本发明涉及冷轧双相钢的制造方法，具体是一种高屈服强度780mpa级冷轧双相钢的制造方法。
背景技术：
：以相变强化为基础，由铁素体与马氏体组成基体组织的冷轧双相钢(dp钢)是先进高强钢中的典范。它具有低屈强比、高初始加工硬化速率以及良好的强度和延性配合等特点，已被国内外汽车厂广泛采用。超轻钢车体项目研究表明，双相钢在未来汽车车身上的用量将达到80％，具有良好的市场应用前景。近年来，双相钢研发的主要方向是进一步提高冷轧双相钢的强塑性水平和成形性，特别是各强度级别冷轧dp590-dp1180的伸长率和应变硬化指数n值，同时在化学成分、生产工艺和显微组织方面进行新技术开发和改进。传统意义上而言，由于双相钢主要用来制作汽车车身结构件或安全件，这些零件大部分情况下变形并不非常复杂，且强度不是太高，因此成形起来问题不大。但随着汽车设计的不断变革与轻量化的不断发展，越来越多的结构件在要求具备一定拉延特征的同时，也具备较强的翻边特点，并且这类结构件强度要求也越来越高，大部分要求材料强度达到780mpa级以上，采用590mpa级及以下的双相钢无法满足强度的要求，采用普通的低屈强比塑性较好的780mpa级双相钢无法满足翻边得要求，往往零件出现翻边开裂。因此，需要针对这类特点的零件，优化材料的扩孔性能，以满足汽车厂家的要求。技术实现要素：本发明的目的是为了解决上述
背景技术：
存在的不足，提出一种具有较高的屈服强度和抗拉强度，扩孔翻边性好的高屈服强度780mpa级冷轧双相钢的制造方法。为了实现以上目的，本发明提供的一种高屈服强度780mpa级冷轧双相钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：热轧、终轧、卷取、冷轧、退火、缓冷、快冷、过时效、平整，九个步骤，其中，热轧加热温度为1270～1330℃，终轧温度860～900℃，卷取温度610～650℃，冷轧压下率55～72％，退火过程退火温度810～830℃，缓冷段结束温度620～640℃，快冷段结束温度280～310℃，过时效温度260～300℃，平整延伸率0.3％～0.6％。作为本发明的优选方案，所述钢材的化学成分为c：0.07～0.09％；si：0.25～0.35％；mn：1.75～1.85％；p：0.012％以下；；cr：0.2～0.3％；alt：0.02～0.07％；nb：0.015～0.025％；限制元素s：0.005％以下；n：0.005％以下，余量为fe本发明的有益效果：利用该技术方案生产出来的780mpa级高屈服强度冷轧双相钢，由于通过合适的化学成分与生产工艺控制，所得产品具有较高屈服强度和良好的扩孔翻边性能。因此在利用该产品生产汽车车身高强度结构件时，所得零件强度高，翻边质量好，能对车身结构起到良好的轻量化效果，具有显著的社会效益和经济效益。具体实施方式实施例：一种高屈服强度780mpa级冷轧双相钢的制造方法，包括如下步骤：热轧、终轧、卷取、冷轧、退火、缓冷、快冷、过时效、平整，九个步骤，其中，热轧加热温度为1270～1330℃，终轧温度860～900℃，卷取温度610～650℃，冷轧压下率55～72％，退火过程退火温度810～830℃，缓冷段结束温度620～640℃，快冷段结束温度280～310℃，过时效温度260～300℃，平整延伸率0.3％～0.6％。钢材的化学成分为c：0.07～0.09％；si：0.25～0.35％；mn：1.75～1.85％；p：0.012％以下；；cr：0.2～0.3％；alt：0.02～0.07％；nb：0.015～0.025％；限制元素s：0.005％以下；n：0.005％以下，余量为fe。与现有技术相比，本技术的优势在于：(1)化学成分设计：碳能显著提高钢的强度，特别是在双相钢中，c在马氏体中的含量直接影响马氏体强度，进而影响钢的抗拉强度，但是钢中的碳含量过高对成形性能极为不利，也会恶化材料的焊接性能。故将其含量限定在0.07～0.09％范围。硅元素在双相钢中对铁素体基体有净化作用，抑制碳化物的形成，同时促进c从铁素体基体向奥氏体扩散，但是过量的si元素在热轧生产过程中会导致氧化铁皮除不尽等问题。所以，将其含量限定在0.25～0.35％范围。锰元素能起到扩大奥氏体区的作用，并提高钢的强度，但较高的锰含量会对炼钢与连铸过程造成不利影响，考虑到钢需要达到的强度级别，将其含量限定在1.75～1.85％范围。磷在本发明中属于控制元素，其含量要求低，考虑其对钢性能的综合影响，将其限定在0.012％以下。铝在本发明中是作为脱氧剂加入的，保证钢水的纯净，但过多的铝含量会形成氧化铝夹杂。综合考虑钢中的alt含量控制在0.02～0.07％。铬元素能起到扩大奥氏体区的作用，降低奥氏体化的温度，保障马氏体的形成量，综合考虑对钢的性能影响，其含量范围控制在0.2～0.3％。铌是在双相钢中可有效地阻碍退火再结晶过程，细化铁素体的组织，从而提高铁素体基体硬度和强度，实现高屈服强度，铌还可以使c及合金元素的扩散路程变短，有利于c与合金元素的扩散。但铌比较贵重，考虑合金成本，其含量限定在0.015～0.025％。硫在本发明钢中属于控制元素，其含量越低越好，故将钢中硫含量控制在0.005％以下。氮在钢中是有害元素，影响钢的成形性能。故将其含量控制在0.005％以下。本发明采用相对合理的合金成本设计，既保证了钢板具有超高的强度，又保证了钢板具有良好的翻边性能。本技术方案采用c-si-mn-cr-nb的化学成分体系设计生产，其化学成份重量百分比为：c：0.07～0.09％；si：0.25～0.35％；mn：1.75～1.85％；p：0.012％以下；；cr：0.2～0.3％；alt：0.02～0.07％；nb：0.015～0.025％；限制元素s：0.005％以下；n：0.005％以下，余量为fe。(2)生产工艺热轧过程中板坯加热温度、终轧、卷取等对双相钢的性能有着重要影响；冷轧工艺中影响最终性能的是冷轧压下率，大的冷轧压下率有利于后续产品组织和性能的均匀性；退火过程的退火温度对双相钢而言是关键，需要控制在两相区退火，从而在后续的冷却过程中获得铁素体和马氏体双相组织。冷却速度是由退火过程中的几个温度控制点决定的，如缓冷段出口温度和快冷段出口温度，奥氏体转变成马氏体需要冷却速度达到一定要求。另外，退火过程的过时效段可以对马氏体起到稳定的作用，对控制双相钢的抗拉强度至关重要。因此该产品设计的生产工艺为热轧加热温度为1270～1330℃，终轧温度860～900℃，卷取温度610～650℃，冷轧压下率55～72％，退火过程退火温度810～830℃，缓冷段结束温度620～640℃，快冷段结束温度280～310℃，过时效温度260～300℃，平整延伸率0.3％～0.6％。(3)产品组织和力学性能产品微观组织为铁素体加一定比例的马氏体双相组织。产品具有较高的屈服强度和抗拉强度，扩孔翻边性好。屈服强度500～580mpa，抗拉强度高于780mpa，伸长率(a50mm)不低于10％，扩孔率比普通780mpa级dp钢提高30％以上。以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明的结构做任何形式上的限制。凡是依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明的技术方案的范围内。表1为各实施例的产品实际冶炼成分，表2为各实施例的工艺参数，表3为本发明各实施例的性能情况。实施例csimnpsaltnbcrn10.080.301.80.0090.0030.040.020.250.002220.0700.351.750.0110.00490.020.0230.300.00330.0850.251.780.0100.0050.030.0250.280.004940.090.281.830.0080.00380.050.0180.210.002550.0780.321.850.0110.00450.070.0150.200.0024表1表2表3当前第1页12