本发明属于高强钢制备
技术领域：
，具体涉及一种低碳冷轧超高强双相钢及其制备方法。
背景技术：
：随着汽车轻量化技术的发展，汽车用钢朝着高强钢方向发展已成为必然趋势。双相钢因其具有低屈服强度、高抗拉强度和优良塑性等优点，逐渐成为汽车用高强钢的首选钢种，其用量预计将超过高强钢总用量的70％。随着国内汽车板产能的不断释放，高强钢市场的竞争也越来越激烈，低成本高性能的双相钢已经成为各企业追求的目标，受到极大关注。专利cn102021483a公开了一种抗拉强度1200mpa级冷轧双相钢及制备方法，其优选化学成分百分比为：c：0.19～0.21％，si：0.70～0.90％，mn：1.90～2.10％，cr：0.01～0.02％，nb：0.02～0.04％，余量为fe及不可避免杂质；通过820～860℃保温、710℃缓冷、45～55℃/s快冷、240～320℃过时效处理，得到了抗拉强度大于1200mpa的冷轧双相钢。尽管通过其化学成分和生产方法制备的冷轧双相钢具有优良的力学性能，但其焊接性能差(c含量和si含量高)、高热轧负荷(添加微量nb)必然影响双相钢在汽车上的广泛应用。专利cn102605240a公开了一种具有高强度和高塑性的双相钢及其生产方法，其化学成分百分比为：c：0.07～0.19％，si：0.10～0.50％，mn：1.00～2.30％，al：0.02～0.07％，nb≤0.06％，mo≤0.40％，余量为fe及不可避免杂质；通过750～820℃保温、580～750℃缓冷、40～150℃/s快冷、270～380℃过时效处理，得到了抗拉强度大于1180mpa的冷轧双相钢。尽管通过该方法能够制备得到合格的超超高强双相钢，然而一般来说，抗拉强度大于1180mpa的双相钢都要求c含量大于0.15％，该发明0.07～0.19％的c含量双相钢必然使其焊接性能显著下降。另外，在热轧过程中，由于nb会抑制奥氏体再结晶，使得热轧难度明显提高；在连续退火过程中，40～150℃/s的快冷塑性，需要较高的设备能力和生产成本。由上述研究可知，现有的冷轧超高强双相钢要么焊接性能不好，要么制备时难度大，设备要求高，成本高，限制了冷轧超高强双相钢的产业化发展。技术实现要素：本发明要解决的技术问题为：现有的冷轧超高强双相钢制备难度大，设备要求高，成本高的问题。本发明解决上述技术问题的技术方案为：提供一种低碳冷轧超高强双相钢及其制备方法。本发明提供了一种低碳冷轧超高强双相钢，其化学成分为：按重量百分比计，c：0.05～0.10％，si：0.30～1.00％，mn：1.50～2.50％，al：0.01～0.06％，cr：0.20～0.80％，mo：0.10～0.50％，v：0.10～0.30％，p≤0.020％，s≤0.015％，n≤0.006％，余量为fe及不可避免杂质。优选的，上述低碳冷轧超高强双相钢中，其化学成分为：按重量百分比计，c：0.06～0.09％，si：0.40～0.70％，mn：1.80～2.20％，al：0.02～0.05％，cr：0.40～0.70％，mo：0.20～0.40％，v：0.15～0.25％，p≤0.015％，s≤0.010％，n≤0.005％，余量为fe及不可避免杂质。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢中，双相钢的主要微观组织为铁素体和马氏体。进一步的，上述低碳冷轧超高强双相钢中，马氏体占微观组织体积的60～75％。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢中，所述超高强双相钢的屈服强度为850～920mpa，抗拉强度为1180～1280mpa，伸长率为7.0～10.0％。本发明还提供了一种上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法,包括以下步骤：将冶炼钢水经冶炼-热轧-酸轧-退火工序后，得到低碳冷轧超高强双相钢；所述热轧包括加热、除磷、粗轧、精轧、层流冷却和卷取工序。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，所述热轧中加热温度为1250～1290℃。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，所述热轧中粗轧温度为1060～1100℃。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，所述热轧中精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，所述热轧中卷取温度为500～700℃。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，所述酸轧工序中冷轧压下率为40～60％。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，所述退火工序具体为：从800～850℃以1～5℃/s的速度缓慢冷却至700～750℃，再以10～50℃/s的速度快速冷却至150～350℃，再冷却至室温。与现有技术相比，本发明的有益效果为：本发明在传统1180mpa级冷轧双相钢基础上，降低c含量以提高其成形性能和焊接性能，添加了微量v以替代部分价格昂贵的nb，同时降低了生产难度。本发明得到的低碳冷轧超超高强双相钢具有低生产成本、优良力学性能和焊接性能，其中屈服强度为850～920mpa，抗拉强度为1180～1280mpa，伸长率(a80)为7.0～10.0％，具有显著的经济效益和社会效益。附图说明图1为实施例1制备得到的冷轧双相钢的微观组织形貌图。具体实施方式本发明提供了一种低碳冷轧超高强双相钢，其化学成分为：按重量百分比计，c：0.05～0.10％，si：0.30～1.00％，mn：1.50～2.50％，al：0.01～0.06％，cr：0.20～0.80％，mo：0.10～0.50％，v：0.10～0.30％，p≤0.020％，s≤0.015％，n≤0.006％，余量为fe及不可避免杂质。优选的，上述低碳冷轧超高强双相钢中，其化学成分为：按重量百分比计，c：0.06～0.09％，si：0.40～0.70％，mn：1.80～2.20％，al：0.02～0.05％，cr：0.40～0.70％，mo：0.20～0.40％，v：0.15～0.25％，p≤0.015％，s≤0.010％，n≤0.005％，余量为fe及不可避免杂质。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢中，主要微观组织为铁素体和马氏体。进一步的，上述低碳冷轧超高强双相钢中，马氏体占微观组织体积的60～75％。铁素体为软相，影响双相钢的塑性；马氏体为硬质相，决定了双相钢的强度。在一般的1180mpa级的双相钢中，马氏体体积分数约为60～90％，不同工艺方法生产得到不同体积分数的双相钢。本发明中，马氏体体积分数为60～75％，本发明中马氏体体积分数偏低，使得其可以在相同抗拉强度情况下具有更高的伸长率。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢中，所述超高强双相钢的屈服强度为850～920mpa，抗拉强度为1180～1280mpa，伸长率为7.0～10.0％。本发明的低碳冷轧超高强双相钢中，c含量为0.05～0.10％，优选为0.06～0.09％。相比现有的双相钢，碳含量明显降低。本领域的人员公知，碳是双相钢最重要的组分之一，决定了钢板的强度、塑性和成形性能，其对固溶强化效果影响极大，钢中固溶c含量增加0.1％，其强度可提高约450mpa；c含量过低时，奥氏体的稳定性和马氏体淬硬性下降，会导致强度偏低。本发明降低了双相钢中的碳含量，但并未降低双相钢的强度，主要是在其他元素的共同配合作用下，提高了双相钢的强度。除c以外，硅能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，si还可以抑制铁素体中碳化物的析出，使固溶c原子充分向奥氏体中富集，从而提高其稳定性。然而，si含量过高时，si在加热炉中形成的表面氧化铁皮很难去除，增加了除磷难度。因此，为了兼顾强度和除磷效果，本发明中硅含量为0.30～1.00％，优选为0.40～0.70％。锰是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，可与c结合形成多种碳化物起到沉淀强化的作用，也可溶于基体中增强固溶强化效果，mn易与s结合形成高熔点化合物mns，从而消除或削弱由于fes引起的热脆现象，改善钢的热加工性能。mn可以提高奥氏体稳定性，使c曲线右移，从而显著降低马氏体的临界冷却速率。因此，本发明的锰含量设置为1.50～2.50％，优选为1.80～2.20％。铝可以有细化晶粒的作用，也可抑制碳化物析出，使奥氏体充分富碳。因此，本发明中al含量为0.01～0.06％，优选为0.02～0.05％。铬和钼可以显著延迟珠光体和贝氏体转变，使奥氏体充分转变为马氏体组织，从而获得较高的抗拉强度。但mo较cr的成本高很多，本发明经过反复试验，得出cr含量为0.20～0.80％，优选为0.40～0.70％；mo含量为0.10～0.50％，优选为0.20～0.40％时具有较高的抗拉强度，性价比最高。特别的，现有制备低碳冷轧超高强双相钢时，需要添加适量的铌来增强双相钢的强度。nb是钢种晶粒细化最显著的元素，通过添加nb不仅可以通过晶粒细化和沉淀强化起到提高强度的作用，同时可以改善双相钢的塑性。本发明创造性的省去了铌，利用冶炼铁水中本身含有的v，能够在不添加铌的情况下，得到强度满足要求的低碳冷轧超高强双相钢。本发明中的v在双相钢中主要以vc形式存在，具有显著晶粒细化和弥散沉淀强化的作用；在热轧后的冷却过程中，vc为铁素体晶粒提供大量形核位置，使得铁素体晶粒明显细化；在冷轧退火加热过程中，未溶解vc颗粒可以钉扎铁素体晶界，从而起到细化晶粒的作用；退火温度增加至两相区时，vc溶解温度较低，故充分溶解于基体中，同时固溶c原子向奥氏体中富集以提高其稳定性；在退火过程中，铁素体中的vc将重新析出，从而产生沉淀强化，提高钢的强度。本发明的v含量以0.10～0.30％为宜，优选为0.15～0.25％。钒含量过低，晶粒细化和沉淀强化的作用不明显，无法提高钢的强度。综上所述，本发明提供了一种新成分的低碳冷轧超高强双相钢，成分含量为按重量百分比计，c：0.05～0.10％，si：0.30～1.00％，mn：1.50～2.50％，al：0.01～0.06％，cr：0.20～0.80％，mo：0.10～0.50％，v：0.10～0.30％，p≤0.020％，s≤0.015％，n≤0.006％，余量为fe及不可避免杂质。本发明还提供了一种上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法，包括以下步骤：a、冶炼将冶炼钢水注入电炉进行冶炼，冶炼后铸造成板坯；b、热轧将步骤a所得板坯经过加热、除磷、粗轧、精轧、层流冷却和卷取，获得热轧卷；所述加热温度为1250～1290℃，粗轧温度为1060～1100℃，精轧时开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，卷取温度为500～700℃；c、酸轧将步骤b所得热轧卷经酸洗后，冷轧成2.5～4.5mm的薄带钢，其中冷轧压下率为40～60％；d、连续退火将步骤c所得的薄带钢经连续退火，制得低碳冷轧双相钢钢板。其中，上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，步骤d中所述的退火工序具体为：从800～850℃以1～5℃/s的速度缓慢冷却至700～750℃，再以10～50℃/s的速度快速冷却至150～350℃，再冷却至室温。上述低碳冷轧超高强双相钢的制备方法中，未限定的其他参数采用制备双相钢的常规方法参数即可。下面将通过实施例对本发明的具体实施方式作进一步的解释说明，但不表示将本发明的保护范围限制在实施例所述范围内。实施例1～3、对比例1～2采用本发明方法制备低碳冷轧超高强双相钢(1)将铁水采用普通的冶炼方法制备得到如下表1所示组成成分的双相钢板坯，其中dp1为实施例1制备的板坯1，dp2为实施例2制备的板坯2，dp3为实施例3制备的板坯3，dp4为对比例1(采用cn102021483a的方法)制备的板坯4，dp5为对比例2(采用cn102605240a的方法)制备的板坯5.表1双相钢板坯化学成分(wt.％)编号csimnpsalscrmovnbndp10.050.802.500.0200.0080.010.200.500.10～0.006dp20.100.301.800.0150.0100.060.800.100.30～0.005dp30.070.602.200.0120.0050.030.650.380.23～0.004dp40.210.751.95＜0.005＜0.003～0.02～～0.044～dp50.180.402.000.0180.0060.04～0.015～0.0250.005(2)将上述板坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，其中各参数设置为下表2所示；表2双相钢热轧主要工艺参数编号加热温度/℃精轧温度/℃终轧温度/℃卷取温度/℃热轧厚度/mmdp112501000～1050850～900500～6003.0dp212501050～1100900～950600～7003.2dp3125010509006002.8dp412001150850～3.5dp51239～～6052.3(3)将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中dp1、dp2、dp3、dp4和dp5冷轧压下率分别为46.7％、50.0％、53.6％、71.4％和48.0％。(4)将冷轧薄带钢经连续退火工艺处理后制成所需产品，其中退火温度为800～850℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度700～750℃，其缓冷速率为cr1为1～5℃/s，随即快速冷却至过时效温度150～350℃，其快冷速率cr2为10～50℃/s，最后冷却至室温。具体冷轧退火工艺参数如表3所示：表3冷轧退火主要工艺参数编号退火温度/℃缓冷温度/℃过时效温度/℃快冷速率/℃/sdp180070015042dp285075035045dp384072025043dp484071024060dp5807660280120经上述工艺制备得到的冷轧双相钢的微观组织如图1所示，其力学性能如下表4所示：表4本发明与现有的冷轧双相钢力学性能比较编号屈服强度/mpa抗拉强度/mpa伸长率a80/％屈强比dp188112248.00.72dp285311979.50.71dp389612088.70.74dp466512199.5(a50)0.55dp5～124016.0(a50)～由上述结果可知：本发明制备的冷轧双相钢微观组织由超细晶粒的铁素体和马氏体组成(见图1)，其屈服强度(850～920mpa)较低，抗拉强度(1180～1280mpa)和伸长率(7.0～10.0％)较高，同时由于c含量低，还具有优良的成形性能和焊接性能。本发明的低碳冷轧超超高强双相钢中微合金元素含量较低，未添加昂贵的合金铌，所以成本优势明显，具有显著的经济效益。当前第1页12