本发明涉及冶金炼钢
技术领域：
，尤其涉及一种800mpa级超薄规格冷轧双相钢及其制备方法。
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，汽车用钢正朝着薄规格高强高韧的方向发展，800mpa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800mpa以上级别超高强双相钢得到广泛应用，如申请号为201610540151.5的中国专利申请中公布了抗拉强度780mpa级含钒冷轧双相钢及其制备方法，涉及的钢板其主要化学成分c：0.09～0.14％，mn：1.30％～1.80％，si：0.10～0.60％，cr：0.10～0.60％，mo：0.20～0.25％，als：0.01～0.06％，v：0.02～0.07％，p：≤0.020％，s：≤0.015％，n：≤0.005％，其余为fe和不可避免的杂质元素；主要生产工艺包括精轧开轧温度1000～1100℃，终轧温度850～950℃，卷取温度600～700℃，冷轧压下率45％～65％，连退退火温度800℃～840℃，将带钢从退火温度缓慢冷却至650～700℃，冷却速度为1℃/s～5℃/s，将带钢快速冷却至250～350℃，10℃/s～50℃/s，最后冷却至室温。产品力学性能达到：屈服强度430～480mpa，抗拉强度805～840mpa，延伸率15～18％，产品厚度在1.5mm以上。又如申请号为201310021998.9的中国专利申请文件中公布了一种780mpa级冷轧双相带钢及其制造方法，涉及的钢板其主要化学成分c：0.06～0.10％，mn：1.80％～2.30％，si：≤0.28％，cr+mo≥0.30％，als：0.015～0.050％，p：≤0.015％，s：≤0.04％，n：≤0.005％，nb和ti应添加其中的一种，且含量在0.020～0.050％，其余为fe和不可避免的杂质元素。该方法经热轧、冷轧、连续退火等工序，其中冷轧压下率40～60％，连续退火温度800～860℃，以5℃/s的速率冷却到640～700℃之间，再以40～100℃/s的冷速冷却到220～280℃之间，并回火100～300s，产品力学性能达到：屈服强度415～470mpa，抗拉强度785～855mpa，延伸率19～23％，180°冷弯性能达到d＝1a，扩孔率34～55％。在现有800mpa级超薄规格冷轧双相钢的成分设计方面，通常添加较多的mo、v、ti、nb等合金，一方面导致生产成本较高，另一方面难以制造超薄规格产品，现有的800mpa级冷轧双相钢的产品厚度普遍在1.0mm以上，产品的屈服强度、抗拉强度和伸长率指标，冷弯和扩孔率等成型性能指标较差。技术实现要素：为解决现有的问题，本发明的目的是提供一种厚度在0.7mm以下的800mpa级超薄规格冷轧双相钢及其制备方法。为实现上述目的，本发明所设计的800mpa级超薄规格冷轧双相钢的化学成分及其重量百分比为，c：0.07％～0.13％，mn：0.80％～1.70％，si：0.10％～0.40％，als：0.060～0.15％，p：≤0.015％，s：≤0.0020％，n：≤0.004％，cr：0.20～0.50％，ca：0.0005～0.0025％，t[o]≤0.002％，其余为fe和不可避免的杂质。与现有的800mpa级超薄规格冷轧双相钢的成分设计相比，首先本发明不添加nb、mo、ti合金，降低了生产的成本；其次，在成分的添加量方面，本发明对各成分的添加量进行改进并且配合相应的轧制工艺以控制钢材微观组织的铁素体和马氏体的尺寸和数量。以下对各成分进行详细的说明。c：碳在钢中起固溶强化和促进马氏体生成的作用，提高钢材的强度，但在生产超薄规格产品时，过高的碳含量造成轧制负荷显著上升，并在连退过程中造成脱碳，进而降低材料的强度，因此综合考虑，钢中的c含量选择为0.07％～0.13％。mn：mn在钢中起稳定奥氏体、提高淬透性和固溶强化的作用，含量过低，奥氏体不稳定，强化作用太小。mn含量过高容易与钢中的cr、c形成粗大的femncr碳化物，在薄规格轧制过程中易开裂，并在退火过程中难固溶，另外mn容易与钢中的si共同作用，在表面性能femnsio4的氧化物，对产品的表面质量造成影响，因此本发明mn含量为0.80～1.70％。si：在本发明中，si有利于降低铁素体中的碳含量，增加韧性，在炼钢时，si还起到促进降低钢中s含量的作用，从而减少钢中夹杂物，提高冷弯性能和扩孔率。但过高的si造成钢材屈服强度显著上升，增加超薄规格产品的生产难度。因此本发明中si含量为0.10～0.40％。als：al为脱氧剂，降低钢中的氧含量，并有利于钢中s含量的去除，减少钢中的夹杂物，从而提高钢材扩孔率的作用，但al含量太高，易形成粗大的aln粒子，降低钢材的扩孔率等韧性指标，因此本发明中al含量为0.060～0.15％。p：p为钢中的杂质元素，易于在晶界偏聚，影响产品的韧性，因此其含量越低越好，根据实际控制水平，应控制在0.015％以下。s：s为钢中的杂质元素，易在晶界产生偏聚，且与钢中的fe、mn、ca形成硫化物，降低钢材的冷弯、扩孔和延伸性，炼钢时应充分去除，应控制在0.002％。n：n为钢中的杂质元素，易与钢中的al等反应，形成粗大的aln颗粒，降低钢材的韧性，容易使薄规格产品在轧制过程中出现开裂，孔洞等问题，因此尽量降低其含量，应控制在0.004％以下。cr：cr可显著提高钢材的淬透性，并具有抑制珠光体转变的作用，有利于促进钢中马氏体的形成，提高强度，但含量太高，易与钢中的fe、mn、cr一起形成复杂的femncr的碳化物，造成薄规格轧制过程中开裂，并在退火过程中不容易重新固溶，从而影响钢材的强度和冷弯性能和扩孔率，因此本发明中cr含量为0.20～0.50％。ca：ca与钢中的s反应，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ca的含量为0.0005～0.0025％。t[o]：含量高容易形成较多的氧化系夹杂物，对造成薄规格轧制中的孔洞，并降低钢材的韧性，因此应降低钢中t[o]的含量，本发明中t[o]≤0.002％。作为优选方案，所述800mpa级超薄规格冷轧双相钢的化学成分及其重量百分比为，c：0.070％～0.076％，mn：1.10％～1.30％，si：0.30％～0.37％，als：0.080～0.090％，p：≤0.010％，s：≤0.0020％，n：≤0.0035％，cr：0.40～0.50％，ca：0.0006～0.0012％，t[o]≤0.0012％，其余为fe和不可避免的杂质。作为优选方案，所述800mpa级超薄规格冷轧双相钢的厚度为0.3～0.7mm，且抗拉强度为800mpa以上。一种800mpa级超薄规格冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括步骤：1)冶炼、连铸：采用lf精炼、rh真空对钢水进行精炼；控制钢水的化学成分及重量百分比为c：0.07％～0.13％，mn：0.80％～1.70％，si：0.10％～0.40％，als：0.060～0.15％，p：≤0.015％，s：≤0.0020％，n：≤0.004％，cr：0.20～0.50％，ca：0.0005～0.0025％，t[o]≤0.002％，其余为fe和不可避免的杂质；2)热轧：终轧温度为840～900℃；3)层流冷却：终轧后快速冷却，快冷速率≥50℃/s。4)卷取：卷取温度为100～300℃；5)酸洗；6)冷轧：冷轧工序包括一次冷轧、罩式退火和二次冷轧过程，一次冷轧压下率20～50％，罩式退火温度500～720℃，退火时间1～20h，冷轧总压下率70～90％；7)连续退火：连续退火包括带钢加热、均热、缓冷、快冷、过时效过程，其中均热温度770～860℃，均热时间30～200s，缓冷终止温度600～650℃，缓冷速率≤20℃/s，快冷速率≥60℃/s，过时效温度为200～300℃。与现有的800mpa级超薄规格冷轧双相钢的制备方法相比，本发明对化学成分及其添加量进行改进并且配合相应的轧制工艺以控制钢材微观组织的铁素体和马氏体的尺寸和数量；各成分添加量的改进不在进行赘述，以下对制备工艺进行详细说明。采用lf精炼可以充分发挥钢中si、al的作用，有效降低钢中的s和硫化物含量，提升产品的韧性。采用rh真空可以进一步降低钢中n、h等有害元素含量，降低钢中氮化物和有害气体含量，提高产品的韧性。热轧终轧温度太高容易形成粗大的晶粒组织，不利于提高产品的力学性能，终轧温度较低时有利于晶粒细化，但温度太低，晶粒过细，造成冷轧过程中变形困难，不利于薄规格产品的轧制。热轧卷取温度100～300℃，可得到低温组织，经过冷轧大压下后，其中的低温组织可充分破碎，并获得超细晶粒组织，提高产品性能。层流冷却过程中冷却速率大于50℃/s有利于晶粒细化，并避免形成高温粗大的珠光体组织。冷轧过程中，本发明采用先一次冷轧后罩式退火然后进行二次冷轧的方式，有利于制造超薄规格产品，并可使钢中组织充分细化和均匀化，提高产品的强度和韧性。冷轧过程中采用高的冷轧压下率，可使钢中的femncr的碳化物充分变形，有利于细化钢材组织，但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，因此本发明中冷轧总压下率70～90％。冷轧过程中一次冷轧压下率为20～50％，可充分细化钢中的组织，但冷轧压下率太高则在罩式退火过程中容易使晶粒快速长大，粗化晶粒，因此本发明中一次冷轧压下率20～50％。在罩式退火过程中，温度太低、时间太短钢材软化不充分，存在的粗大碳化物等易使二次冷轧时出现开裂等，而温度太高，时间太长则一方面易使晶粒长大，恶化性能，另一方面，由于本发明中含有一定量的si，容易使钢材表面脱碳严重，因此罩退温度应低于720℃，时间应小于20小时。在连续退火过程中，包括带钢加热、均热、缓冷、快冷、过时效阶段，其中均热温度770～860℃，均热时间30～200s，缓冷终止温度600～650℃，缓冷速率≤20℃/s，快冷速率≥60℃/s，过时效温度200～300℃。由于本发明中添加有较高的si，均热温度太低和均热时间太短则不能形成足够的奥氏体，相变后不能获得足够多的马氏体，降低钢材的强度，均热温度太低和时间太短也不利于钢中femncr碳化物的重新固溶。均热温度太高，则形成的奥氏体较多，其平均碳含量降低，奥氏体相变过程中不稳定，易于产生珠光体、贝氏体等组织，降低强度，另外均热温度太高也增加钢材表面脱碳，因此均热温度为770～860℃。缓冷终止温度太低则会生成较多的铁素体，降低钢材的强度，而缓冷终止温度太高则使钢中未转变的奥氏体中碳浓度降低，导致奥氏体不稳定而形成贝氏体等组织，降低钢材的强度。快冷速率太低易得到珠光体和贝氏体组织，降低钢材的强度。过时效温度太高不能形成足够的马氏体，降低钢材的强度，但温度太低，形成的马氏体太硬，降低钢材的韧性。作为优选方案，800mpa级超薄规格冷轧双相钢的制备方法，其特征在于，包括步骤：1)冶炼、连铸：采用lf精炼、rh真空对钢水进行精炼；控制钢水的化学成分及重量百分比为c：0.070％～0.076％，mn：1.10％～1.30％，si：0.30％～0.37％，als：0.080～0.090％，p：≤0.010％，s：≤0.0020％，n：≤0.0035％，cr：0.40～0.50％，ca：0.0006～0.0012％，t[o]≤0.0012％，其余为fe和不可避免的杂质；2)热轧：终轧温度为850～860℃；3)层流冷却：终轧后快速冷却，快冷速率≥62℃/s；4)卷取：卷取温度为200～260℃；5)酸洗；6)冷轧：冷轧工序包括一次冷轧、罩式退火和二次冷轧过程，一次冷轧压下率30～33％，罩式退火温度771～810℃，退火时间1～20h，冷轧总压下率72～75％；7)连续退火：连续退火包括带钢加热、均热、缓冷、快冷、过时效过程，其中均热温度770～810℃，均热时间30～50s，缓冷终止温度600～635℃，缓冷速率≤18℃/s，快冷速率≥60℃/s，过时效温度为240～260℃。本发明的优点在于：与现有的冷轧双相钢相比，本发明对精炼后钢水的化学成分及其添加量进行改进并且配合相应的轧制工艺控制钢材微观组织的马氏体的比例为20～40％，铁素体的比例为60～80％以及铁素体晶粒尺寸≤3um，进而在保证冷轧双相钢的抗拉强度达到800mpa以上的情况下将产品的厚度控制在0.7mm以下。具体实施方式为更好地理解本发明，以下将结合实例对发明进行详细的说明。为解决现有800mpa级冷轧双相钢的产品厚度较大的问题，本发明提供一种800mpa级超薄规格冷轧双相钢及其制备方法，其对化学成分及其添加量进行改进并且配合相应的轧制工艺以控制钢材微观组织的铁素体和马氏体的尺寸和数量，进而在保证冷轧双相钢的力学性能的情况下将产品的厚度控制在0.7mm以下。以下将通过具体的实施例来对本发明的800mpa级超薄规格冷轧双相钢及其制备方法的优选方式进行详细地说明。实施例1～9以下实施例中的800mpa级超薄规格冷轧双相钢按如下步骤制造而成：1)冶炼、连铸：采用lf精炼、rh真空对钢水进行精炼；控制钢水的化学成分及重量百分比为c：0.07％～0.13％，mn：0.80％～1.70％，si：0.10％～0.40％，als：0.060～0.15％，p：≤0.015％，s：≤0.0020％，n：≤0.004％，cr：0.20～0.50％，ca：0.0005～0.0025％，t[o]≤0.002％，其余为fe和不可避免的杂质；2)热轧：终轧温度为840～900℃；3)层流冷却：终轧后快速冷却，快冷速率≥50℃/s；4)卷取：卷取温度为100～300℃；5)酸洗；6)冷轧：冷轧工序包括一次冷轧、罩式退火和二次冷轧过程，一次冷轧压下率20～50％，罩式退火温度500～720℃，退火时间1～20h，冷轧总压下率70～90％；7)连续退火：连续退火包括带钢加热、均热、缓冷、快冷、过时效过程，其中均热温度770～860℃，均热时间30～200s，缓冷终止温度600～650℃，缓冷速率≤20℃/s，快冷速率≥60℃/s，过时效温度为200～300℃。实施例1～9以及对比例中精炼后的钢水的化学成分及其重量百分比见表1：表1钢水的化学成分及其重量百分比实施例csimnalscrcanpst[o]10.0700.301.300.0800.400.00060.00350.0100.00200.001220.0760.371.100.0900.500.00120.00350.0110.00060.001330.100.101.650.150.300.00090.00400.0120.00100.0015对比例3-10.100.101.650.150.300.00090.00400.0120.00100.0015对比例3-20.100.101.650.150.300.00090.00400.0120.00100.001540.120.210.800.0600.350.00150.00350.0090.00040.001750.090.381.050.0650.450.00130.00320.0060.00050.001060.0860.251.420.0700.350.00180.00200.0070.00040.001670.0820.401.600.0750.200.00160.00300.0150.00030.002080.130.361.700.0840.300.00250.00200.0080.00080.001490.0950.301.550.110.380.00050.00260.0130.00030.0012对比例9-10.0950.301.550.110.380.00050.00260.0130.00030.0012对比例100.120.422.100.0500.30-0.0030.0020.0060.0052对比例110.060.051.600.0400.40-0.0030.0020.0050.0020从表1中可以看出对比例10在炼钢过程中没有添加合金元素ca，也没有采用lf精炼，导致炼钢中的s含量高于本发明的s的含量，另外对比例10成分中si、mn、t[o]含量高于本发明；对比例11没有添加ca元素，其c、si、als元素含量低于本发明，导致其s含量较高，另外t[o]含量也高于本发明。实施例1～9以及对比例中热轧、冷轧工艺参数如表2表2热轧、冷轧工艺参数对比例3-1只采用一次冷轧，由于压下率大导致轧制过程开裂，对比例3-2一次冷轧压下率低于本发明范围。对比例9-1的卷取温度偏高、冷轧总压下率偏低。对比例10由于合金含量高，在轧制0.7mm以下的过程中产生开裂。对比例11的冷轧总压下率低于本发明。对实施例和对比例进行罩式退火、二次冷轧和连续退火，罩式退火温度500～720℃，退火时间1～20小时，连续退火工艺控制参数见表3。对上述实施例和对比例的组织性能进行检验，结果如表4。表3冷轧退火工艺参数控制表4冷轧双相钢的性能对比例3-1由于压下率大导致轧制过程开裂，对比例3-2由于一次冷轧压下率偏低，热轧组织不能充分破碎，导致产品铁素体晶粒偏大，强度偏低，扩孔和冷弯性能不良。对比例9-1由于热轧卷取温度高、冷轧总压下率低、连退冷速低导致组织中铁素体晶粒粗大，获得产品的强度低，扩孔率和冷弯性能不良。对比例10于合金含量高，在轧制0.7mm以下的过程中产生开裂。对比例11由于钢中c、si、al含量偏低，导致最终钢材的强度偏低，且钢中的s和残氧较高，由此导致钢中夹杂物含量增多，钢材的冷弯和扩孔性能差。以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对本发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。当前第1页12