本发明属于钢铁材料
技术领域：
，尤其涉及一种冷轧双相钢及其制备方法。
背景技术：
随着汽车燃油标准日益严格和车身设计轻量化逐步推进，汽车新车型开始使用更高比例的先进高强钢，特别是抗拉强度超过1000mpa及以上高强钢越来越多的得到应用。过去几年，先进高强度钢在每辆车中用量的增长高于预期，尽管出现了铝、镁、碳纤维等替代性汽车材料，但从生产、使用、报废回收的整个生命周期看，钢材的二氧化碳排放量最低，具有其他材料不可比拟的竞争优势，未来仍将是汽车制造的主导材料。汽车结构件设计的复杂多样性决定着零件成形方式日渐多样化。除了传统的拉延类零件外，先进高强钢特别是拉延性相对较差的1000mpa及以上高强钢越来越多的应用于翻边类、扩孔类零件上。因此，在保证强度等指标满足标准要求的同时，对材料的扩孔性能要求也越来越高，高扩孔性也成为双相高强钢的一项重要指标。但现有高强钢的扩孔性能均不理想。技术实现要素：针对
背景技术：
中的上述缺陷，本发明的主要目的在于提供一种冷轧双相钢，其为抗拉强度达到1000mpa级的冷轧双相高强钢，且材料的扩孔性能好，屈服强度高。为了达到上述目的，本发明采用如下技术方案:一种冷轧双相钢，包括如下重量百分比的成分：c：0.06％～0.10％，si:0.3％～0.6％，mn:2.2％～2.6％，p：≤0.02％，s：≤0.02％，alt:0.03％～0.08％，cr:0.8-1.1％，nb:0.03-0.06％，ti:0.01-0.03％，n≤0.005％，余量为fe及杂质元素。作为进一步的优选，所述冷轧双相钢中包含纳米级tic、nbc、ti(cn)析出相。作为进一步的优选，所述冷轧双相钢金相组织包括灰色铁素体，亮白色马氏体及黑色贝氏体。作为进一步的优选，所述c含量为0.08％～0.10％。作为进一步的优选，所述si含量为0.4％～0.5％，所述alt含量为0.04％～0.05％。作为进一步的优选，所述mn含量为2.2％～2.4％。作为进一步的优选，所述cr含量为0.9-1.0％。作为进一步的优选，所述nb含量为0.04-0.05％。作为进一步的优选，所述ti含量为0.01-0.02％。本发明的另一目的在于提供上述冷轧双相钢的制备方法，包括如下步骤：钢水冶炼并连铸成板坯；所述板坯化学成分重量百分比如下：c：0.06％～0.10％，si:0.3％～0.6％，mn:2.2％～2.6％，p：≤0.02％，s：≤0.02％，alt:0.03％～0.08％，cr:0.8-1.1％，nb:0.03-0.06％，ti:0.01-0.03％，n≤0.005％，余量为fe及杂质元素；将所述板坯进行加热后，进行粗轧及精轧，以获得热轧板；将所述热轧板进行层流冷却；将所述热轧板卷取，得到热轧成品；将所述热轧成品冷轧获得冷硬带钢；将所述冷硬带钢退火，获得所述冷轧双相钢产品；其中，所述板坯进行加热时，板坯加热温度为1120～1300℃，保持在炉时间为180min，出炉温度1120～1230℃；所述粗轧的出口温度为950～1030℃，所述精轧的终轧温度为820～930℃，然后以10～20℃/s的速率层流冷却至550～620℃后卷取，自然冷却至室温，得到热轧成品；所述冷硬带钢退火时，所述退火的加热速度为6-15℃/s，加热和均热温度为760～820℃，然后以5～8℃/s速率缓冷至630～670℃，再以30～40℃/s的速率快速冷却至290～340℃等温处理，随后空冷至室温。本发明的有益效果是：本发明冷轧双相钢，包括如下重量百分比的成分：c：0.06％～0.10％，si:0.3％～0.6％，mn:2.2％～2.6％，p：≤0.02％，s：≤0.02％，alt:0.03％～0.08％，cr:0.8-1.1％，nb:0.03-0.06％，ti:0.01-0.03％，n≤0.005％，余量为fe及杂质元素。本发明双相钢抗拉强度达到1000mpa级，在成分设计上采用以cr代替mo、添加微量nb元素，基本不增加合金成本；通过降低c含量并在退火阶段低温回火处理使得马氏体硬度降低，降低了软硬两相硬度差，进而改善材料的扩孔性能。在原来单ti基础上，另外采用微量添加nb元素，复合微合金元素ti与c元素形成纳米析出相使得晶粒细化，同时弥散分布于所述双相钢铁素体基体中获得足够的析出强度，从而使得材料的屈服强度提高。附图说明图1为本申请实施例1制备的的冷轧双相高强钢sem组织图。图2为本申请实施例2制备的的冷轧双相高强钢sem组织图。图3为对比例1生产的冷轧双相高强钢sem组织图。图4为对比例2生产的冷轧双相高强钢sem组织图。具体实施方式本发明通过提供一种冷轧双相钢及其制备方法，得到了扩孔性能及屈服强度良好的抗拉强度1000mpa级冷轧双相高强钢。现有技术一般通过添加足量的碳成分设计理念并在后续连续退火过程中快速冷却获得高含量(20-30％)马氏体从而满足1000mpa以上的抗拉强度，快速冷却过程碳保留在过冷奥氏体中，并最终得到富碳且硬度较高的马氏体。但这样的两相组织具有较高的硬度差，并在局部成形(翻边或扩孔)时导致相界面早期开裂，这对零件成形极为不利。为了解决上述问题，本发明实施例的主要思路是：本发明实施例冷轧双相钢，包括如下重量百分比的成分：c：0.06％～0.10％，si:0.3％～0.6％，mn:2.2％～2.6％，p：≤0.02％，s：≤0.02％，alt:0.03％～0.08％，cr:0.8-1.1％，nb:0.03-0.06％，ti:0.01-0.03％，n≤0.005％，余量为fe及杂质元素。上述nb元素、ti元素和所述c元素结合形成纳米级tic、nbc、ti(cn)析出相。上述主要合金元素作用和限定范围如下：碳c：直接影响临界区处理后dp钢中马氏体的体积分数和马氏体中碳含量，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证不同级别双相钢的强度，本发明采用的碳元素含量为0.06％～0.10％。硅si：有助于扩大临界区范围,并对铁素体中固溶的碳清除和净化作用，但硅含量增加容易导致热轧表面红磷缺陷，对表面控制不利，因此硅含量需要对上限做明确规定，本发明采用的硅元素为si:0.3％～0.6％。锰mn:增加在临界区加热时形成的奥氏体岛的淬透性，可以降低形成给定马氏体量的冷却速率，且对双相钢强化具有重要作用，本发明采用的锰元素含量为2.2％～2.6％。铝alt：铝元素作用与si相似，可以有效抑制残余奥氏体分解及碳化物析出，但铝元素含量过高容易产生连铸过程水口堵塞等问题，本发明采用的铝元素含量为0.03％～0.08％。磷p/硫s：磷和硫元素作为有害元素，应尽量控制其含量，本发明采用的磷元素和硫元素含量控制在0.02％以下。铬cr：铬元素显著增加钢的淬透性，在不添加成本高的mo元素前提下，铬对于马氏体的形成具有重要作用。本发明采用的铬元素含量为0.8-1.1％。ti钛：钛作为强碳化物形成元素，钛元素与碳、氮元素结合形成纳米ti(cn)、tic起到细化晶粒、析出强化效果，本发明采用的钛元素含量为0.01-0.03％。nb铌：铌元素为强碳化物元素，其析出效果较ti元素强，本发明采用的nb含量为0.03-0.06％。本发明实施例冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：钢水冶炼并连铸成板坯；所述板坯化学成分重量百分比如上所述；将所述板坯进行加热后，进行粗轧及精轧，以获得热轧板；将所述热轧板进行层流冷却；将所述热轧板卷取，得到热轧成品；将所述热轧成品冷轧获得冷硬带钢；将所述冷硬带钢退火，获得所述冷轧双相钢产品。本发明通过成分的配比设计以及选用相应的制备方法，且对方法中的参数进行调整，保证了最终双相钢产品的实际性能以及表面质量，获得了高扩孔性的1000mpa级冷轧双相高强钢，解决了在不显著增加成本的情况下既满足超高强度又提高材料的扩孔性能的技术问题。为了让本发明之上述和其它目的、特征、和优点能更明显易懂，下文特举数实施例，来说明本发明所述之冷轧双相钢及其制备方法。本发明实施例抗拉强度1000mpa级冷轧双相钢及其制备方法，包括以下步骤：(1)将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；实际化学成分如表1所示。表1抗拉强度1000mpa级冷轧双相钢化学成分(wt％)(2)将所述板坯进行加热后，进行粗轧及精轧，以获得热轧板；将所述热轧板进行层流冷却；将所述热轧板卷取，得到热轧成品；其中，所述板坯进行加热时，板坯加热温度为1120～1300℃，保持在炉时间为180min，出炉温度1120～1230℃；所述粗轧的出口温度为950～1030℃，所述精轧的终轧温度为820～930℃，然后以10～20℃/s的速率层流冷却至550～620℃后卷取，自然冷却至室温，得到热轧成品；热轧工艺各实施例具体参数如表2所示。表2抗拉强度1000mpa级冷轧双相钢热轧工艺(3)将所述热轧成品冷轧获得冷硬带钢；(4)将所述冷硬带钢退火，获得所述冷轧双相钢产品；其中，所述退火的加热速度为6-15℃/s，加热和均热温度为760～820℃，然后以5～8℃/s速率缓冷至630～670℃，再以30～40℃/s的速率快速冷却至290～340℃等温处理，随后空冷至室温。退火工艺各实施例具体参数如表3所示。表3抗拉强度1000mpa级冷轧双相钢退火工艺参照图1，本发明实施例1得到1000mpa高强钢组织为以弥散化亮白马氏体、灰色铁素体及少量黑色贝氏体为主。参照图2，本发明实施例2得到1000mpa高强钢组织为以弥散化亮白色马氏体、灰色铁素体及少量黑色贝氏体为主。对上述实施例及下述的对比例冷轧双相钢成品取样进行力学性能测试，结果见表4。各性能采用常规检测方法，不再赘述。对比例1成分满足c：0.10％～0.12％，si:0.4％～0.5％，mn:2.2％～2.4％，p：≤0.02％，s：≤0.02％，alt:0.04％～0.05％，cr:0.4-0.6％，mo:0.2-0.3％，ti:0.02-0.03％，n≤0.005％。经冶炼连铸成坯，板坯加热至1150℃，保持在炉时间为180min,出炉温度1120℃，粗轧出口温度980℃，热轧终轧温度850℃，然后以18℃/s层流冷却至660℃后卷取，自然冷却至室温，经酸洗，冷轧后经连续退火处理，连续退火阶段带钢以7℃/s加热速度升温至规定的退火温度，加热和均热温度为790℃，以8℃/s速率缓冷至630℃，以32℃/s冷却至260℃，随后空冷至室温。参照图3，本发明对比例得到1000mpa组织为以弥散化亮白色马氏体、灰色铁素体及少量黑色贝氏体为主，其力学性能见表4。对比例2成分满足c：0.19％～0.21％，si:1.4％～1.6％，mn:1.7％～1.9％，p：≤0.02％，s：≤0.02％，alt:0.04％～0.06％，n≤0.005％。经冶炼连铸成坯，板坯加热至1150℃，保持在炉时间为180min,出炉温度1120℃，粗轧出口温度960℃，热轧终轧温度880℃，然后以18℃/s层流冷却至660℃后卷取，自然冷却至室温，经酸洗，冷轧后经连续退火处理，连续退火阶段带钢以7℃/s加热速度升温至规定的退火温度，加热和均热温度为780℃，以8℃/s速率缓冷至640℃，以36℃/s冷却至260℃，随后空冷至室温。参照图4，本发明对比例2得到1000mpa组织为以连续马氏体、多边形铁素体为主，其力学性能见表4。表4抗拉强度1200mpa级冷轧双相钢力学性能rp0.2/mparm/mpaa80/％屈强比扩孔率/％实施例17671029100.7452实施例2782101790.7755实施例3772101990.7551实施例47751021100.7653实施例57801026110.7752对比例1665100990.6642对比例25781055120.5534从表4可以看出，本发明实施例提供的一种提高1000mpa级冷轧高强钢扩孔性的生产方法，生产出的产品具有高屈强比和高扩孔性的特点，抗拉强度大于1000mpa，屈强比大于0.7，断后延伸率大于8％，能满足标准要求。上述本申请实施例中的技术方案，至少具有如下的技术效果或优点：本发明实施例冷轧双相钢，包括如下重量百分比的成分：c：0.06％～0.10％，si:0.3％～0.12％，mn:2.2％～2.6％，p：≤0.02％，s：≤0.02％，alt:0.03％～0.08％，cr:0.8-1.1％，nb:0.03-0.06％，ti:0.01-0.03％，n≤0.005％，余量为fe及杂质元素。本发明双相钢抗拉强度达到1000mpa级，在成分设计上采用以cr代替mo、添加微量nb元素，基本不增加合金成本；通过降低c含量并在退火阶段低温回火处理使得马氏体硬度降低，降低了软硬两相硬度差，进而改善材料的扩孔性能。在原来单ti基础上，另外采用微量添加nb元素，复合微合金元素ti与c元素形成纳米析出相使得晶粒细化，同时弥散分布于所述双相钢铁素体基体中获得足够的析出强度，从而使得材料的屈服强度提高。以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。当前第1页12