技术领域
[0001] 本
发明属于
汽车用高强钢技术领域，具体涉及980MPa级低碳冷轧
双相钢及其制备方法。
背景技术
[0002] 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，低成本高性能的双相钢已经成为各企业追求的目标，受到极大关注。
[0003]
专利文献CN102828119A公开了高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及制备工艺，其优选化学成分百分比为：C：0.17～0.19％，Si：0.50～0.70％，Mn：1.80～2.00％，Cr：0.30～0.60％，Nb：0.04～0.06％，余量为Fe及不可避免杂质；通过740-840℃保温、640-760℃缓冷、170-400℃过时效处理，得到了抗拉强度大于980MPa的冷轧双相钢。尽管通过其化学成分和生产方法制备的冷轧双相钢具有优良的
力学性能，但其
焊接性能(较高碳含量)和高
轧制难度(Nb抑制奥氏体动态再结晶)是其主要弱点。碳含量较高使得冷轧双相钢焊接性能下降，最终必然影响双相钢在汽车上的广泛应用。
[0004] 专利文献CN102586688A公开了一种双相钢板及其制造方法，其化学成分百分比为：C：0.07～0.098％，Si：0.10～0.40％，Mn：1.95～2.20％，Cr：0.30～0.60％，Al：0.015～0.055％，Nb：0.015～0.04％，Ti：0.015～0.04％，Mo：0.20～0.40％，P≤0.015％，S≤
0.004％，N≤0.005％，余量为Fe及不可避免杂质；通过780-820℃保温、650-700℃缓冷、
200-300℃过时效处理，得到了抗拉强度大于980MPa的冷轧双相钢。尽管通过化学成分的优化，降低了碳含量从而使得焊接性能提高，然而含有大量Nb、Ti和Mo等微
合金元素使得生产成本明显增加。另外，在
热轧过程中，C、Nb、Mo复合抑制奥氏体再结晶等作用，使得热轧难度显著提高。
[0005] 专利文献CN102517492A公开了一种经亚温
退火处理的含
钒深冲双相钢的制备方法，其化学成分百分比为：C：0.01～0.10％，Si：1.00-2.00％，Mn：0.10～1.00％，V：0.02～0.08％，P：0.01～0.10％，S≤0.01％，余量为Fe及不可避免杂质；通过750～800℃亚温退火、800～850℃保温、20～50℃/s快冷、250～300℃过时效的方法获得了抗拉强度大于
600MPa、r值大于1.4的冷轧双相钢。该发明主要是利于V固定C
原子的作用，从而获得高强度、高r值的冷轧双相钢。然而，该方法需要两次退火、生产周期长，严重影响工业化生产效率。
发明内容
[0006] 本发明解决的技术问题是现有980MPa级冷轧双相钢生产成本高、生产难度大。
[0007] 本发明解决上述问题的技术方案是提供980MPa级低碳冷轧双相钢，其化学成分
质量百分比为：C：0.05～0.10％，Si：0.30～0.70％，Mn：2.00～2.50％，Cr：0.40～0.80％，Al：0.01～0.06％，V：0.05～0.15％，P≤0.020％，S≤0.010％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
[0008] 优选的，本发明提供980MPa级低碳冷轧双相钢，其化学成分质量百分比为C：0.06～0.08％，Si：0.40～0.60％，Mn：2.20～2.50％，Cr：0.60～0.80％，Al：0.02～0.05％，V：0.05～0.10％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0009] 其中，双相钢的微观组织主要由
铁素体和
马氏体组成。
[0010] 其中，双相钢屈服强度为570～650MPa，抗拉强度为1000～1080MPa，伸长率(A80)为10.0～15.0％。
[0011] 本发明还提供980MPa级低碳冷轧双相钢的制备方法，包括如下步骤：根据上述双相钢化学成分质量百分比进行
冶炼，在转炉中控制V含量，冶炼后
铸造成
板坯，然后经热轧、酸轧、退火工艺，得到980MPa级低碳冷轧双相钢。
[0012] 其中，热轧包括加热、粗轧、精轧和卷取。
[0013] 其中，热轧过程中，加热
温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，精轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃。
[0014] 其中，酸轧为
酸洗后冷轧，冷轧压下率为40～70％。
[0015] 其中，退火温度为800～850℃，从退火温度缓慢冷却至700～750℃，随即快速冷却至过时效温度200～300℃，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
[0016] 进一步的，退火温度为800～850℃，从800～850℃以2～5℃/s冷却至700～750℃，随即以30～80℃/s冷却至过时效温度200～300℃，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
[0017] 本发明的有益效果：
[0018] 1、本发明提供的低碳冷轧双相钢屈服强度为570～650MPa，抗拉强度为1000～1080MPa，伸长率(A80)为10.0～15.0％，微观组织主要由铁素体和马氏体组成，具有良好的力学性能、焊接性能和成形性能；
[0019] 2、本发明低碳冷轧双相钢不含价格昂贵的Nb、Mo，冶炼过程在转炉中控制V含量，生产成本降低；
[0020] 3、未添加Nb等提高热轧
变形抗力的微
合金元素，生产难度降低。
附图说明
[0021] 图1为本发明低碳冷轧双相钢的连续退火工艺示意图；
[0022] 图2为本发明低碳冷轧双相钢的微观组织形貌图。
具体实施方式
[0023] 本发明提供980MPa级低碳冷轧双相钢，其化学成分质量百分比为C：0.05～0.10％，Si：0.30～0.70％，Mn：2.00～2.50％，Cr：0.40～0.80％，Al：0.01～0.06％，V：0.05～0.15％，P≤0.020％，S≤0.010％，N≤0.006％，余量为Fe及不可避免杂质。
[0024] 优选的，本发明提供980MPa级低碳冷轧双相钢，其化学成分质量百分比为C：0.06～0.08％，Si：0.40～0.60％，Mn：2.20～2.50％，Cr：0.60～0.80％，Al：0.02～0.05％，V：0.05～0.10％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0025] C作为双相钢最重要的组分之一，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，双相钢中一般不低于0.02％；C含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.20％。因此，本发明C含量为0.05～0.10％，优选为0.06～0.08％。
[0026] 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，增加了除磷难度。因此，本发明Si含量为0.30～0.70％，优选为0.40～0.60％。
[0027] 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，双相钢中一般不低于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。因此，在本发明中Mn含量为2.00～2.50％，优选为2.20～2.50％。
[0028] Cr可以显著延迟珠光体和
贝氏体转变，使奥氏体充分转变为马氏体组织，从而获得较高的抗拉强度。由于Cr较Mo具有明显的成本优势，所以大量添加于冷轧和热
镀锌双相钢中。因此，在本发明中，Cr含量为0.30～0.80％，优选为0.60～0.80％。
[0029] V在双相钢中主要以VC形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用。在热轧后的冷却过程中，VC为铁素体晶粒提供大量形核
位置，使得铁素体晶粒明显细化。在冷轧退火加热过程中，未溶解VC颗粒可以钉扎铁素体
晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，VC溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶C原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在退火过程中，铁素体中的VC将重新析出，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，V含量为0.05～0.15％，优选为0.05～0.10％。
[0030] 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。因此，本发明中Al含量为0.01～0.06％，优选为0.02～0.05％。
[0031] 在化学成分的设计上，本发明采用低C保证冷轧双相钢的优良焊接性能，较高Mn、Cr替代Mo以降低其生产成本；以微量V来细化铁素体和马氏体晶粒，同时VC弥散析出起到沉淀强化的效果。
[0032] 本发明还提供980MPa级低碳冷轧双相钢的制备方法，按照上述双相钢化学成分进行冶炼，在转炉中控制V含量，冶炼后铸造成板坯，然后经热轧、酸轧、退火工艺，得到980MPa级低碳冷轧双相钢。
[0033] 具体地，可按照如下步骤进行：
[0034] (1)冶炼工序：根据上述所设计的化学成分进行冶炼，并在转炉中控制V含量(通过控制原有铁
水中V含量)，然后铸造成板坯；
[0035] (2)热轧工序：将
铸坯经过加热、除磷、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℃，精轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃；
[0036] (3)酸轧工序：将上述热轧卷经
过酸洗后冷轧成为冷轧薄带钢，其中冷轧压下率为40～70％；
[0037] (4)连续退火工序：将上述冷轧薄带钢经过连续退火后，制成所需冷轧双相钢钢板；其中退火温度为800～850℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度700～750℃，随即快速冷却至过时效温度200～300℃，其缓冷速率CR1为2～5℃/s，快冷速率CR2为30～80℃/s，最后冷却至室温，平整0.20～0.50％。
[0038] 以下通过
实施例对本发明作进一步的解释和说明。
[0039] 实施例1和实施例2分别按照本发明方法制备得到低碳冷轧双相钢DP1和DP2，具体步骤如下：
[0040] (1)经过冶炼工艺，制备了如下表1所示化学成分百分比的双相钢板坯；
[0041] 表1 双相钢化学成分(wt.％)
[0042]编号 C Si Mn P S Als Cr V N
DP1 0.06 0.60 2.20 0.015 0.003 0.035 0.80 0.05 0.0036
DP2 0.08 0.40 2.50 0.014 0.002 0.044 0.60 0.10 0.0038
[0043] (2)将铸坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，其中精轧开轧温度为1000～1100℃，精轧终轧温度为850～950℃，卷取温度为600～700℃，具体热轧工艺参数如下表2所示；
[0044] 表2 双相钢热轧主要工艺参数
[0045]编号 加热温度/℃ 精轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 热轧厚度/mm
DP1 1240 1060 850～900 600～650 4.0
DP2 1240 1080 900～950 650～700 3.0
[0046] (3)将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中DP1和DP2的冷轧压下率分别为55.0％和60.0％；
[0047] (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800～850℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度700～750℃，随即快速冷却至过时效温度200～300℃，其缓冷速率CR1为2～5℃/s，快冷速率CR2为30～80℃/s，最后冷却至室温，平整
0.20～0.50％，退火工艺示意图如图1所示，具体冷轧退火工艺参数如表3所示。
[0048] 表3 冷轧退火主要工艺参数
[0049]编号 退火温度/℃ 缓冷温度/℃ 过时效温度/℃ 快冷速率/℃/s
DP1 800 700 200 41
DP2 850 750 300 54
[0050] 经上述工艺制备的冷轧双相钢微观组织如图2所示，其力学性能与
现有技术的对比如下表4所示。
[0051] 表4 本发明与现有冷轧双相钢力学性能比较
[0052]编号 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 伸长率A80/％ 屈强比
DP1 586 1014 14.6 0.58
DP2 625 1072 11.2 0.58
CN 102828119A 447 1000 12.6 0.45
CN 102586688A 600 1023 14.0 0.59
[0053] 结果表明，本发明制备的冷轧双相钢微观组织由细小的铁素体和马氏体组成，其屈服强度(570～650MPa)和屈强比(≤0.60)较低，抗拉强度(1000-1080MPa)和伸长率(10.0-15.0％)较高。低碳冷轧双相钢未添加Mo、Nb等昂贵微合金元素，所以成本优势明显，同时C含量降低使其具有优良的成形性能和焊接性能。
