本发明提供了一种980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢及制备方法，属于汽车用冷轧超高强钢技术领域。980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，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。
1.980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，其特征在于：由以下重量百分比成分组成：C：
0.12～0.15%，Si：0.50～0.80%，Mn：1.80～2.20%，Cr：0.40～0.60%，Al：0.02～0.05%，V：
0.07～0.12%， P≤0.020%，S≤0.015%，N≤0.006%；余量为Fe及不可避免杂质；
a、冶炼工序：按照所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，在转炉中控制钒含量，铸造成板坯；
b、热轧工序：a步骤得到的板坯经过加热、除磷、热轧、层流冷却和卷取后，得到热轧卷；
其中加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，热轧厚度3～5mm，卷取温度为500～700℃；
c、酸轧工序：将b步骤得到的热轧卷经过酸洗后冷轧成为冷轧薄带钢；其中冷轧压下率为40～70%；
d、连续退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，得到冷轧双相钢钢板；其中退火温度为780～850℃；从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度660～720℃，其缓冷速率CR1为1～5℃/s；随即快速冷却至过时效温度150～350℃，快冷速率CR2为10～50℃/s，最后冷却至室温。
2.根据权利要求1所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，其特征在于：由以下重量百分比成分组成：C：0.13%，Si：0.60%，Mn：2.00%，Cr：0.55%，Al：0.050%，V：0.10%， P 0.013%，S
0.008%，N 0.004%；余量为Fe及不可避免杂质。
3.根据权利要求1所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，其特征在于：由以下重量百分比成分组成：C：0.14%，Si：0.70%，Mn：1.90%，Cr：0.45%，Al：0.030%，V：0.08%， P 0.014%，S
0.006%，N 0.005%；余量为Fe及不可避免杂质。
4.根据权利要求1～3任一项所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，其特征在于：屈服强度560～630MPa，屈强比≤0.60，抗拉强度990～1100MPa，伸长率12.5～17.0%。
5.权利要求1～3任一项所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：a、冶炼工序：按照权利要求1～3任一项所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，在转炉中控制钒含量，铸造成板坯；
b、热轧工序：a步骤得到的板坯经过加热、除磷、热轧、层流冷却和卷取后，得到热轧卷；
其中加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，热轧厚度3～5mm，卷取温度为500～700℃；
c、酸轧工序：将b步骤得到的热轧卷经过酸洗后冷轧成为冷轧薄带钢；其中冷轧压下率为40～70%；
d、连续退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，得到冷轧双相钢钢板；其中退火温度为780～850℃；从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度660～720℃，其缓冷速率CR1为1～5℃/s；随即快速冷却至过时效温度150～350℃，快冷速率CR2为10～50℃/s，最后冷却至室温。
6.根据权利要求5所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：b步骤中加热温度为1240℃，精轧开轧温度为1030℃，终轧温度为850～900℃，热轧厚度4mm，卷取温度为500～600℃；
或者加热温度为1240℃，精轧开轧温度为1080℃，终轧温度为901～950℃，热轧厚度
7.根据权利要求5所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：c步骤中冷轧压下率50.8%～48.6%。
8.根据权利要求5所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：d步骤中退火温度为820℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度为710℃，过时效温度为280℃，快冷速率为25℃/s。
9.根据权利要求5所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：d步骤中退火温度为830℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度为690℃，过时效温度为260℃，快冷速率为30℃/s。
10.权利要求4所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其特征在于：包括以下步骤：a、冶炼工序：按照权利要求4所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，在转炉中控制钒含量，铸造成板坯；
b、热轧工序：a步骤得到的板坯经过加热、除磷、热轧、层流冷却和卷取后，得到热轧卷；
其中加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，热轧厚度3～5mm，卷取温度为500～700℃；
c、酸轧工序：将b步骤得到的热轧卷经过酸洗后冷轧成为冷轧薄带钢；其中冷轧压下率为40～70%；
d、连续退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，得到冷轧双相钢钢板；其中退火温度为780～850℃；从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度660～720℃，其缓冷速率CR1为1～5℃/s；随即快速冷却至过时效温度150～350℃，快冷速率CR2为10～50℃/s，最后冷却至室温。
一种980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明提供了一种980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢及制备方法，属于汽车用冷轧超高强钢技术领域。
背景技术
[0002] 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。双相钢具有低屈服强度、高抗拉强度和优良塑性等特点，成为汽车用首选高强钢，其用量预计在汽车用先进高强钢中将超过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。
[0003] 专利(CN 102586688A)公开了高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及制备工艺，其优选化学成分百分比为：C：0.17～0.19％，Si：0.50～0.70％，Mn：1.80～2.00％，Cr：0.30～0.60％，Nb：0.04～0.06％，余量为Fe及不可避免杂质；通过740-840℃保温、640-760℃缓冷、170-400℃过时效处理，得到了抗拉强度大于980MPa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(较高碳当量)和高生产成本(添加微量Nb)是其主要弱点。碳当量较高使得冷轧双相钢焊接性能下降，最终必然影响双相钢在汽车上的广泛应用。
[0004] 专利(CN 102586688A)公开了一种双相钢板及其制造方法，其化学成分百分比为：C：0.07～0.098％，Si：0.10～0.40％，Mn：1.95～2.20％，Cr：0.30～0.60％，Al：0.015～
0.055％，Nb：0.015～0.04％，Ti：0.015～0.04％，Mo：0.20～0.40％，P≤0.015％，S≤
0.004％，N≤0.005％，余量为Fe及不可避免杂质；通过780-820℃保温、650-700℃缓冷、
200-300℃过时效处理，得到了抗拉强度大于980MPa的冷轧双相钢。尽管通过化学成分的优化，降低了碳含量从而使得焊接性能提高，然而含有大量Nb、Ti和Mo等微合金元素使得生产成本明显增加。另外，在热轧过程中，C、Nb、Mo复合抑制奥氏体再结晶等作用，使得热轧难度显著提高。
[0005] 专利(CN 102517492A)公开了一种经亚温退火处理的含钒深冲双相钢的制备方法，其化学成分百分比为：C：0.01～0.10％，Si：1.00-2.00％，Mn：0.10～1.00％，V：0.02～0.08％，P：0.01～0.10％，S≤0.01％，余量为Fe及不可避免杂质；通过750～800℃亚温退火、800～850℃保温、20～50℃/s快冷、250～300℃过时效的方法获得了抗拉强度大于
600MPa、r值大于1.4的冷轧双相钢。该发明主要是利于V固定C原子的作用，从而获得高强度、高r值的冷轧双相钢。然而，该方法需要两次退火、生产周期长，严重影响工业化生产效率。
[0006] 综上所述，现有发明主要单方面考虑了双相钢的生产成本、焊接性能和力学性能等，没有综合考虑成本、性能和生产等因素。
发明内容
[0007] 本发明所要解决第一个技术问题是提供一种低屈服强度、高抗拉强度、优良塑性、低生产成本和低碳当量的980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢。
[0008] 980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，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。
[0009] 进一步的，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，优选由以下重量百分比成分组成：C：0.12～0.15％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.80～2.20％，Cr：0.40～0.60％，Al：0.02～0.05％，V：0.07～0.12％，P≤0.020％，S≤0.015％，N≤0.006％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0010] 进一步的，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，优选由以下重量百分比成分组成：C：0.13％，Si：0.60％，Mn：2.00％，Cr：0.55％，Al：0.050％，V：0.10％，P 0.013％，S 0.008％，N 0.004％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0011] 进一步的，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，优选由以下重量百分比成分组成：C：0.14％，Si：0.70％，Mn：1.90％，Cr：0.45％，Al：0.030％，V：0.08％，P 0.014％，S 0.006％，N 0.005％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0012] 上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，其屈服强度560～630MPa，屈强比≤0.60，抗拉强度990～1100MPa，伸长率12.5～17.0％。
[0013] 本发明所要解决的第二个技术问题是提供一种980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法。
[0014] 上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：
[0015] a、冶炼工序：按照权利要求1～4任一项所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，在转炉中控制钒含量，铸造成板坯；
[0016] b、热轧工序：a步骤得到的板坯经过加热、除磷、热轧、层流冷却和卷取后，得到热轧卷；其中加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，热轧厚度3～5mm，卷取温度为500～700℃；
[0017] c、酸扎工序：将b步骤得到的热轧卷经过酸洗后冷轧成为冷轧薄带钢；其中冷轧压下率为40～70％；
[0018] d、热轧镀锌退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，得到冷轧双相钢钢板；其中退火温度为780～850℃；从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度660～720℃，其缓冷速率CR1为1～5℃/s；随即快速冷却至过时效温度150～350℃，快冷速率CR2为10～50℃/s，最后冷却至室温。
[0019] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中b步骤中加热温度为1240℃，精轧开轧温度为1030℃，终轧温度为850～900℃，热轧厚度4mm，卷取温度为500～600℃；
[0020] 或者优选加热温度为1240℃，精轧开轧温度为1080℃，终轧温度为901～950℃，热轧厚度3.5mm，卷取温度为601～700℃。
[0021] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中c步骤中冷轧压下率50.8％～48.6％。
[0022] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中d步骤中退火温度为820℃，缓冷温度为710℃，过时效温度为280℃，快冷速率为25℃/s。
[0023] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中d步骤中退火温度为830℃，缓冷温度为690℃，过时效温度为260℃，快冷速率为30℃/s。
[0024] 本发明具有如下有益效果：
[0025] (1)低生产成本：未添加昂贵Nb，而采用铁水中残余的V元素；
[0026] (2)高成形性能和焊接性能：碳含量降低将改善冷轧双相钢成形和焊接性能；
[0027] (3)生产难度降低：未添加Nb、Mo等提高热轧变形抗力的微合金元素。
[0028] 说明书附图
[0029] 图1本发明冷轧双相钢的连续退火工艺图(Ⅰ：加热；Ⅱ：两相区保温；Ⅲ：缓冷；Ⅳ：快冷；Ⅴ：过时效；Ⅵ：终冷)；
[0030] 图2本发明冷轧双相钢的微观组织形貌图。
具体实施方式
[0031] 980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，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。
[0032] 进一步的，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，优选由以下重量百分比成分组成：C：0.12～0.15％，Si：0.50～0.80％，Mn：1.80～2.20％，Cr：0.40～0.60％，Al：0.02～0.05％，V：0.07～0.12％，P≤0.020％，S≤0.015％，N≤0.006％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0033] 进一步的，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，优选由以下重量百分比成分组成：C：0.13％，Si：0.60％，Mn：2.00％，Cr：0.55％，Al：0.050％，V：0.10％，P 0.013％，S 0.008％，N 0.004％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0034] 进一步的，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，优选由以下重量百分比成分组成：C：0.14％，Si：0.70％，Mn：1.90％，Cr：0.45％，Al：0.030％，V：0.08％，P 0.014％，S 0.006％，N 0.005％；余量为Fe及不可避免杂质。
[0035] 上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢，是在传统980MPa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。因此，本发明的980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢具有低生产成本、优良力学性能和焊接性能等优点，其屈服强度560～630MPa，屈强比≤0.60，抗拉强度990～1100MPa，伸长率(A80)为12.5～17.0％。
[0036] 碳：C作为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。C是钢铁材料中固溶强化效果最明显的元素，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，导致强度偏低，双相钢中一般不低于
0.02％；C含量过高时，双相钢的塑性和焊接性能下降，双相钢中一般不高于0.20％。因此，本发明C含量为0.10～0.20％，优选为0.12～0.15％。
[0037] 硅：Si能固溶于铁素体和奥氏体中提高钢的强度，其作用仅次于C、P，较Mn、Cr、Ti和Ni等元素强；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，本发明Si含量为0.30～1.00％，优选为0.50～0.80％。
[0038] 锰：Mn是良好的脱氧剂和脱硫剂，也是钢中常用的固溶强化元素，双相钢中一般不低于1.20％。Mn既可与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，在本发明中Mn含量为1.50～2.50％，优选为1.80～2.20％。
[0039] 铬：Cr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。由于Cr较Mo具有明显的成本优势，所以大量添加于冷轧双相钢中。因此，在本发明中，Cr含量为0.20～0.80％，优选为0.40～0.60％。
[0040] 钒：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，从而生产明显的沉淀强化。因此，在本发明中，V含量为0.05～0.15％，优选为0.07～0.12％。
[0041] 铝：Al是钢中常见的脱氧剂，同时可以形成AlN钉扎晶界，从而起到细化晶粒的作用；另外，Al与Si作用相似，可以抑制碳化物析出，从而使奥氏体充分富碳。因此，本发明中Al含量为0.01～0.06％，优选为0.02～0.05％。
[0042] 本发明还提供一种可以降低含钒超细晶粒冷轧双相钢的生产成本，同时改善其形成性能、焊接性能和生产难度的制备方法。
[0043] 上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，包括以下步骤：
[0044] a、冶炼工序：按照权利要求1～4任一项所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的化学成分进行冶炼，在转炉中控制钒含量，具体为在转炉提钒过程中根据生产需要，来控制原有铁水中钒含量，而不是额外添加钒铁合金，最后铸造成板坯；
[0045] b、热轧工序：a步骤得到的板坯经过加热、除磷、热轧、层流冷却和卷取后，得到热轧卷；其中加热温度为1200～1300℃，精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，热轧厚度3～5mm，卷取温度为500～700℃；
[0046] c、酸扎工序：将b步骤得到的热轧卷经过酸洗后冷轧成为冷轧薄带钢；其中冷轧压下率为40～70％；
[0047] d、热轧镀锌退火工序：将冷轧薄带钢经过连续退火后，得到冷轧双相钢钢板；其中退火温度为780～850℃；从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度660～720℃，其缓冷速率CR1为1～5℃/s；随即快速冷却至过时效温度150～350℃，快冷速率CR2为10～50℃/s，最后冷却至室温。
[0048] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中b步骤中加热温度为1240℃，精轧开轧温度为1030℃，终轧温度为850～900℃，热轧厚度4mm，卷取温度为500～600℃；
[0049] 或者优选加热温度为1240℃，精轧开轧温度为1080℃，终轧温度为901～950℃，热轧厚度3.5mm，卷取温度为601～700℃。
[0050] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中c步骤中冷轧压下率50.8％～48.6％。
[0051] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中d步骤中退火温度为820℃，缓冷温度为710℃，过时效温度为280℃，快冷速率为25℃/s。
[0052] 进一步的，作为更优选的技术方案，上述所述980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢的制备方法，其中d步骤中退火温度为830℃，缓冷温度为690℃，过时效温度为260℃，快冷速率为30℃/s。
[0053] 下面结合实施例对本发明的具体实施方式做进一步的描述，并不因此将本发明限制在所述的实施例范围之中。
[0054] 实施例1
[0055] 本发明提供的980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢制备方法，具有工艺如下：
[0056] (1)经过冶炼工艺，制备了如下表1所示化学成分的双相钢板坯：
[0057] 表1双相钢化学成分(wt.％)
[0058]编号 C Si Mn P S Als Cr V N
DP1 0.13 0.60 2.00 0.013 0.008 0.050 0.55 0.10 0.004
DP2 0.14 0.70 1.90 0.014 0.006 0.030 0.45 0.08 0.005
[0059] (2)将铸坯经过加热、除磷、热轧和层流冷却后获得热轧卷，其中精轧开轧温度为1000～1100℃，终轧温度为850～950℃，卷取温度为500～700℃；具体热轧工艺参数如下表
2所示：
[0060] 表2双相钢热轧主要工艺参数
[0061]编号 加热温度/℃ 精轧温度/℃ 终轧温度/℃ 卷取温度/℃ 热轧厚度/mm
DP1 1240 1030 850～900 500～600 4.0
DP2 1240 1080 901～950 601～700 3.5
[0062] (3)将热轧卷酸洗后，冷轧成薄带钢，其中DP1和DP2的冷轧压下率分别为50.0％和48.6％。
[0063] (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780～850℃，从退火温度缓慢冷却至快冷开始温度660～720℃，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：
[0064] 表3冷轧退火主要工艺参数
[0065]编号 退火温度/℃ 缓冷温度/℃ 过时效温度/℃ 快冷速率/℃/s
DP1 820 710 280 25
DP2 830 690 260 30
[0066] 经上述工艺制备的冷轧双相钢其微观组织如图2所示，其力学性能如下表4所示：
[0067] 表4本发明与国内外冷轧双相钢性能比较
[0068]
[0069] 注：Ceq1＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15；
[0070] Ceq2＝C+A(C){Si/24+Mn/16+Cu/15+Ni/20+(Cr+Mo+V+Nb)/5+5B}。
[0071] 结果表明，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，其屈服强度(560～630MPa)和屈强比(≤0.60)较低，抗拉强度(990～1100MPa)和伸长率(12.5～17.0％)较高。含钒超细晶粒冷轧双相钢微合金元素含量较低，所以成本优势明显，同时碳含量降低使其具有优良的成形性能和焊接性能。
