CN102409245A - 一种高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板及其制造方法。本发明(1)降低C和Si含量，取消Mo，适量添加Cr和P，大幅降低了成本，有利于提高钢板的表面质量和焊接性能。(2)采用中等厚度的连铸坯，以步进式加热炉作为缓冲实现了多机合流直装的铸机和轧机的连接；采取高温轧制，水冷+空冷+水冷的分段式冷却路径控制技术，中温卷取，显著改善板形，提高了钢板性能的稳定性。(3)先进的控轧控冷工艺以及P、Cr等微合金化路线有效抑制珠光体，促进了铁素体和贝氏体(或含少量马氏体)软硬相组织生成，铁素体晶粒尺寸为4～10μm，生产出抗拉强度≥580MPa，延伸率≥26％，扩孔率≥75％的高延伸凸缘性能的热轧双相钢。

Description

一种高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板及其制造方法

技术领域

本发明属于轧钢技术领域，涉及一种高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板及其制造方法，详细地说涉及抗拉强度(TS)在580MPa以上，且延伸率≥26％、扩孔率≥75％，即强度和成形性能优异的高强度双相钢及其制造方法。

背景技术

近年来，随着现代汽车工业的快速发展，能源的日趋紧张、环境压力的日益加剧，再加上全球对环境保护立法的不断完善，促进了汽车技术发展重心向着节能、环保和安全性方面发展。实现汽车轻量化、降低燃油消耗、增加载重量、提高运输效率成为最常见的关键词。截止2010年中国的汽车产量已经突破1800万辆，成为世界第一大汽车生产国。然而钢铁材料是目前汽车制造应用比例最大的关键原材料，约占65％左右，钢铁材料中用量最大的是薄钢板。因此，汽车用钢尤其是薄钢板的需求量也必然随着汽车工业的发展而增长。同时，汽车板亦必须满足汽车的安全、节能与低排放、美观、防腐等项要求。为了减轻车重、降低油耗、减少排放和提高安全性，汽车用钢板向高强度化发展已成为必然趋势。

热轧高强度钢板用于制作底盘和车轮等汽车行走部件，是实现车体减重的最重要最有效的途径之一。汽车底盘部件不外露，对钢板的表面质量要求不甚严格，但由于其形状复杂，主要的成形方式包括：拉伸翻边、弯曲、扩孔和电火花成形等，这些成形方式对钢板的成形性，尤其是延伸凸缘性能要求较高。传统的铁素体/马氏体双相(FMDP)钢中存在变形能力差异很大的两相(铁素体+马氏体)界面，在成形过程中易在开孔部位开裂，延伸凸缘成形性能不够好，特别在闪光焊接后，易在热影响区(HAZ)发生马氏体相回火软化，同时疲劳强度低，因而不适合轮辐、轮惘及底盘的生产。

发明内容

鉴于上述问题，本发明在选择合理的化学成分基础上，基于ASP工业化生产的实际，制定了合理的控轧工艺，并采取特定的冷却工艺和中温卷取工艺，生产出综合性能良好的铁素体/贝氏体(FBDP)双相钢板。铁素体/贝氏体双相钢也称延伸凸缘(Stretch-Flangeable，SF)钢或高扩孔(High Hole-Expansion，HEE)钢。与相同强度级别的FMDP钢相比，FBDP钢兼具优异的总延伸率和扩孔率。因此，FBDP钢更适合于冲压像车轮轮辐、汽车底盘等要求较高延伸凸缘性能的部件。

本发明的技术方案是：以传统C-Si-Mn系热轧双相钢成分为基础，大幅降低C和Si含量，取消Mo，适量添加Cr和P，大幅降低了成本，采用适当的控轧控冷工艺，获得抗拉强度超过580MPa的双相钢板。

本发明的高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板，其主要化学成分按质量百分数为：C 0.05～0.10％、Si 0.20～0.60％、Mn 1.00～1.70％、Al 0.01～0.06％、P 0.05～0.10％、Cr 0.20～0.80％、S≤0.005％，余量为Fe及不可避免的夹杂；其组织为多边形和/或准多边形铁素体以及贝氏体和马氏体，以相对于全部组织的面积率计，铁素体百分含量为70～90％，贝氏体和马氏体百分含量为10～30％；其中：铁素体晶粒尺寸4～10μm；贝氏体和马氏体平均粒径在8μm以下。

同时，本发明的技术方案还在于提供了一种高延伸凸缘性能热轧双相钢板的制造方法，包括以下步骤：

(1)加热工艺：将厚度为135-150mm的化学成分如上所述的板坯在步进式加热炉中加热到1150～1250℃，保温时间1-3小时；

(2)轧制工艺：ASP热轧线上进行，采用两阶段控制轧制，粗轧阶段压下率为≥70％，精轧阶段压下率为≥75％；粗轧阶段开轧温度为1100～1150℃，精轧阶段开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为800～880℃。

(3)冷却工艺：层流冷却段长度80m±10mm，轧后采用水冷+空冷+水冷的分段式冷却路径控制技术，水冷段冷却速度为20～80℃/s，空冷时间为3-6s，空冷冷速为2-6℃/s。

(4)卷取工艺：采取中温卷取，卷取温度350-500℃，成品厚度为2～10mm。本发明生产的双相钢板的抗拉强度≥580MPa，延伸率≥26％，扩孔率≥75％。

目前低成本热轧双相钢的开发，大都采用低温控轧+低温卷取(小于300℃)方法，对于传统流程或中薄连铸坯短流程热轧线生产薄板(～4mm)，低温控轧必然引起精轧轧制负荷增大、板形不良等诸多问题，而低温卷取则对板形、卷形造成很多不利影响，特别是对非强力性的卷取机而言几乎是不可实现的，并且不能引入卷取自动反馈系统影响生产效率。

本发明正是基于上述问题，通过少量添加P、Cr等合金元素，利用较高温度终轧+冷却路径控制+中温卷取(350～500℃)等方法，获得大部分铁素体和贝氏体为主的基体组织，从而实现高强度、延伸率和扩孔率等性能指标的最优组合。适当提高P含量，主要是利用P扩大铁素体区、抑制渗碳体析出等特点，促进多边形铁素体在较高温度、较短时间生成大量细小晶粒。Cr能显著提高钢的淬透性，增大奥氏体的过冷能力，细化组织，强烈推迟珠光体转变和贝氏体转变，加速碳向奥氏体中扩散，并可降低铁素体的屈服强度，有利于获得低屈服强度的双相钢。350～500℃的较低中温卷取温度可获得第二相贝氏体组织和少量马氏体组织，有效提高钢材强度的同时，使钢材的扩孔性能大大提高。

(1)组织和性能

本发明的高强度钢板所具有的组织如下：至少含有多边形铁素体和贝氏体(或含少量马氏体)，以相对于全部组织的面积率计，多边形及/或准多边形铁素体为70～90％，晶粒尺寸4～10μm；贝氏体/马氏体体积分数为10～30％，平均粒径在8μm以下。

其中，多边形铁素体(PF)在透射电镜(TEM)下为白色，呈多角形的形状，内部不含残留奥氏体和马氏体；准多边形铁素体在TEM下为白色，具有大体球状特征，内部不含残留奥氏体和马氏体，含较高密度位错；贝氏体主要呈板条状，板条间距50～200nm，少量呈粒状或退化珠光体特征；马氏体在TEM下大体黑色，以块状或薄膜状形式存在。

在本发明中，显微组织的主要特征表现在以下两个方面：①铁素体或准铁素体的晶粒尺寸4～10μm，这与传统热轧双相钢DP600组织(10μm以上)相比要小一些，并且晶粒内部位错密度较高，这与再结晶控轧后立即快速冷却有关，体现了细晶和位错强化对新钢种性能的重要贡献；②第二相主要由板条或粒状贝氏体和少量马氏体组成，且平均粒径细小(8μm以下)。第二相中低碳贝氏体组织的出现和弥散细小的分布特征则赋予新钢种优良的延伸性能和扩孔率。

本发明中铁素体和贝氏体双相特性一起导致了新钢种诱人的使用性能：高强度(580MPa以上)；良好的延伸-扩孔性能匹配(26～/75％～)。

(2)合金成分

C：0.05～0.10％

C是钢中最一般的强化元素，直接影响双相钢中马氏体的体积分数和马氏体碳含量，通过控制C富集于亚稳奥氏体区域而避免其析出，可获得岛状马氏体弥散分布于多边形铁素体基体上的双相组织。通常碳含量增加，双相钢强度增加，延性下降。一般双相钢中C应该在0.1％以下，以便得到工业上常用20％左右的马氏体体积分数和马氏体中碳含量为0.4％以下的双相钢，这对延性和断裂抗力改善都有好处。对于其它性能，如焊接性能等，要求限制碳含量在0.2％以下，而太低(0.02％)则不易得到双相组织。本发明中C的最优范围为0.05～0.10％。

Si：0.20～0.60％

Si作为非碳化物形成元素，在双相钢中的良好作用有：①Si可以扩大Fe-C相图的α+γ区，使临界区处理的范围加宽，改善双相钢的工艺性能，有利于保持双相钢强度、延性等性能的稳定性和重现性。②可以改变临界区加热时形成的奥氏体形态，且提高奥氏体的淬透性，从而更容易得到细小均匀分布的马氏体，保证双相钢获得良好的强化效果以及强度与延性的良好配合。③Si是铁素体的固溶强化元素，它加速碳向奥氏体的偏聚，使铁素体进一步净化，免除间隙固溶强化并可避免冷却时粗大碳化物的生成。④可以提高淬透性。⑤固溶到铁素体中的Si可以影响位错的交互作用，增加加工硬化速率和给定强度水平下的均匀延伸。然而高的Si含量有害于板材表面质量，例如，在均匀化处理时，可能会形成一些低熔点的复杂的氧化物，因此Si含量不能过高。本发明中Si含量大大降低，从而改善热带的表面质量，因此上限设为0.6％，选定0.2～0.5％Si为最优成分。

Mn：1.00～1.70％

Mn是明显地影响临界区退火时奥氏体形成动力学的元素之一，Mn主要影响奥氏体生成后向铁素体长大的过程以及奥氏体与铁素体的最终平衡过程，其对性能的影响常常和冷却速度相联系。Mn可以有效地提高临界区加热时形成的奥氏体的淬透性，并起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，对推迟珠光体转变以及贝氏体转变也有较好的效果。在采用快速加热工艺生产的双相钢中，含Mn一般较高，使奥氏体生成后即具有较高的Mn含量，保证奥氏体的淬透性，冷却后得到均一的马氏体组织和较均匀的性能。Mn虽然是典型的奥氏体化稳定化元素，能够显著提高奥氏体的淬透性，但Mn含量过高容易引起严重的带状组织，使塑性降低。因此，选定Mn含量在1.00％以上，1.70％以下推荐1.0～1.6％Mn为最优成分。

Al：0.01～0.06％

Al对临界区加热时奥氏体形态的影响与Si相似，即Al也促使马氏体呈纤维状形态，Al还可以形成AlN析出，起到一定的细化晶粒作用。Al的最优范围为0.01～0.05％。

P：0.05～0.10％

P对铁素体的强化效果大于Si，而且能提高铁素体的形成温度，扩大两相区，这点与Si相似。P能够使马氏体岛的形态发生显著变化，加入适当的P有利于得到细小弥散分布的马氏体。加入P可以提高纯铁的加工硬化率，w(P)＜0.2％时，其加工硬化速率随P含量增加而增加，但当P含量大于0.2％时，进一步增加P含量，则加工硬化速率不再增加。加入0.09％P可使含Mn双相钢的加工硬化速率明显提高，其效果与加入2.0％Si相当。适当地提高P含量对改善热处理双相钢的性能具有良好的作用。此外，膨胀曲线表明，P对组织形成的直接影响是加P可使(α+γ)区扩大，亦即使临界区处理的温度范围扩大，从而使临界区加热时轻微的温度波动对马氏体体积分数几乎没有影响。但P过剩添加，则加工性恶化，双相钢中P含量应在0.2％以下。本发明中P的最优范围为0.05～0.09％。

Cr：0.20～0.80％

不同含量Cr对双相钢性能的影响不同。显微组织观察指出Cr和Si对双相钢性能的这种影响主要与马氏体形态和分布变化有关。在0.1％C～4％Cr双相钢中，马氏体在铁素体中呈粗粒状分布，因此强度和延性较低。而在0.1％C～0.5％Cr双相钢中，在原始奥氏体晶粒内部呈针状分布，而在原始奥氏体晶界则呈连续状分布，在铁素体马氏体界面上还有粗粒状碳化物存在。在0.1％C～2％Si和0.1％C～0.5％Si双相钢中，虽然马氏体在原始奥氏体内均呈细密的纤维状分布，但在0.1％C～2％Si双相钢中，呈纤维状分布的马氏体之间为高密度位错的铁素体，而在0.1％C～0.5％Si双相钢中，除铁素体之外，在铁素体和马氏体的界面上还发现有粗颗粒的碳化物。已知呈细密纤维状分布的马氏体，可以更有效地阻碍位错运动，在给定的马氏体体积分数下，给双相钢以更有效的复相强化；而呈粒状分布的马氏体和含有粗粒状碳化物的双相钢，其强度，尤其是延性，明显低于前者；Si和Cr对双相钢中马氏体形态的影响与合金元素对加热时所形成的奥氏体形态的影响的研究结果一致。

此外，Cr还能显著提高钢的淬透性，增大奥氏体的过冷能力，细化组织，强烈推迟珠光体转变和贝氏体转变，可以促进碳向奥氏体扩散，并可降低铁素体的屈服强度，更有利于获得低屈服强度的双相钢。

本发明中Cr的最优范围为0.2～0.7％。

S低于0.005％

S通过形成MnS等硫化物夹杂，成为裂纹的起点而使加工性能恶化，因此将其上限定为0.005％.S含量越少越好。

(3)制造方法

本发明的制造方法包括以下三部分：1)加热工序；2)轧制工序；3)冷却工序。为了高效地获得本发明的钢板，有必要合理地控制上述几部分的关键工艺参数，以保证获得理想的显微组织和力学性能。

①加热工序

将厚度为135-150mm的连铸坯加热到1100～1200℃，保温时间1-3小时。板坯再加热过程主要目的包括充分奥氏体化和将合金元素完全固溶并均匀化。这里采用中等(135-150mm)厚度的近终断面连铸坯，以步进式加热炉作为缓冲实现了多机合流直装的铸机和轧机的连接，可实现全部直接热装工艺，具有物流缓冲柔性连接的特点，同时生产效率高并大幅降低能耗。

②轧制工序

采用两阶段控制轧制，粗轧总压下率＞70％，精轧压下率＞75％；粗轧区开轧温度为1100～1150℃，精轧区开轧温度为～1050℃，终轧温度为800～880℃。粗轧总压下率在70％以上，且单道次压下率则达到30％以上，主要通过动态和道次间充分的静态再结晶大幅度细化奥氏体晶粒。

再结晶区控轧是本发明轧制工艺的另一主要特色。精轧区温度通常控制在1000～850℃范围内，而本发明典型钢种的未再结晶温度(Tnr)通常在850℃以下，只有后几个道次由于轧制速度的提高，轧制间歇时间的缩短而使再结晶发生可能不充分，所以精轧过程基本属于再结晶温度范围。精轧总压下率控制在75％以上，可以大幅度提高奥氏体内再结晶所需的变形储能，促进道次再结晶的充分进行，特别是在精轧前几道次，完全再结晶的发生起到充分的细化奥氏体晶粒的作用，而后几道次的部分再结晶的发生可以提高应变累积的效果，以期在相变前获得超细而均匀的奥氏体晶粒和高残余应变。此外，严格控制精轧温度范围，能够保证奥氏体晶粒和残余应变沿板卷长度方向分布的均匀性，辅之以超强的冷却能力，可以使新钢种具有优异的性能均匀性。

大量研究工作表明，细化奥氏体晶粒，强化应变累积，主要起到以下两方面的作用：a)促进C向周围奥氏体中的扩散，强烈推动奥氏体向铁素体的转变；b)C的快速扩散促进了周围奥氏体中富C提高了其稳定性，推迟了珠光体转变，使得在较宽的中温区冷却范围内生成低碳贝氏体板条，透射组织中板条贝氏体的产生充分说明了这一点(图1)。因此，热轧过程的控制轧制是本发明实现低成本高延伸凸缘性能双相钢开发的关键环节，也是在ASP短流程条件下得到理想显微组织的重要保证。

③冷却工序

本发明中冷却工序主要有以下两个要点：a)分段冷却；b)中温卷取。

分段冷却采用“终轧后强冷+铁素体区空冷+后段强冷”的三段式冷却路径控制模式，再结晶控制轧制后立即强冷至铁素体转变区(通常在650～730℃)可以保留再结晶控轧后奥氏体晶粒细化的组织优势、抑制奥氏体回复过程，保证相变前足够残余应变效果，从而强烈促进奥氏体→铁素体相变过程，得到足够铁素体量的同时大幅细化铁素体晶粒尺寸。此外，终轧后快冷也使新生成铁素体中保留了一定数量的位错(图2)，这对于钢材强度、延伸和扩孔性能的提高有重要的作用。

卷取是现代双相钢生产的一个重要工艺环节，Si-Mn系双相钢要求卷取机具有超强的低温卷取能力。通常热带生产中，卷取机的工作温度主要在500～750℃，以600℃左右最为常见。200℃以下低温卷取在工业上实现起来有很多问题，ASP或CSP的层流冷却线较短(60～80m)，尤其是薄板穿带速度在8m/s以上时，冷却线上带钢运行时间很短，常规的层流冷却装置即使全部打开冷却喷嘴也很难达到200℃以下的卷取温度。另外低温卷取会带来板形、表面质量和冷却均匀性等一系列实际问题，这些都困扰着低温卷取工艺的应用。本发明由于P、Cr合金化技术和细晶化控轧使得铁素体周围的残余奥氏体稳定性大大增强，组织中第二相要得到低碳贝氏体，从而可提高卷取温度至350～500℃左右，在很大程度上减轻了卷取机的负荷，提高生产效率。

本发明终轧后采用三段式分段冷却，第一段冷却速率为20～80℃/s，中间空冷5～6s，卷取温度350～500℃，成品厚度为2～10mm。

本发明制造方法与传统热轧双相钢生产方法相比具有以下优点：(1)降低C和Si含量，取消Mo，适量添加Cr和P，大幅降低了成本，有利于提高钢板的表面质量和焊接性能。(2)采用中等(135-150mm)厚度的连铸坯，以步进式加热炉作为缓冲实现了多机合流直装的铸机和轧机的连接，可实现全部直接热装工艺，具有物流缓冲柔性连接的特点，同时生产效率高并大幅降低能耗；采取高温轧制，水冷+空冷+水冷的分段式冷却路径控制技术，中温卷取，显著改善板形，克服了低温卷取卷形难于控制，冷却和卷取不稳定的不足，提高了钢板性能的稳定性。(3)先进的控轧控冷工艺以及P、Cr等微合金化路线有效抑制珠光体，促进了铁素体和贝氏体(或含少量马氏体)软硬相组织生成，铁素体晶粒尺寸为4～10μm，生产出抗拉强度≥580MPa以上，延伸率≥26％，扩孔率≥75％的低成本高延伸凸缘性能的热轧铁素体/贝氏体(或含少量马氏体)双相钢。

本发明的钢板能够适应要求高强度、高疲劳性能的汽车车轮零部件和其它工业机械零件等的成形加工。

附图说明

图1实验钢透射电镜组织照片中的板条贝氏体；

图2实验钢透射电镜中的高密度位错铁素体；

图3硝酸酒精腐蚀后的金相组织图片(a)工艺1-I；(b)工艺1-II；(c)工艺1-III；

图4工艺1-III中的精细组织照片；

图5扩孔后试样的形貌(a)工艺1-I；(b)工艺1-II；(c)工艺1-III；

图6硝酸酒精腐蚀后的金相组织图片(a)工艺2-I；(b)工艺2-II；(c)工艺2-III；

图7硝酸酒精腐蚀后的金相组织图片(a)工艺3-I；(b)工艺3-II；(c)工艺3-III；

具体实施方式

实施例1

实验钢A的化学成分见表1，钢坯初始厚度为135mm，成品厚度4mm。工艺路线为：BOF-CAS-LF-CCM-热轧。坯料在步进式加热炉中加热到1180℃保温2h后进行9道次的轧制变形，变形制度见表2。轧制过程在1700mmASP热轧线上进行。成品规格4*1290mm，终轧后采用三段冷却模式，冷却线长80m，分布14组集管，卷取温度400～500℃，冷却工艺参数见表3。钢板的力学性能见表4。

表1实施例1实验钢A的化学成分

表2实施例1的轧制规程

表3实施例1的温度及冷却制度

表4实施例1的力学性能

实验完成后，从热轧板中部切取金相试样，经研磨、抛光后分别采用4％(体积分数)的硝酸酒精溶液腐蚀，用以观察铁素体和贝氏体组织的形貌和分布。金相组织和两相含量通过LEICA Q550IW型图像分析仪进行观察和测定。铁素体晶粒尺寸采用割线法来测定。沿板纵向切取3个板状拉伸试样，加工成标准试样进行拉伸试验，测定基本力学性能。

实验钢轧后采用三段冷却方式得到的最终组织为铁素体+贝氏体(含少量马氏体)组织，如图3所示。工艺1-I的终轧温度略高，轧后立即开启3组半冷却集管，然后空冷4～6s，再开启半组集管，卷取温度控制在500～550℃。组织以准多边形和针状铁素体为主，可见少量贝氏体铁素体和马氏体。铁素体内充满了高密度位错，基体强度较高，抗拉强度达到639MPa，延伸率26％，扩孔率75％。由于贝氏体比例的增加导致强度升高60MPa左右，延伸率略有不足，但扩孔率仍然较高。工艺1-II和1-III终轧温度略有下降，卷取温度在400～500℃，特别是冷却线集管开闭状态有明显改变，减少了前段水冷的冷却强度，也就是说提高了铁素体转变空冷区间的温度范围，导致相变组织发生了明显的改变。等轴状多边形铁素体数量显著增加，达到70％以上。第二相为板条贝氏体(图1)和马氏体(图4所示)。铁素体平均晶粒尺寸为6.4μm，最大晶粒尺寸为9.8μm。由于大量等轴铁素体的出现，导致强度有所下降，但延伸率和扩孔率大幅度提高。图5示出了三组实验钢扩孔后形貌。

由以上结果可以看出，(1)P的添加提高多边形铁素体的相变温度，铁素体相变可能在短暂的2～3s内迅速完成，前段冷却过度，如工艺1-I可能抑制多边形铁素体的产生，从而对延伸凸缘性能造成影响；(2)P和Cr的添加对延迟或抑制渗碳体的形成有良好的作用，特别是Cr对提高实验钢淬透性有重要的作用，导致在较高的卷取温度下，避免片层状珠光体的形成，促进了第二相板条贝氏体的出现；(3)铁素体和第二相贝氏体相的组合，在保证钢材强度的条件下，对提高延伸率和扩孔率有重要的作用。

实施例2

实验钢B的化学成分见表5，钢坯初始厚度为135mm，成品厚度6mm。工艺路线为：BOF-CAS-LF-CCM-热轧。坯料在步进式加热炉中加热到1180℃保温2h后进行9道次的轧制变形(粗轧阶段压下率为74.1％，精轧阶段压下率为82.8％)。轧制过程在1700mmASP热轧线上进行。成品规格6*1290mm，终轧后采用三段冷却模式，冷却线长80m，分布14组集管，卷取温度400～500℃，冷却工艺参数见表6。钢板的力学性能见表7。

表5实施例2实验钢B的化学成分

表6实施例2的温度制度及冷却速率

表7实施例2的力学性能

实验钢B轧后采用分段冷却的方式得到的最终组织为铁素体+贝氏体的双相组织，如图6所示。表7的力学性能结果可以看出，在合理的终轧温度、冷却策略和卷取温度条件下，可得到抗拉强度620MPa、延伸率28％和扩孔率106％的具有优异综合性能的高强度铁素体/贝氏体双相钢。

实施例3

实施例3实验钢C的化学成分见表8，钢坯初始厚度为150mm，成品厚度10mm。工艺路线为：BOF-CAS-LF-CCM-热轧。坯料在步进式加热炉中加热到1200℃保温2h后进行9道次的轧制变形(粗轧阶段压下率为73.3％，精轧阶段压下率为75％)。轧制过程在1700mmASP热轧线上进行。成品规格10*1290mm，终轧后采用三段冷却模式，冷却线长80m，分布14组集管，卷取温度400～500℃，工艺参数见表9。钢板的力学性能见表10。

表8实施例3实验钢C的化学成分

表9实施例3的温度制度及冷却速率

表10实施例3的力学性能

实验钢C轧后采用三段冷却方式得到的最终组织为铁素体+贝氏体的双相组织，如图7所示。采用本发明成分和工艺可得到抗拉强度620MPa，延伸率28％和扩孔率102％的双相钢板。

Claims (4)

1.一种高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板，其化学成分按质量百分数为：C0.05～0.10％、Si 0.20～0.60％、Mn 1.00～1.70％、Al 0.01～0.06％、P 0.05～0.10％、Cr 0.20～0.80％、S≤0.005％，余量为Fe及不可避免的夹杂；其组织为多边形和/或准多边形铁素体以及贝氏体和马氏体，以相对于全部组织的面积率计，铁素体百分含量为70～90％，贝氏体和马氏体百分含量为10～30％；其中铁素体晶粒尺寸为4～10μm。

2.如权利要求1所述的高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板，其特征是，其抗拉强度≥580MPa，延伸率≥26％，扩孔率≥75％。

3.权利要求1或2所述的高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板的制备方法，其特征是，

(1)加热工艺：将厚度为135-150mm的板坯在步进式加热炉中加热到1150～1250℃，保温时间1-3小时；所述板坯的化学成分如权利要求1所述；

(2)轧制工艺：ASP热轧线上进行，采用两阶段控制轧制，粗轧阶段压下率≥70％，精轧阶段压下率≥75％；粗轧阶段开轧温度为1100～1150℃，精轧阶段开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为800～880℃；

(3)冷却工艺：层流冷却段长度80m±10mm，轧后采用水冷+空冷+水冷的分段式冷却路径控制，水冷段冷却速度为20～80℃/s，空冷时间为3-6s，空冷冷速为2-6℃/s；

(4)卷取工艺：采取中温卷取，卷取温度350-500℃，成品厚度为2～10mm。

4.如权利要求3所述的高延伸凸缘性能热轧双相钢薄板的制备方法，其特征是，所述步骤(2)采用9道次的轧制变形。

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