Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢及其生产方法技术领域本发明涉及冶金技术，具体地指一种Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢及其生产方法。
背景技术：
随着汽车轻量化工作的开展，高强度热轧汽车用钢的需求量不断扩大。组织结构为铁素体+马氏体的热轧双相钢由于具有高强度、低屈强比的特点，在汽车车轮、保险扛等零件上已逐步取代普通汽车结构用钢，应用量逐步加大。因热轧双相钢性能优良，对此，国内各钢厂均在开展相关方面的研究工作。各钢厂装备、技术、原料等参差不齐，生产过程中所用的合金元素种类、用量、工艺都不尽相同，现有的热轧双相钢在满足相应力学性能要求的前提下，难以兼顾高强度、低屈强比及冷成型性能。如：中国专利申请号CN201210411202公开了一种抗拉强度780MPa级热轧双相钢板及其制造方法，该钢板成分为：C：0.07％～0.12％、Si：0.2％～0.7％、Mn：1.0％～1.8％、Als：0.02％～0.08％、Cr：0.5％～1.2％、Nb：0.02％～0.05％、Ti：0.01％～0.03％、P<0.02％、S<0.005％，余量为Fe；该钢板制造方法的要点是：将80～230mm厚的连铸板坯加热到1220±20℃，保温2～4小时；采用两阶段控制轧制，再结晶区轧制开轧温度＞1050℃，未再结晶区终轧温度840～920℃，成品厚度2.5～6mm；终轧层流冷却，冷速20～40℃/s，卷取温度500～600℃。上述热轧双相钢板在生产过程中卷取温度过高，从金相组织转变规律上看，无法得到马氏体组织，不能满足汽车用钢对高强度、低屈强比及良好冷成型性能的要求。
技术实现要素：
本发明的目的就是要提供一种Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢及其生产方法，该热轧双相钢强度高、屈强比低，冷成型性能优良。为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.06～0.09％，Si：0～0.20％，Mn：1.50～1.90％，P：0～0.015％，S：0～0.004％，Als：0.020～0.060％，Cr：0.30～0.49％，Nb：0.015～0.035％，其余为Fe及不可避免的杂质。进一步地，该钢的化学成分重量百分比如下：C：0.06～0.09％，Si：0.09～0.15％，Mn：1.55～1.90％，P：0.009～0.014％，S：0.003～0.004％，Als：0.040～0.049％，Cr：0.38～0.41％，Nb：0.021～0.035％，其余为Fe及不可避免的杂质。一种上述Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢的生产方法，包括冶炼、真空处理、连铸、加热、轧制、冷却及卷取的步骤，所述冷却步骤采用三段式控冷工艺：控制第一段冷却速度为80～180℃/s，冷却至610～740℃，控制第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至570～690℃，控制第三段冷却速度为30～70℃/s，冷却至50～250℃，且控制冷却水水温为10～25℃。进一步地，所述轧制步骤采用分段轧制，控制粗轧结束温度为1080～1120℃，控制精轧终轧温度为870～910℃。进一步地，所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1260～1320℃，加热时间为60～70min。进一步地，所述冷却步骤，控制第一段冷却速度为90～150℃/s，冷却至650～740℃，控制第二段冷却速度为4～7℃/s，冷却至570～690℃，控制第三段冷却速度为30～70℃/s，冷却至130～250。进一步地，所述卷取步骤，控制卷取温度为50～250℃。进一步地，所述真空处理步骤，控制真空处理时间＞15min。进一步地，所述轧制步骤，控制粗轧结束温度为1095～1115℃，控制精轧终轧温度为890～895℃。更进一步地，所述加热步骤，控制铸坯加热温度为1290～1300℃，加热时间为68～70min。以下就本发明的化学成分及生产方法进行分析说明：(1)化学成分碳：碳是廉价的固溶强化元素，根据本钢种的应用范围，主要用于加工汽车车轮等零件，需要进行较大程度的冲压变形加工，因此要求材料在满足强度要求的同时，具有良好的冷成形性能，如果其含量小于0.06％，则不能满足材料强度的要求，如果其含量大于0.09％，则不能满足材料的良好成形性能。因此，将其含量限定在0.06～0.09％。硅：硅是廉价而有效的钢液脱氧元素，同时促进铁素体的形成，但过多的硅含量会恶化热轧钢板的表面质量，因此对于硅含量进行了严格控制，将其含量限定在0.20％以下。锰：锰是提高强度和韧性最有效的元素，在双相钢中可有效的推迟珠光体转变，如果其含量小于1.50％，则不能满足材料强度要求，但是添加过量的锰，在双相钢中会抑制铁素体的析出，鉴于此，将其上限定为1.90％。因此，将其含量限定在1.50～1.90％。磷：为了避免材料的焊接性能、冲压成形性能、韧性、二次加工性能发生恶化，设定其含量上限为0.015％。因此，将其含量控制在0.015％以下。硫：硫是非常有害的元素，钢中的硫常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂对钢的冲击韧性是十分不利的，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越好。因此，将钢中硫含量控制在0.004％以下。铝：铝是为了脱氧而添加的，当Als含量不足0.020％时，不能发挥其效果，另一方面，由于添加多量的铝容易形成氧化铝团块，所以，规定Als上限为0.060％。因此，Als含量限定在0.020～0.060％。铬：铬是碳化物形成元素，与碳的亲和力较强，可阻碍碳原子的扩散，再加上锰的综合作用，使珠光体和贝氏体转变显著滞后，对双相钢生产有利。在本发明中将铬含量控制在0.30～0.49％。铌：铌主要通过细化晶粒和沉淀析出强化来提高钢的强度，是强烈的碳、氮化合物形成元素，在钢中主要以Nb(C、N)形式存在，阻止奥氏体晶粒的长大，最终使铁素体晶粒尺寸变小，细化组织，当其含量低于0.015％时，不能满足材料高强度的要求，而加入的铌高于0.035％时，已能满足其强度与成型性能的要求，若再添加，合金成本会显著上升。所以，根据钢种的性能目标要求，将其含量限定在0.015～0.035％。除了对以上化学成分的范围作了限定以外，从提高材料成形性、经济性的观点出发，本发明未添加Cu、Ti、Ni、Mo等贵重合金元素。(2)生产方法进行铸坯加热温度和时间的控制，采取1260～1320℃加热温度和60～70min的加热时间是为了保证钢坯中的合金元素完全溶解。进行分段轧制，并控制粗轧结束温度在1080～1120℃，控制精轧终轧温度在870～910℃，这是因为如果粗轧结束温度低于1080℃，则无法保证精轧终轧温度达到设定值，增大轧制负荷，增加能耗，如高于1120℃，则会产生较多的氧化铁皮，影响钢材的表面质量；如果精轧终轧温度低于870℃，则会在材料的二相区内进行轧制，造成混晶等缺陷，如高于910℃，则钢材的原始奥氏体晶粒会过于粗大，降低钢材的强度。采用三段式控制冷却工艺，第一段冷却速度为80～180℃/s，冷却至610～740℃，第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至570～690℃，第三段冷却速度为30～70℃/s，冷却至50～250℃/s，是本发明的关键技术，首先第一段冷却过程按照冷却速度为80～180℃/秒进行前端快速冷却，冷却到温度为610～740℃，是为了保证在钢材的再结晶晶粒还未开始长大时及时进行冷却，避免粗大组织的产生，使材料获得细小的原始奥氏体晶粒组织；第二段冷却过程按照冷却速度为3～8℃/秒进行冷却，冷却至570～690℃，使得部分奥氏体组织转变为铁素体；第三段冷却过程冷却速度为30～70℃/s，冷却至50～250℃/s，使得在第二段冷却时未转变的奥氏体组织快速转变为马氏体组织，从而使钢材最终获得铁素体+马氏体的双相组织。本发明控制冷却水水温在10～25℃是为了保证各段冷却时的冷却速度。与现有技术相比，本发明具有以下优点：本发明与现有技术相比，所生产的Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢能有效获得铁素体+马氏体双相组织，材料的下屈服强度380～635MPa、抗拉强度≥780MPa，延伸率A50mm≥16％，180°横向弯曲试验D＝1.5a合格，屈强比≤0.60，产品具备高强度和低屈强比的特点。附图说明图1为实施例1中钢板的金相组织结构图。具体实施方式下面结合具体实施例和附图对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本发明，但它们不对本发明构成限定。实施例1～8实施例1～8中的Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢的生产步骤如下：1)进行转炉冶炼；2)真空处理，处理时间＞15min；3)连铸成坯并对铸坯加热，铸坯加热温度控制在1260～1320℃，加热时间60～70min；4)进行分段轧制：控制粗轧结束温度在1080～1120℃，控制精轧终轧温度在870～910℃；5)采用三段式控制冷却工艺：第一段冷却速度为80～180℃/s，冷却至610～740℃，第二段冷却速度为3～8℃/s，冷却至570～690℃，第三段冷却速度为30～70℃/s，冷却至50～250℃/s，控制冷却水水温在10～25℃；6)进行卷取，控制卷取温度在50～250℃；7)进行精整及后工序。实施例1～8中各Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢的化学成分及其重量百分比见下表1。实施例1～8中各Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢生产过程中涉及的主要工艺参数见下表2。实施例1～8中制得的Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢的力学性能及组织检验结果见下表3。实施例1中制得的Cr-Nb系780MPa级热轧双相钢的金相组织结构见图1。对比例1～2对比例1～2中钢种的生产步骤与实施例1～8的区别在于没有采用三段式控制冷却工艺，全程以25℃/s的冷却速度冷却。对比例1～2中钢的化学成分及其重量百分比见下表1。对比例1～2中钢在生产过程中涉及的主要工艺参数见下表2。对比例1～2中制得的钢的力学性能及组织检验结果见下表3。表1表2表3从表1～3数据可以看出，本发明获得的钢的下屈服强度422MPa以上，抗拉强度≥798MPa，延伸率A50mm≥17％，180°横向弯曲试验D＝1.5a合格，屈强比≤0.60，具有高强度和低屈强比的特点，而对比例1～2所获得的钢的屈强比＞0.60，不具有低屈强比的特点。实施例1制得的钢的金相组织见图1，为铁素体和马氏体的双相组织，晶粒细密均匀。