CN109943765A - 一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢及其制备方法，属于冷轧双相钢领域。它包括C：0.08‑0.10％、Si：0.6‑0.8％、Mn：1.8‑2.0％、Cr：0.6‑0.8％、Als：0.03‑0.06％、Nb：0.04‑0.06％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明能在碳含量相对较低的情况下，通过在铁素体和马氏体双相中的铁素体中增加点状贝氏体，使得双相钢各向的性质趋于相同，同时还保持着良好的力学性能，又能满足高屈强比双相钢的需要，设计合理、易于投入生产。

Description

一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢及其制备方法

技术领域

本发明属于冷轧双相钢领域，更具体地说，涉及一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢及其制备方法。

背景技术

随着汽车轻量化的发展和对汽车用材料综合性能要求的提高，汽车用钢经历了低合金高强钢、含磷高强IF钢、双相钢、TRIP钢等的发展，其强度级别与强塑积在不断提高。具有双相组织的铁素体/马氏体双相钢则是相变强化型高强钢的代表。在未来汽车工业发展中将会发挥重要作用，有研究表明，双相钢在未来汽车车身上的用量将达到80％，具有广阔的应用前景。应用抗拉强度在800MPa及其以上级别的高强度双相钢可在保证安全性能的前提下降低工件厚度，从而达到减轻汽车车身重量的目的。

众所周知，双相钢以相变强化为基础，具有低屈强比、高初始加工硬化速率、良好强度和延性的配合等优点，因此得到了广泛的应用。抗拉强度600MPa及以下级别冷轧双相钢主要用于对强度和拉延性能均有一定要求的汽车结构件和安全件，我们在产品设计过程中往往更关注低的屈强比和高延伸率的需求。抗拉强度800MPa以上强度级别的高牌号冷轧双相钢分为低屈强比型和高屈强比型2类。下表为“GB/T 20564.2-2017汽车用高强度冷连轧钢板及钢带第2部分”中两中类型的800MPa冷轧双相钢牌号及其力学性能要求。

表1双相钢产品力学性能指标(GB/T 20564.2-2017)

类型	牌号	屈服强度，MPa	抗拉强度，MPa	断后伸长率，<sub>A80mm</sub>％
					低屈强比型	CR420/780DP	420～550	≥780	≥15
高屈强比型	CR500/780DP	500～650	≥780	≥10

由于800MPa级以上冷轧双相钢主要应用于座椅横梁、座椅长导轨、B柱加强板等零件，这些零件的成形往往对拉延性能要求不高，而对冷弯和扩孔性能提出了更高的要求，冷弯、翻边开裂等也是该强度级别冷轧双相钢产品的主要失效原因之一，特别是屈服强度更高的高屈强比冷轧双相钢产品。

由于双相钢铁素体+马氏体的组织特点，传统800MPa级以上冷轧双相钢产品强度与塑性匹配较高，在800MPa级以上冷轧双相钢开发过程中往往仅注强度和重塑性的提高而忽略了冷弯和扩孔等其它成形特性要求。由于双相钢产品中铁素体与马氏体强度差别较大，在弯曲和扩孔过程中因为变形不均匀容易导致开裂。

尤其是在应用于需要高冷弯性能的高强度工件时，由于双相钢产品中铁素体与马氏体强度差别较大，在弯曲和扩孔过程中，工件容易在R角处发生开裂、颈缩等缺陷。这是因为为了达到需要的强度级别，高强度冷轧双相钢中会添加C、Mn等合金元素，添加了这些元素的双相钢其在浇注以及热轧过程中容易发生组分偏聚和成分偏析，会造成成品组织不均甚至会出现带状组织，使工件局部变形能力下降，严重影响工件的冷弯性能和使用性能。

在成分的设计方面，冷轧双相钢的成分通常为C-Si-Mn或者C-Mn-Cr系，另外根据强度需求在C-Mn基础上添加Nb或Cr、Mo、B等微合金化成分来提高强度和淬透性。C元素是稳定奥氏体并提双相钢钢强度的重要元素，然而碳含量过高直接影响材料焊接性能和延伸率。但是降低C含量又会导致两相区处理后奥氏体的稳定性不足而无法获得足量的马氏体，造成强度不足。Si是一种固溶强化元素，不溶于渗碳体，能强烈阻碍渗碳体的析出和提高铁素体强度。但是当钢种Si含量较高时，钢材表面质量的降低，且影响材料涂装性能。Mn、Cr、B、Mo等元素是提高淬透性重要元素，但是含量过高提高合金成本。因此有必要设计合理的成分和工艺，保证双相钢既满足淬透性、强度和焊接性要求，又要尽量降低微合金元素的用量，降低成本。通过合理的成分与工艺匹配达到理想的产品性能以满足工件的使用要求。

经检索，中国专利申请号为201410535894.4，申请日为2014.10.13的一种“800MPa级冷轧双相钢及其生产方法”，其包括热轧和冷轧连退工序，钢的化学成分质量百分比含量为：C：0.14-0.17％，Si：0.45-0.55％，Mn：1.6-1.8％，Cr：0.55-0.65％，P≤0.016％，S≤0.008％，Als：0.02～0.05％，N≤0.004％。其提高了Si含量、降低了Mn含量，改良了C-Si-Mn-Cr系成分体系该成分设计在常规连续退火线上实现；但快冷冷速较慢，再加上较低的Mn含量，因此增加了Cr含量，以提高淬透性，造成了合金成本的增加，同时增加了Si含量以避免发生珠光体转变。该成分设计没有加入Nb、V、Ti、Mo等微量元素，但为了保证强度，其C含量略高，影响材料的焊接性能；而且在该强度级别下，C、Si、Mn元素含量同时偏高，炼钢过程必然会造成C、Mn元素的偏聚，最终导致产品难以获得均匀的组织结构，影响成品冷弯性能和力学性能稳定性。

又如中国专利申请号为201110071272.7，申请日为2011.03.24的一种“800MPa级冷轧双相钢及其制造方法”，其钢的化学成分重量百分比分别为C：0.10-0.18％、Si：0.03-0.19％、Mn：2.6-3.0％、Als：0.01-0.04％、Cr：0.15-0.9％。该成分设计没有添加其他微量合金元素，为了保证强度和淬透性，其Mn含量较高，提高了合金成本，同时C含量也较高，焊接时，焊缝区域由于高温作用会引起晶粒长大，使得焊后开裂的倾向增加，影响产品的焊接性能，同时，会造成严重的带状组织影响产品的力学性能均匀性和冷弯性能。

发明内容

1.要解决的问题

针对现有800MPa级双相钢在不影响双相钢其他性能的前提下不能提供高屈强比冷轧双相钢的问题，本发明提供一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢及其制备方法；该冷轧双相钢抗拉强度≥800MPa、延伸率≥16％，钢板强度和屈强比高，延伸性和强度配合较好，同时冷弯和扩孔性能优异，且生产成本低廉，适合市场推广，具有良好的应用前景。

2.技术方案

为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：

本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其化学成分及重量百分比为：C：0.08-0.10％、Si：0.6-0.8％、Mn：1.8-2.0％、Cr：0.6-0.8％、Als：0.03-0.06％、Nb：0.04-0.06％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。

作为本发明优选的方案，其化学成分及重量百分比为：C：0.088-0.093％、Si：0.65-0.73％、Mn：1.95-2.00％、Cr：0.65-0.76％、Als：0.048-0.052％、Nb：0.045-0.055％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。

作为本发明优选的方案，在除C含量和Mn含量以外其他元素含量保持不变时，C含量每增加0.01％，Mn含量减少0.1％。

本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1：钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭；

S2：铸坯或铸锭的热连轧；

S3：热轧带钢酸洗冷轧；

S4：冷轧钢的连续退火。

作为本发明优选的方案，所述的步骤S1中，钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

作为本发明优选的方案，所述的步骤S2中具体包括：将铸坯或铸锭加热至1180-1260℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5-10道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30-50mm，再由热连轧机组进行轧制5-7道次，轧至所需厚度后，在T1温度范围内卷取成钢卷，T1温度范围为540-620℃。

作为本发明优选的方案，所述的步骤S3中，将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧。

作为本发明优选的方案，所述的步骤S3中，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为50-75％。

作为本发明优选的方案，所述的步骤S4中具体包括：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先缓慢加热至170℃后，快速升温至T2温度范围内，保温90～160s；以V1的速度冷却至T3温度范围后，以V2的冷却速度快速冷却至T4温度范围内，过时效处理350～700s后冷却至室温；T2温度范围为830～850℃，T3温度范围为640～700℃，T4温度范围为300～340℃；V1的取值范围为5-7℃/s，V2的取值范围为36-60℃/s。

作为本发明优选的方案，所述的缓慢加热，是以V＝0.1m(Mn)/m(Nb)+1/10[m(Cr)+m(Si)]/m(Nb)，优选的取值为5-15℃/s的速度进行升温，所述的快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

3.有益效果

相比于现有技术，本发明的有益效果为：

(1)本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，对传统C-Si-Mn-Cr系双相钢成分进行优化：成分设计中，在保证C含量较低的条件下，Mn含量适宜，Si含量也在相对较低的范围内，有助于铁素体中固溶碳的析出，净化铁素体，提高了双相钢的延性，同时对强化铁素体有一定的作用，同时避免了由于C含量过高造成双相钢中C元素的偏析和偏聚，影响双相钢的焊接性能，焊接时，焊缝区域由于高温作用会引起晶粒长大，从而增加焊后开裂的倾向，C和Mn元素含量过高均会增加开裂的危险；

(2)本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，微量Nb的添加细化晶粒，成本较低，对提高强度(特别是屈服强度)和延伸率有较大的作用，同时极少的C含量与少量的合金元素，保证了良好的焊接性能，微量Nb细化晶粒，在焊接过程中，阻碍晶粒长大，C含量处于较低的水平，也对焊接晶粒长大起到阻碍的作用；

(3)本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，未大量使用合金元素，而是配合炼钢工序电磁搅拌、动态轻压下工艺尽可能降低了因连铸过程中成分偏析造成成品组织不均，大大提高双相的综合力学性能，并降低了成本；

(4)本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，热轧工序采用前段冷却和低温卷取的工艺减少了热轧带状组织的形成，连续退火采用高温退火和高温过时效，降低了淬火后马氏体与铁素体强度差值，合理的过时效保温温度和时间，保证了双相钢具有较好的综合力学性能，从而获得了延伸率16％以上的高屈强比的800MPa级冷轧双相钢产品，同具有优异的冷弯和扩孔性能以及良好的板形、表面质量、冲压性能和焊接性能，此外，本发明对于生产工艺没有过高的要求，操作具备可行性，应用前景广泛；

(5)本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢及其制备方法，与现有技术相比，所生产的汽车用高强度冷轧双相钢板，屈服强度为500MPa～650MPa，抗拉强度为≥800MPa，延伸率为16％～21％，横、纵向180°冷弯弯心直径可达到0t(t＝钢板厚度)，扩孔性能可达到45％以上。同时具有成本较低，产品成形性能优异的特点。

附图说明

以下将结合附图和实施例来对本发明的技术方案作进一步的详细描述，但是应当知道，这些附图仅是为解释目的而设计的，因此不作为本发明范围的限定。此外，除非特别指出，这些附图仅意在概念性地说明此处描述的结构构造，而不必要依比例进行绘制。

图1为本发明的产品500倍金相组织示意图；

图2为本发明连续退火工艺示意图。

具体实施方式

下文对本发明的示例性实施例的详细描述参考了附图，该附图形成描述的一部分，在该附图中作为示例示出了本发明可实施的示例性实施例。尽管这些示例性实施例被充分详细地描述以使得本领域技术人员能够实施本发明，但应当理解可实现其他实施例且可在不脱离本发明的精神和范围的情况下对本发明作各种改变。下文对本发明的实施例的更详细的描述并不用于限制所要求的本发明的范围，而仅仅为了进行举例说明且不限制对本发明的特点和特征的描述，以提出执行本发明的最佳方式，并足以使得本领域技术人员能够实施本发明。因此，本发明的范围仅由所附权利要求来限定。

本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％表格未列出。

表1各实施例和比较例的化学成分及重量百分比

	C	Si	Mn	Cr	Als	Nb
							实施例1	0.093	0.65	2.00	0.65	0.048	0.045
实施例2	0.088	0.73	1.95	0.76	0.052	0.055
							实施例3	0.093	0.65	2.00	0.65	0.048	0.045
实施例4	0.088	0.73	1.95	0.76	0.052	0.055
							实施例5	0.093	0.65	2.00	0.65	0.048	0.045
实施例6	0.088	0.73	1.95	0.76	0.052	0.055
							实施例7	0.093	0.65	2.00	0.65	0.048	0.045
实施例8	0.088	0.73	1.95	0.76	0.052	0.055
							实施例9	0.088	0.65	1.95	0.65	0.048	0.045
实施例10	0.080	0.80	2.00	0.60	0.060	0.040
							实施例11	0.100	0.60	1.80	0.80	0.030	0.060
比较例1	0.076	0.55	1.45	0.45	0.070	0.080
							比较例2	0.108	0.96	2.12	0.92	0.020	0.035

上述实施例中元素含量均满足以下范围值：

C：0.08-0.10％、Si：0.6-0.8％、Mn：1.8-2.0％、Cr：0.6-0.8％、Als：0.03-0.06％、Nb：0.04-0.06％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。

优选的组分范围值为C：0.088-0.093％、Si：0.65-0.73％、Mn：1.95-2.00％、Cr：0.65-0.76％、Als：0.048-0.052％、Nb：0.045-0.055％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。

上述各元素在双相钢中的作用基本如下：

C：最有效的强化元素之一，碳作为钢中的间隙原子，可扩大奥氏体相区，稳定奥氏体，对于马氏体的形成起关键作用，钢中碳含量决定双相钢的强度级别和马氏体的性能；但过高的C含量会影响组织均匀性，钢的焊接性能下降，造成成品的带状组织影响成形性能，为了解决上述问题，同时使得钢的强度达到需要的范围之内，本发明C含量重量百分比需要为0.08-0.10％，优选范围为0.088-0.093％。

Si：铁素体形成元素，起到固溶强化的作用，硅能提高碳元素的活度，促进碳在富锰区的偏聚。在两相区保温时，有加速碳向奥氏体扩散的作用，对铁素体有显著的净化作用，提高了双相钢中铁素体纯净度，促进铁素体的形成，扩大铁素体形成的工艺窗口，从而得到较低的屈强比。另一方面，硅含量过高会提高马氏体的脆性，造成韧性变差，并在钢板表面形成的高熔点氧化物而影响钢板表面质量，需要尽量降低钢中的硅含量。为了满足上述需求，本发明Si含量重量百分比需要为0.6-0.8％，优选范围为0.65-0.73％。

Mn：扩大奥氏体相，提高了奥氏体的稳定性，从而显著增加淬透性，一定含量的锰可有效提供钢的强度，锰也起到固溶强化和细化铁素体晶粒的作用，可以推迟珠光体转变和贝氏体转变。另一方面，锰是扩大γ区元素，当高的锰含量使珠光体转变开始时间推迟的同时，也会减缓铁素体的析出，同时锰含量过高容易引起成分偏析，影响钢的焊接性能，锰在钢中偏析，容易被轧制成带状分布的锰富集区。为了满足上述需求，本发明Mn含量重量百分比需要为1.8-2.0％，优选范围为1.95-2.00％。

Cr：中强碳化物形成元素，和锰元素一样能提高钢的淬透性，与其他合金元素搭配加入钢中，能大大提高钢的淬透性，从而推迟珠光体转变和贝氏体转变，而且扩大了卷取窗口，Cr也是一种固溶强化元素，起到对基体的强化作用。另一方面，过高的Cr含量，会使钢的淬透性大大提高，从而使强度大大增加，同时却造成塑性下降，恶化了钢的成型性能与焊接性能。为了满足上述需要，本发明Cr含量重量百分比需要为0.6-0.8％，优选范围为0.65-0.76％。

Nb：铌为合金强化元素，起到细化晶粒的作用，可获得均匀细小的晶粒组织，可提高产品的强度和延伸率。但合金元素成分过高，造成成本增加，不利于实际生产。为了满足生产需要，同时降低生产成本，本发明专利中Nb含量重量百分比需要为0.04～0.06％，优选范围为0.045-0.055％。

Al：铝元素在钢中起到脱氧的作用，同时可形成AlN析出，起到细化晶粒的作用，但铝含量超过0.06％细化晶粒作用开始减弱。促进铁素体的生成，铝含量过低，不能形成足够的铁素体，铝含量过高，钢水浇铸困难，容易出现表面纵裂的问题，少量Al的存在，保证强度性能的前提下，可使双相钢的延伸性能提高。所以本发明Al重量百分比含量控制在0.03-0.06％，优选范围为0.048-0.052％。

P：磷元素为杂质元素极易偏聚到晶界上，形成Fe₂P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，磷元素含量越低越好。

S：硫元素为杂质元素，通常与Mn结合生成MnS夹杂，降低钢板的横向拉伸性能，硫含量应越低越好。

值得说明的是，当铁素体和马氏体不能均匀分布时，容易导致双相钢一个方向的力学性能较好，另一个方向的力学性能较差，损害双相钢的冷弯性能，使得双相钢的一个方向容易折断，不利于产品运用于实际，影响生产效益。如图1所示，图中灰度较浅区域为铁素体晶相组织，连续灰度较深区域为马氏体晶相组织，铁素体和马氏体均匀分布，避免出现带状或板条状马氏体，保持双相钢的各向异性，此外，铁素体中间出现的较为细小的灰度较深的点为贝氏体晶相组织，贝氏体分布在铁素体晶相中间，强化铁素体，提高双相钢的强度，使得双相钢具有更好的综合力学性能。

本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1180-1260℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5-10道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30-50mm，再由热连轧机组进行轧制5-7道次，轧至所需厚度后，在T1温度范围内卷取成钢卷，T1温度范围为540-620℃。低温卷曲为过时效冷却阶段贝氏体的形成提供基础，两者共同促进贝氏体的形成，增强双相钢的综合力学性能。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为50-75％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先缓慢加热至170℃后，快速升温至T2温度范围内，保温90～160s；以V1的速度冷却至T3温度范围后，以V2的冷却速度快速冷却至T4温度范围内，过时效处理350～700s后冷却至室温；T2温度范围为830～850℃，T3温度范围为640～700℃，T4温度范围为300～340℃；V1的取值范围为5-7℃/s，V2的取值范围为36-60℃/s。缓慢加热，是以5-15℃/s的速度进行升温，快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

如图2所示，为本发明的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法中，需经过连续退火工艺，在实际的生产当中，经过技术人员的总结国内外各大钢厂以及科研院校的生产和研究经验，并根据自身的生产设备性能以及生产能力，结合本发明的高屈强比双相钢的基本需求。经过多次尝试，并在研究了生产钢种的晶相结构，以及对晶相结构进行分析得出较为适宜的连续退火温度、时间以及温度的变化趋势。

第一段缓慢升温至T2，保温一段时间，是奥氏体的形成阶段；随后，以V1的速度冷却至T3温度范围后，以V2的冷却速度快速冷却至T4温度范围内，先析出铁素体增强韧性后形成马氏体增大硬度和强度；过时效处理350～700s后冷却至室温，过时效冷却阶段为贝氏体的形成阶段，贝氏体在铁素体中间形成，增强铁素体的强度，使得双相钢的整体强度有所提高，增强双相钢的综合力学性能。

实施例1

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例1所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1180℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30mm，再由热连轧机组进行轧制5道次，轧至所需厚度后，在600℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为50％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先7.33℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至830℃，保温115s；以6.79℃/s的速度冷却至650℃，以42.5℃/s的冷却速度快速冷却至310℃，过时效处理476s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例2

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例2所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。本实施例的双相钢制备方法的工艺参数参照实施例1，如下：

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1180℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30mm，再由热连轧机组进行轧制5道次，轧至所需厚度后，在600℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为50％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先5℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至830℃，保温115s；以6.79℃/s的速度冷却至650℃，以42.5℃/s的冷却速度快速冷却至310℃，过时效处理476s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例3

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例3所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1260℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制10道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为50mm，再由热连轧机组进行轧制7道次，轧至所需厚度后，在580℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为75％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先15℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至840℃，保温106s；以5.64℃/s的速度冷却至660℃，以46.0℃/s的冷却速度快速冷却至320℃，过时效处理439s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例4

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例4所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。本实施例的双相钢制备方法的工艺参数参照实施例3，如下：

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1260℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制10道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为50mm，再由热连轧机组进行轧制7道次，轧至所需厚度后，在580℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为75％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先15℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至840℃，保温106s；以5.64℃/s的速度冷却至660℃，以46.0℃/s的冷却速度快速冷却至320℃，过时效处理439s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例5

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例5所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1250℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制8道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为45mm，再由热连轧机组进行轧制6道次，轧至所需厚度后，在580℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为65％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先15℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至840℃，保温106s；以6.09℃/s的速度冷却至660℃，以44.7℃/s的冷却速度快速冷却至330℃，过时效处理439s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例6

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例6所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。本实施例的双相钢制备方法的工艺参数参照实施例5，如下：

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1250℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制8道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为45mm，再由热连轧机组进行轧制6道次，轧至所需厚度后，在580℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为65％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先15℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至840℃，保温106s；以6.09℃/s的速度冷却至660℃，以44.7℃/s的冷却速度快速冷却至330℃，过时效处理439s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例7

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例7所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1210℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制6道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为40mm，再由热连轧机组进行轧制7道次，轧至所需厚度后，在550℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为60％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先10℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至850℃，保温98s；以6.79℃/s的速度冷却至670℃，以48.1℃/s的冷却速度快速冷却至340℃，过时效处理408s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例8

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例8所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。本实施例的双相钢制备方法的工艺参数参照实施例7，如下：

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1210℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制6道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为40mm，再由热连轧机组进行轧制7道次，轧至所需厚度后，在550℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为60％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先10℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至850℃，保温98s；以6.79℃/s的速度冷却至670℃，以48.1℃/s的冷却速度快速冷却至340℃，过时效处理408s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例9

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例9所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。本实施例的双相钢制备方法的工艺参数参照实施例7，如下：

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1210℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制6道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为40mm，再由热连轧机组进行轧制7道次，轧至所需厚度后，在550℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为60％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先10℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至850℃，保温98s；以6.79℃/s的速度冷却至670℃，以48.1℃/s的冷却速度快速冷却至340℃，过时效处理408s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例10

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例10所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1210℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制6道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为40mm，再由热连轧机组进行轧制7道次，轧至所需厚度后，在540℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为55％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先10℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至830℃，保温90s；以5.00℃/s的速度冷却至640℃，以36℃/s的冷却速度快速冷却至300℃，过时效处理350s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

实施例11

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表1中实施例11所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。

本实施例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1210℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制6道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为40mm，再由热连轧机组进行轧制7道次，轧至所需厚度后，在620℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为55％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先10℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至850℃，保温160s；以7.00℃/s的速度冷却至700℃，以60℃/s的冷却速度快速冷却至340℃，过时效处理700s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

对比例1

本对比例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表中对比例1所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。对比例1的工艺参数参照实施例1，如下：

本对比例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1180℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30mm，再由热连轧机组进行轧制5道次，轧至所需厚度后，在650℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为50％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先5℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至830℃，保温115s；以6.79℃/s的速度冷却至650℃，以42.5℃/s的冷却速度快速冷却至310℃，过时效处理476s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

对比例2

本对比例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其主要化学成分及重量百分比如表中对比例2所示，其中P≤0.02％、S≤0.01％。对比例2的工艺参数参照实施例1，如下：

本对比例的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：

S1、钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭：钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

S2、铸坯或铸锭的热连轧：将铸坯或铸锭加热至1180℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30mm，再由热连轧机组进行轧制5道次，轧至所需厚度后，在650℃温度下卷取成钢卷。

S3、热轧带钢酸洗冷轧：将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为50％。

S4、冷轧钢的连续退火：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先5℃/s的速度加热至170℃后，快速升温至830℃，保温115s；以6.79℃/s的速度冷却至650℃，以42.5℃/s的冷却速度快速冷却至310℃，过时效处理476s后冷却至室温。快速升温是以加热炉最大功率进行升温。

上述实施例和对比例的800MPa级高屈强比冷轧双相钢的力学性能如表2所示：

表2各实施例和比较例的800MPa级高屈强比冷轧双相钢的力学性能

上述表中，屈强比为屈服强度与抗拉强度的比值，其冷弯性能具体是对双相钢进行最大弯折且不损坏双相钢结构时，弯折的两板之间的距离，其中，t代表双相钢板的厚度，4t为最大弯折时两板距离为板厚度的四倍，其中0t指代双相钢可以对折。

根据目前市场情况，800MPa级高屈强比冷轧双相钢产品吨钢利润约为800元，按照年销售3000吨计算，可实现年新增利润240万元。

因此本发明设计的钢种性能优异，具有良好的应用前景，并且生产成本低廉，产品附加值高，适合市场推广。

Claims (10)

1.一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，其化学成分及重量百分比为：C：0.08-0.10％、Si：0.6-0.8％、Mn：1.8-2.0％、Cr：0.6-0.8％、Als：0.03-0.06％、Nb：0.04-0.06％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，其化学成分及重量百分比为：C：0.088-0.093％、Si：0.65-0.73％、Mn：1.95-2.00％、Cr：0.65-0.76％、Als：0.048-0.052％、Nb：0.045-0.055％、P≤0.02％、S≤0.01％，余量为Fe和不可避免的杂质。

3.根据权利要求1所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢，其特征在于，在除C含量和Mn含量以外其他元素含量保持不变时，C含量每增加0.01％，Mn含量减少0.1％。

4.根据权利要求1-3任一项所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

S1：钢的冶炼与凝固，获得铸坯或铸锭；

S2：铸坯或铸锭的热连轧；

S3：热轧带钢酸洗冷轧；

S4：冷轧钢的连续退火。

5.根据权利要求4所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S1中，钢的冶炼与凝固适用于转炉、电炉和感应炉冶炼，采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭，连铸或模铸过程中采用电磁搅拌。

6.根据权利要求4所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S2中具体包括：将铸坯或铸锭加热至1180-1260℃温度范围内，由粗轧机对铸坯或铸锭进行轧制5-10道次，粗轧后铸坯或铸锭厚度为30-50mm，再由热连轧机组进行轧制5-7道次，轧至所需厚度后，在T1温度范围内卷取成钢卷，T1温度范围为540-620℃。

7.根据权利要求4-6任一项所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S3中，将热连轧好的热轧带钢经盐酸槽酸洗，去除表面氧化铁皮后，进行冷连轧或冷轧。

8.根据权利要求7所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S3中，冷连轧或冷轧的冷轧压下率为50-75％。

9.根据权利要求4-6任一项所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述的步骤S4中具体包括：将酸洗冷轧步骤处理好的冷轧钢，先缓慢加热至170℃后，快速升温至T2温度范围内，保温90～160s；以V1的速度冷却至T3温度范围后，以V2的冷却速度快速冷却至T4温度范围内，过时效处理350～700s后冷却至室温；T2温度范围为830～850℃，T3温度范围为640～700℃，T4温度范围为300～340℃；V1的取值范围为5-7℃/s，V2的取值范围为36-60℃/s。

10.根据权利要求9所述的一种800MPa级高屈强比冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，所述的缓慢加热，是以5-15℃/s的速度进行升温，所述的快速升温是以加热炉最大功率进行升温。