CN102925817B - 屈服强度980MPa级冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种屈服强度980MPa级冷轧钢板，属于冷轧高强钢技术领域。该钢板按重量百分比由以下化学成分组成：C:0.08～0.13%；Si:0.05～0.5%；Mn:1.2～2.0%；P≤0.010%；S≤0.005%；Cr:0.6～1.5%；Ti:0.08～0.20%，Nb:0.02～0.08%，V:0.04～0.2%，Nb、V和Ti任选一种或多种；Alt:0.02~0.1%；N≤0.006%；O≤0.004%；其余为铁Fe和不可避免杂质。该钢板抗拉强度在980MPa以上，具有优良的塑性及成形性能。其制造方法是一种低成本的冷轧退火钢板制造方法，在普通可逆式冷轧机和罩式退火设备上就能够实现。

Description

屈服强度980MPa级冷轧钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种屈服强度达到980MPa级冷轧钢板及其制造方法，采用了罩式退火处理，属于冷轧高强钢生产技术领域。

背景技术

随着汽车安全，环保，节能，减重的要求不断提高，先进高强钢在汽车领域使用逐渐广泛。在汽车制造企业中，高强度钢的使用量逐渐升高，主要用于制造汽车厢体，汽车底板以及高强度结构件等，可以大幅度减轻汽车的重量，另外也关系到整车结构的稳定性，抗冲击性和使用寿命，使用要求和条件非常苛刻。对于此类材料的使用要求主要是钢的高强度和一定的塑性，从而对于制造材料提出的要求是在具备高强度的同时，又具有优良的抗冲击性能。

传统的此类汽车结构钢主要用热轧钢板，具有高强度的优势，但是厚度的控制对于普通热轧机而言要求较高，并且稳定性的控制难度较大，因此热轧板的特点是保持高强度的同时钢板的厚度较厚，稳定性较差，实现起来存在一定的难度。

根据汽车市场的需要，薄规格的高强度冷轧钢板逐渐替代热轧高强钢板制造汽车结构件，可以起到节约能源，降低成本，提高强度和使用寿命等优点。对此，众多的专利涉及到了采用不同微合金化的方法制造高强度冷轧钢板的工艺技术。

公开号为CN101956139的发明专利涉及一种屈服强度700MPa级别。该方法采用薄板坯连铸连轧流程、冷轧、退火、精整等流程制备而成；其中，精炼后钢水的主要化学成分为：C：0.03～0.07wt.％、Si：≤0.35wt.％、Mn：0.40～2.0wt.％、P：≤0.020wt.％、S≤0.010wt.％、Cr：0.25～0.80wt.％、Ti：0.06～0.25wt.％，其余为Fe和不可避免的残余元素；所述退火工艺中，在500℃至A1转变点的温度范围内使所述钢材在罩式退火炉中退火。所制备的高强度冷轧钢板屈服强度超过700MPa，延伸率大于5％。

公开号为CN102011060的发明专利公开了一种700MPa级具有优良耐候性的冷轧钢板及其制备方法，采用薄板坯连铸连轧流程，其中，精炼后钢水的主要化学成分为：C：0.03～0.07wt.％、Si：≤0.35wt.％、Mn：0.4～1.8wt.％、P：≤0.020wt.％、S≤0.010wt.％、Cu：0.25～0.50wt.％、Cr：0.25～0.80wt.％、Ni：0.05～0.30wt.％、Ti：0.06～0.20wt.％，其余为Fe和不可避免的杂质，所述退火工艺中，在500℃至A₁转变点的温度范围内使所述钢材在罩式退火炉中退火。本发明的具有优良耐候性的冷轧钢板的屈服强度超过700MPa，延伸率大于5％，同时具有良好的可加工性能以及优良的耐候性能。

上述专利尽管也采用罩式退火工艺，但是一方面由于采用薄板坯连铸连轧工艺，连铸坯厚度不足，另外没有添加Nb元素导致控制控冷效果不理想，因此热轧阶段晶粒组织细化不够，导致最终的退火的再结晶晶粒尺寸粗大；另外一方面由于Cr含量偏低，硬度及强度偏低。两方面的因素导致了冷轧退火态的屈服强度在700MPa~800MPa之间，达不到屈服强度980MPa以上高强度的要求。

公开号为CN101376950的发明专利公开了宝山钢铁股份有限公司制造的一种冷轧高强钢，提供了一种超高强度冷轧耐候钢板，包括以下化学成分(wt％)：C：0.09～0.16、Si：0.20～0.60、Mn：1.00～2.00、P：≤0.030、S≤0.015、N≤0.008、Al：0.02～0.06、Cu：0.20～0.40、Cr：0.40～0.60、Mo：0.05～0.25、Nb+Ti：0.04～0.08；其它为Fe和不可避免杂质。本发明还提供这种钢板的退火温度在680~790℃。本发明提供的这种钢板，其屈服强度700～1000MPa、抗拉强度800～1070MPa、延伸率5～14％。

公开号为CN101768695的发明专利提到一种1000MPa级Ti微合金化超细晶冷轧双相钢及其制备工艺，钢的化学成分和质量百分比含量为:C:0.03~0.2%，Si:0.2~0.8%，Mn:1.2~2.0%，Ti:0.03~0.15%，S<0.015%，P<0.020%，Als:0.02~0.15%，余量为Fe。通过柔性连续退火工艺，在连续退火中冷速小于50℃/s的条件下，可以将马氏体岛的尺寸控制在1~2μm或增加至5μm左右，从而获得三种不同类型的双相钢：高强度型(Rm：980~1200MPa，A₅₀：10~13%)、高塑性型(Rm：980~1100MPa，A₅₀：14~18%)和综合型(Rm：980~1150MPa，A₅₀：12~15%)，屈强比为0.47~0.65。

上述专利退火工艺为连续退火设备，退火温度高，添加Cr，Mo后，组织为铁素体和马氏体双相组织，因此更加容易实现屈服强度1000Mpa。但是由于采用双相钢组织，因此成本增加很大，并且实现稳定控制难度较大。

上述两类专利代表了目前实现高强度冷轧钢的两种基本思路，存在强度和成本及稳定性之间的协调问题。

冷轧高强钢尤其是强度高于700Mpa以上级别的，采用连续退火炉退火比较容易实现其力学性能，但是也存在以下缺点：

1、连续退火炉设备投资大，需要有快速冷却，分段冷却等工艺，退火工艺复杂，特别是对生产线的自动化和操作人员要求高，工艺操作困难，更加适合双相钢等特种钢的退火处理。

2、连续退火生产线适合于生产批量大、规格单一的产品，可以实现连续生产；对于没有连续退火设备或受连续退火生产工艺限制的钢种，成本增加明显，工艺调整频繁。

随着社会和经济的发展，钢铁工业所面临的低碳经济发展，汽车等领域轻量化技术也要求不断改善材料的性能，对材料提出更高的要求。这也是目前钢铁材料发展的趋势。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术的不足，提供一种屈服强度980MPa级冷轧钢板。该钢板不仅抗拉强度在980MPa以上，并且具有优良的塑性及成形性能，可节省资源，满足不同行业的需要。

本发明的另一目的在于提供上述冷轧钢板的制造方法，该方法是一种低成本的冷轧退火钢板制造方法，在普通可逆式冷轧机和罩式退火设备上就能够实现。

为了实现上述目的，本发明通过以下方案实现。

本发明提供的屈服强度980MPa级冷轧钢板，按重量百分比由以下化学成分组成：

C:0.08～0.13%；Si:0.05～0.5%；Mn:1.2～2.0%；P≤0.010%；S≤0.005%；Cr:0.6～1.5%；Ti:0.08～0.20%，Nb:0.02～0.08%，V:0.04～0.2%，Nb、V和Ti任选一种或多种；Alt:0.02~0.1%；N≤0.006%；O≤0.004%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

优选地，上述冷轧钢板按重量百分比由以下化学成分组成：C:0.09～0.11%；Si:0.15～0.3%；Mn:1.5～1.8%；P≤0.010%；S≤0.005%；Cr:0.8～1.2%；Ti:0.08～0.16%，Nb:0.04～0.06%，V:0.04～0.1%，Nb、V、Ti中任选一种或多种；Alt:0.03~0.06%；N≤0.006%；O≤0.004%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

所述钢板的屈服强度为980～1100MPa，抗拉强度为1000～1200MPa，延伸率为6～12%。所述钢板的厚度优选为0.8-1.5mm。

上述冷轧钢板的制造方法具体如下：

包括冶炼、精炼、连铸、热轧、冷轧、退火工序，其中，

在所述退火工序中，采用罩式退火炉对热轧后的钢材进行退火处理，退火温度为600~720℃，保温时间为10-16h。优选地，所述退火温度为650~680℃之间，保温时间为12-14h。

优选地，在所述冷轧工序中，将经过所述热轧工序的原料进行酸洗，去除表面氧化铁皮后进行重卷，然后在轧机上进行轧制，冷轧压下率为65%-85%。更有选地，所述冷轧压下率为70-80%，所述轧机为可逆轧机，所述冷轧压下率是在8～12道次内完成。

优选地，在所述热轧工序中，将通过所述冶炼、所述精炼和所述连铸的工序得到的连铸坯置于加热炉中，加热温度为1200～1300℃；热轧终轧温度为850℃~900℃，卷取温度为550℃~650℃。

优选地，在所述退火工序后缓冷时间为20-30h，更优选地，缓冷时间为24-26h。

本发明与现有技术相比较，具有下列显著的优点和效果：

1、本发明是在普通热轧和冷轧生产线上生产的，热轧是普通热连轧设备，冷轧在可逆轧机上进行。冷轧后的钢材强度高，根据不同的厚度规格，屈服强度为980MPa以上，抗拉强度为1000～1200MPa，延伸率为6～12%；该产品最大的特点是屈强比较高，满足汽车结构件的使用要求。

2、采用Nb，Ti，V等微合金化，热轧过程的细晶强化效果明显，在冷轧工序遗传了这种细晶粒组织，产生的纤维状组织性能在退火工序再结晶晶粒的尺寸控制合理，实现强大的细晶强化效果；采用Ti，Nb，V等微合金化，通过TiC，VC等碳氮化物沉淀析出实现沉淀强化效果；另外，控制Cr含量在1.0%左右，提高硬度和淬透性，保证热轧态钢带的强度。

3、采用罩式退火，可以实现小批量、多规格、多品种生产，退火温度低，工艺简单，可操作性强，成本低。但是罩式退火温度需要严格保证在600~720℃之间，保温时间控制在10-16h范围内。保证不同比例的部分再结晶组织和和高密度位错亚结构的合理搭配，更加容易实现不同的强度规格及不同的力学性能指标。

附图说明

图1是本发明实施例3生产的高强度钢板的金相组织照片。

具体实施方式

以下通过具体实施方式对本发明进行说明。需要指出的是，具体实施方式只用于对本发明作进一步说明，不代表本发明的保护范围，其他人根据本发明做出的非本质的修改和调整，仍属于本发明的保护范围。

本发明提供的屈服强度980MPa级冷轧钢板，按重量百分比由以下化学成分组成：C:0.08～0.13%；Si:0.05～0.5%；Mn:1.2～2.0%；P≤0.010%；S≤0.005%；Cr:0.6～1.5%；Ti:0.08～0.20%，Nb:0.02～0.08%，V:0.04～0.2%，Nb、V、Ti中任选一种或多种；Alt:0.02~0.1%；N≤0.006%；O≤0.004%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

优选地，上述冷轧钢板按重量百分比由以下化学成分组成：C:0.09～0.11%；Si:0.15～0.3%；Mn:1.5～1.8%；P≤0.010%；S≤0.005%；Cr:0.8～1.2%；Ti:0.08～0.16%，Nb:0.04～0.06%，V:0.04～0.1%，Nb、V、Ti中任选一种或多种；Alt:0.03~0.06%；N≤0.006%；O≤0.004%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

本发明提供的980MPa级别冷轧高强钢板，是在碳锰结构钢成分的基础上，通过添加适量的Nb、V、Ti中的一种或多种，和Cr微合金元素，而且采用热轧控轧控冷技术后的钢带作为冷轧原料，进行冷轧及退火。考虑到普通热连轧机的生产特点，充分利用细晶强化和析出强化机制，控制热轧态钢带的晶粒尺寸在5μm以下，Nb、V、Ti等合金元素的碳氮化物析出相的尺寸在30nm以下；同时严格控制S和Si的含量在较低的水平，制造出了抗拉强度在980MPa以上，延伸率在8%以上，具有良好成型性能的钢带，能够满足汽车轻量化制造技术的需要。

下面对上述各化学成分的作用做出具体分析。

C：是钢中主要间隙固溶元素，能够提高钢的强度。采用低碳成分设计方法不仅能保证微合余钢有良好的塑性和韧性，而且能有效地提高钢材的冷、热变形能力。同时，随着碳含量的降低及碳当量的降低，可以使微合金钢能保持良好的可焊性。在轧后冷却到低温时，可以与Ti和Nb形成细小碳化物（Nb,Ti)C，起到重要的沉淀强化使用。碳含量高于0.13%，尽管会提高强度，但是会造成冷成型性能和焊接性能大大降低。另外，冷轧时的负荷显著地增大，轧制道次增加，得到板厚为0.2mm以下的冷轧钢板难度增加，成本增加。碳含量过低会造成成本的增加，另外，形成的碳化物的析出相不足，对冷轧退火钢板的强度不利。因此，在本发明中，从冷轧的角度出发，为确保强度和成本，使C量的下限为0.08%。

Si：可以固溶于铁素体和奥氏体中，提高钢的强度。提高钢的淬火、正火和退火温度，提高钢的回火稳定性和抗氧化性。Si含量高于0.5%以上将损害钢的韧性和塑性，恶化焊接性；另外，增加钢表面氧化铁皮的厚度，影响钢板的表面质量，不利于冷轧产品的表面质量。实验证明，优选的Si含量在0.15～0.3%。

Mn：能够降低奥氏体向铁素体转变的相变温度，而奥氏体向铁素体转变的相变温度的降低对于热轧态或正火态钢材的铁素体晶粒尺寸有细化作用，因此，Mn早就作为高强度微合金钢中的主要合金元素而被广泛应用。Mn过高将发生马氏体相变，控制不好将产生大尺寸的M/A组织，增加裂纹敏感性，过低则固溶强化效果不明显，从而影响强度性能。故Mn的优选取值范围确定在1.5～1.8%。

P：可以提高钢板强度；然而，P含量过高使冷轧性降低。此外，较高含量的p在钢中偏析的倾向强，导致焊接部的脆化。因此，在本发明中，优选取值范围确定在0.01%以下。

S：在钢中容易形成硫化物夹杂，使得冷轧钢板表面形成空洞等缺陷。同时会使耐腐蚀性降低，因此希望尽量降低其含量。优选如上所述尽量降低，但从炼钢能力和成本的角度出发，优选为约0.005%以下。

Cr：铬可提高钢的强度和硬度以及耐磨性。铬加入钢中能显著改善钢的高温抗氧化性（不起皮），显著提高钢的淬透性，改善钢的抗回火稳定性。另一方面，铬也能促进钢的回火脆性倾向。Cr含量低于0.3%时，抗耐磨效果较差。为了提高强度，适当提高到1.2%，不影响该钢的使用性能和效果。因此，优选Cr的有效范围为0.8～1.2%。

Nb：可提高钢的未再结晶区温度，保障控制轧制的效果，使钢材轧制后晶粒细化，同时Nb析出的NbC沉淀粒子轧制后期具有沉淀强化作用。优选范围为0.04％~0.06％。

V：微合金化元素中最易固溶的，连铸不易出现横向裂纹。另外，由于微合金元素V的固溶析出温度较低，因此，需要的加热温度较低，因此，可以在C-Mn钢生产相近的条件下进行生产。含V钢可以通过再结晶控轧来生产，其轧制温度较高，不必通过降低终轧温度来提高铜板强度，因此，不需要大幅度增加轧机负荷，其力学性能相对终轧温度不敏感。后期VC的沉淀强化效果明显。优选的V为0.04～0.1%。

Ti：是本发明中重要的沉淀强化元素，高温时析出TiN，有效阻止奥氏体晶粒粗化。卷取时从沉淀析出为纳米TIC或（Nb，Ti)C粒子，有效钉扎位错，从而提高屈服强度。尤其是对于冷轧产品，是退火后保证强度主要的第二相粒子。选择其控制范围0.08%~0.16％。

Al：作为脱氧剂添加，可以提高钢的纯净度，同时又细化晶粒的作用。Al含量小于0.01%时脱氧效果小，夹杂物残留而使成形性降低。但是，当Al量超过0.1%时钢板的表面纯净度下降，优选Alt:0.03~0.06%。

N：N在钢板中固溶，若含量超过0.01%，则使钢板显著硬质化，因此将其含量设为0.010%以下。此外，N量的下限并没有特别的限制，但从炼钢能力和成本考虑优选为约0.006%以下。

O：在钢中容易形成夹杂物，但是考虑到冶炼成本，优选为约0.004%以下。

本发明提供的冷轧高强钢板根据不同的厚度规格，屈服强度Rel可达到980～1100MPa，抗拉强度Rm可达到1000～1200MPa，延伸率δ可达到6～12%。钢材焊接性能及成型性能良好，成品厚度可以是0.8-1.5mm。

本发明提供的上述冷轧钢板制造方法的具体技术方案如下：包括冶炼、精炼、连铸、热轧、冷轧、退火工序，其中，在所述退火工序中，采用罩式退火炉对热轧后的钢材进行退火处理，退火温度为600~720℃，保温时间为10-16h。退火工序是保证最终产品性能重要的工序。能否实现屈服强度达到980MPa，主要取决于该工序的退火时间和退火温度。由于采用罩式退火炉，不能实现高温退火，只能通过细晶强化和沉淀强化的方式实现最终高强度。因此，退火温度选择在600~720℃之间，保温时间控制在10-16h范围内。保证了TIC等析出相粒子的析出强化效果；同时再结晶晶粒部分长大且不会过分长大，保证晶粒尺寸在6μm以下同时存在部分位错亚结构，细晶强化效果明显。

优选地退火温度为650~680℃，保温时间为12-14h，并且随后的缓冷时间控制为20-30h，更优选地，缓冷时间为24-26h。所述缓冷时间还可以为22h、25h、28h等。

所述退火温度可以为上述温度范围内的任何数值区间或具体数值，比如：600-610℃、700-720℃、680-690℃、640-650℃、620℃、630℃、670℃等。所述保温时间也可以为上述温度范围内的任何数值区间或具体数值，比如：10h、12h、13h、15h等。

在所述冷轧工序中，将热轧完的原料进行酸洗，去除表面氧化铁皮并进行重卷。冷轧在可逆轧机上进行，根据不同的厚度选择8-12不等的道次进行轧制，也可以选择一个轧程或者两个轧程完成，优选地冷轧压下率为65%-85%，示例性地可以为67%、70%、76%、78%、82%，更优选为70-80%，比如72%、74%、78%。

在所述热轧工序中，优选地，将将含有上述化学成份的连铸坯置于加热炉中，加热温度为1200～1300℃，示例性的可以为1210～1225℃、1235～1250℃、1260～1270℃、1280～1295℃、具体的可以为1205℃、1250℃、1290℃；加热时间为90~180分钟，示例性的可以为95min、108min、120min、136min、150min、160min；热轧终轧温度为850℃~900℃，示例性的可以为860℃、875℃、895℃；卷取温度为550℃~650℃，示例性的可以为560℃、570℃、620℃、640℃。更优选地，连铸坯厚度为170-175mm，粗轧过程进行3～5道次轧制，中间坯料厚度为28～40mm，热轧终轧温度为850℃~900℃，然后进行层流冷却，冷却速度为5～20℃/S，具体的可以为6℃/S、8℃/S、10℃/S、15℃/S、18℃/S，热轧成品厚度小于4mm。

通过上述工艺，本发明实现了冷轧产品在980MPa以上的抗拉强度和高的延伸率。

下面列举几个实施例。实施例中产品的力学性能的测试方法采用GB-T2975-1998《钢材力学性能及工艺性能试验取样规定》标准。

根据本发明设定的钢板的化学成分范围，下述实施例都通过以下具体工艺流程：以化学成分C，Si，Mn，S，P和Fe为原料，进行转炉冶炼、精炼过程对钢水进行Nb，V，Ti，Cr等合金化处理、连铸、铸坯直接加热或者均热、热连轧、轧后层流水冷却、卷取、酸洗、冷轧、退火、精整等流程制备而成。

实施例l

本实施例设计的冷轧钢板的化学成分按重量百分比是：C:0.09%,Si:0.25%,Mn:1.9%,Nb:0.035%;Ti:0.15%;Cr:0.8%；P:0.008%;S:0.001%；N:0.0051%；O:0.0038%；Alt:0.036%；其余为铁Fe与不可避免杂质。按照上述成分设计将原料在120吨转炉上冶炼，并在精炼过程中进行Nb，Ti，Cr合金化处理，然后连铸成175mm×1210mm×11800mm的连铸坯，将连铸坯加热到1250℃，加热时间160分钟，在热连轧机上轧制，粗轧开轧温度控制为1150℃,粗轧终轧温度控制为1050℃，粗轧5道次，中间坯厚为30mm，精轧开轧温度控制为1020℃，精轧终轧温度控制为880℃，精轧6道次，精轧平均每道次的压下量控制在25%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为15℃/S，卷取温度为590℃。将热轧后厚度为3.8mm的钢带酸洗后冷轧，轧制道次为8道，冷轧压下率为75%，冷轧后产品厚度为1.2mm。然后在罩式退火炉内退火，退火温度控制在675℃，保温时间12h，缓冷时间为24h。

其力学性能结果见表1。

表1实施例1的冷轧钢板的力学性能结果

实施例2

本实施例设计的冷轧钢板的化学成分按重量百分比是：C:0.1%,Si:0.28%,Mn:1.8%,Nb:0.06%;Ti:0.14%;Cr:1.0%；P:0.009%;S:0.003%；N:0.0045%；O:0.0036%；Alt:0.032%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

按照上述成分设计将原料在120吨转炉上冶炼，并在精炼过程中进行Nb，Ti，Cr合金化处理，然后连铸成175mm×1230mm×11800mm的连铸坯，将连铸坯加热到1260℃，加热时间172分钟，粗轧开轧温度控制为1190℃,粗轧终轧温度控制为1040℃，粗轧5道次，中间坯厚35mm，此后对中间坯进行精轧，精轧开轧温度控制为1000℃，精轧终轧温度控制为850℃，精轧5道次，精轧平均每道次的压下量控制在24%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为20℃/S，卷取温度为550℃；将热轧后厚度为3.7mm的钢带酸洗后冷轧，轧制道次为9道，冷轧压下率为80%，冷轧后产品厚度为1.0mm。然后在罩式退火炉内退火，退火温度控制在645℃，保温时间13h,缓冷时间为25h。

其力学性能检验结果见表2。

表2实施例2的冷轧钢板的力学性能结果

实施例3

本实施例设计的冷轧钢板的化学成分按重量百分比是：C:0.09%,Si:0.18%,Mn:1.85%,Nb:0.055%;Ti:0.16%;Cr:0.9%；P:0.01%;S:0.004%；N:0.0041%；O:0.0033%；Alt:0.030%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

按照上述成分设计将原料在120吨转炉上冶炼，并在精炼过程中进行Nb，Ti，Cr合金化处理，然后连铸成175mm×1230mm×11800mm的连铸坯，将连铸坯加热到1270℃，加热时间165分钟，粗轧开轧温度控制为1180℃,粗轧终轧温度控制为1040℃，粗轧5道次，中间坯厚33mm，此后对中间坯进行精轧，精轧开轧温度控制为1000℃，精轧终轧温度控制为850℃，精轧5道次，精轧平均每道次的压下量控制在23%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为22℃/S，卷取温度为570℃；将热轧后的3.7mm的钢带酸洗后冷轧，轧制道次为9道，冷轧压下率为82%，冷轧后产品厚度为1.1mm。在罩式退火炉内退火，退火温度控制在700℃，保温时间14.5h，缓冷时间为26h。

产品力学性能检验结果见表3。

表3实施例3的冷轧钢板的力学性能结果

实施例4

本实施例设计的冷轧钢板的化学成分按重量百分比是：C:0.09%,Si:0.20%,Mn:1.82%,Nb:0.040%;V:0.045%;Ti:0.12%;Cr:0.92%；P:0.01%;S:0.004%；N:0.0041%；O:0.0033%；Alt:0.030%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

按照上述成分设计将原料在120吨转炉上冶炼，并在精炼过程中进行Nb，Ti，Cr，V合金化处理，然后连铸成175mm×1230mm×11800mm的连铸坯，将连铸坯加热到1270℃，加热时间166分钟，粗轧开轧温度控制为1180℃,粗轧终轧温度控制为1045℃，粗轧5道次，中间坯厚31mm，此后对中间坯进行精轧，精轧开轧温度控制为1050℃，精轧终轧温度控制为855℃，精轧5道次，精轧平均每道次的压下量控制在23%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为22℃/S，卷取温度为570℃；将热轧后的3.7mm的钢带酸洗后冷轧，轧制道次为10道，冷轧压下率为85%，冷轧后产品厚度为1.0mm。在罩式退火炉内退火，退火温度控制在700℃，保温时间13.5h，缓冷时间为26h。

产品力学性能检验结果见表4。

表4实施例4的冷轧钢板的力学性能结果

实施例5

本实施例设计的冷轧钢板的化学成分按重量百分比是：C:0.08%,Si:0.18%,Mn:1.82%,V:0.045%;Ti:0.15%;Cr:1.0%；P:0.008%;S:0.003%；N:0.0046%；O:0.0035%；Alt:0.030%；其余为铁Fe和不可避免杂质。

按照上述成分设计将原料在120吨转炉上冶炼，并在精炼过程中进行V，Ti，Cr合金化处理，然后连铸成175mm×1230mm×11800mm的连铸坯，将连铸坯加热到1260℃，加热时间162分钟，粗轧开轧温度控制为1170℃,粗轧终轧温度控制为1035℃，粗轧5道次，中间坯厚32mm，此后对中间坯进行精轧，精轧开轧温度控制为1050℃，精轧终轧温度控制为855℃，精轧5道次，精轧平均每道次的压下量控制在23%，精轧机间采用水冷；将上述轧制后坯料进行层流冷却，冷却速度为22℃/S，卷取温度为570℃；将热轧后的3.7mm的钢带酸洗后冷轧，轧制道次为11道，冷轧压下率为85%，冷轧后产品厚度为0.85mm。在罩式退火炉内退火，退火温度控制在700℃，保温时间14h，缓冷时间为26h。

产品力学性能检验结果见表5。

表5实施例5的冷轧钢板的力学性能结果

试验结果表明本发明提高强度的同时，具备良好的焊接性能和冷成型性能，满足汽车结构钢用户的使用的要求。选择具有代表性的显微组织如图1所示。图1是实施例5制备的高强度钢板的退火显微组织，从图中可以看出部分再结晶组织与冷轧退火后残余的纤维结构共存，再结晶组织保证980Mpa级钢具备一定的塑性，纤维组织及亚结构保证了钢的高强度。

Claims (6)

1.一种屈服强度980MPa级冷轧钢板的制造方法，包括冶炼、精炼、连铸、热轧、冷轧、退火工序，其特征在于，

在所述热轧工序中，将通过所述冶炼、所述精炼和所述连铸的工序得到的连铸坯置于加热炉中，加热温度为1200～1300℃，所述连铸坯厚度为170-175mm；所述热轧工序中的粗轧轧制道次为3-5道次，所述粗轧后的中间坯料厚度为28-40mm，热轧终轧温度为850-900℃，然后进行层流冷却，冷却速度为5-20℃/s，热轧成品厚度小于4mm，卷取温度为550℃～650℃；

在所述退火工序中，采用罩式退火炉对冷轧后的钢材进行退火处理，退火温度为600～720℃，保温时间为10-16h；

在所述退火工序后进行缓冷，缓冷时间为20-30h；

该屈服强度980MPa级冷轧钢板按重量百分比由以下化学成分组成：C:0.08～0.13％；Si:0.05～0.5％；Mn:1.2～2.0％；P≤0.010％；S≤0.005％；Cr:0.6～1.5％；Ti:0.08～0.20％，Nb:0.02～0.08％，V:0.04～0.2％，Nb、V和Ti任选一种或多种；Alt:0.02～0.1％；N≤0.006％；O≤0.004％；其余为铁Fe和不可避免杂质。

2.根据权利要求1所述的屈服强度980MPa级冷轧钢板的制造方法，其特征在于，

在所述冷轧工序中，将经过所述热轧工序的原料进行酸洗，去除表面氧化铁皮后进行重卷，然后在轧机上进行轧制，冷轧压下率为65％-85％。

3.根据权利要求2所述的屈服强度980MPa级冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述冷轧压下率为70-80％，所述轧机为可逆轧机。

4.根据权利要求1所述的屈服强度980MPa级冷轧钢板的制造方法，其特征在于，

所述缓冷时间为24-26h。

5.根据权利要求1所述的屈服强度980MPa级冷轧钢板的制造方法，其特征在于，

所述退火温度为650～680℃之间，保温时间为12-14h。

6.根据权利要求2所述的屈服强度980MPa级冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述轧机为可逆轧机，所述冷轧压下率是在8～12道次内完成。