本发明涉及一种冷轧双相钢，属于钢铁冶炼技术领域，具体地涉及一种1000mpa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢及其制造方法。
背景技术：
近年来，为了降低汽车使用过程中的能耗，减少co2排放，汽车用钢正朝着高强高韧的方向发展，1000mpa级及以上的超高强钢是其主要发展方向之一，而双相钢由于具有高的加工硬化速率和成型性能，因此1000mpa以上级别超高强双相钢得到广泛应用。
如中国发明专利申请(申请公开号：cn105803321a，申请公开日：2016-07-27)公开了一种980mpa级含钒超细晶粒冷轧双相钢及其制备方法，由以下重量百分比成分组成：c：0.10～0.20％，si：0.30～1.00％，mn：1.50～2.50％，cr：0.20～0.80％，al：0.01～0.06％，v：0.05～0.15％，p≤0.020％，s≤0.015％，n≤0.006％；余量为fe及不可避免杂质。本发明以微量v来细化铁素体和马氏体晶粒，同时vc弥散析出起到沉淀强化的效果，并明显降低生产成本，本发明制备的冷轧双相钢力学性能、成形性能和焊接性能优良，成本优势明显，具有显著的经济效益和社会效益。
又如中国发明专利申请(申请公开号：cn107058869a，申请公开日：2017-08-18)公开了超低屈强比980mpa级冷轧双相钢及其制造方法，化学成分按重量百分数计算为：c：0.13～0.18％、si：0.3～0.6％、mn：1.7～2.4％、als：0.03～0.06％、nb：0～0.05％，cr：0.3～0.5％，其余为fe和其他不可避免的杂质。在成分设计时考虑采用相变强化为主，结合固溶强化、细晶强化、相变强化、析出强化的复合强化方式，该冷轧双相钢板可作为汽车防撞件、结构件及内板材料。优点在于，本发明的dp980具有超低屈强比、延伸率好，较高的n值、力学性能波动范围小、工司艺敏感性低等性能特点，能够减少冲压后的回弹，有利于后续汽车行业的深加工。上述2件申请对冷弯和扩孔率等性能指标没有要求，因此，对一些成型性能要求较高的零件，这些产品还不能满足要求。
再如中国发明专利申请(申请公开号：cn107043888a，申请公开日：2017-08-15)公开了一种冷弯性能优异的980mpa级冷轧双相钢钢板及其制备方法，其化学成分及重量百分比为：c：0.10～0.12％；si：0.45～0.65％；mn：2.4～2.6％；cr：0.35～0.45％；nb：0.05～0.075％；ti：0.06～0.10％；als：0.055～0.075％；p≤0.008％；s≤0.002％；n≤0.003％，余量为fe和不可避免的杂质。通过冶炼、lf精炼与rh精炼、热连轧、酸洗冷轧、连续退火工序得到了马氏体+铁素体组织的双相钢钢板，其晶粒度等级可达12级以上，具备优异的力学性能，其屈服强度为810mpa～850mpa，抗拉强度在980mpa以上，延伸率10～20％，180°冷弯性能≤2a，a为板厚，并具有成本相对较低、产品应用性能好的特点。虽然该申请的性能指标中包括冷弯和扩孔率的等指标，但对一些拉延和弯曲性能较高的零部件，其塑性和冷弯性能仍然不能满足要求，而且其成分设计中添加了较高的si、mn、nb、ti等合金元素，一方面导致其合金成本较高，另一方面在生产过程中，连铸和轧制难度大，需要在专用高强度钢产线进行生产。
总之，当前技术在采用较高碳含量生产1000mpa级双相钢时，采用较高碳含量时，合金元素添加相对较少，抗拉强度可达到1000mpa以上，但不能同时获得较好的冷弯和扩孔率等性能，这些产品不能满足对成型性能要求较高的零件需求，而在采用较低碳含量生产1000mpa级钢材时，为使产品获得较好的强度/延伸率和冷弯及扩孔率等，需在钢中添加较高的合金元素，但合金元素的添加一方面增加了合金成本，导致合金成本较高，另一方面导致生产过程难度增加，难以在一般产线生产。
技术实现要素：
为解决上述技术问题，本发明提供了一种1000mpa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢及其制造方法。在选择较低的合金元素含量设计的基础上，结合轧制及冷却工艺，使得制备的产品在具备较好强度及冷弯性的基础上，对生产工艺产线要求不高。
为实现上述目的，本发明公开了一种1000mpa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.13～0.22，mn：1.20～1.70，si：0.20～0.50，als：0.30～0.80，p≤0.015，s≤0.0010，n≤0.004，cr：0.20～0.50，nb：0.010～0.05，ca：0.0005～0.0025，t[o]≤0.002，其余为fe和不可避免的杂质；
且，0.50≤si+als≤1.00。
进一步地，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.15～0.20，mn：1.20～1.70，si：0.20～0.50，als：0.40～0.80，0.005≤p≤0.015，0.0001≤s≤0.0010，0.001≤n≤0.004，cr：0.20～0.50，nb：0.010～0.05，ca：0.0005～0.0025，t[o]≤0.002，其余为fe和不可避免的杂质；
且，0.50≤si+als≤0.80。
进一步地，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.15～0.20，mn：1.20～1.70，si：0.20～0.50，als：0.40～0.80，0.005≤p≤0.015，0.0001≤s≤0.0010，0.001≤n≤0.004，cr：0.20～0.50，nb：0.010～0.05，ca：0.0005～0.0025，0.001≤t[o]≤0.002，其余为fe和不可避免的杂质；
且，0.60≤si+als≤0.80。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.131，mn：1.50，si：0.30，als：0.50，p：0.008，s：0.0008，n：0.003，cr：0.38，nb：0.030，ca：0.0008，t[o]：0.0012，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：0.80。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.18，mn：1.60，si：0.30，als：0.30，p：0.012，s：0.0005，n：0.0035，cr：0.50，nb：0.012，ca：0.0012，t[o]：0.0013，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：0.55。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.14，mn：1.65，si：0.45，als：0.42，p：0.010，s：0.0003，n：0.004，cr：0.30，nb：0.042，ca：0.0009，t[o]：0.0015，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：0.87。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.19，mn：1.30，si：0.21，als：0.70，p：0.008，s：0.0005，n：0.003，cr：0.35，nb：0.016，ca：0.0015，t[o]：0.0017，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：0.91。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.21，mn：1.55，si：0.26，als：0.60，p：0.0056，s：0.0007，n：0.0035，cr：0.46，nb：0.015，ca：0.0013，t[o]：0.0010，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：0.72。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.20，mn：1.21，si：0.22，als：0.78，p：0.006，s：0.0004，n：0.0025，cr：0.48，nb：0.012，ca：0.0018，t[o]：0.0016，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：0.70。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.16，mn：1.35，si：0.40，als：0.35，p：0.013，s：0.0005，n：0.0025，cr：0.42，nb：0.030，ca：0.0016，t[o]：0.0018，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：0.75。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.15，mn：1.40，si：0.36，als：0.64，p：0.008，s：0.0002，n：0.0035，cr：0.32，nb：0.015，ca：0.0020，t[o]：0.0014，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：1.00。
优选的，按照质量百分比计，它包括如下化学组分：
c：0.17，mn：1.45，si：0.49，als：0.51，p：0.014，s：0.0003，n：0.0032，cr：0.36，nb：0.030，ca：0.0002，t[o]：0.0012，其余为fe和不可避免的杂质；
且，si+als：1.00。
进一步地，所述冷轧双相钢的微观组织在厚度方向上由上中下三层构成，所述上层和下层的组织中，铁素体占比≥95％，厚度分别为1～50μm；中层组织由40～80％的铁素体和20～60％的马氏体构成。其中，铁素体含量控制在合适的范围内，其对最终的冷弯性能越有利；
优选的，所述冷轧双相钢的微观组织在厚度方向上由上中下三层构成，所述上层和下层的组织中，95％≤铁素体占比≤98％，厚度分别为5～35μm；中层组织由50～70％的铁素体和30～50％的马氏体构成。
优选的，所述铁素体组织的晶粒尺寸小于3um。
优选的，所述铁素体组织的晶粒尺寸小于3um，且大于1um。
进一步地，本发明得到的冷轧双相钢抗拉强度达到1000mpa以上。
优选的，所述冷轧双相钢抗拉强度大于等于1000mpa，且小于等于1200mpa。
进一步地，本发明得到的冷轧双相屈服强度为550～750mpa。
优选的，本发明得到的冷轧双相屈服强度为550～700mpa。
进一步地，本发明得到的冷轧双相钢延伸率a80≥16％；
优选的，本发明得到的冷轧双相钢延伸率16.0％≤a80≤25.0％。
进一步地，本发明得到的冷轧双相钢扩孔率为20％～70％。
优选的，本发明得到的冷轧双相钢扩孔率为40～50％。
进一步地，本发明得到的冷轧双相钢在180°下的冷弯强度为0.3a～1.5a。
优选的，本发明得到的冷轧双相钢在180°下的冷弯强度为0.5a。
优选的，本发明得到的冷轧双相钢在180°下的冷弯强度为1.0a。
为了更好的实现本发明的技术目的，本发明还公开了上述一种1000mpa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢的制备方法，它包括炼钢、lf精炼、rh精炼、连铸、热轧、冷却、卷取、酸洗、冷轧、退火及平整工艺；其中，采用lf精炼可以有效降低钢中的s含量，降低钢中的硫化物含量，提升产品的韧性；采用rh真空可以降低钢中n、h等有害元素含量，降低钢中氮化物、气体含量，提高产品的韧性；
1)热轧：包括先粗轧再精轧，所述粗轧温度≥950℃，粗轧压下率≥80％；所述精轧温度在800～900℃之间，精轧压下率≥95％，得到热轧品厚度为1.0～2.5mm；
2)冷却：包括缓冷、等温和快冷，且缓冷冷却速率≤20℃/s，等温温度为680～750℃，等温时间为5～20s，快冷冷速≥50℃/s；
3)卷取：所述卷取温度为100～300℃；
4)冷轧：冷轧压下率为30～60％，得到冷轧产品厚度为0.5～1.5mm；
5)退火：包括带钢加热、均热、缓冷、快冷及过时效处理，且均热温度为760～830℃，均热时间30～200s；缓冷终止温度为620～700℃，缓冷速率≤15℃/s，快冷速率≥50℃/s；过时效温度为200～300℃；
6)平整：采用光整，所述光整压下率为0.3～1.0％，控制退火炉内露点-20～-50℃，炉内氢气含量在1～20％，残氧1～30ppm。
进一步地，所述热轧工艺中，950℃≤粗轧温度≤1000℃，80％≤粗轧压下率≤95％；精轧温度在830～880℃之间，95％≤精轧压下率≤98％。
这是因为，如果粗轧温度太低，轧制设备轧制负荷增加，钢材板形质量变差；与此同时，粗轧压下率也不能控制的太低，否则不利于晶粒细化，造成组织粗大，降低产品的强度和韧性。而精轧过程中如果终轧温度太低，容易在钢中形成不均匀的组织，且上下表面层组织中的铁素体含量降低，对最终的冷弯性能不利，且热轧轧制困难，而终轧温度太高容易形成粗大的晶粒组织，，且上下表面层组织中的铁素体含量增加，不利于提高产品的强度，而精轧压下率太低，不利于晶粒细化，易形成粗大的晶粒组织，且热轧精轧压下率太低，热轧产品太厚，使得冷轧压下率增加，冷轧工序轧制困难，不易制造。故优选950℃≤粗轧温度≤1000℃，80％≤粗轧压下率≤95％；精轧温度在830～880℃之间，95％≤精轧压下率≤98％。
进一步地，所述冷却工艺中，10℃/s≤缓冷冷却速率≤20℃/s，等温温度为700～730℃，等温时间为8～15s，50℃/s≤快冷冷速≤75℃/s。
所述冷却工艺采用缓冷、等温和快冷三段，其中缓冷段和等温段的温度设置可使热轧产品组织中产生一定量的铁素体，有利于酸轧过程的轧制。快冷段的冷却可使钢中避免生成粗大的珠光体、贝氏体组织，有利于细化连退组织。故优选10℃/s≤缓冷冷却速率≤20℃/s，等温温度为700～730℃，等温时间为8～15s，50℃/s≤快冷冷速≤75℃/s。
所述卷取工艺，卷取温度太高容易形成粗大的组织和碳化物，不利于细化钢材的晶粒。卷取温度太低，钢材的组织不能得到回复，导致原料过硬，不利于酸轧轧制。
而在酸轧过程中，冷轧压下率太低，不能充分细化钢中的组织，而冷轧压下率太高则轧制困难，且板带易于产生边部开裂等问题，故优选冷轧压下率为30～60％，得到冷轧产品厚度为0.5～1.5mm。
进一步地，所述退火工艺中，均热温度为780～820℃，缓冷终止温度为650～680℃，10℃/s≤缓冷速率≤15℃/s，50℃/s≤快冷速率≤70℃/s。
本发明的均热温度太高，上下层组织中铁素体厚度增加，降低钢材的强度，温度太低，上下层组织中的铁素体含量偏低，降低材料的冷弯性能。故优选均热温度为780～820℃。
为了使钢材产品组织中的铁素体和马氏体比例满足本发明的要求，本发明优选缓冷终止温度为650～680℃，10℃/s≤缓冷速率≤15℃/s，50℃/s≤快冷速率≤70℃/s。
进一步地，所述平整工艺中，所述光整压下率为0.5～0.8％，控制退火炉内露点-20～-40℃，炉内氢气含量在5～15％，残氧1～20ppm。
本发明需要控制退火炉内露点及炉内氢气含量等，因为退火炉内露点太高容易造成上下表面层铁素体厚度太厚，降低强度；而露点太低，则上下层组织中的铁素体含量不足，从而降低产品的扩孔率和冷弯性能以及延伸性能。而氢气含量太低，容易造成上下表面层铁素体厚度太厚，降低强度，而h2含量太高，则上下层组织中的铁素体含量不足，从而降低产品的扩孔率和冷弯性能以及延伸性能。残氧含量太高，容易造成上下表面层铁素体厚度太厚，降低强度，而残氧含量太低，则上下层组织中的铁素体含量不足，从而降低产品的扩孔率和冷弯性能以及延伸性能。
本发明各合金元素及含量的选择原理如下：
碳(c)：是提高钢材强度最有效和廉价的添加元素，碳含量的增加钢的抗拉强度和屈服强度随之提高，但延伸率和冲击韧性下降，耐腐蚀能力也会下降，而且钢材的焊接热影响区还会出现淬硬现象，导致焊接冷裂纹的产生。碳含量太低，为保证钢材的强度，需要增加钢中mn、si、cr、nb、ti等合金元素，从而增加了合金成本，碳含量太高，容易使钢材表面层马氏体含量增多，使得表面变硬，局部塑性降低，在冷弯时极易产生表面微裂纹，从而降低钢材的冷弯性能，因此，本发明的c含量优选为0.15～0.20％。
硅(si)：有利于促进钢材表面形成铁素体组织，提高钢材的韧性以及冷弯性能，且si在钢中可起到降低s含量的作用，减少钢中的硫化物夹杂，从而提高钢材冷弯和扩孔率的作用，si也能改善钢的耐腐蚀性能，常被添加到不锈钢、低合金钢、耐蚀合金中，以提高这些合金的耐蚀性，使它们具有耐氯化物应力腐蚀破裂、耐点蚀、耐热浓硝酸腐蚀、抗氧化、耐海水腐蚀等性能。si还能提高低合金钢在海水中飞溅带的耐蚀性，但si含量太高，促使上下表面铁素体强度太高，降低冷弯性能，因此，本发明的si含量优选为0.20～0.50％。
锰(mn)：是重要的强韧化元素，随着mn含量的增加，钢的强度明显增加，而冲击转变温度几乎不发生变化，含1％的mn大约可提高抗拉强度100mpa，同时，mn稍有提高钢的耐腐蚀性能，但mn含量高显著增加钢材的合金成本，mn也促使表面层组织中形成较多的硬相马氏体和中心严重的偏析，导致冷弯开裂，mn还容易在钢中形成femncr的复杂碳化物，对钢材的扩孔性能产生不利影响，本发明的mn含量优选为1.20～1.70％。
磷(p)、硫(s)是钢中的杂质元素，p具有一定的提高耐腐蚀性作用，但p是一种易于偏析的元素，在钢的局部产生严重偏析，降低塑性及韧性，对低温韧性极为有害，s元素在钢中易于偏析和富集，是对耐腐蚀性能用害的元素，通过控制钢中的si和al含量以及炼钢工艺，可将s控制在0.001以下，因此控制0.005≤p≤0.015％，0.0001％≤s≤0.0010％。
氮(n)：n为钢中的杂质元素，易于钢中的al、nb、ti等形成氮化物，一方面适量的氮化物可提高刚才的强度，但另一方面，氮含量太高容易形成粗大的氮化物，从而降低钢材的扩孔率和冷弯性能，因此尽量降低其含量，因此控制0.001％≤n≤0.004％。
als：al有利于促进钢材表面形成铁素体组织，且al在钢中可起到降低s含量的作用，减少钢中的硫化物夹杂，从而提高钢材韧性的作用，但al含量太高，上下表面层铁素体厚度太厚，造成强度下降，另外，al易与钢中的氮、硫、氧易形成粗大的氮化物/硫化物和氧化物等夹杂物颗粒，，降低钢材的冷弯和扩孔性能，因此本发明中al含量为0.40～0.80％。
铌(nb)是两种强烈的碳化物和氮化物形成元素，与氮、碳有极强的亲合力，可与之形成极其稳定的碳氮化物。弥散分布的nb的碳氮化物第二相质点沿奥氏体晶界的分布，可大大提高原始奥氏体晶粒粗化温度，在轧制过程中的奥氏体再结晶温度区域内，nb的碳氮化析出物可以作为奥氏体晶粒的形核核心，而在非再结晶温度范围内，弥散分布的nb的碳氮化析出物可以有效钉扎奥氏体晶界，阻止奥氏体晶粒进一步长大，从而细化铁素体晶粒，达到提高强度和冲击韧性的目的；因此，通过nb微合金元素的细晶强化和沉淀强化作用，可以使钢板获得优良的强韧性。本发明控制nb：0.010～0.050％。
铬(cr)：能显著改善钢的抗氧化作用，增加钢的抗腐蚀能力，同时，随着铬含量的增加，合金的抗拉强度和硬度也会显著的上升，本发明综合考虑钢的耐腐蚀、冲击韧性以及合金成本，但cr含量太高，易与钢中的fe、mn和c生成复杂的femncr的碳化物，对钢材的扩孔性能产生不利影响，因此本发明控制cr：0.20～0.50％。
钙(ca)：ca可使钢中夹杂物熔点降低，从而使夹杂物在炼钢阶段去除，并有利于改变夹杂物的形状，减少尖状夹杂的形成，但ca含量太高，会增加钢中夹杂物的量，因此本发明中0.0005～0.0025％。
t[o]：含量高容易形成氧化系夹杂物，因此应降低钢中t[o]的含量，本发明中t[o]≤0.002％。
si+als：0.50％≤si+als≤0.80％，根据试验结果，si+als控制在本发明范围有利于降低钢中的s含量和得到本发明产品的微观组织结构。
本发明的有益效果主要体现在如下几个方面：
1、本发明制备的冷轧双相钢抗拉强度大于等于1000mpa，屈服强度为550～750mpa；同时，延伸率a80≥16％，扩孔率为20％～70％；在180°下的冷弯强度为0.3a～1.5a；故本发明制得的双相钢具备较好的力学性能、塑性及冷弯性能，同时，产品表面质量良好，焊接性能良好。
2、本发明制得具备上述良好性能的双相钢不仅合金含量少，而且在酸轧工艺下压下率低，易于制造，适合轧制设备能力不高的产线。
具体实施方式
为了更好地解释本发明，以下结合具体实施例进一步阐明本发明的主要内容，但本发明的内容不仅仅局限于以下实施例。
本发明公开了一种1000mpa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢的制备方法，其中，采用表1设计的合金元素进行冶炼；
表1本发明各实施例及对比例主要成分列表
上述表1中，10和11为对比例的成分，对比例10的c、si、als、(si+als)、mn、以及t[o]不在本发明范围，对比例11的si、als、(si+als)、mn、nb、s、ca、以及t[o]不在本发明范围。
本发明的冷轧双相钢包括炼钢、lf精炼、rh精炼、连铸、热轧、冷却、卷取、酸洗、冷轧、退火及平整工艺；其中主要工艺参数如表2和表3所示；
表2工艺参数列表(一)
表2中，对比例3-2的精轧终轧温度、层流冷却等温时间以及快冷速率和卷取温度不在本发明范围，对比例3-3和3-4的热轧精轧压下率、缓冷速率、层流冷却等温温度不在本发明范围，3-4的冷轧压下率太高。3-3和3-4两个对比例均由于热轧和冷轧工艺参数控制不合理导致冷轧开裂，造成产品制造困难。其它实施例的制造工艺参数均在本发明范围。
表3工艺参数列表(二)
表3中，上述对比例和实施例采用连续退火，对比例1-2的连续退火均热温度高于本发明例，对比例1-3的均热温度过低，缓冷终止温度偏低，对比例1-4的均热时间过长，露点和残氧含量等偏高。
对上述实施例和对比例所得冷轧双相钢进行性能测试，得到表4所示列表。
表4双相钢性能列表
由上述列表可知，对比例1-2、1-3和1-4由于连退工艺参数不在本发明范围，导致产品上下层组织中铁素体比例偏低或厚度偏厚和铁素体晶粒粗大，导致最终的强度偏低，延伸率和扩孔率偏低，冷弯性能不良。对比例3-2由于热轧工艺参数不在本发明范围导致产品铁素体晶粒粗大，产品强度、扩孔、冷弯性能偏低。对比例10由于成分中的si+als低于本发明，且mn含量高于本发明，因此上下层组织中的铁素体要低于本发明，且由于si、al含量低，其成分中的s也较高，导致其扩孔率和冷弯性能较差，对比例11由于其mn含量偏高，导致其表层组织中的铁素体含量偏低，进而对其冷弯性能产生不利影响，另外其s含量和t[o]含量偏高，以及未添加一定的ca，导致其夹杂物较多，扩孔率较低。
以上实施例仅为最佳举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。除上述实施例外，本发明还有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。