结晶温度以上轧制，粗轧结束温度1040～1100℃；在奥氏体非再结晶温度区轧制，精轧结束温度为840～900℃，精轧后钢板厚度为2.0～4.0mm，精轧后层流冷却采用前段冷却，卷取温度为530～610℃时卷取得到热轧钢卷。

[0022] 热轧钢卷重新开卷后经酸洗、冷轧、立式连续退火炉退火、平整、卷取得到厚度为1.0～2.0mm成品钢板，所述冷轧压下率为50～68％，经过冷轧后的轧硬状态带钢在立式连续退火炉退火的均热段温度为840～880℃，带钢在均热段的退火时间为160～180s，带钢快冷开始温度为680～730℃，快冷终止温度为200～260℃，快冷速度为30～50℃/s，快冷后升温过时效段稳定温度为280～330℃，过时效时间为600～680s，平整延伸率为0.1～0.2％。

[0023] 本发明采取的生产工艺的理由如下：

[0024] 1、连铸板坯加热温度设定

[0025] 考虑到连铸板坯奥氏体组织均匀化及合金钢精轧轧制力稳定的要求，板坯需要在较高的温度区间加热。较高的出炉温度可使较为粗大的(Ti，Mn)S等第二相粒子部分溶解，在后续的冷却过程中生成弥散、细小的析出物，提高产品强度，但加热温度过高时，会在带钢表面形成氧化铁皮缺陷，影响表面质量。因此，本发明连铸板坯加热温度为1220～1260℃。

[0026] 2、粗轧结束温度设定

[0027] 粗轧轧制过程在奥氏体再结晶温度以上轧制，可使铸坯中的奥氏体晶粒细化。粗轧结束温度过高，晶粒细化效果不好，结束温度过低，会增加精轧轧制难度，影响轧制稳定性。因此，本发明设定粗轧结束温度为1040～1100℃。

[0028] 3、精轧结束温度设定

[0029] 精轧结束温度需要控制在Ar3相变点以上以保证在奥氏体区轧制，但控制高的终轧温度易产生氧化铁皮缺陷，影响冷轧产品的表面质量。因此，本发明精轧结束温度设定为840～900℃。

[0030] 4、层流冷却方式设定

[0031] 精轧结束后较慢冷却会使铁素体相变缓慢，铁素体晶粒粗大，屈服强度偏低，较快的层流冷却会适当细化铁素体晶粒，并获得其他的强化组织。本发明热轧带钢后续的冷轧、退火过程需要遗传一定的热轧强度，因此设定层流冷却方式为前段冷却。

[0032] 5、热轧卷取温度设定

[0033] 适当的卷取温度可以使热轧带钢获得一定的强度，同时第二相粒子的析出可满足后续冷轧退火的要求。卷取温度较高，冷轧退火后再结晶晶粒容易长大，强度降低，卷取温度较低，热轧带钢强度偏高，会超出冷轧轧机负荷上限且导致轧制不稳定。因此，本发明设定层流卷取温度为530℃～610℃。

[0034] 6、冷轧压下率设定

[0035] 本发明冷轧采用5机架连轧机组轧制，冷轧变形量的增加，能够促进连续退火的再结晶，得到晶粒细小的组织，从而提高钢板的强度，但变形量提高到一定程度，轧机负荷急剧上升，增加生产难度及轧制稳定性。因此，本发明设定冷轧压下率为50～68％。

[0036] 7、退火温度和退火时间设定

[0037] 退火加热主要是使冷轧后的钢板实现奥氏体化，为后续的淬火工艺作准备，冷轧板的奥氏体化温度需要控制在Ar3以上，以保证内部组织尽可能全部转变成奥氏体。高的加热温度一方面会超出退火炉加热能力上限，另一方面会使奥氏体晶粒充分长大，不利于淬火后强度的提高。因此，本发明设定钢带在立式连续退火炉均热段的退火温度为840～880℃，在均热段的时间设定为160～180s。

[0038] 8、快冷和过时效段工艺参数设定

[0039] 快冷开始温度高低主要影响过冷奥氏体的量,从而影响高强钢中马氏体的含量。冷却速度达到30℃/s以上时,随快冷开始温度的上升,过冷奥氏体的量相应增加,最终形成的马氏体的量也会增加，这是满足强度的主要原因。

[0040] 快冷终止温度越低,不仅能够保证过冷奥氏体充分转变成马氏体,而且可以避免马氏体在过时效过程中由于回火温度过高造成的马氏体的过度分解,造成强度降低。

[0041] 快冷速度对过冷奥氏体是否转变成贝氏体和马氏体至关重要，当冷却速度低时，过冷奥氏体会优先转变成铁素体，过冷奥氏体中发生碳富集，还可能析出碳化物，最终马氏体的量较少。快冷速度较高时，较多过冷奥氏体在冷却过程中会转变成马氏体，从而有利于提高强度。

[0042] 快冷后的马氏体钢，需要经过过时效处理改善内部组织均匀性，在不降低或对强度没有明显影响的情况下，改善马氏体钢的塑性与韧性。在低温区进行过时效时，试样组织基本无变化，组织中马氏体呈板条状分布在铁素体基体上。而过时效温度较高时，马氏体会发生分解，并随着过时效温度的升高其分解程度更大，体积分数降低，导致强度下降显著，不能满足高强性能要求。

[0043] 因此，本发明快冷和过时效段的工艺参数为：带钢在快冷开始温度为680～730℃，快冷终止温度为200～260℃，快冷速度为30～50℃/s，快冷后升温过时效段稳定温度为280～330℃，过时效时间为600～680s，以保证过时效处理后马氏体钢板内部组织的均匀性。

[0044] 9、平整延伸率设定

[0045] 平整主要的目的是消除材料屈服平台，以延伸率的指标来衡量，延伸率过低，不能消除屈服平台，冲压时局部容易产生褶皱缺陷。延伸率过高，晶粒被显著拉长，材料的横、纵向性能差异性大，加工性能变差，冲压容易开裂。本发明的平整延伸率为0.1～0.2％。

[0046] 本发明得到的屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板的显微组织为马氏体+少量铁素体,晶粒度级别为I11～I13级，屈服强度Rp0.2为790～830MPa，抗拉强度Rm≥980MPa，断后延伸率A80≥6％，180°弯曲试验，d＝0a合格。

[0047] 本发明屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板用于制作卡车(货车)边梁和方管立柱等，可替代2.5～3.0mm厚规格高强钢板，轻量化效果显著，具有较高的市场竞争力。

[0048] 本发明相比现有技术具有如下积极效果：1、本发明改进了钢的化学成分设计，在C、Mn钢的基础上，添加适当的Cr、Ti合金元素，在合金成本不显著提高，不具备淬火能力的连退生产线利用强冷风机+过时效处理设备等，生产出合格的高强冷轧马氏体钢，产品可制造性好，制造成本低。2、本发明方法生产的冷轧马氏体钢厚度1.0～2.0mm，屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥980MPa，断后延伸率A80≥6％，180°弯曲试验，d＝0a合格，可替代2.5～
3.0mm厚规格高强钢板，轻量化效果显著，具有较高的市场竞争力。3、本发明炼钢采用加Ca处理，使MnS夹杂由长条状转变为球状，改善折弯开裂缺陷；快冷后升温过时效段稳定温度为280～330℃，并保证足够的过时效时间，提高了强冷后马氏体钢板内部组织的均匀性，保证了较好的折弯性能，好于一般高强冷轧马氏体钢。

附图说明

[0049] 图1为本发明冷轧马氏体钢板实施例2的的金相组织照片。

具体实施方式

[0050] 下面通过实施例1～4对本发明作进一步说明。

[0051] 表1为本发明实施例钢的化学成分(按重量百分比计)，余量为铁及不可避免杂质。

[0052] 表1本发明实施例马氏体钢的化学成分，单位：重量百分比/％。

[0053]

[0054]

[0055] 按照本发明材料成分设计的要求，采用转炉顶底复合吹炼成分合格的钢水，经板坯连铸得到连铸板坯，连铸板坯厚度为210～230mm，宽度为900～1600mm，长度为8500～11000mm。

[0056] 炼钢生产的定尺板坯送至加热炉再加热，出炉除鳞后送至热连轧机组轧制。通过粗轧和精轧连轧机组控制轧制，经层流冷却后进行卷取，层流采用前段冷却，产出合格热轧钢卷，热轧钢板的厚度为2.0～4.0mm。热轧主要工艺控制参数见表2。

[0057] 表2本发明实施例热轧工艺控制参数

[0058]

[0059] 将上述热轧钢卷重新开卷经过酸洗后，在6辊UCM(万能凸度带中间辊窜动)5机架冷连轧机进行一次冷轧，冷轧的压下率为50％～68％，经过冷轧后轧硬状态的钢带经过立式连续退火炉退火、过时效处理、平整、卷取得到厚度1.0～2.0mm的成品钢板。退火工艺为：带钢在立式连续退火炉退火的均热段温度为840～880℃，带钢在均热段的退火时间为160～180s；带钢快冷开始温度为680～730℃，快冷终止温度为200～260℃，快冷速度为30～50℃/s，快冷后升温过时效段稳定温度为280～330℃，过时效时间为600～680s，平整延伸率为0.1～0.2％。冷轧、退火、平整工艺参数见表3。

[0060] 表3本发明实施例冷轧、退火、平整工艺控制参数

[0061]

[0062] 利用上述方法得到的屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板。参照图1，其组织为马氏体+少量铁素体，晶粒度级别为I11～I13级，屈服强度Rp0.2≥750MPa，抗拉强度Rm≥980MPa，断后延伸率A80≥6％，180°弯曲试验，d＝0a合格。

[0063] 将本发明得到的冷轧马氏体钢板按照《GB/T228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行拉伸试验，其力学性能见表4。

[0064] 表4本发明实施例马氏体钢的力学性能

[0065]

[0066] 除上述实施例外，本发明还可以有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。