低屈服强度冷轧高强度钢板及其制备方法技术领域
本发明涉及低屈服强度冷轧高强度钢板及其制备方法，属于汽车用冷轧高强钢技术领域。
背景技术
随着汽车轻量化技术的发展，汽车用钢朝着高强钢方向发展已成为必然趋势。双相钢等
高强钢具有低屈服强度、高抗拉强度和优良塑性等特点，成为汽车用首选高强钢，其用量预
计在汽车用先进高强钢中将超过70％。随着国内汽车板产能的不断释放，高强钢市场的竞争
也越来越激烈，低成本高性能的高强钢已经成为各企业追求的目标，受到极大关注。
专利CN 104195434A公开了抗拉强度390MPa级轿车内部结构件用热镀锌高强钢及其生
产方法，其化学成分质量百分比为：C：0.0027～0.0035％，Si：0.071～0.095％，Mn：0.78～0.95％，
P：0.060～0.075％，S≤0.003％，Als：0.015～0.030％，Nb：0.040～0.045％，Ti：0.039～0.045％，
B：0.0008～0.0014％，N≤0.003％，余量为Fe及不可避免杂质；通过935～955℃终轧、680～700℃
卷取、790～810℃退火得到了抗拉强度大于390MPa的热镀锌高强钢。尽管通过其化学成分和
生产方法制备的冷轧高强度具有优良的力学性能和成形性能，但该高强钢为超低碳钢，需要
进行RH真空处理等工序，其生产难度和制造成本较高。
专利CN 103882292A公开了一种碳素结构钢生产方法，其化学成分百分比为：C：
0.06～0.10％，Si≤0.60％，Mn：1.20～1.50％，Al：0.02～0.06％，P≤0.030％，S≤0.010％，N：
0.0020～0.0050％，余量为Fe及不可避免杂质；通过860～900℃终轧、600～640℃卷取、760～800℃
退火、650～680℃缓冷、360～400℃过时效处理得到了抗拉强度大于400MPa的冷轧碳素结构
钢。通过该方法生产的冷轧碳素结构钢满足力学性能要求，但C、Mn含量较高影响其焊接性
能，同时需要精确控制N含量使炼钢生产难度和成本增加。
发明内容
本发明所要解决的第一个技术问题是提供一种焊接性能更好的低屈服强度冷轧高强度钢
板。
该低屈服强度冷轧高强度钢板的化学成分按质量百分比计为：C：0.03～0.05％，
Si≤0.10％，Mn：1.0～1.30％，Als：0.02～0.06％，P≤0.020％，S≤0.015％，N≤0.006％，余量
为Fe及不可避免杂质。
进一步地，所述低屈服强度冷轧高强度钢板，化学成分质量百分比优选：C：0.03～0.05％，
Si≤0.05％，Mn：1.00～1.15％，Als：0.03～0.05％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量
为Fe及不可避免杂质。
碳：C作为高强度最重要的组分之一，决定了钢板的强度、塑性和成形性能。C是钢铁
材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa。
C含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低，高强度中一般不低于
0.02％；C含量过高时，高强度的塑性和焊接性能下降，高强度中一般不高于0.20％。本发明
C含量为0.03～0.06％，优选为0.03～0.05％，能满足钢板对强度、塑性和成形性能的要求。
硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti
和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，
从而提高其稳定性。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增
加了除鳞难度。本发明Si含量≤0.10％，优选为≤0.05％，屈服强度能满足要求。
锰：Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，高强度中一般不低于
1.20％。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强
化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，
改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的
临界冷却速率。本发明Mn含量为0.90～1.30％，优选为1.00～1.20％，能获得一定体积分数的
贝氏体组织。
铝：Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；
另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。本发明Al含量为
0.02～0.06％，优选为0.03～0.05％，满足钢对脱氧剂的需求。
进一步地，所述低屈服强度冷轧高强度钢板，主要由铁素体和贝氏体组成，其屈服强度
为230～260MPa，抗拉强度为400～440MPa，伸长率为40.0～43.0％。
进一步地，所述低屈服强度冷轧高强度钢板，采用如下方法制得：
(1)冶炼工序：a、按化学成分质量百分比冶炼钢；b、将a步骤冶炼的钢铸造成板坯；
(2)热轧工序：将铸造成的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，
其中精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为880～940℃，卷取温度为645～700℃；
(3)酸轧工序：将上述热轧卷酸洗，然后冷轧成冷轧薄带钢，其中冷轧压下率为60～
74％；
(4)连续退火工序：将上述冷轧薄带钢连续退火，制得冷轧高强度钢板；
其中退火温度为780～820℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度630～680℃，其缓冷
速率为CR1为1～8℃/s，随即快速冷却至过时效温度250～350℃，其快冷速率CR2为10～
50℃/s，最后冷却至室温；
其中缓冷速率CR1优选5～8℃/s，快冷速率CR2优选25～35℃/s。
进一步地，所述卷取温度为645～670。
进一步地，所述冷轧压下率为61～69％。
本发明要解决的第二个问题是提供制造上述焊接性能更好的低屈服强度冷轧高强度钢板
的方法，该方法包括如下步骤：
(1)冶炼工序：a、按化学成分质量百分比冶炼钢；b、将a步骤冶炼的钢铸造成板坯；
(2)热轧工序：将铸造成的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，
其中精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为880～940℃，卷取温度为645～700℃；
(3)酸轧工序：将上述热轧卷酸洗，然后冷轧成冷轧薄带钢，其中冷轧压下率为60～
74％；
(4)连续退火工序：将上述冷轧薄带钢连续退火，制得冷轧高强度钢板；
其中退火温度为780～820℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度630～680℃，其缓冷
速率为CR1为1～5℃/s，随即快速冷却至过时效温度250～350℃，其快冷速率CR2为10～
50℃/s，最后冷却至室温。
进一步地，低屈服强度冷轧高强度钢板的制备方法中卷取温度为645～670。
进一步地，低屈服强度冷轧高强度钢板的制备方法中冷轧压下率为61～69％。
本发明相比传统冷轧高强钢而言，降低C含量同时增加了Mn含量以改善其综合性能，
具有如下有益效果：
(1)优良成形性能、屈服强度和屈强比较低，伸长率较高；
(2)C、Si、Mn等元素含量较少，具有优良焊接性能；
(3)其制备方法简单，生产成本低，易推广。
附图说明
图1为本发明低屈服强度冷轧高强度钢板的连续退火工艺示意图；
图2为本发明低屈服强度冷轧高强度钢板的微观组织形貌图。
附图标记：CR1-缓冷速率、CR2-快冷速率、Ⅰ-加热、Ⅱ-两相区保温、Ⅲ-缓冷、Ⅳ-
快冷、Ⅴ-过时效、Ⅵ-终冷。
具体实施方式
本发明提供了一种焊接性能更好的低屈服强度冷轧高强度钢板，该低屈服强度冷轧高强
度钢板的化学成分按质量百分比计为：C：0.03～0.05％，Si≤0.10％，Mn：1.0～1.30％，Als：
0.02～0.06％，P≤0.020％，S≤0.015％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
进一步地，所述低屈服强度冷轧高强度钢板，化学成分质量百分比优选：C：0.03～0.05％，
Si≤0.05％，Mn：1.00～1.15％，Als：0.03～0.05％，P≤0.015％，S≤0.010％，N≤0.005％，余量
为Fe及不可避免杂质。
碳：C作为高强度最重要的组分之一，决定了钢板的强度、塑性和成形性能。C是钢铁
材料中固溶强化效果最明显的元素，钢中固溶C含量增加0.1％，其强度可提高约450MPa。
C含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，导致强度偏低，高强度中一般不低于
0.02％；C含量过高时，高强度的塑性和焊接性能下降，高强度中一般不高于0.20％。本发明
C含量为0.03～0.06％，优选为0.03～0.05％，能满足钢板对强度、塑性和成形性能的要求。
硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti
和Ni等元素强；Si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶C原子充分向奥氏体中富集，
从而提高其稳定性。然而，Si含量过高时，Si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增
加了除鳞难度。本发明Si含量≤0.10％，优选为≤0.05％，屈服强度能满足要求。
锰：Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，高强度中一般不低于
1.20％。Mn既可与C结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强
化效果。Mn易与S结合形成高熔点化合物MnS，从而消除或削弱由于FeS引起的热脆现象，
改善钢的热加工性能。Mn可以提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而显著降低马氏体的
临界冷却速率。本发明Mn含量为0.90～1.30％，优选为1.00～1.20％，能获得一定体积分数的
贝氏体组织。
铝：Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；
另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。本发明Al含量为
0.02～0.06％，优选为0.03～0.05％，满足钢对脱氧剂的需求。
进一步地，所述低屈服强度冷轧高强度钢板，主要由铁素体和贝氏体组成，其屈服强度
为230～260MPa，抗拉强度为400～440MPa，伸长率为40.0～43.0％。
进一步地，所述低屈服强度冷轧高强度钢板，采用如下方法制得：
(1)冶炼工序：a、按化学成分质量百分比冶炼钢；b、将a步骤冶炼的钢铸造成板坯；
(2)热轧工序：将铸造成的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，
其中精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为880～940℃，卷取温度为645～700℃；
(3)酸轧工序：将上述热轧卷酸洗，然后冷轧成冷轧薄带钢，其中冷轧压下率为60～
74％；
(4)连续退火工序：将上述冷轧薄带钢连续退火，制得冷轧高强度钢板；
其中退火温度为780～820℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度630～680℃，其缓冷
速率为CR1为1～8℃/s，随即快速冷却至过时效温度250～350℃，其快冷速率CR2为10～
50℃/s，最后冷却至室温；
其中缓冷速率CR1优选5～8℃/s，快冷速率CR2优选25～35℃/s。
进一步地，所述卷取温度为645～670。
进一步地，所述冷轧压下率为61～69％。
本发明还提供制造上述焊接性能更好的低屈服强度冷轧高强度钢板的方法，该方法包括
如下步骤：
(1)冶炼工序：a、按化学成分质量百分比冶炼钢；b、将a步骤冶炼的钢铸造成板坯；
(2)热轧工序：将铸造成的板坯经过加热、除鳞、粗轧、精轧和层流冷却后获得热轧卷，
其中精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为880～940℃，卷取温度为645～700℃；
(3)酸轧工序：将上述热轧卷酸洗，然后冷轧成冷轧薄带钢，其中冷轧压下率为60～
74％；
(4)连续退火工序：将上述冷轧薄带钢连续退火，制得冷轧高强度钢板；
其中退火温度为780～820℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度630～680℃，其缓冷
速率为CR1为1～5℃/s，随即快速冷却至过时效温度250～350℃，其快冷速率CR2为10～
50℃/s，最后冷却至室温。
进一步地，低屈服强度冷轧高强度钢板的制备方法中卷取温度为645～670。
进一步地，低屈服强度冷轧高强度钢板的制备方法中冷轧压下率为61～69％。
下面结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的描述，并不因此将本发明限制在所
述的实施例范围之中。
实施例1～4
本发明提供的低屈服强度冷轧高强度钢板，其制备方法如下：
(1)经过冶炼工艺，制备了如下表1所示化学成分的冷轧高强度钢板板坯：
表1冷轧高强度钢板化学成分(wt.％)
实施例
C
Si
Mn
P
S
Als
N
1
0.04
0.02
1.20
0.015
0.007
0.040
0.004
2
0.05
0.01
1.15
0.013
0.005
0.035
0.005
3
0.03
0.05
1.00
0.020
0.010
0.050
0.006
4
0.05
0.10
1.30
0.015
0.015
0.060
0.005
(2)将铸坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，其中加热温度1220～1260℃，
精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为880～940℃，卷取温度为640～700℃；具体热轧工
艺参数如下表2所示：
表2高强钢热轧主要工艺参数
实施例
加热温度/℃
精轧温度/℃
终轧温度/℃
卷取温度/℃
热轧厚度/mm
1
1240
1050
880～910
645～670
4.5
2
1240
1080
910～940
685～700
3.2
3
1240
1100
880～910
645～670
2.8
4
1240
1000
910～940
670～700
4.8
(3)将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中实施例1、实施例2、实施例3和实施例4
的冷轧压下率分别为66.7％、68.8％、74.0％、61.3％。
(4)将冷轧薄带钢经连续退火工艺处理后制成所需产品，其中退火温度为780～820℃，
从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度630～680℃，其缓冷速率CR1为1～5℃/s，随即快速冷却
至过时效温度250～350℃，其快冷速率CR2为10～50℃/s，最后冷却至室温。具体连续退火工
艺参数如表3所示：
表3连续退火主要工艺参数
经上述工艺制备的冷轧高强钢其微观组织如图2所示，其力学性能如下表4所示：
表4本发明冷轧高强钢力学性能
实施例
屈服强度/MPa
抗拉强度/MPa
伸长率/％
屈强比
1
239
413
41.5
0.58
2
254
428
40.0
0.59
3
236
436
40.6
0.54
4
243
405
42.3
0.60
结果表明，本发明制备的冷轧高强钢微观组织由铁素体和贝氏体组成，具有优良的力学
性能和成形性能，其屈服强度(230～260MPa)和屈强比(≤0.60)较低，抗拉强度(400-440MPa)
和伸长率(40.0-43.0％)较高。