CN113025886B - 一种增强成形性冷轧退火双相钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供了一种增强成形性冷轧退火双相钢，属于高强钢制造技术领域，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：C：0.15％～0.20％，Si：0.60％～1.20％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0～1.0％，Cr：0.15％～0.25％，Ni：0～0.01％，Cu：0～0.01％，Mo：0～0.005％，Nb：0～0.005％，V：0～0.005％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0005％，P：0～0.01％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；该双相钢与同级别传统双相钢相比，断后延伸率大幅提高，具有更好的成形性能。本发明还提供了一种增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法。

Description

一种增强成形性冷轧退火双相钢及其制备方法
技术领域
本发明属于高强钢制造技术领域，特别涉及一种增强成形性冷轧退火双相钢及其制备方法。
背景技术
为了实现汽车车身轻量化并提高碰撞安全性，先进高强钢在汽车上的应用比例正逐步提高。2011年国际钢协提出的“未来钢车身”(FSV)项目，已将先进高强钢在汽车上的应用比例提高到了50％以上。如今，先进高强钢已经发展到了以Q&P钢(Quenching andPartitioning Steel)、TBF钢(TRIP-Aided Bainite-Ferrite Steel)和中锰钢为代表的第三代，但兼具高强度、低屈强比和良好加工硬化性能的双相钢仍是当前技术最成熟、应用最广泛的车身用高强钢材料。
双相钢的微观组织为铁素体基体上弥散分布着细小的马氏体。铁素体基体硬度小、强度低，在变形过程中承担大部分应变，可提供良好的塑性；马氏体硬度大、强度高，是保证双相钢强度的重要组成相。然而，随着双相钢强度级别的不断提高，铁素体比例降低，马氏体比例提高，导致塑性下降明显，在冲压一些形状复杂的汽车零部件时变得困难，经常出现成形开裂问题，极大地限制了780MPa及以上强度级别双相钢的应用。因此，在保证钢板强度的同时，改善双相钢的塑性和成形性能，是先进高强钢开发和应用的重要课题。
发明内容
为了解决现有高强双相钢成形性能不佳的技术问题，本发明提供了一种增强成形性冷轧退火双相钢，该双相钢与同级别传统双相钢相比，断后延伸率大幅提高，具有更好的成形性能。
本发明还提供了一种增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法。
本发明通过以下技术方案实现：
本发明实施例提供一种增强成形性冷轧退火双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：
C：0.15％～0.20％，Si：0.60％～1.20％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0～1.0％，Cr：0.15％～0.25％，Ni：0～0.01％，Cu：0～0.01％，Mo：0～0.005％，Nb：0～0.005％，V：0～0.005％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0005％，P：0～0.01％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Si、Al和Cr含量满足：Si>Al，且Si+0.8Al+Cr≥1.4％；
所述双相钢的金相组织以面积分数计包括：45％～65％的铁素体，30％～45％的马氏体和5％～10％的残余奥氏体。
可选的，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm-8μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1.3μm-4.4μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.5μm-1.1μm。
可选的，所述双相钢厚度为0.8mm-2.5mm。
基于同一发明构思，本发明实施例还提供一种增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
获得所述增强成形性冷轧退火双相钢的铸坯；
将所述铸坯进行轧前加热、热轧、卷取、酸洗、冷轧、连续退火和光整，获得所述增强成形性冷轧退火双相钢；
所述轧前加热的温度为1200℃～1250℃；
所述热轧包括粗轧和精轧，所述粗轧的粗轧入口温度为1100℃～1160℃，所述精轧的精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度860℃～920℃；
所述卷取的卷取温度620℃～680℃。
可选的，所述铸坯长宽高分别为9m-12m、0.9m-1.3m和200mm-300mm，所述轧前加热时间为210min-260min。
可选的，所述冷轧的总压下率为50％～75％，获得厚度为0.8mm～2.5mm的冷硬带钢。
可选的，所述连续退火包括依次进行的加热、均热、缓冷、快冷、时效和终冷工序。
可选的，所述加热采用三段式加热，具体包括：
预热段：冷硬带钢由室温以5℃/s～10℃/s的速度加热至210℃～260℃；
加热1段：由所述预热段温度以4℃/s～8℃/s的速度加热至740℃～800℃；
加热2段：由所述加热1段温度以0.1℃/s～0.5℃/s的速度加热至780℃～840℃。
可选的，所述均热的温度为780℃～840℃，保温时间为100s～160s；
所述缓冷的终点温度为650℃～700℃，冷却速度为2℃/s～8℃/s；
所述快冷的终点温度为280℃～400℃，冷却速度为15℃/s～35℃/s；
所述时效的温度为280℃～400℃，时效时间为400s～700s；
所述终冷为以保护气体喷射冷却+水淬的方式冷却至室温。
可选的，所述光整的光整延伸率为0.3％～0.8％。
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：
1.本发明实施例提供的一种增强成形性冷轧退火双相钢，通过对双相钢化学成分及制备工艺进行改进，控制双相钢显微组织类型，获得的增强成形性冷轧退火双相钢的屈服强度大于470MPa，抗拉强度大于810MPa，断后延伸率A80大于25％，与同级别传统双相钢相比，在强度水平相当的前提下，断后延伸率大幅提高，具有更优的成形性能，有利于解决高强双相钢成形性能不佳的技术瓶颈。
2.本发明实施例提供的一种增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法，通过对双相钢轧制工艺和连续退火工艺进行改进，细化了显微组织，再结合对双相钢化学元素的优化，进一步提高了双相钢的强塑性，在不增加合金成本和工艺难度的情况下，使双相钢塑性显著改善，更适宜用于形状复杂的汽车零部件生产。
上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，而可依照说明书的内容予以实施，并且为了让本发明的上述和其它目的、特征和优点能够更明显易懂，以下特举本发明的具体实施方式。
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逐一简单地介绍，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是本发明实施例1制得的增强成形性冷轧退火双相钢的显微组织图；
图2是本发明实施例1制得的增强成形性冷轧退火双相钢的工程应力-应变曲线。
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，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。
还需要说明的是，本发明中的术语“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。
同时，本发明中的术语“第一”、“第二”等，不表示任何顺序或次数，可将这些单词解释为名称。
本发明实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
本发明实施例通过对双相钢化学成分及制备工艺进行改进，控制双相钢显微组织类型，获得的增强成形性冷轧退火双相钢与同级别传统双相钢相比，断后延伸率大幅提高，具有更好的成形性能。
根据本发明一种典型的实施方式，提供一种增强成形性冷轧退火双相钢，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：
C：0.15％～0.20％，Si：0.60％～1.20％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0～1.0％，Cr：0.15％～0.25％，Ni：0～0.01％，Cu：0～0.01％，Mo：0～0.005％，Nb：0～0.005％，V：0～0.005％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0005％，P：0～0.01％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Si、Al和Cr含量满足：Si>Al，且Si+0.8Al+Cr≥1.4％；
所述双相钢的金相组织以面积分数计包括：45％～65％的铁素体，30％～45％的马氏体和5％～10％的残余奥氏体。
作为一种可选的实施方式，所述铁素体的晶粒尺寸为2μm-8μm，所述马氏体的晶粒尺寸为1.3μm-4.4μm，所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.5μm-1.1μm。
作为一种可选的实施方式，所述双相钢厚度为0.8mm-2.5mm。
本发明增强成形性冷轧退火双相钢化学成分的限定范围及理由如下：
[C：0.15％～0.20％]
作为奥氏体稳定化元素，在连续退火的均热和时效工序中，C会逐渐向未转变奥氏体富集，进而提高奥氏体稳定性；另外，C固溶在马氏体中，还可以提高马氏体的硬度和双相钢的抗拉强度。为了达到上述效果，C含量不得低于0.15％，而C含量超过0.20％时，强度过高、塑性变差且焊接性能受损。
[Si：0.60％～1.20％]
Si是铁素体形成元素，在连续退火的均热和缓冷工序中，可促进C由铁素体扩散至未转变奥氏体，从而净化铁素体晶粒并提高奥氏体稳定性。铁素体晶粒纯净化和残余奥氏体引入都有利于双相钢塑性的提高。另外，Si不溶于渗碳体，可有效抑制时效工序中渗碳体的形成。Si在净化铁素体晶粒和抑制渗碳体形成方面的作用明显强于Al元素，因此，本发明添加不少于0.6％的Si。然而，Si含量过高会影响连续退火钢板的表面质量，故设定Si含量上限为1.20％。
[Mn：1.8％～2.3％]
和C一样，Mn也是一种奥氏体稳定化元素，有助于残余奥氏体形成，进而提高双相钢的塑性。Mn同时是固溶强化元素，对提高双相钢的强度有利。为了得到理想的强塑性能，Mn含量不得低于1.8％；然而，当Mn含量超过2.3％时，奥氏体的淬透性过高，会过度生成马氏体，甚至产生较严重的偏析。
[Al：0～1.0％]
与Si相似，Al可以促进C向未转变奥氏体富集，抑制碳化物析出，但效果要低于Si。另外，Al的固溶强化效果明显弱于Si，含量过高时易导致钢板强度不足，还会增加成本。考虑无镀层的冷轧退火双相铜对表面质量的要求不像镀层钢板那样严格，故不采用以Al代Si，Al只作为补充元素和Si配合添加。
[Cr：0.15％～0.25％]
Cr是铁素体形成元素，同时叉可以推迟珠光体和贝氏体相变，促进马氏体生成，进而提高钢板的强度。因此，本发明添加不少于0.15％的Cr。同时，为了避免强度富余量过大及成本增加，将Cr含量上限控制为0.25％。
[Ni：0～0.01％，Cu：0～0.01％，Mo：0～0.005％，B：0～0.0005％]
Ni、Cu、Mo和B均是提高淬透性的元素，可促进马氏体生成，提高钢板的强度。然而，这些元素价格较昂贵，从材料成本的角度出发，必须加以限制，本发明不刻意添加这些元素，若其以杂质状态存在，则限定其含量在以上范围。
[Nb：0～0.005％，V：0～0.005％，Ti：0～0.005％]
Nb、V和Ti易形成碳氮化物，消耗钢中的C，导致C在奥氏体中富集程度不足，影响残余奥氏体形成。另外，这些微合金元素价格昂贵，无疑会增加材料成本。因此，本发明中不刻意添加这些元素，若其以杂质元素形式存在，限定其含量在以上范围。
[P：0～0.01％]
P易在晶界偏聚而恶化钢板的塑性，故P含量不能超过0.01％，但过度脱P叉会导致生产成本上升，因此P含量优选为0.005％～0.01％。
[S：0～0.001％]
S易与Mn结合形成粗大的MnS夹杂，恶化钢板的冲孔加工等成形性能，故控制S含量在0.001％以下。
[Si>Al且Si+0.8Al+Cr≥1.4％]
Si和Al均是铁素体形成元素，可以促进C由铁素体扩散至未转变奥氏体，从而净化铁素体晶粒并提高奥氏体稳定性，而Si的作用又强于Al，且成本低廉，因此本发明设计Si含量大于Al。另外，本发明采用Si、Al和Cr复合添加的成分体系，并将三者成分比例控制在上述范围，以获得最优的净化铁素体并提高奥氏体稳定性的技术效果。
本发明增强成形性冷轧退火双相钢金相组织的限定范围及理由如下：
[铁素体：45％～65％]
铁素体是双相钢的基体组织且属于较软相，在变形过程中承担大部分应变，是保证双相钢塑性和成形性的最重要组成相。另外，在残余奥氏体相变为硬质马氏体时，铁素体还可以协同变形，缓解应力集中。组织中铁素体面积率不足45％时，难以在高抗拉强度下获得优良的塑性；而铁素体面积率超过65％时，无法保证预期的强度。
[马氏体：30％～45％]
在连续退火的快冷工序中，大部分未转变的奥氏体将相变为马氏体，马氏体属于硬质相，内部位错密度较高，是保证双相钢强度的重要组成相。马氏体面积率小于30％时，将导致双相钢强度不足，而当马氏体面积率超过45％时，强度富余量增大且无法获得期望的塑性和成形性。
[残余奥氏体：5％～10％]
本发明与传统双相钢的重要区别之一在于，引入了残余奥氏体。变形过程中，残余奥氏体转变为马氏体，可缓解应力集中，延迟颈缩，改善材料塑性和成形性。为了保证增强成形性双相钢的断后延伸率大于25％，除了铁素体基体的贡献之外，残余奥氏体含量至少要在5％以上。不过，残余奥氏体的含量超过10％时，其内部平均C富集量降低，导致稳定性下降，易在变形的早期阶段发生相变，且过高的残余奥氏体含量也会增加凸缘成形的边部裂纹敏感性。
根据本发明另一种典型的实施方式，提供一种增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法，所述制备方法包括：
获得所述增强成形性冷轧退火双相钢的铸坯；
将所述铸坯进行轧前加热、热轧、卷取、酸洗、冷轧、连续退火和光整，获得所述增强成形性冷轧退火双相钢；
所述轧前加热的温度为1200℃～1250℃；
所述热轧包括粗轧和精轧，所述粗轧的粗轧入口温度为1100℃～1160℃，所述精轧的精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度860℃～920℃；
所述卷取的卷取温度620℃～680℃。
作为一种可选的实施方式，所述铸坯长宽高分别为9m-12m、0.9m-1.3m和200mm-300mm，所述轧前加热时间为210min-260min。
作为一种可选的实施方式，所述冷轧的总压下率为50％～75％，获得厚度为0.8mm～2.5mm的冷硬带钢。
作为一种可选的实施方式，所述连续退火包括依次进行的加热、均热、缓冷、快冷、时效和终冷工序。
作为一种可选的实施方式，所述加热采用三段式加热，具体包括：
预热段：冷硬带钢由室温以5℃/s～10℃/s的速度加热至210℃～260℃；
加热1段：由所述预热段温度以4℃/s～8℃/s的速度加热至740℃～800℃；
加热2段：由所述加热1段温度以0.1℃/s～0.5℃/s的速度加热至780℃～840℃。
作为一种可选的实施方式，所述均热的温度为780℃～840℃，保温时间为100s～160s；
所述缓冷的终点温度为650℃～700℃，冷却速度为2℃/s～8℃/s；
所述快冷的终点温度为280℃～400℃，冷却速度为15℃/s～35℃/s；
所述时效的温度为280℃～400℃，时效时间为400s～700s；
所述终冷为以保护气体喷射冷却+水淬的方式冷却至室温。
作为一种可选的实施方式，所述光整的光整延伸率为0.3％～0.8％。
本发明增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法中关键工艺参数的选定范围及理由如下：
[加热温度：1200℃～1250℃]
加热温度低于1200℃时，合金元素固溶不完全；加热温度高于1250℃时，晶粒过度长大，导致最终组织中晶粒粗大，影响力学性能。
[终轧温度：860℃～920℃]
终轧温度大于920℃，易导致晶粒粗大；终轧温度低于860℃，热轧板变形抗力过大，增加轧机负荷，并且容易出现带状组织。
[卷取温度：620℃～680℃]
卷取温度过高容易出现塌卷和表面质量问题；卷取温度过低会过多的生成贝氏体和马氏体，增大冷轧难度并易造成冷轧板边部开裂。
[冷轧总压下率：50％～75％]
冷轧总压下率过低会导致变形储能不够，不利于退火过程的再结晶形核，容易残留冷变形的带状组织，导致钢板各向异性；冷轧变形量过大会增加冷轧机负荷，也易造成边裂。
[预热速度：5℃/s～10℃/s]
预热速度由带钢运行速度、目标预热温度和风机功率共同决定。以较快的速率预热带钢，一方面是为了缓解加热段的工作压力，另一方面是为了避免缓慢预热过程中组织回复和变形储能降低。
[加热1段速度：4℃/s～8℃/s；加热2段速度：0.1℃/s～0.5℃/s]
同预热速度类似，加热速度由带钢运行速度、目标加热温度和燃气辐射管功率共同决定。本发明与传统连续退火工艺中的缓慢加热不同，而是将预热之后的加热分为两个阶段，第一阶段加大辐射管功率，以4℃/s～8℃/s快速加热至再结晶温度，目的是保留冷轧变形储能，增加再结晶驱动力，细化晶粒；第二阶段降低风机功率，以0.1℃/s～0.5℃/s的速度缓慢加热至目标加热温度。
[均热温度：780℃～840℃]
均热温度大于840℃时，两相区铁素体的比例大幅降低，且晶粒容易长大粗化，影响双相钢的塑性；均热温度低于780℃时，退火不充分，残留冷轧带状组织，并且奥氏体比例过低，后续冷却过程中无法得到预期比例的马氏体，导致强度不足。
[保温时间：100s～160s]
保温时间通过控制带钢在炉区的运行速度而进行调控。保温时间过短，晶粒再结晶不充分，会保留带状组织，并且C、Mn元素由铁素体扩散至奥氏体也不充分，不利于残余奥氏体的保留；保温时间超过160s，晶粒长大粗化较明显。
[缓冷温度：650℃～700℃]
带钢由均热温度缓慢冷却至700℃以下时，有利于外延铁素体生成以及C、Mn元素在铁素体和奥氏体之间进一步配分，有利于残余奥氏体的形成及塑性的提高；然而，缓冷温度低于650℃时，会导致铁素体比例过高，不能保证期望的抗拉强度。
[时效温度：280℃～400℃]
时效工序主要是为了实现C由马氏体向未转变奥氏体中配分，同时消除马氏体中的内应力。时效温度过高，马氏体回火严重，导致钢板抗拉强度不足；时效温度过低，C扩散速率较慢，会导致未转变奥氏体稳定性不足，无法保留至室温，影响双相钢的塑性。
[时效时间：400s～700s]
时效时间受时效段长度和带钢运行速度控制。本发明双相钢适合的时效时间为400s～700s，时间小于400s时，C在未转变奥氏体中的均匀化不充分，时间大于700s时，马氏体过度回火且易导致奥氏体分解。
[光整延伸率：0.3％～0.8％]
光整延伸率低于0.3％时，钢板表面锌层质量差，且拉伸变形时易出现屈服平台；光整延伸率大于0.8％时，钢板屈服强度过高，塑性变差。
本发明实施例在合金成分设计上，充分利用Si净化铁素体的作用，同时精确控制Si、Al和Cr的含量及配比，使铁素体中的C快速并充分地扩散至奥氏体，有利于提高奥氏体稳定性，同时纯净化的铁素体更有利于塑性和成形性改善。在微观组织设计上，通过提高奥氏体稳定化元素C含量，使得双相钢室温组织中保留一定量的残余奥氏体(变形时发生TRIP效应)，同时严格控制组织中铁素体、马氏体和残余奥氏体相对于钢板组织整体的面积率，有助于改善双相钢的塑性。
在工艺参数设计上，优化连续退火加热工序，使之成为包含预热、加热1段和加热2段的三段式加热模式，预热和加热1段较高的加热速度有利于保留冷轧变形储能和各种缺陷，进而退火时能够发生充分的再结晶形核，细化显微组织，提高强塑性能，
下面将结合实施例、对比例及实验数据对本申请一种增强成形性冷轧退火双相钢及其制备方法进行详细说明。
实施例
一种增强成形性冷轧退火双相钢，所述双相铜的化学成分以质量分数计包含：
C：0.15％～0.20％，Si：0.60％～1.20％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0～1.0％，Cr：0.15％～0.25％，Ni：0～0.01％，Cu：0～0.01％，Mo：0～0.005％，Nb：0～0.005％，V：0～0.005％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0005％，P：0～0.01％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；
进一步的，所述双相钢化学成分中Si、Al和Cr含量以质量分数计满足：
Si＞Al且Si+0.8Al+Cr≥1.4％。
本发明提供5个较为典型的实施例及3个对比例，各实施例和对比例的主要化学成分如表1所示：
表1各实施例和对比例的主要化学成分(wt.％)
Figure BDA0002935388420000091
Figure BDA0002935388420000101
一种增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法，包括：
获得所述增强成形性冷轧退火双相钢的铸坯；
将所述铸坯进行轧前加热、热轧、卷取、酸洗、冷轧、连续退火和光整，获得所述增强成形性冷轧退火双相钢；
所述轧前加热的温度为1200℃～1250℃；所述热轧包括粗轧和精轧，所述粗轧的粗轧入口温度为1100℃～1160℃，所述精轧的精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度860℃～920℃；所述卷取的卷取温度620℃～680℃。
其中，所述铸坯长宽高分别为9m-12m、0.9m-1.3m和200mm-300mm，所述轧前加热时间为210min-260min。
所述冷轧的总压下率为50％～75％，获得厚度为0.8mm～2.5mm的冷硬带钢。
所述连续退火包括依次进行的加热、均热、缓冷、快冷、时效和终冷工序。
所述加热采用三段式加热，具体包括：预热段：冷硬带钢由室温以5℃/s～10℃/s的速度加热至210℃～260℃；加热1段：由所述预热段温度以4℃/s～8℃/s的速度加热至740℃～800℃；加热2段：由所述加热1段温度以0.1℃/s～0.5℃/s的速度加热至780℃～840℃。
所述均热的温度为780℃～840℃，保温时间为100s～160s；所述缓冷的终点温度为650℃～700℃，冷却速度为2℃/s～8℃/s；所述快冷的终点温度为280℃～400℃，冷却速度为15℃/s～35℃/s；所述时效的温度为280℃～400℃，时效时间为400s～700s；所述终冷为以保护气体喷射冷却+水淬的方式冷却至室温。
可选的，所述光整的光整延伸率为0.3％～0.8％。
具体的，各实施例及对比例的轧制工艺参数如表2所示，连续退火工艺参数如表3所示：
表2各实施例和对比例的轧制工艺参数
Figure BDA0002935388420000102
Figure BDA0002935388420000111
表3各实施例和对比例的连续退火工艺参数
Figure BDA0002935388420000112
对各实施例及对比例制备的双相钢进行微观组织检测：将用于微观组织观察的试样用体积比为4％的硝酸酒精溶液腐蚀，在光学显微镜下观察组织并统计晶粒度。光学显微镜下，铁素体呈亮白色，马氏体及残余奥氏体呈灰黑色，以此求出铁素体的面积率；然后，利用电子背散射衍射(EBSD)测定残余奥氏体的面积率，最后以整体100％面积减去铁素体和残余奥氏体的面积率，可得马氏体的面积率。
对各实施例及对比例制备的双相钢进行力学性能检测：采用ZWICK/Roell Z100拉伸试验机，按照GB/T228.1-2010标准检测屈服、抗拉强度和断后延伸率。
各实施例和对比例的显微组织与力学性能统计结果如表4所示：
表4各实施例和对比例的显微组织与力学性能统计结果
Figure BDA0002935388420000121
由实施例1-5可知，通过对双相钢组分和制备工艺进行上述改进，可得到屈服强度472MPa～482MPa，抗拉强度825MPa～875MPa，断后延伸率(A80)大于25％的增强成形性双相钢，相比传统冷轧退火DP780，本发明双相钢的延伸率大幅提升；而对比例1-3的钢板，其化学成分或制备工艺至少之一与本发明不同，故无法在保证强度的前提下获得断后延伸率的显著提高，进而也无法改善成形性能。
附图1、2的详细说明：
如图1所示，本发明实施例1制得的双相钢晶粒细小，主要由等轴状的铁素体、分布在铁素体基体上的马氏体和残余奥氏体(马-奥岛)组成。
如图2所示，本发明实施例1制得的双相钢呈连续屈服，屈服强度、抗拉强度和断后延伸率分别为473MPa、825MPa和26.0％，断后延伸率较传统双相钢大幅提升。
本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少还具有如下技术效果或优点：
(1)本发明实施例一种增强成形性冷轧退火双相钢，通过提高C含量并精确控制Si、Al和Cr的成分配比，实现了铁素体净化和残余奥氏体保留，改善了双相钢塑性。
(2)本发明实施例一种增强成形性冷轧退火双相钢，通过对双相钢化学成分及制备工艺进行改进，控制双相钢显微组织类型，获得的增强成形性冷轧退火双相钢的屈服强度大于470MPa，抗拉强度大于810MPa，断后延伸率A80大于25％，与同级别传统双相钢相比，在强度水平相当的前提下，断后延伸率大幅提高，具有更优的成形性能，有利于解决高强双相钢成形性能不佳的技术瓶颈。
(3)本发明实施例一种增强成形性冷轧退火双相钢，不刻意添加贵重合金元素Mo、Ti和Nb等，从而大幅降低了材料成本。
(4)本发明实施例一种增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法，通过对双相钢轧制工艺和连续退火工艺进行改进，细化了显微组织，再结合对双相钢化学元素的优化，进一步提高了双相钢的强塑性，在不增加合金成本和工艺难度的情况下，使双相钢塑性显著改善，更适宜用于形状复杂的汽车零部件生产。
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 (6)

1.一种增强成形性冷轧退火双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分以质量分数计为：
C：0.15％～0.20％，Si：0.60％～1.20％，Mn：1.8％～2.3％，Al：0～1.0％，Cr：0.15％～0.25％，Ni：0～0.01％，Cu：0～0.01％，Mo：0～0.005％，Nb：0～0.005％，V：0～0.005％，Ti：0～0.005％，B：0～0.0005％，P：0～0.01％，S：0～0.001％，其余为Fe及不可避免的杂质；
其中，Si、Al和Cr含量满足：Si>Al，且Si+0.8Al+Cr≥1.4％；
所述双相钢的金相组织以面积分数计包括：45％～65％的铁素体，30％～45％的马氏体和5％～10％的残余奥氏体；所述铁素体的晶粒尺寸为2μm-8μm,所述马氏体的晶粒尺寸为1.3μm-4.4μm,所述残余奥氏体的晶粒尺寸为0.5μm-1.1μm；
所述双相钢的断后延伸率A80大于25％；
所述的增强成形性冷轧退火双相钢的制备方法包括：
获得所述增强成形性冷轧退火双相钢的铸坯；
将所述铸坯进行轧前加热、热轧、卷取、酸洗、冷轧、连续退火和光整，获得所述增强成形性冷轧退火双相钢；
所述卷取的卷取温度620℃～680℃；
所述连续退火包括依次进行的加热、均热、缓冷、快冷、时效和终冷工序；
所述加热采用三段式加热，具体包括：
预热段：冷硬带钢由室温以5℃/s～10℃/s的速度加热至210℃～260℃；
加热1段：由所述预热段温度以4℃/s～8℃/s的速度加热至740℃～800℃；
加热2段：由所述加热1段温度以0.1℃/s～0.5℃/s的速度加热至780℃～840℃；
所述均热的温度为780℃～840℃，保温时间为100s～160s；
所述缓冷的终点温度为650℃～700℃，冷却速度为2℃/s～8℃/s；
所述快冷的终点温度为280℃～400℃，冷却速度为15℃/s～35℃/s；
所述时效的温度为280℃～400℃，时效时间为400s～700s；
所述终冷为以保护气体喷射冷却+水淬的方式冷却至室温。
2.根据权利要求1所述的一种增强成形性冷轧退火双相钢，其特征在于，所述双相钢厚度为0.8mm-2.5mm。
3.根据权利要求1所述的一种增强成形性冷轧退火双相钢，其特征在于，所述轧前加热的温度为1200℃～1250℃；
所述热轧包括粗轧和精轧，所述粗轧的粗轧入口温度为1100℃～1160℃，所述精轧的精轧入口温度为1040℃～1080℃，终轧温度860℃～920℃。
4.根据权利要求1所述的一种增强成形性冷轧退火双相钢，其特征在于，所述铸坯长宽高分别为9m-12m、0.9m-1.3m和200mm-300mm，所述轧前加热时间为210min-260min。
5.根据权利要求1所述的一种增强成形性冷轧退火双相钢，其特征在于，所述冷轧的总压下率为50％～75％，获得厚度为0.8mm～2.5mm的冷硬带钢。
6.根据权利要求1所述的一种增强成形性冷轧退火双相钢，其特征在于，所述光整的光整延伸率为0.3％～0.8％。
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