CN103237906B - 制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且在其材料性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法 - Google Patents

制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且在其材料性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法 Download PDF

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Abstract

本发明的目的在于提供一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在其材料性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法，其中，可利用薄板坯连铸来实现优良的可加工性，并且可以显著地减小带钢在宽度方向和长度方向上的材料性能的偏差。

Description

制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且在其材料性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法
技术领域
本发明涉及一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在力学性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法，更具体地说，涉及一种利用薄板坯铸造技术来制造具有优异的延伸率并且力学性能偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法。
背景技术
近来，随着对提高机动车的燃料效率以及加强在机动车工业中对驾驶员和乘客的安全规程的需求，正在进行对能够提供改善的抗碰撞性的重量轻强度高的机动车车体的充分研究。
因此，为了同时满足机动车的重量轻特性和强度高特性，已经集中地开发并使用了590MPa级或更高级别的高强度钢板。另外，由于用于机动车的钢板主要通过冲压来加工，所以它们应当具有优异的冲压成形性。为了确保这样的冲压成形性，需要制造具有低屈服强度、高延展性以及均匀的力学性能的产品。
在具有相变结构的钢种中，具有低屈服强度的高强度产品通常以由铁素体和马氏体两相组成的DP（双相）钢作为示例。DP钢具有铁素体和马氏体共存的复合显微组织，屈服比因与马氏体毗邻的铁素体的晶粒边界附近操作势而降低。因此，由于加工时的弹性回弹能低并由此成型固定性高，并且还由于与沉积硬化钢板相比延伸率较高，所以DP钢可以应用于需要特定程度的可加工性的高强部件。
在第4436561号美国专利以及第1311609号、第1922459号、第2133123号、第2940235号和第2658706号日本专利中公开了用于制造高强度冷轧DP钢的技术，在第1170762号和第1202277号日本专利以及第1397791号、第4285741号和第4325751号美国专利中公开了用于制造高强度热轧DP钢的技术。然而，这些现有的发明属于利用传统的轧机工艺的制造方法，这些方法不期望地且不可避免地导致在实际生产线中出现力学性能方面的显著的宽度和长度方向的偏差的问题。
另外，在利用传统的轧机来制造DP钢的情况下，由于在传统的轧制工艺中的精轧速率快至400mpm或更高，所以应当在等于或低于Ms温度的温度下卷取DP钢，这使得难以稳定地确保期望的力学性能。
同时，对应于新型的炼钢工艺的近来受到很多关注的通过薄板坯铸造的方式来制造钢板的小型轧机工艺由于在带钢的宽度和长度方向的温度差异小而引起注意，使得能够制造出在力学性能方面偏差低的具有相变结构的钢。然而，如在第2020294号欧洲专利、第2000-63955号和第2000-63956号未审查的日本专利公开以及第WO00/055381号PCT公开所披露的，这些发明主要涉及制造热轧DP钢的方法，这些方法包括在热轧之后直至卷取的过程中需要执行冷却技术的工序，并未提出利用微型轧机工艺制造具有较高的力学性能的冷轧DP钢的方法。
发明内容
技术问题
因此，已经在考虑现有技术中出现的上述问题的情况下作出了本发明，并且本发明的一个目的在于提供一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且力学性能偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法，其中，可采用薄板坯铸造技术来确保优异的可加工性并显著地降低带钢在宽度和长度方向上的力学性能的偏差。
技术方案
为了实现上述目的，本发明提供了下面的制造方法。
本发明提供了一种制造冷轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，因此生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，从而制造冷轧DP钢，其中，所述钢按重量百分比计包括：C：0.05%～0.11%；Si：0.01%～0.8%；Mn：1.2%～2.2%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；从0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.1%的Sb、0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.001%～0.1%的V和0.005%～0.5%的Mo中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，执行精轧使得单个带钢的轧制速率的差为15%或更低，并且以这样的方式来执行冷却热处理，即，将连续退火后的带钢以10℃/s～150℃/s的冷却速率连续地冷却至200℃～400℃。
另外，本发明提供一种制造冷轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，从而制造冷轧DP钢，其中，所述钢按重量百分比计包括：C：0.05%～0.11%；Si：0.01%～0.8%；Mn：1.2%～2.2%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；从0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.1%的Sb、0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.001%～0.1%的V和0.005%～0.5%的Mo中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，精轧被执行为使得终轧机架的轧制温度落入由关系式[910-195C-70Mn+20Si+30P-25N-15Cr-40Mo]±20℃计算的目标温度的范围内，并且以这样的方式来执行冷却热处理，即，将连续退火后的带钢以10℃/s～150℃/s的冷却速率连续地冷却至200℃～400℃。
另外，本发明提供了一种制造冷轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，因此生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，从而制造冷轧DP钢，其中，所述钢按重量百分比计包括：C：0.05%～0.11%；Si：0.01%～0.8%；Mn：1.2%～2.2%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；从0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.1%的Sb、0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.001%～0.1%的V和0.005%～0.5%的Mo中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，精轧被执行为使得单个带钢中的轧制速率的差为15%或更低，精轧被执行为使得终轧机架的轧制温度落入由关系式[910-195C-70Mn+20Si+30P-25N-15Cr-40Mo]±20℃计算的目标温度的范围内，并且以这样的方式来执行冷却热处理，即，将连续退火后的带钢以10℃/s～150℃/s的冷却速率连续地冷却至200℃～400℃。
在上述方法中，优选地，以4.5mpm或更高的铸造速率来执行连铸。另外，优选地，粗轧被执行为使得薄板坯在粗轧机入口处的温度为950℃～1100℃，并且在粗轧时的累积压下率为65%至90%。另外，优选地，以这样的方式来执行加热，即，将粗轧后的带钢加热至950℃～1100℃，或保持其热量。另外，优选地，以这样的方式来执行卷取，即，在450℃～680℃的温度对精轧后的带钢进行卷取。另外，优选地，以这样的方式来执行冷轧，即，将酸洗后的带钢轧制至压下率为40%至75%。另外，优选地，以这样的方式来执行连续退火，即，将冷轧后的带钢在750℃～840℃进行连续退火。
另一方面，本发明提供了一种制造高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，因此生产热轧DP钢，其中，所述钢按重量计包括：C：0.03%～0.1%；Si：0.01%～1.1%；Mn：0.8%～2.0%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.5%的Mo和0.005%～0.1%的Sb中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，精轧被执行为使得单个带钢的轧制速率的差为15%或更低，并且以这样的方式来执行卷取，即，将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
另外，本发明提供了一种制造高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，因此生产热轧DP钢，其中，所述钢按重量计包括：C：0.03%～0.1%；Si：0.01%～1.1%；Mn：0.8%～2.0%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.5%的Mo和0.005%～0.1%的Sb中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，精轧被执行为使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，并且以这样的方式来执行卷取，即，将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
另外，本发明提供了一种制造高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，因此生产热轧DP钢，其中，所述钢按重量计包括：C：0.03%～0.1%；Si：0.01%～1.1%；Mn：0.8%～2.0%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.5%的Mo和0.005%～0.1%的Sb中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，以这样的方式来执行冷却，即，将精轧后的带钢在输出辊道上以50℃/s或更高的冷却速率进行冷却，并且以这样的方式来执行卷取，即，将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
另外，本发明提供了一种制造高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，因此生产热轧DP钢，其中，所述钢按重量计包括：C：0.03%～0.1%；Si：0.01%～1.1%；Mn：0.8%～2.0%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；从0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.5%的Mo和0.005%～0.1%的Sb中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质，其中，精轧被执行为使得单个带钢的轧制速率的差为15%或更低，精轧被执行为使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，以这样的方式来执行冷却，即，将精轧后的带钢在输出辊道上以50℃/s或更高的冷却速率进行冷却，并且以这样的方式来执行卷取，即，将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
在上面的方法中，优选地，以4.5mpm或更高的铸造速率执行连铸。另外，优选地，粗轧被执行为使得薄板坯在粗轧机的入口处的表面温度为950℃～1100℃，并且粗轧时的累积压下率为65%～90%。另外，优选地，以这样的方式来执行加热，即，将在粗轧后的带钢加热至1000℃～1150℃，或保持其热量。
有益效果
在根据本发明的制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在力学性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法中，可采用薄板坯铸造技术来确保优异的可加工性，并且显著地降低带钢在宽度方向和长度方向上的力学性能的偏差，因此制造具有高质量的高强度冷轧/热轧DP钢。
另外，薄板坯铸造技术可消除传统轧机中的再加热工艺，因此节约能量并提高生产率。
另外，薄板坯技术能够使用在电炉中通过熔化诸如废金属等的废料而获得的钢，因此提高资源的可回收性。
附图说明
图1是示出根据本发明的微型轧机工艺的示意图。
<附图中的标号的描述>
10：连铸机20：粗轧机
30：加热器40：卷取箱
50：精轧机60：输出辊道
70：卷取机
具体实施方式
在下文中，将给出对本发明的详细描述。
如上所述，本发明属于利用使用薄板坯铸造技术的微型轧机工艺来制造高强度冷轧DP钢的方法，参照图1来简要地描述根据本发明的微型轧机工艺。通过微型轧机工艺生产的热轧带钢经受已知的冷轧工艺（酸洗、冷轧、连续退火、冷却热处理）而因此获得最终的冷轧DP钢，省略了对冷轧工艺的描述。
具体地说，利用连铸机10制造厚度为30mm～150mm的薄板坯（a）。与利用传统轧机的连铸机生产的厚度为200mm或更厚的板坯相比，该板坯较薄，因此被称作薄板坯。由于厚度为200mm或更厚的传统的板坯在露天场地等进行完全冷却，所以在执行热轧之前，其需要在再加热炉中充分地再加热，以具有1100℃或更高的表面温度。然而，由于薄板坯被直接传输至粗轧机20，而不经过再加热炉，所以可利用铸造工艺的热，因此节约了能量并极大地提高了生产率。
利用粗轧机20将薄板坯轧制为具有预定厚度或小于预定厚度的热轧带钢。利用加热器30来补偿带钢的在该过程中降低的温度，然后利用精轧机50将热轧带钢（b）轧制至期望的最终厚度，通过ROT（RunOutTable）60（在下文中称作“输出辊道”）进行冷却，然后利用卷取机70在预定的温度下进行最终卷取，从而制造出具有期望的力学性能的热轧钢板。
这样，为了补偿铸造速率与轧制速率之间的差异，在精轧机50之前设置卷取箱40，从而穿过感应加热器30的热轧带钢（b）被初次卷取。由于近来已经实现了速率为6mpm或更快的高速铸造技术，所以现在正在开发不使用卷取箱40的无头热轧工艺。
根据本发明的通过微型轧机工艺和冷轧工艺制造的高强度冷轧DP钢按重量百分比（wt%）计包括C：0.05%～0.11%；Si：0.01%～0.8%；Mn：1.2%～2.2%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更少；从0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.1%的Sb、0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.001%～0.1%的V和0.005%～0.5%的Mo中选择的一种或多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。在下面描述各种元素的作用和量。
C提高钢板的强度，并且对于确保铁素体和马氏体的复合组织非常重要。如果C的量小于0.05%，则不能确保本发明中所期望的强度。相反，如果C的量超过0.11%，则韧性和可焊接性会降低，并且在连铸时会更频繁地出现铸坯裂纹。因此，优选地，C的量被限制为0.05%～0.11%。
Si在不降低钢板的延展性的同时确保强度方面是有用的。另外，促进铁素体的形成，并且促进了在未转变奥氏体中的C富集，因此容易加速马氏体的形成。如果Si的量小于0.01%，则难以确保上述效果。相反，如果Si的量超过0.8%，则表面性能和可焊接性会下降。因此，优选地，Si的量被限制为0.01%～1.0%。
Mn表现出非常大的固溶强化效果，并且促进铁素体和马氏体的复合组织的形成。如果Mn的量小于1.2%，则难以确保本发明中所期望的强度。相反，如果Mn的量超过2.2%，则难以形成薄板坯铸造带钢，并且会出现偏析问题。因此，优选地，Mn的量被限制为1.2%～2.2%。
P对使钢板的强化是有效的。如果P的量小于0.001%，则不能确保其效果，并且制造成本会增大。相反，如果P的量超过0.1%，则冲压成形性会劣化。因此，优选地，P的量被限制为0.001%～0.1%。
S作为钢中的杂质元素使钢板的延展性和可焊接性降低，并且使板坯的表面缺陷变差。难以将S的量控制为小于0.001%。如果S的量超过0.02%，则会导致板坯缺陷，并且钢板的延展性和可焊接性会降低。因此，优选地，S的量被限制为0.001%～0.02%。
酸溶Al与钢中的O结合，从而产生脱氧，并且与Si相似，通过将铁素体中的C分布到奥氏体，酸溶Al对提高马氏体的可淬性是有效的。如果酸溶Al的量小于0.01%，则不能确保上述效果。相反，如果酸溶Al的量超出1.0%，则上述效果被饱和，并且制造成本会增大。因此，优选地，酸溶Al的量被限制为0.01%～1.0%。
N对稳定奥氏体是有效的。如果N的量小于0.001%，则难以确保上述效果。相反，如果N的量超过0.02%，则上述效果被饱和，并且会出现薄板坯铸流的边部裂纹。因此，优选地，N的量被限制为0.001%～0.02%。
偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）是由在炼钢工艺中用作进料的废料而带来的杂质元素。如果它们的总量超过0.18%，则会导致薄板坯铸流的表面裂纹。因此，优选地，这些元素的总量被限制为0.18%或更少。
具有这样的组成的钢还可添加有从B、Cr、Sb、Ti、Nb、V和Mo中选择的一种或多种。虽然这些元素对如本发明中所期望的高强度冷轧DP钢的基本性能不产生决定性的影响，但是优选地，添加它们中的一种或更多种，以精确地控制产品的抗拉强度、屈服强度和表面质量。
B延迟在退火期间的冷却过程中奥氏体向珠光体的转变。如果B的量小于0.0002%，则不能期望上述效果。相反，如果B的量超过0.005%，则极大地增加可淬性，因此延伸率会显著降低。因此，优选地，B的量被限制为0.0002%～0.005%。
添加Cr来提高钢的可淬性并确保高强度。如果Cr的量小于0.01%，则难以确保上述效果。相反，如果Cr的量超过2.0%，则上述效果饱和，并且延展性会降低。因此，优选地，Cr的量被限制为0.01%～2.0%。
Sb抑制氧化物的表面富集，因此减少表面缺陷，并且Sb在抑制由于热轧工艺中的温度增加以及变化而导致的粗糙表面富集产品的形成方面是非常有效的。如果Sb的量少于0.005%，则难以确保上述效果。相反，如果Sb的量超过0.1%，则上述效果不能显著增大，并且会导致与制造成本以及可加工性的劣化相关的问题。因此，优选地，Sb的量被限制为0.005%～0.1%。
Ti、Nb和V对提高钢板的屈服强度以及获得精细颗粒尺寸方面是有效的。如果这些元素的量小于0.001%，则难以确保上述效果。相反，如果它们的量超过0.1%，则制造成本会增加并且会形成过多的沉积物，这会不期望地劣化铁素体的延展性。因此，Ti、Nb和V的量被限制为0.001%至0.1%。
Mo使从奥氏体至珠光体的转变延迟，并且添加Mo来实现铁素体细化和高强度。如果Mo的量少于0.005%，则不能获得上述效果。相反，如果Mo的量超过0.5%，则上述效果饱和并且延展性会降低。因此，优选地，Mo的量被限制为0.005%～0.5%。
除了上面的组分之外，本发明包括平衡量的Fe和其它不可避免的杂质。
在下面详细地描述根据本发明的利用包含上述组分的钢水制造高强度冷轧DP钢的方法。
如上面参照图1所提到的，本发明包括：微型轧机热轧工艺，该工艺包括连铸、粗轧、加热、精轧、冷却和卷取；冷轧工艺，包括酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，本发明的特征性技术构成在于通过重新控制各个步骤的操作条件来制造力学性能偏差小的高强度冷轧DP钢。
具体地说，优选地，以4.5mpm或更快的铸造速率来执行连铸。典型地，与软的产品相比，抗拉强度为590MPa或更高级别的钢包含量更大的诸如C、Mn、Si等元素（添加这些元素来确保强度），因此在较低的铸造速率下更容易出现铸坯的偏析。当以这种方式出现偏析时，难以确保强度，并且会出现力学性能的横向或纵向偏差。因此，铸造速率被设定为4.5mpm或更快。
通过使用装备有2～4个机座的粗轧机使连铸薄板坯经受粗轧来执行所述粗轧。这样，优选地，执行该工艺，使得薄板坯在粗轧机入口处的表面温度为950℃～1100℃，并且使粗轧时的累积压下率为65%～90%。
如果薄板坯在粗轧机入口处的表面温度低于950℃，则粗轧负载会极大地增大，并且还会出现边部裂纹。相反，如果其表面温度高于1100℃，则可能会产生所谓的San-Su式鳞皮。因此，该表面温度被限制为950℃～1100℃。
另外，在粗轧时的累积压下率被认为是重要的，以获得本发明中的具有均匀的力学性能的期望的产品。随着在粗轧时的压下率增大，对制造DP钢来讲是所需的重要元素的Mn、Si、Al等的显微分布变得均匀，另外，带钢的宽度和厚度方向上的温度梯度会减小，因此获得均匀的力学性能。然而，如果累积压下率小于65%，则不能充分地表现出以上效果。相反，如果累积压下率超过90%，则轧制变形阻力显著增大，因此增大制造成本。因此，优选地，以累积压下率为65%～90%的方式来进行轧制。
优选地，以这样的方式来执行加热，即，使粗轧后的带钢被再次加热至950℃～1100℃或者保持其热量。如果粗轧后的带钢的表面温度低于950℃，则轧制变形阻力会显著增大。相反，如果其表面温度高于1100℃，则需要高的能量成本来提高温度，并且会更频繁地出现表面鳞皮缺陷。因此，优选地，将加热温度限制为920℃～1100℃。
优选地，精轧被执行为使得单个带钢的轧制速率的差异为15%或更低。由于根据本发明的590MPa级的高强度冷轧DP钢使用相变组织作为强化方式，所以力学性能会基于精轧时的变形率而改变。如果具有机座的精轧机中的轧制速率的差异超过15%，则在后续的输出辊道上难以获得均匀的冷却速率，并且难以获得期望的卷取温度，并且因此在带钢的宽度或长度方向上的力学性能的偏差会显著增大。
另外，在精轧工艺中，优选地将终轧机架的轧制温度设定为落入由关系式[910-195C-70Mn+20Si+30P-25N-15Cr-40Mo]±20℃计算的目标温度的范围内。在传统的热轧工艺中，典型地，使精轧在等于或高于Ar3转变温度的温度下完成，以制造具有尽可能均匀的力学性能的DP钢。
然而，在本发明中，在这样的情况下，即，在奥氏体和铁素体共存的两相区中执行轧制使得终轧机架的精轧温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间的情况下，在同样的强度下改善了延伸率，这已经通过反复的测试得到证实。另外，在使用薄板坯铸造技术来制造DP钢板的情况下，与传统的热轧工艺相比，由于具有带钢的温度控制更容易的优点，所以优选地，将精轧温度设定为在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间。在本发明中，应当注意，上述温度可根据元素的量而改变，在由关系式[910-195C-70Mn+20Si+30P-25N-15Cr-40Mo]±20℃计算的目标温度范围内的轧制条件可有助于两相区中的轧制，这已经通过反复测试得到证实。
通过下面的理论说明来解释通过反复测试证实的结果。例如，在具有相变结构的钢的情况下，为了同时改善强度和延展性，如何使诸如C、Mn等的奥氏体稳定元素富集在未转变的奥氏体中被认为是重要的。在两相区中执行精轧的情况下，溶质元素的分散行为得以改善，因此，即使在存在同样的组分的情况下，铁素体被净化，同时马氏体被进一步稳定，并且这些效果即使在冷轧和退火之后也持续。
另外，优选地，以这样的方式来执行卷取，即，精轧后的带钢以450℃～680℃的温度进行卷取。如果热轧卷取温度低于450℃，则热轧强度大大增加，不期望地导致可冷轧性的问题。相反，如果该卷取温度高于680℃，则热轧后的带钢卷容易变形。因此，该温度优选地被限制为450℃～680℃。
优选地，以这样的方式执行冷轧，即，将酸洗后的带钢以40%～75%的压下率进行轧制。优选地以将酸洗后的带钢以40%～75%的压下率进行轧制这样的方式执行冷轧如果压下率小于40%，则在退火时不会出现重结晶。相反，如果压下率超过75%，则轧制变形阻力大大增加，使得难以执行轧制。因此，压下率优选地被限制为40%～75%。
另外，优选地，以这样的方式执行连续退火，即，在750℃～840℃下对冷轧后的带钢进行连续退火。如果退火温度低于750℃，则不会出现重结晶。相反，如果退火温度高于840℃，则难以获得作为本发明中的主要相的铁素体和马氏体的双相组织，并且带钢的质量流会变得有问题。因此，退火温度优选地被限制为750℃～840℃。
另外，优选地，以这样的方式来执行冷却热处理，即，以10℃/s～150℃/s的冷却速率将连续退火后的带钢持续地冷却至200℃～400℃。
如果冷却速率小于10℃/s，则在冷却过程中会形成珠光体，使得难以获得DP结构。相反，如果冷却速率超过150℃/s，则延展性会降低，并且钢板的形状会变差。因此，优选地，将冷却速率限制为10℃/s～150℃/s。另外，如果冷却终点温度低于200℃，则与冷却速率太快的情况相似，难以控制钢板的形状。相反，如果温度高于400℃，则难以获得DP结构。因此，冷却终点温度优选地被限制为200℃～400℃。
为了评估本发明的技术效果，进行下面的测试。
使用具有如下面的表1中所示的组成的钢，在包括表2中的板坯厚度、铸造速率、板坯表面温度、轧制速率差、卷取温度、退火温度、冷却速率等的操作条件下制造各个冷轧带钢，并且测量带钢的力学性能（抗拉强度、延伸率和性能偏差）和表面形状。结果在下面的表2中示出。
在表1中，在所有编号的钢中，偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量被控制为0.18%或更低。第1～6号钢是利用薄板坯铸造技术（板坯厚度：84mm）制造的热轧带钢，第7～9号钢（板坯厚度：230mm）是在传统的轧机条件下制造的热轧带钢。
在表2中，板坯表面温度表示在紧接粗轧之前测量的表面温度。轧制速率差由通过将在终轧轧制时的单个带钢中的最大质量流速率与最小质量流速率之间的差与平均质量流速率相除获得的百分比值来表示，其中，轧制速率差低意味着轧制速率的变化小。精轧温度表明是否在由关系式1±20℃计算的目标温度范围内执行轧制，因此对比钢4、11、12和13通过在直接在Ar3转变温度以上的对应于单相区的温度下执行轧制来获得。
在表2的第1～6号钢的条件中，在粗轧后的带钢的加热温度被设定为1075℃，在第7～9号钢的条件中，加热温度被设定为1200℃，热轧后的带钢的厚度被设定为3.0mm。
对热轧后的带钢进行酸洗，然后以压下率为60%进行冷轧，因此生产厚度为1.2mm的冷轧带钢，利用表2的退火温度和冷却速率将每个冷轧后的带钢冷却至270℃，因此制造测试样本。
[表1]
[表2]
关系式1=[910-195C-70Mn+20Si+30P-25N-15Cr-40Mo]
在表2中，抗拉强度和延伸率是在JIS（日本工业标准）第5号测试样本的沿与轧制方向垂直的方向的4/w位置处测量的值。延伸率由直至拉伸样本破裂所作用的拉伸应变的百分比表示，性能偏差表示通过从在沿钢卷的长度和宽度方向测量的性能值的最大值减去最小值获得的值。
如从表2的结果所清楚的是，根据本发明，能够制造出具有优异的可加工性（延伸率）和非常低的力学性能偏差的高强度冷轧DP钢。
同时，根据本发明的利用上述微型轧机工艺制造的高强度热轧DP钢的组成按重量百分比计（wt%）包括：C：0.03%～0.1%；Si：0.01%～1.1%；Mn：0.8%～2.0%；P：0.001%～0.1%；S：0.001%～0.02%；Al：0.01%～1.0%；N：0.001%～0.02%；偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量：0.18%或更低；0.001%～0.1%的Ti、0.001%～0.1%的Nb、0.0002%～0.005%的B、0.01%～2.0%的Cr、0.005%～0.5%的Mo以及0.005%～0.1%的Sb中选择的一种或更多种；以及余量的Fe和其它不可避免的杂质。在下面简要地描述各种元素的作用和量。
C提高钢板的强度，并且对于确保铁素体和马氏体的复合组织非常重要。如果C的量小于0.03%，则不能确保本发明中所期望的强度。相反，如果C的量超过0.1%，则韧性和可焊接性会降低，另外，在薄板坯铸造时会更频繁地在铸坯上出现表面缺陷。因此，优选地，C的量被限制为0.03%～0.1%。
Si在不降低钢板的延展性的同时确保强度方面是有用的。另外，促进铁素体的形成，并且促进了在未转变奥氏体中的C富集，因此容易加速马氏体的形成。如果Si的量小于0.01%，则难以确保上述效果。相反，如果Si的量超过1.1%，则表面性能和可焊接性会下降。因此，优选地，Si的量被限制为0.01%～1.1%。
Mn表现出非常大的固溶强化效果，并且促进铁素体和马氏体的复合组织的形成。如果Mn的量小于0.8%，则难以确保本发明中所期望的强度。相反，如果Mn的量超过2.0%，则可焊接性和热轧性会存在问题。因此，优选地，Mn的量被限制为0.8%～2.0%。
P对使钢板的强化是有效的。如果P的量小于0.001%，则不能确保其效果，并且制造成本会增大。相反，如果添加了过多的P，则冲压成形性会劣化。因此，优选地，P的量被限制为0.001%～0.1%。
S作为钢中的杂质元素使钢板的延展性和可焊接性降低。难以将S的量控制为小于0.001%。如果S的量超过0.02%，则钢板的延展性和可焊接性会降低，并且会出现铸坯的边部裂纹。因此，优选地，S的量被限制为0.001%～0.02%。
酸溶Al与钢中的O结合，从而产生脱氧，并且与Si相似，通过将铁素体中的C分布到奥氏体，酸溶Al对提高马氏体的可淬性是有效的。如果该元素的量小于0.01%，则不能确保上述效果。相反，如果该元素的量超出1.0%，则上述效果被饱和，并且仅会增大制造成本。因此，优选地，酸溶Al的量被限制为0.01%～1.0%。
N对稳定奥氏体是有效的。如果N的量小于0.001%，则难以确保上述效果。相反，如果N的量超过0.02%，则上述效果被饱和，并且可焊接性会降低并且制造成本会增大。因此，优选地，N的量被限制为0.001%～0.02%。
偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）是由在炼钢工艺中用作进料的废料而带来的杂质元素。如果它们的总量超过0.18%，则会导致薄板坯铸流的表面裂纹。因此，优选地，这些元素的总量被限制为0.18%或更少。
具有这样的组成的钢还可添加有从Ti、Nb、B、Cr、Mo和Sb中选择的一种或多种。虽然这些元素对如本发明中所期望的高强度热轧DP钢的基本性能不产生决定性的影响，但是优选地，添加它们中的一种或更多种，以精确地控制产品的抗拉强度、屈服强度和表面质量。
Ti和Nb对提高钢板的强度以及实现精细颗粒尺寸是有效的。如果这些元素的量小于0.001%，则难以确保上述效果。相反，如果它们的量超过0.1%，则可能会形成过多的沉积物，这会不期望地劣化铁素体的延展性。因此，Ti和Nb的量被限制为0.001%～0.1%。
B延迟在退火期间的冷却过程中奥氏体向珠光体的转变。如果B的量小于0.0002%，则不能获得上述效果。相反，如果B的量超过0.01%，则会极大地增加可淬性，这不期望地使可加工性劣化。因此，优选地，B的量被限制为0.0002%～0.01%。
添加Cr来提高钢的可淬性并确保高强度。如果Cr的量小于0.01%，则难以确保上述效果。相反，如果Cr的量超过2.0%，则上述效果饱和，并且延展性会降低。因此，优选地，Cr的量被限制为0.01%～2.0%。
Mo使从奥氏体至珠光体的转变延迟，并且添加Mo来实现铁素体细化和高强度。如果Mo的量少于0.001%，则不能获得上述效果。相反，如果Mo的量超过1.0%，则上述效果饱和并且延展性会降低。因此，优选地，Mo的量被限制为0.001%～1.0%。
Sb抑制热轧鳞皮的形成。如果Sb的量少于0.005%，则难以确保上述效果。相反，如果Sb的量超过1.0%，则即使过量地添加Sb，上述效果也不会进一步增大，并且会导致制造成本和可加工性的问题。因此，优选地，Sb的量被限制为0.005%～1.0%。
除了上面的组分之外，本发明包括平衡量的Fe和其它不可避免的杂质。
在下面详细地描述根据本发明的利用包含上述组分的钢水制造高强度热轧DP钢的方法。
如上面参照图1所提到的，微型轧机工艺包括连铸、粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，本发明的特征性技术构成在于通过重新控制各个步骤的操作条件来制造具有低的力学性能偏差的高强度热轧DP钢。
具体地说，优选地，以4.5mpm或更快的铸造速率来执行连铸。典型地，与软的产品相比，抗拉强度为590MPa或更高级别的钢包含量更多的诸如C、Mn、Si等元素（添加这些元素来确保强度），因此在较低的铸造速率下更容易出现铸坯的偏析。当以这种方式出现偏析时，难以确保强度，或者会出现力学性能的横向或纵向偏差。因此，铸造速率被设定为4.5mpm或更快。
通过使用装备有2～4个机座的粗轧机使连铸薄板坯经受粗轧来执行所述粗轧。这样，优选地，执行该工艺，使得薄板坯在粗轧机入口处的表面温度为950℃～1100℃，并且使粗轧时的累积压下率为65%～90%。
如果薄板坯在粗轧机入口处的表面温度低于950℃，则粗轧负载会极大地增大，并且还会出现边部裂纹。相反，如果其表面温度高于1100℃，则可以产生所谓的San-Su式鳞皮。因此，该表面温度被限制为950℃～1100℃。
另外，在粗轧时的累积压下率被认为是重要的，以获得本发明中的具有均匀的力学性能的期望的产品。随着在粗轧时的压下率增大，对制造DP钢来讲是所需的重要元素的Mn、Si、Al等的显微分布会变得均匀，另外，带钢的宽度和厚度方向上的温度梯度会减小，因此获得均匀的力学性能。然而，如果累积压下率小于65%，则不能充分地表现出以上效果。相反，如果累积压下率超过90%，则轧制变形阻力显著增大，因此增大制造成本。因此，优选地，以累积压下率为65%～90%的方式来执行轧制。
优选地，以这样的方式来执行加热，即，将粗轧后的带钢再次加热至950℃～1100℃或者保持其热量。如果粗轧后的带钢的表面温度低于950℃，则轧制变形阻力会显著增大。相反，如果其表面温度高于1100℃，则需要高的能量成本来提高温度，并且会更频繁地出现表面鳞皮缺陷。因此，优选地，将加热温度限制为950℃～1100℃。
优选地，精轧被执行为使得单个带钢的轧制速率的差异为15%或更低。由于根据本发明的590MPa级的高强度热轧DP钢使用相变组织作为强化方式，所以力学性能会基于精轧时的变形率而改变。如果精轧机中的轧制速率的差异超过15%，则在后续的输出辊道上难以获得均匀的冷却速率，并且难以获得期望的卷取温度，并且因此在带钢的宽度或长度方向上的力学性能的偏差会显著增大。
另外，在精轧工艺中，优选地将终轧机架的轧制温度设定为在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间。在传统的热轧工艺中，通常在等于或高于Ar3转变温度的温度下完成精轧，以制造尽可能具有均匀的力学性能的DP钢。然而，在本发明中，当在奥氏体和铁素体共存的两相区中执行轧制使得终轧机架的精轧温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间的情况下，在同样的强度下改善了延伸率，这已经通过反复的测试得到证实。在使用薄板坯铸造技术来制造DP钢板的情况下，与传统的热轧工艺相比，由于具有带钢的温度控制更为容易的优点，所以优选地，将精轧温度设定为在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间。
通过下面的理论说明来解释通过反复测试证实的结果。例如，在具有相变组织的钢的情况下，为了同时改善强度和延展性，如何使诸如C、Mn等的奥氏体稳定元素富集在未转变的奥氏体中被认为是重要的。在两相区中执行精轧的情况下，溶质元素的分布行为得以改善，因此，即使在存在同样的组分的情况下，铁素体被净化，同时马氏体被进一步稳定。
另外，以这样的方式来执行冷却，即，在输出辊道上以50℃/s或更高的冷却速率来使精轧后的带钢冷却，并且以这样的方式来执行卷取，即，使冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度的范围内进行卷取。
如果冷却速率低于50℃/秒，则促进了铁素体转变，并且形成渗碳体，使得难以获得期望的力学性能。
上述关系式是由经验确定，以基于卷取温度和合金化元素的量来确保期望的强度和可加工性，由此，在以上述条件进行卷取时，容易确保良好的力学性能。更具体地说，如果温度比由上述关系式计算的值低30℃，则马氏体的比例会增大，因此使延伸率减小，使得难以确保期望的强度。相反，如果温度比由上述关系式计算的值高30℃，则铁素体或渗碳体的比例会增大，这会不期望地使强度劣化。因此，本发明中的卷取温度优选地被限制为上述条件。
为了评估本发明的技术效果，执行下面的测试。
使用具有如下面的表3中所示的组成的钢，在包括表4中的板坯厚度、铸造速率、板坯表面温度、轧制速率差等的操作条件下制造各个热轧带钢，并且测量带钢的力学性能（抗拉强度、延伸率和性能偏差）和带钢的表面鳞皮的产生。结果在下面的表4中示出。
在表3中，在所有编号的钢中，偶存元素（Cu+Ni+Sn+Pb）的总量被控制为0.18%或更低。第1～6号钢是利用薄板坯铸造技术（板坯厚度：84mm）制造的热轧带钢，第7～9号钢（板坯厚度：230mm）是在传统的轧机条件下制造的热轧带钢。
在表4中，轧制速率差由通过将的终轧轧制时单个带钢中的最大质量流速率与最小质量流速率之间的差与平均质量流速率相除获得的百分比值来表示，其中，轧制速率差低意味着轧制速率的变化小。在精轧温度的情况下，利用微型轧机工艺制造的对比钢3和4以及使用传统的轧机工艺获得的对比钢6、7、8对应于在等于或高于Ar3转变温度的温度执行精轧的情况。
卷取温度表明是否在通过关系式3±30℃计算的目标温度的范围内执行卷取，通过在高于目标温度至少30℃的温度执行卷取来获得对比钢5。
在表4的第1号～第6号钢的条件下，在粗轧时的板坯的表面温度被设定为1080℃，在粗轧时的累积压下率为78%，在粗轧后的带钢的加热温度被设定为1080℃，在第7号至第9号钢的条件下，再加热温度被设定为1200℃。在所有编号的钢中在输出辊道上的冷却速率被设定为70℃/s，热轧后的带钢的最终厚度被设定为3.0mm。
[表3]
[表4]
关系式3=[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]
在表4中，抗拉强度和延伸率是在JIS（日本工业标准）第5号测试样本的沿与轧制方向垂直的方向的4/w位置处测量的值。延伸率由直至样本破裂所作用的拉伸应变的百分比表示，性能偏差表示通过从在沿钢卷的长度和宽度方向测量的性能值的最大值减去最小值获得的值。另外，TS×EI（抗拉强度×延伸率）是示出高强度钢的延伸率性能（其中，延伸率随着强度的增大而减小）的优越性的参数，其中，TS×EI高意味着抗拉强度和延伸率均高。
如由从表4的结果所清楚的是，根据本发明，能够制造出具有优异的可加工性（延伸率以及TS×EI）并且力学性能偏差低的高强度热轧DP钢。

Claims (16)

1.一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在力学性能方面偏差小的高强度冷轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：
使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯：0.05％～0.11％的C、0.01％～0.8％的Si、1.2％～2.2％的Mn、0.001％～0.1％的P、0.001％～0.02％的S、0.01％～1.0％的Al、0.001％～0.02％的N、总量为0.18％或更低的偶存元素Cu+Ni+Sn+Pb、从0.0002％～0.005％的B、0.01％～2.0％的Cr、0.005％～0.1％的Sb、0.001％～0.1％的Ti、0.001％～0.1％的Nb、0.001％～0.1％的V和0.005％～0.5％的Mo中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，从而制造冷轧DP钢，
其中，执行精轧使得单个带钢的轧制速率差为15％或更低，
其中，执行精轧使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，
以这样的方式来执行冷却热处理：以10℃/s～150℃/s的冷却速率将连续退火后的带钢连续地冷却至200℃～400℃，
其中，以4.5mpm或更高的铸造速率来执行连铸。
2.一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在力学性能方面偏差小的高强度冷轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：
使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯：0.05％～0.11％的C、0.01％～0.8％的Si、1.2％～2.2％的Mn、0.001％～0.1％的P、0.001％～0.02％的S、0.01％～1.0％的Al、0.001％～0.02％的N、总量为0.18％或更低的偶存元素Cu+Ni+Sn+Pb、从0.0002％～0.005％的B、0.01％～2.0％的Cr、0.005％～0.1％的Sb、0.001％～0.1％的Ti、0.001％～0.1％的Nb、0.001％～0.1％的V和0.005％～0.5％的Mo中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，从而制造冷轧DP钢，
其中，执行精轧使得终轧机架的轧制温度落入由关系式[910-195C-70Mn+20Si+30P-25N-15Cr-40Mo]±20℃计算的目标温度的范围内，从而执行精轧使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，并且
以这样的方式来执行冷却热处理：以10℃/s～150℃/s的冷却速率将连续退火后的带钢连续地冷却至200℃～400℃。
3.一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且力学性能方面偏差小的高强度冷轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：
使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯：0.05％～0.11％的C、0.01％～0.8％的Si、1.2％～2.2％的Mn、0.001％～0.1％的P、0.001％～0.02％的S、0.01％～1.0％的Al、0.001％～0.02％的N、总量为0.18％或更低的偶存元素Cu+Ni+Sn+Pb、从0.0002％～0.005％的B、0.01％～2.0％的Cr、0.005％～0.1％的Sb、0.001％～0.1％的Ti、0.001％～0.1％的Nb、0.001％～0.1％的V和0.005％～0.5％的Mo中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧和卷取，由此生产热轧带钢；并且将热轧后的带钢经过酸洗、冷轧、连续退火和冷却热处理，从而制造冷轧DP钢，
其中，执行精轧使得单个带钢的轧制速率差为15％或更低，
执行精轧使得终轧机架的轧制温度落入由关系式[910-195C-70Mn+20Si+30P-25N-15Cr-40Mo]±20℃计算的目标温度的范围内，从而执行精轧使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，并且
以这样的方式来执行冷却热处理：以10℃/s～150℃/s的冷却速率将连续退火后的带钢连续地冷却至200℃～400℃。
4.如权利要求2或权利要求3所述的方法，其中，以4.5mpm或更高的铸造速率来执行连铸。
5.如权利要求1至权利要求3中的任意一项所述的方法，其中，执行粗轧使得薄板坯在粗轧机入口处的温度为950℃～1100℃，并且在粗轧时的累积压下率为65％至90％。
6.如权利要求1至权利要求3中的任意一项所述的方法，其中，以这样的方式来执行加热：将粗轧后的带钢加热至950℃～1100℃或保持其热量。
7.如权利要求1至权利要求3中的任意一项所述的方法，其中，以这样的方式来执行卷取：在450℃～680℃的温度对精轧后的带钢进行卷取。
8.如权利要求1至权利要求3中的任意一项所述的方法，其中，以这样的方式来执行冷轧：将酸洗后的带钢轧制至压下率为40％至75％。
9.如权利要求1至权利要求3中的任意一项所述的方法，其中，以这样的方式来执行连续退火：在750℃～840℃对冷轧后的带钢进行连续退火。
10.一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且力学性能方面偏差小的高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：
使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯：0.03％～0.1％的C、0.01％～1.1％的Si、0.8％～2.0％的Mn、0.001％～0.1％的P、0.001％～0.02％的S、0.01％～1.0％的Al、0.001％～0.02％的N、总量为0.18％或更低的偶存元素Cu+Ni+Sn+Pb、从0.001％～0.1％的Ti、0.001％～0.1％的Nb、0.0002％～0.005％的B、0.01％～2.0％的Cr、0.005％～0.5％的Mo和0.005％～0.1％的Sb中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，由此生产热轧DP钢，
其中，执行精轧使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，
其中，执行精轧使得单个带钢的轧制速率差为15％或更低，并且
以这样的方式来执行卷取：将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
11.一种制造抗拉强度等级为590MPa可加工性优异并且在力学性能方面偏差小的高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：
使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯：0.03％～0.1％的C、0.01％～1.1％的Si、0.8％～2.0％的Mn、0.001％～0.1％的P、0.001％～0.02％的S、0.01％～1.0％的Al、0.001％～0.02％的N、总量为0.18％或更低的偶存元素Cu+Ni+Sn+Pb、从0.001％～0.1％的Ti、0.001％～0.1％的Nb、0.0002％～0.005％的B、0.01％～2.0％的Cr、0.005％～0.5％的Mo和0.005％～0.1％的Sb中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，由此生产热轧DP钢，
其中，执行精轧使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，并且
以这样的方式来执行卷取：将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
12.一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在力学性能方面偏差小的高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：
使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯：0.03％～0.1％的C、0.01％～1.1％的Si、0.8％～2.0％的Mn、0.001％～0.1％的P、0.001％～0.02％的S、0.01％～1.0％的Al、0.001％～0.02％的N、总量为0.18％或更低的偶存元素Cu+Ni+Sn+Pb、从0.001％～0.1％的Ti、0.001％～0.1％的Nb、0.0002％～0.005％的B、0.01％～2.0％的Cr、0.005％～0.5％的Mo和0.005％～0.1％的Sb中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，由此生产热轧DP钢，
其中，执行精轧使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，
其中，以这样的方式来执行冷却：将精轧后的带钢在输出辊道上以50℃/s或更高的冷却速率进行冷却，并且
以这样的方式来执行卷取：将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
13.一种制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异并且在力学性能方面偏差小的高强度热轧DP钢的方法，该方法包括下述步骤：
使按重量百分比计包括下述组分的钢经过连铸成为厚度为30mm～150mm的薄板坯：0.03％～0.1％的C、0.01％～1.1％的Si、0.8％～2.0％的Mn、0.001％～0.1％的P、0.001％～0.02％的S、0.01％～1.0％的Al、0.001％～0.02％的N、总量为0.18％或更低的偶存元素Cu+Ni+Sn+Pb、从0.001％～0.1％的Ti、0.001％～0.1％的Nb、0.0002％～0.005％的B、0.01％～2.0％的Cr、0.005％～0.5％的Mo和0.005％～0.1％的Sb中选择的一种或更多种，以及余量的Fe和其它不可避免的杂质；使所述薄板坯经过粗轧、加热、精轧、冷却和卷取，由此生产热轧DP钢，
其中，执行精轧使得单个带钢的轧制速率差为15％或更低，
执行精轧使得终轧机架的轧制温度在Ar1转变温度和Ar3转变温度之间，
以这样的方式来执行冷却：将精轧后的带钢在输出辊道上以50℃/s或更高的冷却速率进行冷却，并且
以这样的方式来执行卷取：将冷却后的带钢在由关系式[310-420C-50Mn-15Si-12Cr-7.5Mo]±30℃计算的目标温度范围内进行卷取。
14.如权利要求10至权利要求13中的任意一项所述的方法，其中，以4.5mpm或更大的铸造速率执行连铸。
15.如权利要求10至权利要求13中的任意一项所述的方法，其中，执行粗轧使得薄板坯在粗轧机的入口处的表面温度为950℃～1100℃，并且粗轧时的累积压下率为65％～90％。
16.如权利要求10至权利要求13中的任意一项所述的方法，其中，以这样的方式来执行加热：将粗轧后的带钢加热至1000℃～1150℃或保持其热量。
CN201180054912.1A 2010-11-15 2011-11-10 制造抗拉强度等级为590MPa、可加工性优异且在其材料性能方面偏差小的高强度冷轧/热轧DP钢的方法 Expired - Fee Related CN103237906B (zh)

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Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104372243B (zh) * 2014-10-10 2017-02-15 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 440MPa级冷轧带钢及其生产方法
KR101786318B1 (ko) * 2016-03-28 2017-10-18 주식회사 포스코 항복강도와 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
CN106011618B (zh) * 2016-06-06 2018-07-03 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产dp780钢的方法
CN109112433B (zh) * 2017-06-26 2019-09-20 鞍钢股份有限公司 无表面条纹缺陷590MPa级冷轧双相钢及生产方法
CN109023053B (zh) * 2018-08-14 2020-01-14 武汉钢铁有限公司 一种具有良好翻边性能的600MPa级多相钢及生产方法
CN109680219A (zh) * 2019-01-31 2019-04-26 日照钢铁控股集团有限公司 一种基于ESP生产线的500MPa级轿车用热基无锌花高强镀锌板的生产方法
CN110004377A (zh) * 2019-03-29 2019-07-12 日照钢铁控股集团有限公司 一种汽车双相钢及其加工方法
CN110004370A (zh) * 2019-04-30 2019-07-12 日照钢铁控股集团有限公司 一种基于ESP产线生产4.0mm S550GD+Z热镀锌板的方法
CN111549273B (zh) * 2020-04-19 2021-11-19 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种高效生产优质590MPa级冷轧双相钢的方法
CN112501509A (zh) * 2020-11-27 2021-03-16 江苏科技大学 一种用于海洋软管铠装层的低合金钢及其制备方法
CN112746159A (zh) * 2020-12-30 2021-05-04 日照钢铁控股集团有限公司 一种柔性生产低合金高强度座椅滑轨用钢方法
CN114807771B (zh) * 2022-04-14 2023-10-31 首钢集团有限公司 一种大宽厚比的薄带钢及其制备方法和应用
CN115341146B (zh) * 2022-08-17 2024-01-12 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种低内应力汽车罐体用钢及其生产方法
CN115595502A (zh) * 2022-10-10 2023-01-13 本钢板材股份有限公司（Cn） 一种低成本高强度车轮用热轧酸洗板及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1367846A (zh) * 1999-07-31 2002-09-04 蒂森克虏伯钢铁(股份)公司 高强度钢带或薄钢板及其制造方法
CN1628002A (zh) * 2002-09-19 2005-06-15 乔维尼·阿维迪 基于薄板技术来制造超薄热轧带材的方法和生产线
CN101336307A (zh) * 2006-01-26 2008-12-31 乔瓦尼·阿尔维迪 具有冷轧带材特性的热轧双相钢带材

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
NL8802892A (nl) * 1988-11-24 1990-06-18 Hoogovens Groep Bv Werkwijze voor het vervaardigen van vervormingsstaal en band vervaardigd daarmee.
US8337643B2 (en) * 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1367846A (zh) * 1999-07-31 2002-09-04 蒂森克虏伯钢铁(股份)公司 高强度钢带或薄钢板及其制造方法
CN1628002A (zh) * 2002-09-19 2005-06-15 乔维尼·阿维迪 基于薄板技术来制造超薄热轧带材的方法和生产线
CN101336307A (zh) * 2006-01-26 2008-12-31 乔瓦尼·阿尔维迪 具有冷轧带材特性的热轧双相钢带材

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
薄板坯连铸连轧低温卷取生产双相钢的工业试验;狄国标等;《钢铁》;20090630;第44卷(第6期);65-68 *
马氏体双相钢生产工艺探讨;琚艳军等;《河南冶金》;20080831;第16卷(第4期);23-24-27 *

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