本发明专利技术公开一种高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺，钢板化学成份的重量百分比为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20～0.80％，Mn：1.2％～2.2％，Cr：0.2％～1.0％，Nb：0.02％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe及不可避免杂质。制备工艺：板坯加热温度为1180～1250℃，粗轧开轧温度为1150～1050℃，终轧温度为1020～980℃，精轧开轧温度为940～1000℃，终轧温度为750～920℃，卷取温度为520～700℃；热轧板经过酸洗后冷轧，冷轧压下率为45％～80％；冷轧薄板退火温度为740～840℃，保温时间为60～200s，快冷速度为25～40℃/s，过时效温度为170～400℃，过时效时间为120～500s。钢板抗拉强度990～1210MPa，伸长率10.1％～18.9％，屈强比0.42～0.53，n值0.23～0.32，最小弯曲半径0.5～1.5mm。
【技术实现步骤摘要】
本专利技术属于冷轧高强度汽车用钢板
，涉及一种高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺。
技术介绍
在国际钢铁协会的倡议下，世界18个国家的35个钢铁公司合作进行超轻钢车体(ULSAB)的研究，以应对铝和镁的挑战。该研究计划是一次全球钢铁工业强国和大钢铁公司的空前协作，以便与日益发展的汽车用铝镁合金相抗衡，保住汽车制造业中钢铁材料的地位。在此后的几年内，超轻钢覆盖件(ULSAC)、超轻钢悬挂件(ULSAS)和在此基础上的超轻钢概念车项目(ULSAB-AVC)先后展开，均是以使用钢铁为基础。整个项目于2002年结束，其中材料的开发与优化包括新型高强度高成形性钢的开发与优化，形成了以高强钢、超高强钢为主的新型汽车用钢系列；以激光拼焊板、液压成形管件和夹层板为特色的新型钢材 系列。双相钢(DP钢)由铁素体与马氏体组成，具有低屈强比、高初始加工硬化率、良好的强度和延伸性配合等特点，已发展成为一种汽车用高强度冲压用钢(AHSS)。超轻钢车体研究项目表明，双相钢在未来汽车车身上的用量达到80%，具有良好的应用前景。到目前已研究开发的冷轧双相钢的强度从450MPa到1470MPa。目前在高强度汽车钢板生产和应用方面，日、欧、美等国已能够做到车底和车身框架采用强度590 780MPa的TRIP钢(相变诱导塑性钢)、DP钢(双相钢)等高强钢板，汽车保险杠、车门加强筋板等采用980 1270MPa超高强度钢板。日本新日铁公司的冷轧双相钢板供货级别覆盖了 490 1180MPa的6个级别，且均可提供电镀锌钢板，DP590 DP980共3个级别还可供热镀锌钢板。德国蒂森克虏伯公司也能够提供500MPa和600MPa这两个级别的热浸镀锌、合金化镀锌和电镀锌钢板。米塔尔钢铁公司也成功生产了合金化热镀锌双相钢DP590 DP980和热浸镀锌双相钢DP600、DP780。国外超高强冷轧双相钢连续退火过程多采用水淬+回火方式，其冷却能力可以达到1000 2000°C /S，考虑减少淬透性合金元素，而在采用冷却速度较慢的气冷装置进行冷却时，合金成分略高。但气水冷却的优点是钢板不易变形，板形良好。鞍山钢铁公司生产的冷轧双相钢包括DP450 DP780共4个强度级别，DP980 DPl 180正处于研发阶段。热镀锌双相钢包括DP490 DP590MPa共2个强度级别。武钢已在实验室完成了 800MPa级别热镀锌、冷轧DP钢种的研发，600MPa级别的双相钢已完成工业试制并得到实际应用。宝钢在2008年投产的冷轧高强钢专用生产线，为宝钢超高强度钢板的生产奠定了基础，使得宝钢可提供DP440 DP1180等6个级别的双相钢。目前，国际上可供货的冷轧双相钢板最高级别达到1180MPa，而我国只有宝钢在2009年刚刚工业试制成功980MPa、1180MPa级双相钢，对于国内大多数钢厂还不具备超高强度钢连续退火生产线的条件，如何在不采用水淬(冷速> 1000°C/s) +回火连退线的基础上，利用国内钢厂现有连退设备采用快冷(冷速< 50°C /s) +过时效方法生产980MPa级以上具有低成本，高强塑性，良好焊接性能和成形性能的超高强冷轧双相钢，成为国内科研人员研究的重点
技术实现思路
本专利技术提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺，以C-Si-Mn-Cr-Nb为基本合金系，采用Cr、Nb复合微合金化以产生纳米析出，并设计低碳当量合金系提高焊接性能，制造出低成本、低碳含量、高淬透性、低屈强比、高弯曲型及其超高强度的冷轧汽车用钢。本专利技术采取如下技术方案本专利技术提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢，其按重量百分比(wt. % )化学成分为C 0. 03% O. 20%, Si 0. 20 O. 80%, Mn 1. 2% 2. 2%, Cr 0. 2% I. 0%,Nb 0. 02% O. 15%, S < O. 015%, P < O. 020%, Als 0. 02% O. 15%，余量为 Fe。各合金元素对双相钢的作用表现为C在奥氏体中的溶解度远大于在铁素体中的溶解度，它可以有效地延长奥氏体转变前的孕育期，增加奥氏体的低温稳定性。C元素的含量也直接影响到连续退火后双相钢中马氏体的体积分数、马氏体中C的含量以及马氏的结构类型。C含量高于O. 20%不利于焊接性能，低于O. 03%会降低钢板强度和马氏体含量，因而选择O. 03% O. 20%，其优选范围为 O. 17% O. 19%。Si是铁素体形成元素，易于向铁素体溶解，并且可以有效地提高C、Mn在铁素体中的化学势，两相区退火过程中，Si的添加显著加速C、Mn向奥氏体中的转移，从而间接增加了奥氏体的稳定性。Si使铁素体充分“净化”，避免了 C在铁素体中的大量间隙固溶和冷却时粗大碳化物的生成。Si含量高于O. 80%不利于表面质量，而低于O. 20%不利于铁素体排碳同时降低固溶强化效果，因而选取O. 20% O. 80%，其优选范围为O. 5% O. 7%。Mn是奥氏体稳定化元素，可以有效提高奥氏体岛的淬透性，因而降低两相区加热后，冷却过程中所获得双相组织所必须的冷却速率。Mn也可以降低铁素体中的固溶C，促使C向奥氏体中转移，提高奥氏体淬透性的同时净化铁素体基体，从而提高双相钢的延性，因此，Mn对双相钢组织的形成具有重要作用。但是如果Mn含量过高，则会降低奥氏体中碳的活度，反而会促进碳化物的形成，并且高的Mn含量往往会引起铸造偏析，造成轧制带状组织。Mn含量高于2. 2%时会由于成分偏析产生带状，低于I. 2%时对钢板的淬透性和固溶强化不利，因而选择I. 2% 2. 2%，其优选范围为I. 8% 2.0%。Cr为铁素体形成元素，与Si的作用相似，促成铁素体的形成，进而增加未转变奥氏体的稳定性和淬透性。Cr可以推迟珠光体转变，降低Bs点，抑制贝氏体相变。此外，Cr可以促进C向奥氏体扩散，并可降低铁素体的屈服强度，更有利于获得低屈服强度的双相钢。Cr含量高于I. 0%时会增大钢板制造成本，而低于O. 2 %时会降低钢板淬透性和马氏体回火稳定性，同时降低固溶强化效果，因而选择O. 2% I. 0%，其优选范围为O. 3% O. 6%。Nb在钢中以置换溶质原子存在,为铁素体形成元素,促进奥氏体向铁素体相变。Nb的固溶拖曳作用使再结晶形核受到抑制，因而对再结晶具有强烈的阻止作用。同时Nb也是强C、N化物形成元素。双相钢中引入Nb，用于细化铁素体晶粒，并以析出物的形式强化铁素体基体。Nb含量高于O. 15%时会由于合金元素含量增大导致成本增加，而低于O. 02%时Nb的固溶强化和细晶强化效果降低，因而选择O. 02 % O. 15 %，其优选范围为O. 04 % O. 06%。本专利技术提供的高弯曲型980MPa级冷轧双相钢的制备工艺，包括如下步骤(I)按照上述化学成分经过冶炼工序，获得铸造板坯；(2)将所述铸造板坯经过加热、热轧工序，制得热轧板，其中，加热温度为1180 1250°C，粗轧开轧温度为1150 1050°C，粗轧终轧温度为1020 980°C，精轧开轧温度为940 1000°C，精轧终轧温度为750 920°C，卷取温度为520 700°C ；(本文档来自技高网...
【技术保护点】
一种高弯曲型980MPa级冷轧双相钢，其特征在于钢板化学成份的重量百分比为：C：0.03％～0.20％，Si：0.20％～0.80％，Mn：1.2％～2.2％，Cr：0.2％～1.0％，Nb：0.02％～0.15％，S＜0.015％，P＜0.020％，Als：0.02％～0.15％，余量为Fe及不可避免杂质。
【技术特征摘要】
【专利技术属性】
技术研发人员：刘仁东，康永林，王科强，韩启航，王旭，赵显蒙，林利，
申请(专利权)人：鞍钢股份有限公司，
类型：发明
国别省市：
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