一种780MPa增强塑性双相钢及其制备方法与流程

一种780mpa增强塑性双相钢及其制备方法
技术领域
1.本发明属于钢材制备领域，特别涉及一种780mpa增强塑性双相钢及其制备方法。


背景技术：

2.随着汽车工业节能减排、轻量化发展，高强钢使用比例越来越多，而双相钢由于具有良好的综合力学性能应用最为广泛。但是在使用过程中发现，传统的dp钢在诸多高拉延性的零件上仍然成形困难，难以满足汽车设计复杂冲压结构件，这直接导致了冲压过程中开裂现象严重，例如传统的780mpa级别双相钢，其延伸率只有14-20％左右，极大的限制了其在复杂冲压件的应用。而采用trip钢，则导致合金含量较高，焊接问题较大，并且延伸率又富余，造成浪费。为此，奔驰及vda等纷纷提出了增强塑性双相钢的概念，即在双相钢铁素体、马氏体组织基础上引入少量残余奥氏体，获得一定的trip效应来改善延伸率。但目前国内尚缺乏相应的成分设计及组织性能调控经验。


技术实现要素：

3.本技术的目的在于提供一种780mpa增强塑性双相钢及其制备方法，以解决现有的高硅双相钢强度足够，但塑性不足、无法有效控制表面质量的技术问题。
4.本发明实施例提供了一种780mpa增强塑性双相钢，所述钢的化学成分以质量百分比计包括：
5.c：0.08-0.20％，si：0.8-1.2％，mn：1.0-2.8％，p：≤0.015％，s：≤0.006％，al：0.03-0.08％，mo：0.05-0.30％，ti：0.01-0.04％，n：≤0.003％，余量为fe和不可避免的杂质；
6.其中：
7.mo和si的质量之比≥0.1。
8.可选的，以质量百分比计，所述钢的金相组织包括：
9.铁素体：32-72％，马氏体：10-42％，残余奥氏体：3-15％，贝氏体：2-9％。
10.可选的，所述马氏体弥散分布于所述铁素体中，所述马氏体的尺寸为3-11μm；
11.所述残余奥氏体为薄膜层状，所述残余奥氏体的层间距为1-5μm。
12.可选的，所述铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，所述ti(n、c)纳米析出相的尺寸为2-10nm，所述ti(n、c)纳米析出相的个数＜6000个/μm3。
13.基于同一发明构思，本发明实施例还提供了一种如上所述的780mpa增强塑性双相钢的制备方法，包括如下步骤：
14.经冶炼得到符合所述化学成分的钢水；
15.将所述钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板；
16.将所述热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢；
17.将所述带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到所述780mpa增强塑性双相钢；
18.其中：
19.所述除磷的除磷液水压为40-60mpa；
20.所述精轧的终轧温度为870-950℃；
21.所述卷取的温度为500-660℃；
22.所述冷轧的总压下率为40-65％；
23.所述缓冷的终点温度为580-700℃；
24.所述时效处理的温度为260-360℃，所述时效处理的时间为250-330s；
25.所述终冷的温度为120-150℃；
26.所述精整的延伸率为0.1-0.7％。
27.可选的，所述加热的温度为1080-1170℃，所述加热的时间为200-300min。
28.可选的，所述加热的加热段露点温度为-(30-10)℃。
29.可选的，所述清洗包括物理刷洗和电解清洗。
30.可选的，所述快冷采用氢气气氛进行冷却，所述氢气气氛的浓度为50％，所述快冷的终点温度为260-360℃。
31.可选的，所述退火的温度为750-860℃，所述退火的保温时间为2-5min。
32.本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
33.本发明实施例提供的780mpa增强塑性双相钢，通过设计钢的化学成分，使其能够兼顾强度性能、塑性及表面质量，具体地，在保证强度性能的前提下控制c含量的上限，提升塑性和焊接性能；通过控制si含量，一方面促进c向残余奥氏体富集，提高残余奥氏体淬透性同时，净化铁素体相，改善塑性及延伸率，另一方面通过控制si含量的上限，控制热轧过程中形成氧化铁皮的概率，从而保证钢的表面质量；通过控制mn含量的上限，强化钢的强度的同时保证塑性下限；通过控制al含量，促进c向未转变残余奥氏体富集，抑制碳化物析出，改善塑性及延伸率；通过控制mo含量，一方面提高奥氏体淬透性，获得足够量的马氏体以保证钢的强度，另一方面抑制高si钢在热轧加热时界面元素的富集作用，形成mo元素富集带，抑制si元素向铁皮侧的扩散，从而抑制不可祛除红磷缺陷的形成，以保证钢的表面质量；通过控制ti含量的上限，利用其细化晶粒，提升析出强度，并控制塑性的下限；通过上述元素的共同作用，使该780mpa增强塑性双相钢同时具备较好的强度和塑性，有效解决现有的双相钢强度足够，但塑性不足、无法有效控制表面质量的技术问题。
34.上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
附图说明
35.为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
36.图1是本发明实施例提供的780mpa增强塑性双相钢的制备方法的流程图；
37.图2是本发明实施例1提供的780mpa增强塑性双相钢的金相组织图；
38.图3是本发明实施例1提供的780mpa增强塑性双相钢的磷化结晶形貌图(良好)；
39.图4是本发明对比例1提供的双相钢的热轧板的表面局部图；
40.图5是本发明对比例1提供的双相钢的表面局部图；
41.图6是本发明对比例4提供的双相钢的磷化结晶形貌图(不合格)。
具体实施方式
42.下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。
43.在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。本文中所使用的专业术语只是为了描述具体实施例的目的，并不是旨在限制本发明的保护范围。例如，室温可以是指10～35℃区间内的温度。
44.除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
45.本技术实施例的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
46.根据本发明一种典型的实施方式，提供了一种780mpa增强塑性双相钢，所述钢的化学成分以质量百分比计包括：
47.c：0.08-0.20％，si：0.8-1.2％，mn：1.0-2.8％，p：≤0.015％，s：≤0.006％，al：0.03-0.08％，mo：0.05-0.30％，ti：0.01-0.04％，n：≤0.003％，余量为fe和不可避免的杂质。
48.上述主要合金元素作用和限定范围详细说明如下：
49.c：c元素是增强塑性双相钢中最重要的固溶强化元素及提高奥氏体淬透性元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，同时为了使c在热处理过程中与微合金ti元素形成碳氮化物，细化晶粒及强化铁素体，需使c含量≥0.08％，但考虑需避免c含量过高恶化焊接性能并形成带状组织恶化成形性能，c含量需控制0.07-0.2％。
50.si：si元素也是重要的固溶强化元素，同时si可以有效促进c元素向奥氏体富集，提高奥氏体淬透性同时，净化铁素体相，改善延伸率，但si的缺点在于其过高的含量(＞0.5％)会在热轧加热过程形成氧化铁皮难以祛除，本发明si含量控制在0.8-1.2％，因此需结合成分设计及热轧工艺特殊控制实现其氧化铁皮的控制。
51.mn：mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对强化具有重要作用，但mn含量过高容易引起组织偏析，易导致成形开裂，恶化钢的综合性能，同时还会在退火过程中向表面富集，因此mn含量不宜过高，需控制在1.0-2.8％。
52.p：p元素可抑制碳化物的形成，因此认为含极少量的p元素是有利的，但在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，且为碳当量贡献的显著影响元素，本发明p元素含量控制在0.015％以下。
53.s：s元素作为有害元素，主要防止与mn结合产生mns从而恶化材料性能，且为碳当量贡献显著影响元素，本发明s元素含量控制在0.006％以下。
54.al：与si作用类似，al可促进c向未转变奥氏体富集，抑制碳化物析出，改善延伸率，但效果低于si，al的固溶强化效果弱于si，含量过高将使得连铸坯横纵裂纹频发，在热轧轧制时轧断或产生孔洞，因此本发明al含量控制在0.03-0.08％。
55.ti：ti元素作为微合金元素，可以与c结合生成纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，但含量过高又会对延伸率造成不利影响，因此其含量需控制在0.01-0.04％。
56.mo：同样可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，但mo含量属于昂贵金属元素，添加过多造成成本升高。另外，本发明添加mo元素，可以实现对高si高强钢在热轧加热时界面元素的富集具有抑制作用，形成mo元素富集带，抑制了si元素向铁皮侧的扩散，减少网状铁橄榄石对基体钉扎，即抑制了不可祛除红磷缺陷的形成。因此优选mo含量需控制0.05-0.30％，且mo/si≥0.1，才能实现上述效果。
57.作为一种可选的实施方式，以体积百分比计，所述钢的金相组织包括：铁素体：32-72％，马氏体：10-42％，残余奥氏体：3-15％，贝氏体：2-9％。
58.控制钢的金相组织为上述组织组合的原因在于：
59.铁素体是双相钢的基体组织且属于较软相，在变形过程中承担大部分应变，是保证双相钢塑性和成形性的最重要组成相。另外，在残余奥氏体相变为硬质马氏体时，铁素体还可以协同变形，缓解应力集中。组织中铁素体面积率不足32％时，难以在高抗拉强度下获得优良的塑性；而铁素体面积率超过72％时，无法保证预期的强度。
60.在连续退火的快冷工序中，大部分未转变的奥氏体将相变为马氏体，马氏体属于硬质相，内部位错密度较高，是保证双相钢强度的重要组成相。马氏体面积率小于10％时，将导致双相钢强度不足，而当马氏体面积率超过42％时，强度富余量增大且无法获得期望的塑性和成形性。
61.贝氏体是该产品的中间硬度相，是奥氏体转变得到，对保证产品拉伸凸缘性能具有重要作用，当含量低于2％时效果不佳，当含量高于9％时，又将进一步恶化其塑性。
62.本发明与传统双相钢的重要区别之一在于，引入了残余奥氏体。变形过程中，残余奥氏体转变为马氏体，可缓解应力集中，延迟颈缩，改善材料塑性和成形性。为了保证增强成形性双相钢的断后延伸率大于20％，除了铁素体基体的贡献之外，残余奥氏体含量至少要在3％以上。不过，残余奥氏体的含量超过15％时，其内部平均c富集量降低，导致稳定性下降，易在变形的早期阶段发生相变，且过高的残余奥氏体含量也会增加凸缘成形的边部裂纹敏感性。
63.作为一种可选的实施方式，所述马氏体弥散分布于所述铁素体中，所述马氏体的尺寸为3-11μm；所述残余奥氏体为薄膜层状，所述残余奥氏体的层间距为1-5μm。
64.控制上述形态和粒度的原因分别在于：残余奥氏体为薄膜状，这样的形貌具有良好的热稳定性及机械稳定性，且间距在1-5μm，才能保障其具有良好的相变诱导塑性效果。
65.作为一种可选的实施方式，所述铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，所述ti(n、c)纳米析出相的尺寸为2-10nm，所述ti(n、c)纳米析出相的个数＜6000个/μm3。
66.ti(n、c)纳米析出相的作用在于：纳米析出一方面细化原残余奥氏体晶粒尺寸，实现细晶强化，另一方面在铁素体当中析出纳米析出相，可以达到强化铁素体的目的，有益于扩孔性能的提升。
67.控制ti(n、c)纳米析出相个数的原因在于：纳米析出相的个数是基于统计意义上的，如果析出数量过多，将不利于获得良好的强塑性，如果析出数量过少，则达不到析出强化目的，也就获得不了50％以上扩孔率。
68.根据本发明另一种典型的实施方式，提供了一种如上提供的780mpa增强塑性双相钢的制造方法，包括如下步骤：
69.s1、经冶炼得到符合所述化学成分的钢水。
70.s2、将所述钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
71.s3、将所述热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
72.s4、将所述带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到所述780mpa增强塑性双相钢。
73.作为一种可选的实施方式，所述加热的温度为1080-1170℃，加热的时间为200-300min。
74.控制加热温度的原因在于：由于铁橄榄石相(fe2sio4)熔点1173℃，若高于此温度，形成的铁橄榄石相(fe2sio4)将进一步融入钢基体，钉扎基体，导致后续除磷无法祛除。在1080-1170℃范围内，si元素在基体与氧化层界面处形成膜状，并未钉扎基体，而低于此温度范围，加热温度不足，不能达到均质化目的，将加剧组织性能不均趋势。
75.控制加热时间的原因在于：若低于此时间范围，同样达不到均质化目的，将加剧组织性能不均趋势；若高于此时间范围，增加能源成本，且导致产能偏低。
76.作为一种可选的实施方式，所述加热的加热段露点温度为-(30-10)℃。
77.控制加热段露点温度的原因在于：通过明确高si钢选择性氧化机理，合理设计露点范围，实现了良好表面元素氧化的抑制，获得良好表面质量，若低于或高于此温度范围，均造成si元素严重外氧化，造成磷化结晶形貌粗大。
78.作为一种可选的实施方式，所述除磷的除磷液水压为40-60mpa。
79.控制除磷液压力的原因在于：若低于此压力，将不利于热轧过程氧化铁皮的祛除，若高于此压力，虽然有利于氧化铁皮的祛除，但造成压力过剩，能源浪费。
80.作为一种可选的实施方式，所述精轧的终轧温度为870-950℃。
81.控制精轧的终轧温度的原因在于：终轧温度过低，热轧板变形抗力增大，容易出现边部开裂等问题，另外则由于过低的轧制温度，不利于获得良好的组织性能，若终轧温度过高，则导致晶粒粗大。
82.作为一种可选的实施方式，所述卷取的温度为500-660℃。
83.控制卷取温度的原因在于：若高于此温度范围，将产生色差或扁卷；在此温度范围能够获得目标热轧卷中间组织为少量贝氏体、大量铁素体组织，为了在冷轧过程中更易于轧制，卷取温度过低则生成大量贝氏体，增大冷轧轧制难度且易造成边裂。
84.作为一种可选的实施方式，所述冷轧的总压下率为40-65％。
85.控制冷轧的总压下率的原因在于：控制总压下率的原因在于：若总压下率小于40％，变形储能不公，容易出现晶粒不均匀，且不利于退火过程再结晶形核；若总压下率高于65％，钢板变形抗力过大，会增加轧机负荷且容易出现开裂。
86.作为一种可选的实施方式，所述缓冷的终点温度为580-700℃。
87.控制缓冷的温度的原因在于：缓冷却到700℃以下，有利于新生铁素体的生成以及
c、mn元素在铁素体和残余奥氏体之间进一步分配，有利于残余奥氏体的形成及塑性的提高，若温度低于580℃，会导致铁素体比例过高，不能保证所需的抗拉强度。
88.作为一种可选的实施方式，所述时效处理的温度为260-360℃，所述时效处理的时间为250-330s。
89.控制失效处理的温度和时间的原因在于：时效时间受时效段长度和带钢运行速度控制，本发明时效时间为250-330s，时间小于250s时，c在未转变残余奥氏体中的均匀化不充分，时间大于330s时。马氏体过度回火易导致残余奥氏体分解。平整是为了获得较好的表面质量并进一步调整屈服强度，低了将不能完全覆盖表面细小缺陷，表面质量较差，欠光整，且拉伸变形时易出现屈服平台，若高于0.7％，则使得钢板屈服强度过高，塑性变差。
90.作为一种可选的实施方式，所述终冷的温度为120-150℃。
91.作为一种可选的实施方式，所述精整的延伸率为0.1-0.7％。
92.作为一种可选的实施方式，所述清洗包括物理刷洗和电解清洗。
93.作为一种可选的实施方式，所述快冷采用氢气气氛进行冷却，所述氢气气氛的浓度为40-60％，所述快冷的终点温度为260-360℃。
94.氢气可以实现带钢在较快冷却速率条件下实现残余奥氏体向马氏体转变，若氢气浓度过低，将不利于马氏体的转变，所需抗拉强度的获得。快冷到终点温度实现残余奥氏体向马氏体转变，并进入时效段，时效c由马氏体向未转变残余奥氏体中重新配分，同时消除马氏体中内应力。若快冷的终点温度和时效温度过高，马氏体比例较少且回火严重，导致抗拉强度不足，若快冷的终点温度和时效温度过低，c扩散速率较慢，会导致未转变残余奥氏体稳定性不足，无法保留至室温，恶化其塑性。
95.作为一种可选的实施方式，所述退火的温度为750-860℃，所述退火的保温时间为2-5min。
96.控制退火温度的原因在于：实现两相区不同相的相比例控制，低了将不利于获得足够的残余奥氏体，不能实现足够残余奥氏体化，退火不充分，残留冷轧带状组织；高了将几乎完全残余奥氏体化，铁素体将进一步降低，不利于塑性的提高。
97.控制退火保温时间的原因在于：实现一定程度残余奥氏体化，实现c元素充分扩散，有利于提升残余奥氏体淬透性，保温时间太短将使得晶粒退火不充分，会保留带状组织。若保温时间过长，将使得晶粒粗化。
98.下面将结合实施例、对照例及实验数据对本技术进行详细说明。
99.实施例1
100.一种780mpa增强塑性双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表1表示。
101.表1实施例1的钢的化学成分(wt％)
[0102] csimnpsalmotinmo/si实施例10.0950.82.20.0080.0020.040.10.0020.0020.125
[0103]
钢的金相组织包括：铁素体：52％，马氏体：38％，残余奥氏体：8％，贝氏体：2％；
[0104]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为4μm；
[0105]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为2μm；
[0106]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为3nm，ti(n、c)纳米析出相的个数为5203个/μm3。
[0107]
上述780mpa增强塑性双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0108]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0109]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0110]
其中：
[0111]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0112]
加热的温度为1100℃，加热的时间为220min；
[0113]
加热的加热段露点温度为-20℃；
[0114]
除磷的除磷液水压为45mpa；
[0115]
精轧的终轧温度为894℃。
[0116]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0117]
其中：
[0118]
带钢的厚度为1.5mm；
[0119]
卷取的温度为635℃；
[0120]
冷轧的总压下率为50％。
[0121]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到780mpa增强塑性双相钢。
[0122]
其中：
[0123]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0124]
退火的温度为780℃，退火的保温时间为3min；
[0125]
缓冷的终点温度为680℃；
[0126]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为290℃；
[0127]
时效处理的温度为290℃，时效处理的时间为290s；
[0128]
终冷的温度为140℃；
[0129]
精整的延伸率为0.5％。
[0130]
实施例2
[0131]
一种780mpa增强塑性双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表2表示。
[0132]
表2实施例2的钢的化学成分(wt％)
[0133] csimnpsalmotinmo/si实施例20.21.02.40.0080.0020.030.20.0380.0020.2
[0134]
钢的金相组织包括：铁素体：59％，马氏体：32％，残余奥氏体：6％，贝氏体：4％；
[0135]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为6μm；
[0136]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为2μm；
[0137]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为3nm，ti(n、c)纳米析出相的个数为5843个/μm3。
[0138]
上述780mpa增强塑性双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0139]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0140]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0141]
其中：
[0142]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0143]
加热的温度为1170℃，加热的时间为245min；
[0144]
加热的加热段露点温度为-30℃；
[0145]
除磷的除磷液水压为40mpa；
[0146]
精轧的终轧温度为894℃。
[0147]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0148]
其中：
[0149]
带钢的厚度为1.5mm；
[0150]
卷取的温度为635℃；
[0151]
冷轧的总压下率为50％。
[0152]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到780mpa增强塑性双相钢。
[0153]
其中：
[0154]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0155]
退火的温度为800℃，退火的保温时间为5min；
[0156]
缓冷的终点温度为680℃；
[0157]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为260℃；
[0158]
时效处理的温度为260℃，时效处理的时间为260s；
[0159]
终冷的温度为150℃；
[0160]
精整的延伸率为0.7％。
[0161]
实施例3
[0162]
一种780mpa增强塑性双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表3表示。
[0163]
表3实施例3的钢的化学成分(wt％)
[0164] csimnpsalmotinmo/si实施例30.11.02.20.0080.0020.030.10.0380.0020.1
[0165]
钢的金相组织包括：铁素体：60％，马氏体：30％，残余奥氏体：7％，贝氏体：3％；
[0166]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为3μm；
[0167]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为2μm；
[0168]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为4nm，ti(n、c)纳米析出相的个数为4789个/μm3。
[0169]
上述780mpa增强塑性双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0170]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0171]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0172]
其中：
[0173]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0174]
加热的温度为1100℃，加热的时间为289min；
[0175]
加热的加热段露点温度为-10℃；
[0176]
除磷的除磷液水压为40mpa；
[0177]
精轧的终轧温度为894℃。
[0178]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0179]
其中：
[0180]
带钢的厚度为1.5mm；
[0181]
卷取的温度为635℃；
[0182]
冷轧的总压下率为50％。
[0183]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到780mpa增强塑性双相钢。
[0184]
其中：
[0185]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0186]
退火的温度为860℃，退火的保温时间为5min；
[0187]
缓冷的终点温度为680℃；
[0188]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为260℃；
[0189]
时效处理的温度为260℃，时效处理的时间为260s；
[0190]
终冷的温度为150℃；
[0191]
精整的延伸率为0.2％。
[0192]
实施例4
[0193]
一种780mpa增强塑性双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表4表示。
[0194]
表4实施例4的钢的化学成分(wt％)
[0195] csimnpsalmotinmo/si实施例40.151.22.10.0080.0020.030.20.0380.0020.17
[0196]
钢的金相组织包括：铁素体：37％，马氏体：42％，残余奥氏体：13％，贝氏体：8％；
[0197]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为6μm；
[0198]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为3μm；
[0199]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为5nm，ti(n、c)纳米析出相的个数为5432个/μm3。
[0200]
上述780mpa增强塑性双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0201]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0202]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0203]
其中：
[0204]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0205]
加热的温度为1160℃，加热的时间为265min；
[0206]
加热的加热段露点温度为-30℃；
[0207]
除磷的除磷液水压为60mpa；
[0208]
精轧的终轧温度为894℃。
[0209]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0210]
其中：
[0211]
带钢的厚度为1.5mm；
[0212]
卷取的温度为635℃；
[0213]
冷轧的总压下率为50％。
[0214]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到780mpa增
强塑性双相钢。
[0215]
其中：
[0216]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0217]
退火的温度为750℃，退火的保温时间为5min；
[0218]
缓冷的终点温度为680℃；
[0219]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为300℃；
[0220]
时效处理的温度为300℃，时效处理的时间为260s；
[0221]
终冷的温度为150℃；
[0222]
精整的延伸率为0.2％。
[0223]
对比例1
[0224]
一种双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表5表示。
[0225]
表5对比例1的钢的化学成分(wt％)
[0226] csimnpsalmotinmo/si对比例10.061.02.20.0080.0020.030.20.0380.0020.2
[0227]
钢的金相组织包括：铁素体：64％，马氏体：29％，残余奥氏体：5％，贝氏体：2％；
[0228]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为4μm；
[0229]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为2μm；
[0230]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为3nm，ti(n、c)纳米析出相的个数为4567个/μm3。
[0231]
上述双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0232]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0233]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0234]
其中：
[0235]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0236]
加热的温度为1120℃，加热的时间为284min；
[0237]
加热的加热段露点温度为-20℃；
[0238]
除磷的除磷液水压为50mpa；
[0239]
精轧的终轧温度为894℃。
[0240]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0241]
其中：
[0242]
带钢的厚度为1.5mm；
[0243]
卷取的温度为635℃；
[0244]
冷轧的总压下率为50％。
[0245]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到双相钢。
[0246]
其中：
[0247]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0248]
退火的温度为860℃，退火的保温时间为5min；
[0249]
缓冷的终点温度为680℃；
[0250]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为260℃；
[0251]
时效处理的温度为260℃，时效处理的时间为260s；
[0252]
终冷的温度为150℃；
[0253]
精整的延伸率为0.2％。
[0254]
对比例2
[0255]
一种双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表6表示。
[0256]
表6对比例2的钢的化学成分(wt％)
[0257] csimnpsalmotinmo/si对比例20.11.22.20.0080.0020.030.10.0380.0020.08
[0258]
钢的金相组织包括：铁素体：38％，马氏体：40％，残余奥氏体：13％，贝氏体：9％；
[0259]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为4μm；
[0260]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为2μm；
[0261]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为3nm，ti(n、c)纳米析出相的个数为5439个/μm3。
[0262]
上述双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0263]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0264]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0265]
其中：
[0266]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0267]
加热的温度为1120℃，加热的时间为257min；
[0268]
加热的加热段露点温度为-20℃；
[0269]
除磷的除磷液水压为50mpa；
[0270]
精轧的终轧温度为894℃。
[0271]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0272]
其中：
[0273]
带钢的厚度为1.5mm；
[0274]
卷取的温度为635℃；
[0275]
冷轧的总压下率为50％。
[0276]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到双相钢。
[0277]
其中：
[0278]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0279]
退火的温度为860℃，退火的保温时间为5min；
[0280]
缓冷的终点温度为680℃；
[0281]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为260℃；
[0282]
时效处理的温度为260℃，时效处理的时间为260s；
[0283]
终冷的温度为150℃；
[0284]
精整的延伸率为0.2％。
[0285]
对比例3
[0286]
一种双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表7表示。
[0287]
表7对比例3的钢的化学成分(wt％)
[0288] csimnpsalmotinmo/si对比例30.121.22.10.0080.0020.030.30.0360.0020.25
[0289]
钢的金相组织包括：铁素体：48％，马氏体：37％，残余奥氏体：8％，贝氏体：7％；
[0290]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为3μm；
[0291]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为4μm；
[0292]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为3nm，ti(n、c)纳米析出相的个数为4789个/μm3。
[0293]
上述双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0294]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0295]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0296]
其中：
[0297]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0298]
加热的温度为1220℃，加热的时间为260min；
[0299]
加热的加热段露点温度为-20℃；
[0300]
除磷的除磷液水压为50mpa；
[0301]
精轧的终轧温度为894℃。
[0302]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0303]
其中：
[0304]
带钢的厚度为1.5mm；
[0305]
卷取的温度为635℃；
[0306]
冷轧的总压下率为50％。
[0307]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到双相钢。
[0308]
其中：
[0309]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0310]
退火的温度为860℃，退火的保温时间为5min；
[0311]
缓冷的终点温度为680℃；
[0312]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为260℃；
[0313]
时效处理的温度为260℃，时效处理的时间为260s；
[0314]
终冷的温度为150℃；
[0315]
精整的延伸率为0.2％。
[0316]
对比例4
[0317]
一种双相钢，钢的化学成分以质量百分比计如下表8表示。
[0318]
表8对比例4的钢的化学成分(wt％)
[0319] csimnpsalmotinmo/si对比例40.121.02.10.0080.0020.030.30.0380.0020.3
[0320]
钢的金相组织包括：铁素体：50％，马氏体：38％，残余奥氏体：8％，贝氏体：4％；
[0321]
马氏体弥散分布于铁素体中，马氏体的尺寸为2μm；
[0322]
残余奥氏体为薄膜层状，残余奥氏体的层间距为5μm；
[0323]
铁素体中含有若干ti(n、c)纳米析出相，ti(n、c)纳米析出相的尺寸为5nm，ti(n、
c)纳米析出相的个数为5875个/μm3。
[0324]
上述双相钢的制备方法，包括如下步骤：
[0325]
s1、经冶炼得到符合上表的化学成分的钢水。
[0326]
s2、将钢水经连铸、加热、粗轧、除磷及精轧，得到热轧板。
[0327]
其中：
[0328]
热轧板的厚度为3.0mm；
[0329]
加热的温度为1100℃，加热的时间为240min；
[0330]
加热的加热段露点温度为-50℃；
[0331]
除磷的除磷液水压为40mpa；
[0332]
精轧的终轧温度为894℃。
[0333]
s3、将热轧板经层流冷却、卷取、酸洗及冷轧，得到带钢。
[0334]
其中：
[0335]
带钢的厚度为1.5mm；
[0336]
卷取的温度为635℃；
[0337]
冷轧的总压下率为50％。
[0338]
s4、将带钢经清洗、加热、退火、缓冷、快冷、时效处理、终冷及精整，得到双相钢。
[0339]
其中：
[0340]
清洗包括物理刷洗和电解清洗；
[0341]
退火的温度为860℃，退火的保温时间为5min；
[0342]
缓冷的终点温度为680℃；
[0343]
快冷采用氢气气氛进行冷却，氢气气氛的浓度为50％，快冷的终点温度为260℃；
[0344]
时效处理的温度为260℃，时效处理的时间为260s；
[0345]
终冷的温度为150℃；
[0346]
精整的延伸率为0.2％。
[0347]
实验例
[0348]
对实施例1-4和对比例1-4提供的双相钢进行力学性能检测，具体结果见下表。
[0349] rm/mparp0.2/mpaa80/％表面质量实施例184247522.5优实施例282849421.5优实施例383546521.5优实施例482548522.5优对比例172234228优对比例284248824热轧铁皮，成品色差对比例386248221热轧铁皮，成品色差对比例482350222热轧及成品良好，磷化不合
[0350]
由上表可知，本技术实施例1-4相比较对比例1具有更高的抗拉强度，对比例1碳含量低于本发明提供范围；对比例2中mo/si＜1，即便热轧工艺参照实施例设计，也无法获得良好表面质量，同时对比例3，中加热温度高于本发明提供范围，生成钉扎基体的铁橄榄石相，在除磷不易祛除，造成成品色差，因此，相比较对比例2和3，实施例1-4具有更优异的表
面质量。对比例4中退火过程露点控制低于本发明提供范围，造成后续钢板磷化性能不合。
[0351]
最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
[0352]
尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。
[0353]
显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。