本發明涉及鋼鐵冶煉領域，特別涉及一種鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼及其制備方法。

背景技術：

雙相鋼具有強度高、屈強比低的特性，因此廣泛應用于汽車上，由于dp980鋼的強度高符合汽車輕量化的要求，因此該鋼種在汽車上的應用越來越廣泛。

據北京科技大學康永林等人申請的專利“l000mpa級ti微合金化超細晶冷軋雙相鋼及其制備工藝(專利申請號為201010034472.0)”報道，其鋼材中si含量的設計含量為：0.20-0.80％，其硅含量設計較高，不利于提高冷軋板的表面質量。

據安賽樂米塔爾研究與發展有限責任公司的a.穆蘭等熱申請的專利“非常高強度的冷軋雙相鋼片材的制造方法和這樣生產的片材(專利申請號為200980118384.4)”介紹，其鋼材設計中含有mo這樣的貴重合金，不利于降低產品的成本。

據鞍鋼股份有限公司的劉仁東等人申請的專利“高彎曲型98ompa級冷軋雙相鋼及其制備工藝(專利申請號為201llo160063.x)”報道，其鋼材中si含量的設計含量為：0.20-0.80％，硅含量設計含量偏高。硅含量高時，鋼板在加熱爐內形成的表面氧化鐵皮較難去除，不利于鋼板的表面質量。

據攀鋼集團攀枝花鋼鐵研究院有限公司的鄭之旺等人申請的專利“一種98ompa級含釩超細晶粒冷軋雙相鋼及其制備方法(專利申請號為201610169781.6)”介紹，其鋼中si含量為：0.30-1.00％，cr含量為：0.20-0.80％，cr含量低不利于雙相鋼強度的提高。

技術實現要素：

有鑒于此，本發明提供一種鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼及其制備方法。

本發明提供一種鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼，其化學成分按重量百分比組成為：c：0.02-0.12％；si：0.04-0.20％；mn：2.00％～2.80％；cr：0.70％～1.30％；al：0.02-0.08％；n≤0.006％；nb：0.04-0.12；ti：0.02-0.12％；p：≤0.020％；s：≤0.015％；其余為fe和不可避免的雜質。

進一步地，所述冷軋雙相鋼的化學成分中，c的重量百分比為0.04-0.11％。

進一步地，所述冷軋雙相鋼的化學成分中，si的重量百分比0.06-0.18％。

進一步地，所述冷軋雙相鋼的化學成分中，mn的重量百分比2.10-2.70％。

進一步地，所述冷軋雙相鋼的化學成分中，cr的重量百分比為0.80-1.20％。

進一步地，所述冷軋雙相鋼的化學成分中，al的重量百分比為0.02-0.05％。

進一步地，所述冷軋雙相鋼的化學成分中，nb的重量百分比為0.05-0.08％，ti的重量百分比為0.03-0.08％。

進一步地，所述冷軋雙相鋼的抗拉強度≥980mpa，屈強比≤0.6，延伸率a80≥10％。

本發明還提供一種上述的鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼的制備方法，其包括如下步驟：

1)、冶煉和鑄造

按權利要求1-8任一項化學成分進行冶煉、精煉、鑄造成鑄坯或鋼錠；

2)、熱軋工藝

將步驟1)得到的鑄坯或鋼錠經過加熱、熱軋、冷卻及卷取后，得到熱軋卷；加熱溫度為：1180-1280℃，終軋溫度為：880-930℃，熱軋后鋼板的冷卻速度為：20-50℃/s，熱軋厚度為2-6mm，卷取溫度為450-650℃；

3)、冷軋工藝

將步驟3)中得到的熱軋卷經過酸洗后冷軋成為冷軋版，冷軋壓下率為：50-70％；

4)、退火工藝

冷軋板的退火保溫溫度為：770-840℃；緩冷速度c1為：2-5℃/s，快冷開始溫度為：670-720℃，快冷速度c2為：15-40℃/s，由快冷冷卻到過時效溫度170-340℃，最后冷卻到室溫。

進一步地，步驟2)中熱軋后鋼板的冷卻速度為：20-35℃/s。

本發明的有益效果如下：

(1)采用低碳低硅設計思路，提高鋼的成形性，改善鋼板表面質量；

(2)由于減少硅含量降低了鋼材的強度，其它元素及工藝必然相應改變。因此本發明是生產980mpa級冷軋雙相鋼化學成分與生產工藝的最佳組合。

附圖說明

為了更清楚地說明本發明實施例或現有技術中的技術方案，下面將對實施例或現有技術描述中所需要使用的附圖作簡單地介紹。

圖1為本發明提供的鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼及其制備方法中軋制工藝示意圖；

圖2為本發明提供的鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼及其制備方法中退火工藝示意。

具體實施方式

本發明公開了一種鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼及其制備方法，本領域技術人員可以借鑒本文內容，適當改進工藝參數實現。特別需要指出的是，所有類似的替換和改動對本領域技術人員來說是顯而易見的，它們都被視為包括在本發明。本發明的方法及應用已經通過較佳實施例進行了描述，相關人員明顯能在不脫離本發明內容、精神和范圍內對本文所述的方法和應用進行改動或適當變更與組合，來實現和應用本發明技術。

本發明提供一種鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼，其化學成分按重量百分比組成為：c：0.02-0.12％；si：0.04-0.20％；mn：2.00％～2.80％；cr：0.70％～1.30％；al：0.02-0.08％；n≤0.006％；nb：0.04-0.12；ti：0.02-0.12％；p：≤0.020％；s：≤0.015％；其余為fe和不可避免的雜質。

本發明的合金設計方案根據如下：

c：碳是鋼中的基本元素之一。碳含量較低，有利于提高產品的成形性能及焊接性能。碳含量過低，馬氏體的淬硬性下降。雙相鋼中碳含量一般不低于0.02％。因此，選擇碳含量為0.02-0.12％，優選的，碳含量為0.04-0.11％。

si:硅元素能提高鐵素體和奧氏體的強度，但其含量高在加熱爐中形成的表面氧化鐵皮較難去除，從而影響冷軋雙相鋼的表面質量，因此將鋼中的硅含量控制在：0.04-0.20％，優選的，硅含量為0.06-0.18％。

mn:錳是固溶強化元素，錳可以提高奧氏體的穩定性，顯著降低馬氏體的臨界冷卻速度。雙相鋼中錳含量一般不低于1.20％，過低的錳鋼中mn/s比低，給鋼的連鑄生產帶來質量隱患。因此，錳含量可控制在2.00％～2.80％，優選的，錳含量為2.10-2.70％。

cr：鉻有利于奧氏體充分轉變為馬氏體，從而獲得較高的抗拉強度。但鉻元素太高會降低鋼材的焊接性能，因此將鉻元素控制在0.70-1.30％，優選的，鉻含量為0.80-1.20％。

ti:鈦元素溶于鋼中可提高鋼的強度與韌性，特別是可以固氮，消除鋼中氮元素的危害，但過高會提高鋼材的成本，因此將鈦元素控制在：0.02％～0.12％，優選的，鈦含量為0.03-0.08％。

al:鋁是強脫氧劑，鋁含量越高，則鋼中氧含量越低，鋼材的質量越好，但鋁含量過高增加鋼材的成本。因此將鋁元素控制在0.02-0.08％，優選的，鋁元素為0.02-0.05％。

nb：固溶在鋼中的鈮在軋鋼過程中，通過鈮的碳氮化物釘扎在奧氏體晶界，細化奧氏體晶粒。從而有利于細晶粒鋼生產。因此將鋼中鈮含量控制在0.04-0.12％，優選的，鈮含量為0.05-0.08％。

p：鋼中磷為有害元素，越低越好，但考慮到鋼中磷含量過低，制造成本增加，因此要求p含量≤0.020％。

s：鋼中硫為有害元素，越低越好，但考慮到鋼中硫含量過低，制造成本增加，因此要求s含量≤0.015％。

n：鋼中氮一般為有害元素，越低越好，但考慮到鋼中氮含量過低，制造成本增加，因此要求n含量≤0.006％。

進一步，上述化學成分的鋼種，經冶煉、鑄造、熱軋、冷軋及退火后，得到的dp980鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼抗拉強度≥980mpa，屈強比≤0.6，延伸率a80≥10％，各項指標均完全滿足市場及用戶對dp980鋼的要求。

本發明提供的述鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼的優點在于：屬于低碳、低硅設計鋼種，既滿足了用戶所需要的強度，又由于硅含量低改善了雙相鋼的表面質量，而且未加入ni、mo等貴金屬，具有突出的優點；而且板坯熱軋后采用超快冷技術。

請結合圖1和圖2，本發明還提供一種上述鐵素體馬氏體冷軋雙相鋼的制備方法，其包括如下步驟：

1)、冶煉和鑄造

按上述化學成分進行冶煉、精煉、鑄造成鑄坯或鋼錠；

2)、熱軋工藝

將步驟1)得到的鑄坯或鋼錠經過加熱、熱軋、冷卻及卷取后，得到熱軋卷；加熱溫度為：1180-1280℃，終軋溫度為：880-930℃，熱軋后鋼板的冷卻速度為：20-50℃/s，熱軋厚度為2-6mm，卷取溫度為450-650℃；

3)、冷軋工藝

將步驟3)中得到的熱軋卷經過酸洗后冷軋成為冷軋版，冷軋壓下率為：50-70％；

4)、退火工藝

冷軋板的退火保溫溫度為：770-840℃；緩冷速度c1為：2-5℃/s，快冷開始溫度為：670-720℃，快冷速度c2為：15-40℃/s，由快冷冷卻到過時效溫度170-340℃，最后冷卻到室溫。

優選地，步驟2)中熱軋后鋼板的冷卻速度為：20-35℃/s。

本發明的有益效果如下：

(1)采用低碳低硅設計思路，提高鋼的成形性，改善鋼板表面質量；

(2)由于減少硅含量降低了鋼材的強度，其它元素及工藝必然相應改變。因此本發明是生產980mpa級冷軋雙相鋼化學成分與生產工藝的最佳組合。

下面結合實施例，進一步闡述本發明：

實施例1

本實施例dp980雙相鋼，(1)其成分由以下重量百分比組成：c:0.05％，si:0.08％，mn:2.31％，cr:0.76％，al:0.06％，n:0.0036％，nb:0.08％，ti:0.07％，p:0.016％，s:0.013％，其余為鐵和不可避免的雜質元素；成品厚度為0.8mm，(2)冶煉及熱軋生產過程為：轉爐冶煉一爐外精煉一連鑄板坯一加熱一熱軋—冷卻—卷取得到熱軋卷。加熱溫度為：1210℃，終軋溫度為：890℃，熱軋后鋼板的冷卻速度為：25℃/s，熱軋厚度為2.5mm，卷取溫度為550℃；(3)冷軋壓下率為68％；(4)退火工藝為：冷軋板的退火保溫溫度為：790℃；緩冷速度c1為：3℃/s，快冷開始溫度為：690℃，快冷速度c2為：21℃/s，由快冷冷卻到過時效溫度290℃，最后冷卻到室溫。

實施例2

本實施例dp980雙相鋼，(1)其成分由以下重量百分比組成：c:0.08％，si:0.13％，mn:2.43％，cr:0.81％，al:0.07％，n:0.0043％，nb:0.09％，ti:0.05％，p:0.015％，s:0.011％，其余為鐵和不可避免的雜質元素；成品厚度為0.8mm，(2)冶煉及熱軋生產過程為：轉爐冶煉一爐外精煉一連鑄板坯一加熱一熱軋—冷卻—卷取得到熱軋卷。加熱溫度為：1230℃，終軋溫度為：900℃，熱軋后鋼板的冷卻速度為：28℃/s，熱軋厚度為2.5mm，卷取溫度為580℃；(3)冷軋壓下率為68％；(4)退火工藝為：冷軋板的退火保溫溫度為：800℃；緩冷速度c1為：4℃/s，快冷開始溫度為：700℃，快冷速度c2為：23℃/s，由快冷冷卻到過時效溫度300℃，最后冷卻到室溫。

實施例3

本實施例dp980雙相鋼，(1)其成分由以下重量百分比組成：c:0.07％，si:0.10％，mn:2.15％，cr:0.81％，al:0.05％，n:0.0055％，nb:0.09％，ti:0.08％，p:0.018％，s:0.009％，其余為鐵和不可避免的雜質元素；成品厚度為1mm，(2)冶煉及熱軋生產過程為：轉爐冶煉一爐外精煉一連鑄板坯一加熱一熱軋—冷卻—卷取得到熱軋卷。加熱溫度為：1230℃，終軋溫度為：920℃，熱軋后鋼板的冷卻速度為：30℃/s，熱軋厚度為2.5mm，卷取溫度為590℃；(3)冷軋壓下率為60％；(4)退火工藝為：冷軋板的退火保溫溫度為：830℃；緩冷速度c1為：2℃/s，快冷開始溫度為：710℃，快冷速度c2為：30℃/s，由快冷冷卻到過時效溫度330℃，最后冷卻到室溫。

實施例4

本實施例dp980雙相鋼，(1)其成分由以下重量百分比組成：c:0.06％，si:0.17％，mn:2.55％，cr:0.87％，al:0.07％，n:0.0051％，nb:0.10％，ti:0.09％，p:0.017％，s:0.007％，其余為鐵和不可避免的雜質元素；成品厚度為1mm，(2)冶煉及熱軋生產過程為：轉爐冶煉一爐外精煉一連鑄板坯一加熱一熱軋—冷卻—卷取得到熱軋卷。加熱溫度為：1250℃，終軋溫度為：910℃，熱軋后鋼板的冷卻速度為：35℃/s，熱軋厚度為2.5mm，卷取溫度為610℃；(3)冷軋壓下率為60％；(4)退火工藝為：冷軋板的退火保溫溫度為：780℃；緩冷速度c1為：3℃/s，快冷開始溫度為：680℃，快冷速度c2為：32℃/s，由快冷冷卻到過時效溫度310℃，最后冷卻到室溫。

實施例5

本實施例dp980雙相鋼，(1)其成分由以下重量百分比組成：c:0.05％，si:0.13％，mn:2.16％，cr:0.91％，al:0.05％，n:0.0039％，nb:0.11％，ti:0.08％，p:0.014％，s:0.006％，其余為鐵和不可避免的雜質元素；成品厚度為1.2mm，(2)冶煉及熱軋生產過程為：轉爐冶煉一爐外精煉一連鑄板坯一加熱一熱軋—冷卻—卷取得到熱軋卷。加熱溫度為：1230℃，終軋溫度為：900℃，熱軋后鋼板的冷卻速度為：38℃/s，熱軋厚度為2.0mm，卷取溫度為600℃；(3)冷軋壓下率為66.7％；(4)退火工藝為：冷軋板的退火保溫溫度為：790℃；緩冷速度c1為：2℃/s，快冷開始溫度為：690℃，快冷速度c2為：36℃/s，由快冷冷卻到過時效溫度320℃，最后冷卻到室溫。

表1列出了實施例1-5dp980雙相鋼與攀鋼集團攀枝花鋼鐵研究院有限公司于2016年3月23日申請的專利“一種980mpa級含釩超細晶粒冷軋雙相鋼及其制備方法”(專利申請號為201610169781.6)產品力學性能的對比。由對比可見，本發明生產的dp980雙相鋼，力學性能與攀鋼相當，且由于采用低硅設計，產品的表面質量較好，適合做薄規格的產品。

表1本發明產品性能與攀鋼集團攀枝花鋼鐵研究院有限公司的產品性能對比

結果表明，本發明制備的冷軋雙相鋼顯微組織為：鐵素體和馬氏體，其屈服強度(500-570mpa)和屈強比較低(≤0.53)，抗拉強度(1030-1080mpa)和伸長率較高(≥13％)，滿足用戶對dp980雙相鋼的要求。由于低碳低硅設計，產品的成形性能好且表面質量優異，受到用戶的歡迎。

以上所述僅是本發明的優選實施方式，應當指出，對于本技術領域的普通技術人員來說，在不脫離本發明原理的前提下，還可以做出若干改進和潤飾，這些改進和潤飾也應視為本發明的保護范圍。