CN111910123B - 一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，化学成分质量分数为：C：0.07％～0.20％，Si：0.1％～0.3％，Mn：1.6％～2.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Al：0.02％～0.7％，B：0.002％～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；内部微观组织的体积百分数为：铁素体40％～70％，马氏体30％～60％。本发明还公开了制备方法：经冶炼、轧制、退火、平整获得；所述退火包括加热段、均热段、缓冷段、快冷段，均热段的H2含量6％～15％，温度765℃～825℃，露点‑45℃～‑41℃，氧含量2ppm～5ppm；实现了超高强度和优良磷化性能的平衡。

Description

一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及钢材制备技术领域，特别涉及一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法。
背景技术
近年来，随着环保法和碰撞法规的要求越来越高，汽车上开始大量使用高强度冷轧钢板替代传统汽车用钢，从而实现车身零件的高强减薄，达到节能减重、提高安全性和降低制造成本的目的。为进一步提升车身轻量化效果，材料的强度需进一步提高，强度在780MPa以上的超高强度汽车钢越来越倍受汽车厂青睐。
为了提高钢板的强度，不可避免的添加Si、Cr、Mo及Al等合金元素。然而，高合金成分设计的钢板在连续退火过程中会形成不同类型氧化物颗粒，在涂装工序的磷化过程中阻碍了磷化过程的均匀反应，引发磷化覆盖不良，磷化结晶尺寸粗大等问题，从而导致了钢板的磷化性能恶化，涂装质量和耐蚀性不过关，严重限制了超高强钢板在汽车上的应用。高强钢合金成分含量较高，造成钢板表面质量难于控制，而钢板表面质量对磷化膜结晶状态会产生显著影响。因此，如何控制超高强度钢板良好的表面质量，从而获得良好的磷化质量，也直接决定了涂装质量和汽车的耐蚀性，进而影响着超高强钢板在汽车上的应用。
因此，如何制备一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，成为亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明目的是提供一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法，实现了冷轧连退高强钢超高强度和优良磷化性能的平衡，最终钢板经磷化后磷化膜尺寸达到5μm以下，满足了绝大多数主机厂高要求表面质量的控制要求。
为了实现上述目的，本发明提供一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为：C：0.07％～0.20％，Si：0.1％～0.3％，Mn：1.6％～2.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Al：0.02％～0.7％，B：0.002％～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的内部微观组织，按体积百分数计为：铁素体比例为40％～70％，马氏体比例为30％～60％。
进一步地，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为：C：0.07％～0.20％，Si：0.1％～0.3％，Mn：1.6％～2.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Al：0.02％～0.7％，B：0.002％～0.005％，以及Cr：0.01～1.0％，Mo：0.01～0.5％中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。
更进一步地，在所述两种方案中，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分中还含有：Nb：0.01％～0.1％、Ti：0.01％～0.1％和V：0.01％～0.1％中的至少一种。
本发明还提供了所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分进行熔炼、锻造，获得钢坯；
将所述钢坯进行热轧，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火，获得退火钢板；所述退火依次包括加热段、均热段、缓冷段、快冷段，所述加热段为由室温以0.9℃/s～21℃/s的速率加热至765℃～825℃；所述均热段的气氛采用N2-H2混合气体，所述H2含量为6％～15％，均热温度为765℃～825℃，均热时间为28s～210s，露点为-45℃～-41℃，氧气含量2ppm～5ppm；所述缓冷段为由所述均热温度缓冷至600℃～700℃；所述快冷段为由600℃～700℃以≥30℃/s的速率冷却至200℃～320℃；
将所述退火钢板进行平整处理，获得所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢。
进一步地，所述熔炼温度为1600℃～1650℃。
进一步地，所述将所述钢坯进行热轧，获得热轧板，包括：
将所述板坯加热至1150℃～1300℃，均热120min～210min后出炉，所述出炉温度为1110℃～1220℃，后进行粗轧、精轧和卷取，空冷至室温获得热轧板；所述粗轧出口温度为900℃～1020℃，所述精轧的终轧温度为870℃～930℃，所述卷取温度为520℃～660℃。
进一步地，所述热轧道次为6道～10道。
进一步地，所述冷轧压下率为50％～60％。
进一步地，所述退火过程中带钢通过所述加热段、均热段、缓冷段、快冷段的速度均控制在120m/min～170m/min。
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：
本发明提供的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法，在化学组分上采用中低碳，同时添加适量微合金元素，在制备方法上通过连续退火过程中炉区气氛、各炉区退火温度以及通钢速度的协同控制，提高了超高强度钢板良好的表面质量，获得了良好磷化性能的超高强钢板，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的内部微观组织，按体积百分数计为：铁素体为40％～70％，马氏体为30％～60％，实现了冷轧连退高强钢的超高强度和优良磷化性能的平衡，最终钢板经磷化后磷化膜尺寸达到5μm以下，满足了绝大多数主机厂高要求表面质量的控制要求，磷化质量的提升有利于改善车身的涂装质量以及提高汽车的耐蚀性能，进而不断扩大超高强钢板在汽车上的应用。
附图说明
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。
图1为本发明实施例1制备得到的DP780钢磷化膜表面形貌图；
图2为本发明实施例4制备得到的DP980钢磷化膜表面形貌图；
图3为对比例1的磷化膜表面形貌图。
具体实施方式
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。
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。
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，均可通过市场购买获得或者可通过现有方法获得。
本发明实施例提供的技术方案为了提供一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，总体思路如下：
为了实现上述目的，本发明实施例提供一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为C：0.07％～0.20％，Si：0.1％～0.3％，Mn：1.6％～2.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Al：0.02％～0.7％，B：0.002％～0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；
本申请通过优化组成元素进而形成以上化学成分的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，是基于以下原理：
在本发明化学成分设计中控制原理如下：
C：0.07％～0.20％，C元素是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，同时避免C含量过高恶化焊接性能，C含量需控制在0.07％～0.20％。
Si：0.1％～0.3％，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元素过多会对焊接性能及表面质量带来不利影响，因此Si含量需控制在0.1％～0.3％，。
Mn：1.6％～2.6％，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含量过高容易引起偏析，因此Mn含量需控制在1.6％～2.6％。
P：≤0.010％，P元素作为有害元素，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，且为碳当量显著影响元素，本发明P元素含量控制在0.010％以下。
S：≤0.006％，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，且为碳当量显著影响元素，本发明S元素含量控制在0.006％以下。
所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的内部微观组织，按体积百分数计为：铁素体为40％～70％，马氏体为30％～60％。本申请人发现通过成分和工艺上的控制使得铁素体为40％～70％，马氏体为30％～60％，实现了冷轧连退超高强钢超高强度和优良磷化性能的平衡：(1)在强度上，制备得到的DP780钢的抗拉强度≥780MPa，断后延伸率≥14％；制备得到的DP980钢的抗拉强度≥980MPa，断后延伸率≥10％；(2)在磷化性能上，最终钢板经磷化后磷化膜尺寸达到5μm以下，满足了绝大多数主机厂高要求表面质量的控制要求，磷化质量的提升有利于改善车身的涂装质量以及提高汽车的耐蚀性能，进而不断扩大超高强钢板在汽车上的应用。
本发明将铁素体的体积分数控制在40％～70％的原因为：铁素体是冷轧连退超高强钢的基体组织且硬度和强度较低，是保证良好塑性和韧性必不可少的。冷轧连退超高强钢退火时，一方面加热至两相区获得一定比例的铁素体和奥氏体，同时在随后的缓慢冷却过程中又会析出一定量的先共析铁素体，通过调节两相区退火温度及缓慢冷却出口温度进而可以调节最终产品铁素体分数。若铁素体含量超过70％，无法保证780MPa以上的抗拉强度；若其含量低于40％，在冷却过程中生成大量马氏体，会明显降低塑性和韧性。
本发明将马氏体的体积分数控制在30％～60％的原因为：马氏体是两相区形成的奥氏体以及经过缓慢冷却进一步调节其比例，随后在快速冷却过程中形成马氏体。马氏体是双相钢强度的贡献组分，只有控制其在一定范围内，才能获得所需的目标强度。若马氏体含量超过60％，会明显降低材料的塑性和韧性，若其含量低于30％，无法保证780MPa以上的抗拉强度。
优选地，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为：C：0.07％～0.20％，Si：0.1％～0.3％，Mn：1.6％～2.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Al：0.02％～0.7％，B：0.002％～0.005％，以及Cr：0.01～1.0％，Mo：0.01～0.5％中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。
优选地，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为：C：0.07％～0.20％，Si：0.1％～0.3％，Mn：1.6％～2.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Al：0.02％～0.7％，B：0.002％～0.005％，以及Cr：0.01～1.0％，Mo：0.01～0.5％中的至少一种，和Nb：0.01％～0.1％、Ti：0.01％～0.1％和V：0.01％～0.1％中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。
优选地，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为：C：0.07％～0.20％，Si：0.1％～0.3％，Mn：1.6％～2.6％，P：≤0.010％，S：≤0.006％，Al：0.02％～0.7％，B：0.002％～0.005％，以及Nb：0.01％～0.1％、Ti：0.01％～0.1％和V：0.01％～0.1％中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。
Cr：0.01～1.0％，Cr元素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，但同时Cr元素为铁素体区扩大元素，Cr元素过多会导致两相区缩小，因此Cr含量需控制在一个合适范围。
Mo：0.01～0.5％Mo元素也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，但过多的Mo元素易在铁素体当中偏聚，恶化延性，同时Mo元素成本较高，因此Mo含量需控制在一个合适范围。
Ti/Nb/V元素作为微合金元素，可以与C结合生成TiC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，但其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一个合适范围，Nb：0.01％～0.1％、Ti：0.01％～0.1％和V：0.01％～0.1％。
本发明还提供了所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的制备方法，所述制备方法包括：
采用所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分进行熔炼、锻造，获得钢坯；
将所述钢坯进行热轧，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火，获得退火钢板；所述退火依次包括加热段、均热段、缓冷段、快冷段，所述加热段为由室温以0.9℃/s～21℃/s的速率加热至765℃～825℃；所述均热段的气氛采用N2-H2混合气体，所述H2含量为6％～15％，均热温度为765℃～825℃，均热时间为28s～210s，露点为-45℃～-41℃，氧气含量2ppm～5ppm；所述缓冷段为由所述均热温度缓冷至600℃～700℃；所述快冷段为由600℃～700℃以≥30℃/s的速率冷却至200℃～320℃；
将所述退火钢板进行平整处理，获得所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢。
所述加热段为由室温以0.9℃/s～21℃/s的速率加热至765℃～825℃，在此温度范围内一方面确保碳和合金元素向奥氏体中富集使得淬透性提高，另一方面由于奥氏体体积分数增加，奥氏体中合金元素平均含量下降又导致淬透性降低，因此需要确保在合理的温度范围；而加热速率是与退火温度和带钢速度相关联，若速率过小，在一定的时间内达不到所需的退火温度，若速率过大，影响再结晶过程。
所述均热段的气氛采用N2-H2混合气体，所述H2含量为6％～15％，均热温度为765℃～825℃，均热时间为28s～210s，露点为-45℃～-41℃，氧气含量2ppm～5ppm，选择这些参数的原因主要是确保在此均热温度范围内完成充分再结晶，同时对露点，氧含量及氢含量进行限定，保证加热段的气氛，进而抑制合金元素的选择性氧化。所述缓冷段为由所述均热温度缓冷至600℃～700℃，缓冷段的作用主要是进一步实现调节两相区铁素体和奥氏体比例，过大和过小都会不利于控制合理的两相比例。
所述快冷段为由600℃～700℃以≥30℃/s的速率冷却至200℃～320℃，冷却速率主要是和钢中的合金元素、加热温度有关，冷却速率过慢可能得不到所需的马氏体含量，导致强度降低。而快冷出口温度200～320℃，低于此温度范围来说，在保证缓冷温度时由于产线能力的限制达不到200以下温度，而高于320℃时，将导致屈服强度增加，抗拉强度下降。
优选地，所述熔炼温度为1600℃～1650℃。所述熔炼温度若低于1600℃，不利于各种合金元素的溶解及均匀化；若高于1650℃，将增加能耗。
优选地，所述将所述钢坯进行热轧，获得热轧板，包括：
将所述板坯加热至1150℃～1300℃，均热120min～210min后出炉，所述出炉温度为1110℃～1220℃，后进行粗轧、精轧和卷取，空冷至室温获得热轧板；所述粗轧出口温度为900℃～1020℃，所述精轧的终轧温度为870℃～930℃，所述卷取温度为520℃～660℃。
所述热轧时开轧温度选择900℃～1020℃的原因：若开轧温度高于1020℃，易导致热轧晶粒尺寸粗大；若开轧温度低于900℃，将增大热轧机负荷，并不利于控制终轧温度。
所述终轧温度870℃～930℃的原因：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可能处于两相区轧制，不利于获得良好的组织性能。
优选地，所述热轧道次为6道～10道。若热轧道次高于10道，则道次压下量不足，不利于奥氏体再结晶；若道次少于6道，则道次压下量又过大，增加轧机负荷和，不利于板形控制。
优选地，所述冷轧压下率为50％～60％。若累计压下率小于50％，容易出现晶粒不均匀；若累计压下率高于60％，钢板变形抗力过大，会增加轧机负荷且容易出现开裂。
优选地，所述退火过程中带钢通过所述加热段、均热段、缓冷段、快冷段的速度均控制在120m/min～170m/min。所述通板速度为120m/min～170m/min的原因为，若通板速度大于170m/min，在生产2.0mm以上带钢时，确保不了带钢快冷段出口温度，若所述通板速度小于120m/min，将会导致快冷速率低于30℃/s，冷却速率过慢可能得不到所需的马氏体含量，导致强度降低。
优选地，所述将所述退火钢板进行平整处理，所述平整延伸率为0.4％～0.8％，获得所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢。
通过上述内容可以看出，本发明提供的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法，在化学组分上采用中低碳，同时添加适量微合金元素，在制备方法上通过连续退火过程中炉区气氛、各炉区退火温度以及通钢速度的协同控制，提高了超高强度钢板良好的表面质量，获得了良好磷化性能的超高强钢板，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的内部微观组织，按体积百分数计为：铁素体为40％～70％，马氏体为30％～60％，实现了冷轧连退高强钢超高强度和优良磷化性能的平衡，最终钢板经磷化后磷化膜尺寸达到5μm以下，满足了绝大多数主机厂高要求表面质量的控制要求，磷化质量的提升有利于改善车身的涂装质量以及提高汽车的耐蚀性能，进而不断扩大超高强钢板在汽车上的应用。
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法进行详细说明。
步骤1、实施例1-实施例4以及对比例1-4分别采用如表1所示的化学成分，按表1设计的合金成分配比，在温度为1630℃进行熔炼，后锻造成钢坯；
表1各实施例和对比例的化学成分质量分数
Figure BDA0002582002730000071
Figure BDA0002582002730000081
步骤2、将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，将所述板坯加热至1150℃～1300℃，均热120min～210min后出炉，所述出炉温度为1110℃～1220℃，后进行粗轧、精轧和卷取，空冷至室温获得热轧板；所述粗轧出口温度为900℃～1020℃，所述精轧的终轧温度为870℃～930℃，所述卷取温度为520℃～660℃。
步骤3、热轧板进而冷轧成冷轧板，冷轧压下率为50％～60％。
步骤4、所述冷轧板开卷、清洗，连续退火，获得成品板材。连退退火工艺见表3，每个实施例对应的连铸坯分别对应两个成品卷，成品卷的工艺略有区别。加热至均热温度765℃～825℃，保温28s～210s，其中，加热速率为0.9℃/s～21℃/s，之后缓冷至600℃～700℃，快冷至200℃～320℃后冷却至室温，快冷冷却速度≥30℃/s，带钢通过炉区速度达到120m/min以上。均热段的气氛采用N2-H2混合气体，炉区各段露点均在-45℃～-41℃、氢气含量6％～15％，所述均热段和闪冷段氧气含量2ppm～5ppm。从而严格控制材料表面选择性氧化程度，获得磷化性能良好的冷轧超高强度钢板。
对比例1：除H2含量不在6％～15％范围内外，其他参数均同实施例1。
对比例2：除氧含量不在2ppm～5ppm范围内外，其他参数均同实施例1。
对比例3：除露点不在-45℃～-41℃范围内外，其他参数均同实施例1。
对比例4：除通钢速度不在120m/min～170m/min范围内外，其他参数均同实施例1。
具体参数见表2所示。
表2-各组别超高强钢连续退火工艺参数
Figure BDA0002582002730000082
Figure BDA0002582002730000091
对各组别的成品取样进行力学性能测试，结果见表3。
表3-各组别超高强钢力学性能及金相组织组成
Figure BDA0002582002730000092
Figure BDA0002582002730000101
对各组别的成品取样进行磷化性能评价，结果见表4。
表4-各组别超高强钢的磷化性能评价结果
Figure BDA0002582002730000102
由表3-4可知，对比例1-4获得的钢材成品的强度偏低，且磷化性能较差。与对比例1-4相比，本发明实施例1-4的超高强钢，实现了冷轧连退超高强钢高屈服强度和优良磷化性能的平衡，冷轧连退超高强钢中DP780钢的抗拉强度≥780MPa，断后延伸率≥14％，DP980钢的抗拉强度≥980MPa，断后延伸率≥10％；同时磷化性能良好，钢板经磷化后磷化膜尺寸达到5μm以下，P比在0.85以上，在实际生产中，通常用“P比”值来衡量磷化膜的质量，磷化膜的“P比”值越大，其质量越好。
图1为本发明实施例1制备得到的DP780钢磷化膜表面形貌图；图2为本发明实施例4制备得到的DP980钢磷化膜表面形貌图。可以看出实施例1和实施例4的磷化膜均匀，且实施例4的晶粒相比于实施例1的晶粒更细；图3为对比例1的磷化膜表面形貌图，由图3可知表面不均匀，磷化膜存在粗大晶粒。
综上所知，本发明提供的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢及其制备方法，实现了冷轧连退高强钢超高强度和优良磷化性能的平衡，最终钢板经磷化后磷化膜尺寸达到5μm以下，满足了绝大多数主机厂高要求表面质量的控制要求，磷化质量的提升有利于改善车身的涂装质量以及提高汽车的耐蚀性能，进而不断扩大超高强钢板在汽车上的应用。
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。
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。
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。

Claims (5)

1.一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，其特征在于，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为：C：0.07%～0.20%，Si：0.1%～0.3%，Mn：1.6%～2.6%，P：≤0.010%，S：≤0.006%，Al：0.02%～0.7%，B：0.002%～0.005%，其余为Fe及不可避免的杂质；所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的内部微观组织，按体积百分数计为：铁素体为40%～70%，马氏体为30%～60%；
所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的制备方法包括：
采用所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分进行熔炼、铸造，获得钢坯；
将所述钢坯进行热轧，获得热轧板；
将所述热轧板进行冷轧，获得冷硬带钢；
将所述冷硬带钢进行退火，获得退火钢板；
所述熔炼温度为1600℃～1650℃；
粗轧出口温度为900℃～1020℃，精轧的终轧温度为870℃～930℃；
所述粗轧道次为6道～10道；所述冷轧压下率为50%～60％；所述退火包括加热段、均热段、缓冷段、快冷段，所述加热段为由室温以0.9℃/s～21℃/s的速率加热至765℃～825℃；所述均热段的气氛采用N2-H2混合气体，所述H2含量为6%～15%，均热温度为765℃～825℃，均热时间为28s～210s，露点为-45℃～-41℃，氧气含量2ppm～5ppm；所述缓冷段为由所述均热温度缓冷至600℃～700℃；所述快冷段为由600℃～700℃以≥30℃/s的速率冷却至200℃～320℃；所述退火过程中带钢通过所述加热段、均热段、缓冷段、快冷段的速度均控制在120m/min～170m/min；
将所述退火钢板进行平整处理，获得所述的具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢。
2.根据权利要求1所述的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，其特征在于，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分质量分数为：C：0.07%～0.20%，Si：0.1%～0.3%，Mn：1.6%～2.6%，P：≤0.010%，S：≤0.006%，Al：0.02%～0.7%，B：0.002%～0.005%，以及Cr：0 .01～1.0％，Mo：0.01～0.5％中的至少一种，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，其特征在于，所述具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢的化学成分中还含有：Nb：0.01％～0.1%、Ti：0 .01％～0.1％和V：0.01％～0.1%中的至少一种。
4.根据权利要求1所述的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，其特征在于，所述将所述钢坯进行热轧，获得热轧板，包括：
将板坯加热至1150℃～1300℃，均热120min～210min后出炉，所述出炉温度为1110℃～1220℃，后进行粗轧、精轧和卷取，空冷至室温获得热轧板；所述卷取温度为520℃～660℃。
5.根据权利要求1所述的一种具有优良磷化性能的冷轧连退超高强钢，其特征在于，所述平整处理时，平整延伸率为0.4%～0.8%。
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Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113025883B (zh) * 2021-02-04 2022-04-19 首钢集团有限公司 一种具有优异局部成形性能的1000MPa冷轧双相钢及其制备方法
CN113201694B (zh) * 2021-04-09 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 一种高耐蚀性冷轧低碳钢生产方法
CN113249650A (zh) * 2021-04-16 2021-08-13 首钢集团有限公司 一种涂装质量良好的冷轧高强钢及其制备方法
CN113249649B (zh) * 2021-04-16 2022-10-21 首钢集团有限公司 一种涂装质量良好的冷轧高强钢及其制备方法
CN113684427A (zh) * 2021-08-13 2021-11-23 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种具有优良胀形能力800MPa级双相钢及其制备方法
CN114606449B (zh) * 2022-03-24 2023-09-26 华南理工大学 高强塑积、低屈强比dp980冷轧双相钢及其生产方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2792898B2 (ja) * 1989-04-07 1998-09-03 川崎製鉄株式会社 化成処理性にすぐれた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JP5609494B2 (ja) * 2010-09-29 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5966528B2 (ja) * 2011-06-07 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20130076589A (ko) * 2011-12-28 2013-07-08 주식회사 포스코 도금표면 품질 및 도금밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN105420607B (zh) * 2015-12-26 2017-03-22 首钢总公司 提高冷轧汽车板可涂装性能表面质量的控制方法
CN106244923B (zh) * 2016-08-30 2018-07-06 宝山钢铁股份有限公司 一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法
CN106350731B (zh) * 2016-08-30 2018-08-10 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优良磷化性能和成形性的冷轧高强度钢板及其制造方法
CN107419185B (zh) * 2017-08-16 2019-04-30 马钢(集团)控股有限公司 一种具有优良磷化性能的冷轧钢板及生产方法
CN108823507B (zh) * 2018-06-28 2020-12-11 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度800MPa级热镀锌高强钢及其减量化生产方法
CN109136739B (zh) * 2018-06-29 2020-08-04 唐山钢铁集团有限责任公司 双相钢冷轧高强汽车板可涂装性能表面质量的控制方法
CN108913998B (zh) * 2018-07-19 2021-04-16 首钢集团有限公司 一种冷轧双相钢及其制备方法
CN110499457B (zh) * 2019-08-07 2021-06-22 邯郸钢铁集团有限责任公司 高表面质量1200MPa级热镀锌双相钢及其生产方法
CN110512142A (zh) * 2019-09-05 2019-11-29 首钢集团有限公司 一种低碳当量低屈强比冷轧双相钢及其制备方法和应用

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