CN117660846A - 一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢及其制造方法 - Google Patents

一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其含有Fe及不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：0.13％＜C≤0.15％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.8％～2.0％，Al：0.01％～0.03％，Nb：0.015～0.025％，Ti：0.015～0.025％，B：0.0020～0.0030％；其化学元素不含有Mo和Cr；所述120公斤级冷轧低合金退火双相钢的微观组织为马氏体+铁素体。相应地，本发明还公开了上述120公斤级冷轧低合金退火双相钢的制造方法。采用该制造方法所获得的120公斤级冷轧低合金退火双相钢不仅具有良好经济性，还具有高强度以及优良的延伸率和扩孔率。

Description

一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢及其制造方法。
背景技术
近年来，随着全球能源危机和环境问题的加剧，节能和安全成为了汽车制造业的主要发展方向，其中降低车重便是节能和减少排放的重要措施之一。而在实际应用过程中，由于高强度双相钢具有良好的机械性能和使用性能，其能够有效适用于车辆结构件的生产制造。
当前，随着超高强钢的发展以及目前市场的变化，市场和用户普遍期望高强钢具有良好的经济型以及更优的性能。目前1180MPa级的低合金钢使用量较少，但随着汽车行业减重节能的趋势不断发展，国内外特别是国内钢厂水平的迅速进步，未来双相钢的发展，必然会是以低成本和高性能综合为主，其也会进一步扩大1180MPa级的低合金钢应用的种类和数量。
在当前现有技术中，针对1180MPa级钢材，当前研究人员已经进行了部分研究，并已经取得了一定的研究成果。
例如：公开号为CN108193139A，公开日为2018年6月22日，名称为“1180MPa级汽车用冷轧高强双相钢及其生产方法”的中国专利文献，公开了一种1180MPa级汽车用冷轧高强双相钢及其生产方法，其化学成分组成及重量百分含量为：C 0.10～0.13％，Si 0.45～0.68％，Mn 2.25～2.55％，P≤0.02％，S≤0.008％，Ti 0.10～0.14％，Cr 0.40～0.65％，Mo 0.17～0.21％，N≤0.0050％，Als 0.025～0.060％，余量为Fe和不可避免的杂质。该技术方案所设计的双相钢通过采用C、Mn、Cr和Mo等元素提高钢的淬透性和带钢强度，同时采用Ti进行微合金化，利用细晶强化效果提高屈服强度，采用Si提高延伸率；这样通过合理的成分设计，在达到超过强度的同时，保持了较好的延伸率，避免了Nb元素过多所导致的延伸率下降。但是，研究发现，该技术方案的双相钢在化学成分设计中采用了较高的Cr、Mo含量，其成本较高。
又例如：公开号为CN109207847A，公开日为2019年1月15日，名称为“一种低碳当量高扩孔率1180MPa级冷轧钢板及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种低碳当量高扩孔率1180MPa级冷轧钢板及其制造方法，其化学成分质量百分比为：C：0.1％～0.15％，Si：0.1％～0.4％，Mn：1.5％～2.0％，Al：0.01％～0.05％，Mo：0.25～0.5％，Ti：0.08～0.16％，余量为Fe和不可避免杂质。本发明所述的钢板通过化学成分和制造工艺的合理设计，保证了钢板在低碳当量条件下达到1180MPa级抗拉强度，且组织包括均匀弥散分布的纳米级析出物以获得较高的析出强化作用和优良的扩孔率。但是该技术方案的钢材在化学成分设计时同样采用了较高的Mo含量，其成本较高。
再例如：公开号为CN109207841A，公开日为2019年1月15日，名称为“一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法，其化学成分质量百分比为：C：0.1％～0.125％，Si：0.4％～0.8％，Mn：2.6％～2.9％，Al：0.01％～0.05％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，余量为Fe和不可避免杂质。本发明所述的双相钢板通过合金元素和制造工艺的合理设计，保证了钢板在低成本前提下达到1180MPa级强度；获得细小均匀的马氏体+铁素体双相组织以保证延伸率和冷弯性能上表现优良，其具有较好成型性。然而该双相钢在化学成分设计中采用了较高的Mn含量，其成本较高，同时会造成严重的带状组织，并导致力学性能的不均匀性。
由此可见，现有1180MPa双相钢的专利技术，有的虽然涉及较好的成型性能，但大多含有较多的Cr、Mo、Mn等合金含量，其并不利于钢的焊接性、表面质量和磷化性能，同时还会导致成本升高。
因此，为了满足当前市场需求，本发明期望开发出一种兼具经济性以及优异力学性能的120公斤级冷轧低合金退火双相钢。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢，该120公斤级冷轧低合金退火双相钢兼具经济性以及优异的力学性能，其在不添加Mo、Cr元素的前提下，仍然具有高强度以及优异的延伸率和扩孔率，其屈服强度≥820Mpa，抗拉强度≥1200MPa，A50标距断裂延伸率≥8％，扩孔率λ≥45％，有着十分良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提供了一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其含有Fe及不可避免的杂质元素，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
0.13％＜C≤0.15％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.8％～2.0％，Al：0.01％～0.03％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，B：0.0020～0.0030％；
其化学元素不含有Mo和Cr；
所述120公斤级冷轧低合金退火双相钢的微观组织为马氏体+铁素体。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，其各化学元素质量百分含量为：
0.13％＜C≤0.15％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.8％～2.0％，Al：0.01％～0.03％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，B：0.0020～0.0030％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明中，发明人采用的是以C-Si-Mn为主的成分体系，以保证所获得的冷轧低合金退火双相钢可以达到1200MPa级强度。该双相钢在化学成分设计中，不添加Mo、Cr等贵重合金元素，其可以有效保证经济型；此外，本发明在化学成分设计时还添加并利用了微量的高淬透性元素B，以起到进一步降低Mn含量的效果；另外，钢中还添加有微量的Nb、Ti，以达到抑制奥氏体晶粒长大的效果，从而有效细化晶粒。
在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，各化学元素的设计原理具体如下所述：
C：在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，添加C元素可以提高钢材的强度，并提高马氏体的硬度。若钢中C的质量百分含量低于0.13％，则钢板的强度会受到影响，并且不利于奥氏体的形成量和稳定性；而当钢中C元素的质量百分含量高于0.15％，则会造成马氏体硬度过高，晶粒尺寸粗大，并不利于钢板的成型性能，同时碳当量过高，不利于焊接使用。由此，为了确保钢材的性能，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，具体将C元素的质量百分含量控制为0.13％＜C≤0.15％。
Si：在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，钢中添加Si元素可以提高钢材的淬透性，并且钢中固溶的Si可以影响位错的交互作用，从而增加加工硬化率，其可以适当提高双相钢的延伸率，并有益于获得较好的成型性。但需要注意的是，钢中Si元素含量也不宜过高，当钢中Si元素的质量百分含量过高时，会不利于钢板表面质量的控制。因此，为了发挥Si元素的有益效果，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，将Si元素的质量百分含量控制在0.5％～0.8％之间。
Mn：在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，添加Mn元素不仅有利于提高钢材的淬透性，其还可以有效提高钢板的强度。当钢中Mn元素的质量百分含量低于1.8％时，则钢板的强度不足；而当钢中Mn元素的质量百分含量高于2.0％时，则钢板的强度过高，会使得其成型性能下降。因此，考虑到Mn元素的有益效果，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，将Mn元素的质量百分含量控制在1.8％～2.0％之间。
Al：在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，Al元素的添加可以起到脱氧作用和细化晶粒的作用。另一方面，钢中Al元素的含量越低，则越有利于冶炼的可浇性。为此，为了发挥Al元素的有益效果，在本发明中，将Al元素的质量百分含量控制在0.01％～0.03％之间。
Nb：在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，Nb元素是细化晶粒的重要元素，在微合金钢中加入少量的强碳化物形成元素Nb后，在控制轧制过程中，可以应变诱导析出相通过质点钉扎和亚晶界的作用而相当显著的降低变形奥氏体的再结晶温度，提供形核质点，其对细化晶粒作用明显；此外，在连续退火奥氏体化过程中，均热未溶的碳、氮化物质点将通过质点钉扎晶界机制而阻止均热奥氏体晶粒的粗化，从而有效细化晶粒。基于此，为了发挥Nb元素的有益效果，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，具体将Nb元素的质量百分含量控制在0.01～0.03％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了实现更优的实施效果，可以进一步优选地将Nb元素的质量百分含量控制在0.015～0.025％之间。
Ti：在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，添加的强碳化物形成元素Ti在高温下也显示出一种强烈的抑制奥氏体晶粒长大的效果，同时Ti元素的添加也有助于细化晶粒。因此，为发挥Ti元素的有益效果，在本发明中，具体将Ti元素的质量百分含量控制在0.01～0.03％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了实现更优的实施效果，可以进一步优选地将Ti元素的质量百分含量控制在0.015～0.025％之间。
B：在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，添加B元素不仅有利于提高钢的淬透性，其还可以有效提高钢板的强度。当钢中B元素的质量百分含量低于0.0020％时，其同样会引起钢板的强度不足；而当钢中B元素的质量百分含量高于0.0030％时，则同样也会导致钢板的强度过高，并使得其成型性能下降。因此，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，将B元素的质量百分含量控制在0.0020～0.0030％之间。
在上述成分设计中，本发明所设计的这种冷轧低合金退火双相钢中并未添加Mo、Cr等贵重合金元素，其具有十分优异的经济性。同时，为了保证双相钢在40-100℃/s正常连续退火气体冷却速度下可以获得1200MPa级的抗拉强度，其化学成分设计中需要保证C、Mn、B的合金添加含量，以提供足够的淬透性。然而，需要注意的是，该双相钢中的C、Mn、B合金元素的含量也需要有上限控制，以保证优良的焊接性能及成型性能，并避免强度超出上限。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，在不可避免的杂质中，P≤0.01％，S≤0.002％，N≤0.005％。
在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，P元素、S元素和N元素均为钢中的杂质元素，在钢中P、N和S元素含量越低，实施效果越好。具体来说，S元素所配合形成的MnS会严重影响钢材的成形性能，而N元素则容易导致板坯表面产生裂纹或气泡。因此，在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低钢中杂质元素的含量，并具体控制钢中P、S、N元素满足：P≤0.01％，S≤0.002％，N≤0.005％。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，其各化学元素的质量百分含量满足下述各项的至少其中一项：
Nb：0.015～0.025％，
Ti：0.015～0.025％。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，其中马氏体的体积百分比含量≥75％。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，其淬透性因子YQ满足：2.2≤YQ≤2.6，其中YQ＝Mn+200×B，式中的各化学元素代入质量百分号前面的数值。
在本发明所设计的这种120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，B元素与Mn元素的复合作用可以使钢材达到较好的强度效果。为使得最终的强度达到要求，在本发明在控制单一Mn、B化学元素质量百分含量的同时，还可以进一步控制Mn、B的质量百分含量满足：2.0≤YQ≤2.4，其中YQ＝Mn+200×B。
但需要注意的是，在合金设计中，Mn含量是影响整体成本的最大当量，故而本发明利用Mn-B的综合淬透性，通过添加适量B，可进一步降低Mn的合金设计量，从而有利于减低成本，同时更有利于现场生产的可制造性提升。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，其中马氏体和铁素体的粒径均不大于5微米。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，其中马氏体经回火后晶粒内部存在大量粒径≤0.2μm的碳化物沉淀。
进一步地，在本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢中，其特征在于，其屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥1200MPa，A50标距断裂延伸率≥8％，扩孔率λ≥45％。
相应地，本发明的又一目的在于提供上述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢的制造方法，该制造方法实施方便且简单，采用该制造方法制得的120公斤级冷轧低合金退火双相钢具有高强度以及优良的延伸率和扩孔率，其屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥1200MPa，A50标距断裂延伸率≥8％，扩孔率λ≥45％。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧；
(3)冷轧；
(4)退火：退火均热温度为825～855℃，退火时间为40～200s，然后以3～5℃/s的速度冷却到快冷开始温度，接着以40～100℃/s的速度快速冷却，其中快冷开始温度为735～760℃，快冷结束温度为265～290℃；
(5)回火；
(6)平整。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(4)中，退火均热温度为830～840℃。
在本发明所设计的这种技术方案中，在某些优选的实施方式中，为了获得更优的实施效果，使获得的晶粒尺寸更加细小，获得的钢的机械性适中，成型性能更优，可以进一步优选地将退火均热温度控制在830-840℃之间。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(2)中，将连铸坯先加热至1160～1190℃，保温150min以上，然后在850～890℃进行热轧终轧，轧后以30～80℃/s的速度快速冷却；接着进行卷取，卷取温度为500～540℃；卷取后采用保温罩进行热卷保温处理，控制保温罩内温度为450～600℃，保温完毕后将钢卷空冷至室温。
在本发明上述技术方案中，采用保温罩进行热卷保温处理，保温时间可以根据需求进行具体设计。例如，在某些实施方式中，可以具体将保温时间控制为1-4h。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(3)中，控制冷轧压下率为50～70％。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(5)中，控制回火温度为265～290℃，回火时间为100～400s。
进一步地，在本发明所述的制造方法中，在步骤(6)中，控制平整压下率≤0.3％。
相较于现有技术，本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢及其制造方法具有如下所述的优点以及有益效果：
本发明开发了一种新的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其通过合理的化学成分设计并配合优化的制造工艺，能够在不添加Mo、Cr这些硅合金元素的前提下，得到抗拉强度大于1200MPa的马氏体+铁素体双相组织的钢板。该120公斤级冷轧低合金退火双相钢具有细小均匀的马氏体+铁素体双相组织，同时回火马氏体晶粒内部存在大量粒径≤0.2μm的碳化物沉淀，最终钢板延伸率表现优良，具有较好冲压成型性和翻边特性。
采用本发明所设计制备的120公斤级冷轧低合金退火双相钢在具有良好经济性的同时，还具有高强度以及优良的延伸率、扩孔率的特性，其屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥1200MPa，A50标距断裂延伸率≥8％，扩孔率λ≥45％。该120公斤级冷轧低合金退火双相钢生产制备简单，其有着十分良好的推广前景和应用价值，可以有效满足市场和用户的需求。
附图说明
图1示意性地显示了实施例1的120公斤级冷轧低合金退火双相钢在扫描电镜下的金相组织照片。
具体实施方式
下面将结合说明书附图和具体的实施例对本发明所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6和对比例1-15
表1-1列出了实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢材所设计的各化学元素的质量百分配比。
表1-1.(wt％，余量为Fe和除P、S和N以外其他不可避免的杂质)
表1-2列出了实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢材的淬透性因子YQ的值。
表1-2.
编号 淬透性因子YQ
实施例1 2.38
实施例2 2.3
实施例3 2.45
实施例4 2.4
实施例5 2.51
实施例6 2.27
对比例1 2.44
对比例2 2.37
对比例3 2.23
对比例4 2.6
对比例5 2.1
对比例6 2.63
对比例7-15 2.44
注：在上述表1-2中，YQ＝Mn+200×B，式中的各化学元素代入质量百分号前面的数值。
本发明所述的实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢材均采用以下步骤制得：
(1)按照表1-1和表1-2所示的化学成分设计进行冶炼和铸造，并尽量降低S、P的含量，以制得连铸坯。
(2)热轧：将连铸坯先加热至1160～1190℃，保温150min以上，然后在850～890℃进行热轧终轧，轧后以30～80℃/s的速度快速冷却；接着进行卷取，控制卷取温度为500～540℃；卷取后采用保温罩进行热卷保温处理，控制保温罩内温度为450～600℃，保温时间可以为1-4h，钢卷在保温罩内持续升温或者降温，保温完毕后将钢卷空冷至室温，并送至冷轧机组。
(3)冷轧：对钢卷进行冷轧，并控制冷轧压下率为50～70％。
(4)退火：控制退火均热温度为825～855℃，也可以优选地控制在830～840℃之间，控制退火时间为40～200s，然后以3～5℃/s的速度冷却到快冷开始温度，接着以40～100℃/s的速度快速冷却，其中快冷开始温度为735～760℃，快冷结束温度为265～290℃。
(5)回火：控制回火温度为265～290℃，回火时间为100～400s。
(6)平整：控制平整压下率≤0.3％，以获得成品双相钢。
在本发明所设计的这种技术方案中，本发明上述所制备的实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢的化学成分设计以及相关工艺均满足本发明的设计规范要求。
相应地，对比例1-15对比钢材虽然也采用的是表1-1和表1-2的配比方案并结合上述工艺流程进行制备，但为了凸显本发明技术方案的优越性，所设计的对比例1-15的对比钢材在化学成分和/或相关制造工艺中均存在不满足本发明设计要求的参数。
具体来说，对比例1-6的对比钢材在化学成分均存在未能满足本发明设计的要求的参数；而对比例7-15对应的钢种的化学成分虽然满足本发明设计要求，但是相关工艺参数均存在未能满足本发明设计规范的参数。
表2-1和表2-2列出了实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢材在上述工艺步骤(1)-(6)中的具体工艺参数。
表2-1.
表2-2.
需要说明的是，在上述表2-2中，各实施例和对比例的快冷结束温度与回火温度相同，这是因为，在实际工艺操作过程中，快冷操作结束后即进行回火操作。
相应地，在完成上述制造工艺后，针对所制备的实施例1-6和对比例1-15的成品双相钢，发明人对各实施例和对比例的双相钢分别进行了取样，以获得对应的样品钢板，并针对各实施例和对比例的样品钢板的微观组织进行观察和分析，观察发现实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢板的微观组织均为马氏体+铁素体。
并且观察发现，实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢板的马氏体在经过回火后，其内部存在大量碳化物沉淀。
为此，发明人进一步对各实施例和对比例钢板的微观组织进行分析，以获得实施例1-6和对比例1-15钢板的微观组织中的马氏体相比例、马氏体粒径、铁素体粒径以及马氏体经回火后晶粒内部存在大量碳化物沉淀的粒径的测试结果，相关测试结果具体列于下述表3之中。
表3.
从上述表3之中可以看出，在本发明中，实施例1-6所制备的120公斤级冷轧低合金退火双相钢微观组织均为马氏体+铁素体，且其马氏体的体积百分比含量(相比例)在79-96％之间，其马氏体粒径在3.8-4.8μm之间，其铁素体粒径在3.6-5.0μm之间，马氏体经回火后晶粒内部存在的碳化物沉淀的粒径在0.11-0.18μm之间。
相应地，完成上述观察以及分析之后，为了验证各实施例和对比例钢材的性能，针对制得的实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢材进行取样，获得相应样本钢板。并针对所获得的实施例1-6和对比例1-15的样品钢板进行力学性能测试，以得到实施例1-6和对比例1-15的钢材的力学性能数据，并将相关试验测试结果列于下述表4中。
相关力学性能测试方法如下所述：
拉伸试验测试：采用GB/T228-2010金属材料室温拉伸试验方法进行检测，以检测获得实施例1-6和对比例1-15的钢材的屈服强度、抗拉强度和A50标距断裂延伸率。其中，A50标距断裂延伸率表示：拉伸试样平行长度*宽度为50mm*25mm的断裂延伸率。
扩孔率试验：采用GB/T 24524-2021金属材料薄板和薄带扩孔试验方法进行，对应扩孔率值为钢板的“边部”、“中部”及“另一边部”三个部位的平均值。从而检测获得实施例1-6和对比例1-15的钢材的扩孔率。
表4列出了实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢和对比例1-15的对比钢材的力学性能测试结果。
表4.
注：公斤力即千克力，是力的一种常用单位，力的国际单位是牛顿。1公斤力指的是1千克的物体所受的重力(即9.8N)。所以1千克力＝9.8牛顿。
由表4可知，在本发明中，采用本发明所设计的这种技术方案制备的实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢具有相当优异的力学性能，其屈服强度在848-933MPa之间，抗拉强度在1245-1288MPa之间，其A50标距断裂延伸率在8.5-10.5％之间，且扩孔率在48-60％之间。各实施例的双相钢的各项性能十分优异，其在未添加Mo、Cr等贵重合金元素的前提下，获得了大于1200MPa的抗拉强度，其均为120公斤级冷轧低合金退火双相钢，同时具有较好的延伸率和扩孔率。
由表1-1、表1-2、表2-1、表2-2、表3和表4可以看出，与对比例1-15的钢相比，本发明实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢的化学组成落入了要求保护的范围内，同时配合优化的工艺参数，由此获得了兼具低成本和高性能的双相钢。
相较于实施例1-6的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，由于对比例1-15的对比钢材在化学成分设计和/或相关制造工艺中存在为满足本发明要求的参数，因此其综合性能明显较劣。
本发明通过扫描电镜对实施例1采用4％硝酸酒精腐蚀的双相钢微观组织进行观察，利用图像分析软件测定马氏体和铁素体的体积分数和大小，结果如图1所示。
图1示意性地显示了实施例1的120公斤级冷轧低合金退火双相钢在扫描电镜下的金相组织照片。
由图1可知，在该实施例1的实施方式中，其所制备的120公斤级冷轧低合金退火双相钢的微观组织包括马氏体和铁素体，其马氏体的体积百分含量超过75％，并且马氏体的粒径和铁素体的粒径均为5微米以下，同时马氏体经回火后晶粒内部存在大量粒径≤0.2μm的碳化物沉淀。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (14)

1.一种120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其含有Fe及不可避免的杂质元素，其特征在于，其还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
0.13％＜C≤0.15％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.8％～2.0％，Al：0.01％～0.03％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，B：0.0020～0.0030％；
其化学元素不含有Mo和Cr；
所述120公斤级冷轧低合金退火双相钢的微观组织为马氏体+铁素体。
2.如权利要求1所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
0.13％＜C≤0.15％，Si：0.5％～0.8％，Mn：1.8％～2.0％，Al：0.01％～0.03％，Nb：0.01～0.03％，Ti：0.01～0.03％，B：0.0020～0.0030％，余量为Fe和其他不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，在不可避免的杂质中，P≤0.01％，S≤0.002％，N≤0.005％。
4.如权利要求1或2所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，其各化学元素的质量百分含量满足下述各项的至少其中一项：
Nb：0.015～0.025％，
Ti：0.015～0.025％。
5.如权利要求1或2所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，其中马氏体的体积百分比含量≥75％。
6.如权利要求1或2所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，其淬透性因子YQ满足：2.2≤YQ≤2.6，其中YQ＝Mn+200×B，式中的各化学元素代入质量百分号前面的数值。
7.如权利要求1或2所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，其中马氏体和铁素体的粒径均不大于5微米。
8.如权利要求1或2所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，其中马氏体经回火后晶粒内部存在大量粒径≤0.2μm的碳化物沉淀。
9.如权利要求1或2所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢，其特征在于，其屈服强度≥820MPa，抗拉强度≥1200MPa，A50标距断裂延伸率≥8％，扩孔率λ≥45％。
10.如权利要求1-9中任意一项所述的120公斤级冷轧低合金退火双相钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧：将连铸坯先加热至1160～1190℃，保温150min以上，然后在850～890℃进行热轧终轧，轧后以30～80℃/s的速度快速冷却；接着进行卷取，卷取温度为500～540℃；卷取后采用保温罩进行热卷保温处理，控制保温罩内温度为450～600℃，保温完毕后将钢卷空冷至室温；
(3)冷轧；
(4)退火：退火均热温度为825～855℃，退火时间为40～200s，然后以3～5℃/s的速度冷却到快冷开始温度，接着以40～100℃/s的速度快速冷却，其中快冷开始温度为735～760℃，快冷结束温度为265～290℃；
(5)回火；
(6)平整。
11.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(4)中，退火均热温度为830～840℃。
12.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制冷轧压下率为50～70％。
13.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(5)中，控制回火温度为265～290℃，回火时间为100～400s。
14.如权利要求10所述的制造方法，其特征在于，在步骤(6)中，控制平整压下率≤0.3％。
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