一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法

摘要

本发明提供了一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法，属于复相钢生产制造技术领域，所述增强成形复相钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.21‑0.24％、Si：1.0‑1.4％、Mn：2.1‑2.6％、P≤0.01％、S≤0.005％、Cr：0.4‑0.7％、Nb：0.02‑0.04％、强化元素、其余为Fe及不可避免的杂质；所述强化元素为如下至少一种：Ti、Cu，所述Ti的质量分数为0.01‑0.04％，所述Cu的质量分数为0.03‑0.08％。本发明提供的增强成形复相钢，室温拉伸时屈服强度为951‑1148MPa，抗拉强度为1201‑1344MPa，断后伸长率A80为8‑13％，均匀延伸率Ag为6‑10％，扩孔率为40‑59％，可有效避免过低的扩孔率导致其在翻边扩孔过程中发生开裂。本发明得到的增强成形复相钢同时具有良好的扩孔性能和增强成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定增强成形能力的汽车零部件。

权利要求

1.一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述增强成形复相钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.21‑0.24％、Si：1.0‑1.4％、Mn：2.1‑2.6％、P≤0.01％、S≤0.005％、Cr：0.51‑0.7％、Nb：0.02‑0.04％、强化元素、其余为Fe及不可避免的杂质；

所述强化元素为如下至少一种：Ti、Cu，所述Ti的质量分数为0.01‑0.04％，所述Cu的质量分数为0.03‑0.08％；

所述增强成形复相钢的制备方法包括：

获得板坯；

将所述板坯进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；

将所述热轧板进行软化退火、酸洗、冷轧、连续退火和平整，获得增强成形复相钢；

所述软化退火中，采用罩式退火炉进行软化退火，退火温度为600‑650℃，时间为1‑4h；

所述增强成形复相钢的室温屈服强度为951‑1148MPa，抗拉强度为1201‑1344MPa，断后伸长率A80为8‑13％，均匀延伸率Ag为6‑10％，扩孔率为40‑59％。

2.根据权利要求1所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述C的质量分数为0.21‑0.23％，所述Si的质量分数为1.1‑1.4％，所述Mn的质量分数为2.2‑2.5％，所述Nb的质量分数为0.02‑0.04％，所述Ti的质量分数为0.02‑0.04％，所述Cu的质量分数为

0.04‑0.06％。

3.根据权利要求1所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述增强成形复相钢的金相组织包括，按体积分数计，3‑6％的残余奥氏体，10‑20％的铁素体，35‑50％的贝氏体铁素体和30‑50％的回火马氏体。

4.根据权利要求3所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述增强成形复相钢的金相组织中，贝氏体铁素体和回火马氏体的尺寸均小于5μm的体积分数大于60％。

5.根据权利要求1所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述增强成形复相钢的厚度为0.4‑2.5mm。

6.根据权利要求1所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述加热中，加热温度为1180～1230℃，保温时间为1‑2h；所述粗轧出口温度为1000‑1100℃；所述精轧结束温度为850‑900℃；所述卷取温度为550‑600℃。

7.根据权利要求1所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述冷轧采用5道次轧制，冷轧总压下率为45‑55％，其中，第1道次的冷轧压下率占冷轧总压下率的20‑

30％。

8.根据权利要求1所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述连续退火包括加热、第一保温、第一冷却、第二保温和第二冷却，所述加热中，加热速率为5‑10℃/s，加热温度为800‑900℃；所述保温时间为250‑350s；所述第一冷却中，冷却速率为20‑40℃/s，冷却结束温度为370‑470℃；所述第二保温时间为500‑600s；所述第二冷却中，冷却速率为10‑20℃/s，冷却结束温度为15‑35℃。

9.根据权利要求1所述的一种1200MPa级增强成形复相钢，其特征在于，所述平整延伸率为0.2‑0.5％。

说明书

一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明属于超强钢生产制造技术领域,尤其涉及一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 复相钢是一种金相组织为多个相的高强钢，由于其强度高，被广泛应用于汽车结构件上，以实现厚度降低重量减轻。但是随着强度的提升，材料的变形能力也明显的降低，这将限制具有成形需求的零件的设计使用。除了成形能力不足以外，结构件的设计时往往还需要选用的材料具有一定的法兰边翻边扩孔能力，这个能力的不足也会限制超高强钢的进一步应用。从现有1200MPa级的复相钢来说，其具备一定的扩孔能力，例如，公开号为CN201811621827.9的中国专利公开了一种抗拉强度1200MPa级冷轧复相钢及其制备方法：该复相钢由如下质量分数的化学成分组成:C:0.10‑0.15％,Si：0.1‑0.5％，Mn:1.5‑2.6％，Cr:0.4‑0.7％，Mo:0.2‑0.5％，Nb:0.02‑0.05％，Ti：0.02‑0.05％，P≤0.02％，S≤0.015％，其余为Fe及不可避免的杂质；这种冷轧复相钢强度高，但是该材料的延伸率下限只有5％，实施例中延伸率达到了7.5％，无法满足复杂零件复杂成形的需求。

发明内容

[0003] 为了解决上述的技术问题，本发明提供了一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法，其在具有高强度的前提下，也有良好的拉延及扩孔性能，以满足复杂零件的复杂成形需求。

[0004] 一方面，本发明提供了一种1200MPa级增强成形复相钢，所述复相钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.21‑0.24％、Si：1.0‑1.4％、Mn：2.1‑2.6％、P≤0.01％、S≤0.005％、Cr：0.4‑0.7％、Nb：0.02‑0.04％、强化元素、其余为Fe及不可避免的杂质；

[0005] 所述强化元素为如下至少一种：Ti、Cu，所述Ti的质量分数为0.01‑0.04％，所述Cu的质量分数为0.03‑0.08％。

[0006] 进一步地，所述C的质量分数为0.21‑0.23％，所述Si的质量分数为1.1‑1.4％，所述Mn的质量分数为2.2‑2.5％，所述Cr的质量分数为0.5‑0.7％，所述Nb的质量分数为0.02‑0.04％，所述Ti的质量分数为0.02‑0.04％，所述Cu的质量分数为0.04‑0.06％。

[0007] 进一步地，所述复相钢的金相组织包括，按体积分数计，3‑6％的残余奥氏体，10‑20％的铁素体，35‑50％的贝氏体铁素体和30‑50％的回火马氏体。

[0008] 进一步地，所述复相钢的金相组织中，贝氏体铁素体和回火马氏体的尺寸均小于5μm的体积分数大于60％。

[0009] 进一步地，所述复相钢的厚度为0.4‑2.5mm。

[0010] 另一方面，本发明还提供了上述的一种1200MPa级增强成形复相钢的制备方法，所述方法包括，

[0011] 获得板坯；所述板坯由如下质量分数的化学成分组成：C：0.21‑0.24％，Si：1.0‑1.4％，Mn：2.1‑2.6％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.4‑0.7％，Nb：0.02‑0.04％，合金元素，其余为Fe及不可避免的杂质；所述合金元素为如下至少一种：Ti：0.01‑0.04％、Cu：0.03‑
0.08％。

[0012] 将所述板坯进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；所述加热中，加热温度为1180～1230℃，保温时间为1‑2h；所述粗轧出口温度为1000‑1100℃；所述精轧结束温度为
850‑900℃；所述卷取温度为550‑600℃；

[0013] 将所述热轧板进行软化退火、酸洗、冷轧、连续退火和平整，获得复相钢。

[0014] 进一步地，所述软化退火中，采用罩式退火炉进行软化退火，退火温度为600～650℃，时间为1‑4h。

[0015] 进一步地，所述冷轧采用5道次轧制，冷轧总压下率为45‑55％，其中，第1道次的冷轧压下率占冷轧总压下率的20‑30％。

[0016] 进一步地，所述连续退火包括加热、第一保温、第一冷却、第二保温和第二冷却，所述加热中，加热速率为5‑10℃/s，加热温度为800‑900℃；所述保温时间为250‑350s；所述第一冷却中，冷却速率为20‑40℃/s，冷却结束温度为370‑470℃；所述第二保温时间为500‑600s；所述第二冷却中，冷却速率为10‑20℃/s，冷却结束温度为15‑35℃。

[0017] 进一步地，所述平整延伸率为0.2‑0.5％。

[0018] 本发明实施例中的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：

[0019] 本发明提供了一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法，该复相钢通过添加Cr元素，使材料获得贝氏体铁素体组织，使材料具有良好的扩孔性能；通过添加Nb和Ti元素，来细化晶粒，使材料具有较高的屈服强度，并具有良好的扩孔性能；通过添加Cu元素，一方面可以形成纳米析出物起到强化作用，另一方面纳米析出物还可以抑制TiC、TiN的长大，来减弱TiC、TiN长大导致的增强成形性能降低的影响；本发明提供的增强成形复相钢，室温拉伸时屈服强度为951‑1148MPa，抗拉强度为1201‑1344MPa，断后伸长率A80为8‑13％，均匀延伸率Ag为6‑10％，成形性能好，扩孔率为40‑59％，可有效避免过低的扩孔率导致其在翻边扩孔过程中发生开裂。本发明得到的增强成形复相钢同时具有良好的扩孔性能和成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件。

附图说明

[0020] 为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例描述中所需要使用的附图作一简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。

[0021] 图1为采用扫描电镜拍摄的本发明实施例提供的增强成形复相钢的微观组织；

[0022] 图2为采用电子背散射衍射拍摄本发明实施例提供的增强成形复相钢的微观组织。

具体实施方式

[0023] 下文将结合具体实施方式和实施例，具体阐述本发明，本发明的优点和各种效果将由此更加清楚地呈现。本领域技术人员应理解，这些具体实施方式和实施例是用于说明本发明，而非限制本发明。

[0024] 在整个说明书中，除非另有特别说明，本文使用的术语应理解为如本领域中通常所使用的含义。因此，除非另有定义，本文使用的所有技术和科学术语具有与本发明所属领域技术人员的一般理解相同的含义。若存在矛盾，本说明书优先。

[0025] 除非另有特别说明，本发明中用到的各种原材料、试剂、仪器和设备等，均可通过市场购买得到或者可通过现有方法制备得到。

[0026] 需要说明的是，在本文中，诸如“第一”和“第二”等之类的关系术语仅仅用来将一个实体或者操作与另一个实体或操作区分开来，而不一定要求或者暗示这些实体或操作之间存在任何这种实际的关系或者顺序。

[0027] 本发明实施例提供的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：

[0028] 一方面，本发明实施例提供了一种1200MPa级增强成形复相钢。

[0029] 所述增强成形复相钢由如下质量分数的化学成分组成：C：0.21‑0.24％、Si：1.0‑1.4％、Mn：2.1‑2.6％、P≤0.01％、S≤0.005％、Cr：0.4‑0.7％、Nb：0.02‑0.04％、强化元素、其余为Fe及不可避免的杂质；

[0030] 所述强化元素为如下至少一种：Ti、Cu，所述Ti的质量分数为0.01‑0.04％，所述Cu的质量分数为0.03‑0.08％。

[0031] 在本发明中，各元素的作用如下：

[0032] C：C元素作为钢中重要的固溶元素和奥氏体形成元素，可以使材料达到1200MPa的强度级别，同时可以保证成品中具有3‑6％的残余奥氏体，实现复相钢成形能力的增强。但是过高的C元素会导致残余奥奥氏体过于稳定，成形能力增强效果有限，因此在本发明中将C含量设定为0.21‑0.24％。

[0033] Si：Si元素也是一种固溶强化元素，而且它可以抑制碳化物的析出，并将C元素排进奥氏体中去，从而提高奥氏体的稳定性，对提高材料的变形能力有帮助。Si含量过低时，会导致带钢屈服强度偏低并且残余奥氏体稳定性不足，导致材料的均与延伸率和断后延伸率偏低，因此在本发明中将Si含量设定为1.0‑1.4％。

[0034] Mn：Mn也是一种固溶强化元素，同时也是奥氏体稳定元素，Mn的添加可以阻止冷却过程中奥氏体向珠光体的转变，提高材料的淬透性。当Mn含量过低时，残余奥氏体稳定性较差，而Mn含量过高则会导致热轧过程中发生严重的边裂问题，从而恶化材料的加工性能，因此Mn元素含量设定为2.1‑2.6％。

[0035] P和S：P和S元素作为杂质元素，其中P元素固溶存在于铁素体，会使材料的韧性变差，因此P元素含量越低越好；而S元素则会与Mn元素发生相互作用形成MnS，影响材料的扩孔性能和耐蚀性能，因此S元素的含量也是越低越好，在本发明中将P含量上限设定为0.01％，S含量上限设定为0.005％。

[0036] Cr：Cr元素在这里的主要作用是推迟贝氏体的转变，这样才能在最终成品获得贝氏体铁素体组织，该组织可以保证材料获得更高的扩孔性能。但是过高的Cr会严重降低材料的均匀变形能力，因此Cr元素的含量为0.4‑0.7％。

[0037] Nb：Nb元素可以与C元素形成NbC析出，同时可以阻止铁素体晶粒长大从而使晶粒细化提高强度，如果没有细晶强化的存在，组织中的铁素体尺寸将过大，即使后续会有Ti、Cu的析出强化，铁素体的尺寸仍不足以使材料具有较高的屈服强度，也就无法满足高扩孔的要求，因此需要添加Nb元素。但是Nb的成本比较高，添加过量的Nb将使材料的成本过高，因此Nb元素的含量的添加设定为0.02‑0.04％。

[0038] Ti：Ti元素的作用与Nb元素的作用十分相似，Ti元素可以与C、N元素形成TiC、TiN析出，可以显著提高材料的屈服强度，但是Ti的析出温度较高，同时Ti元素可以阻止铁素体晶粒长大从而使晶粒细化提高强度，但是TiC、TiN的过度析出长大会使Ti的作用减低而使材料的增强成形性能降低，因此Ti元素的含量设定为0.02‑0.04％。

[0039] Cu：Cu元素具有很好的时效强化能力，通过Cu的纳米析出物可以有效地强化铁素体，在带钢退火冷却到一定温度后需要进行保温，可以有效的产生时效强化效果。此外由于Cu的弥散析出可以抑制粗大的TiC、TiN形成，起到对复合强化的作用，但是过高的Cu会增加钢的脆性，而且会使热轧带钢强度过高，冷轧轧制时边裂严重，因此Cu元素的含量设定为0.03‑0.08％。

[0040] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述C的质量分数为0.21‑0.23％，所述Si的质量分数为1.1‑1.4％，所述Mn的质量分数为2.2‑2.5％，所述Cr的质量分数为0.5‑0.7％，所述Nb的质量分数为0.02‑0.04％，所述Ti的质量分数为0.02‑0.04％，所述Cu的质量分数为0.04‑0.06％。

[0041] 进一步地，所述Ti的质量分数为0.02‑0.04％，所述Cu的质量分数为0.04‑0.06％。

[0042] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述增强成形复相钢的金相组织包括，按体积分数计，3‑6％的残余奥氏体，10‑20％的铁素体，35‑50％的贝氏体铁素体和30‑50％的回火马氏体。

[0043] 在本发明中，残余奥氏体主要作用是为了增强材料的成形性能，当残余奥氏体比例小于3％时，其含量太低即使变形时发生相变诱导塑性效应也无法明显提高材料的均匀延伸率，无法使材料获得增强的成形能力；而当残余奥氏体含量大于6％时，在变形时会发生相变诱导塑性效应残余奥氏体发生马氏体转变，从而导致扩孔能力降低。

[0044] 铁素体可以提供材料的变形能力，但是过高的铁素体含量将严重降低材料的扩孔能力。

[0045] 贝氏体铁素体为贝氏体的一种，在快速冷却后的等温过程中将会使过饱和的奥氏体稳定元素向残余奥氏体中扩散，使残余奥氏体具有更好的稳定性，提高材料的均匀变形能力。同时贝氏体铁素体的强度处于铁素体与马氏体中间，因此可以形成强度的均匀变化，满足材料具有较高的扩孔率。

[0046] 回火马氏体可以提供材料的强度，如果含量过低将无法使材料的抗拉强度达到1200MPa，如果马氏体含量过高，导致贝氏体铁素体含量不足将降低其扩孔率。

[0047] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述增强成形复相钢的金相组织中，贝氏体铁素体和回火马氏体的尺寸均小于5μm的体积分数大于60％。

[0048] 贝氏体铁素体与回火马氏体的尺寸所占的比例会影响材料的扩孔性能，如果贝氏体铁素体和回火马氏体的尺寸均小于5μm的体积分数小于60％，说明大尺寸的铁素体贝氏体和回火马氏体的含量过高，这将使带钢变形过程中容易在界面处产生应力集中，过早的发生微裂纹，导致其成形能力和扩孔能力偏低。

[0049] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述增强成形复相钢的厚度为0.4‑2.5mm。

[0050] 第二方面，本发明实施例还提供了上述的一种1200MPa级增强成形复相钢的制备方法，所述方法包括，

[0051] S1，获得板坯；所述板坯由如下质量分数的化学成分组成：C：0.21‑0.24％，Si：1.0‑1.4％，Mn：2.1‑2.6％，P≤0.01％，S≤0.005％，Cr：0.4‑0.7％，Nb：0.02‑0.04％，合金元素，其余为Fe及不可避免的杂质；所述合金元素为如下至少一种：Ti：0.01‑0.04％、Cu：
0.03‑0.08％。

[0052] S2,所述板坯进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；所述加热中，加热温度为1180～1230℃，保温时间为1‑2h；所述粗轧出口温度为1000‑1100℃；所述精轧结束温度为
850‑900℃；所述卷取温度为550‑600℃；

[0053] 上述精轧结束温度处于全奥氏体区，卷取温度处于贝氏体转变区，获得的热轧板的组织为铁素体及贝氏体组织，在后续退火时可以获得更均匀的组织，使组织中的合金分配更加均匀；同时还可以获得较为细化的组织，提高材料的屈服强度。

[0054] 加热温度过高，一方面造成组织中的晶粒尺寸粗大，影响成品的力学性能，另一方面对于生产来说消耗过多能源，影响生产效率。加热温度过低，保温时间短，铸坯心部与表面温度存在偏差，轧制存在的温度梯度使轧制变形不均匀；精轧结束温度过低将导致残余应力较高，并且奥氏体长大程度降低。

[0055] 卷取温度过高，将会降低回火马氏体的体积比例，卷取温度过低，将会提高回火马氏体的体积比例，从而降低材料的扩孔性能。

[0056] 在本发明中，精轧结束温度优选为870‑890℃，卷取温度优选为560‑580℃。

[0057] S3,将所述热轧板进行软化退火、酸洗、冷轧、连续退火和平整，获得复相钢。

[0058] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述软化退火中，采用罩式退火炉进行软化退火，退火温度为600～650℃，时间为1‑4h。

[0059] 在此温度下进行软化退火，不使带钢的晶粒尺寸发生长大而且可以消除带钢中的残余应力，使其强度有所降低，使后续冷轧过程不会发生断带。软化退火温度过高，时间过长，晶粒尺寸发生长大，成品性能偏低；软化退火温度过低，时间过短，软化不充分，后续冷轧轧制力过大，容易发生边裂。

[0060] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述冷轧采用5道次轧制，冷轧总压下率为45‑55％，其中，第1道次的冷轧压下率占冷轧总压下率的20‑30％。

[0061] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述连续退火包括加热、第一保温、第一冷却、第二保温和第二冷却，所述加热中，加热速率为5‑10℃/s，加热温度为800‑900℃；所述保温时间为250‑350s；所述第一冷却中，冷却速率为20‑40℃/s，冷却结束温度为370‑470℃；所述第二保温时间为500‑600s；所述第二冷却中，冷却速率为10‑20℃/s，冷却结束温度为15‑35℃。

[0062] 加热温度800‑900℃处于大部分奥氏体或者全奥氏体区间，加热温度过高随后冷却到贝氏体温度后得到的马氏体含量过高，影响材料的成形能力，加热温度优选830‑850℃。加热速率过快，将造成温度上冲，使控制难度增大，而加热速率过低，造成在炉时间增加，奥氏体晶粒发生长大，扩孔率降低。加热温度过高，奥氏体晶粒长大，性能偏低，加热温度过低，无法得到狗的残余奥氏体。

[0063] 加热过程中，保温时间过长，组织均匀，但是容易发生奥氏体的长大，影响力学性能。

[0064] 若第一冷却中的冷却结束温度低于370℃，意味着第二保温温度过低，此时组织中的贝氏体铁素体中含量较低，马氏体含量较高，并且残余奥氏体稳定性较差，在随后的平整中即发生变形诱导相变，使材料的均匀延伸率变低，扩孔率变低；若第一冷却中的冷却结束温度高于470℃，贝氏体铁素体含量较高，并且马氏体含量较低，导致材料的抗拉强度无法达到1200MPa，材料的也无法获得良好的均匀伸长率，因此需要将第一冷却中的冷却结束温度设定为370‑470℃，优选为370‑400℃。

[0065] 第一冷却中，控制冷却速率是为了获得马氏体和贝氏体混合的组织，冷速过快组织中的马氏体较多，冷速较慢影响生产效率。第二保温时间的作用是促进组织中元素的平衡和马氏体的分解以及贝氏体中的碳向奥氏体中扩散，第二保温时间过长，马氏体和贝氏体分解，强度降低；第二保温时间过短，元素未完全扩散，延伸率低，成形性能差。

[0066] 第二冷却中，控制冷却速率的作用是控制产品的综合力学性能。

[0067] 作为本发明实施例的一种实施方式，所述平整延伸率为0.2‑0.5％。

[0068] 平整是使带钢表面获得适宜的粗糙度的一种手段，平整延伸率过小或者过大都将使表面粗糙度过小或者过大，此外过大的平整延伸率还将使组织中的残余奥氏体发生马氏体转变，导致带钢的均匀延伸率明显降低，因此平整延伸率控制为0.2‑0.5％，优选0.3‑0.4％。

[0069] 下面将结合实施例、对比例及实验数据对本发明的一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法进行详细说明。

[0070] 实施例1‑23

[0071] 实施例1‑23提供了一种增强成形复相钢，制备工艺包括：冶炼→连铸→热轧→软化退火→酸洗冷轧→连续退火→平整。具体如下：

[0072] 1、通过转炉炉冶炼出合格钢水并连铸，获得板坯，板坯的化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质。其中，实施例1‑4的板坯成分为成分1，实施例5‑7的板坯成分为成分2，实施例8‑11的板坯成分为成分3，实施例12‑15的板坯成分为成分4，实施例16‑18的板坯成分为成分5，实施例19‑21的板坯成分为成分6，实施例22‑23的板坯成分为成分7。

[0073] 2、将步骤1获得的板坯进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；该步骤的具体工艺控制如表2所示。

[0074] 3、将步骤2获得的热轧板采用罩式退火炉进行软化退火，退火温度和时间如表2所示；

[0075] 4、将步骤3软化退火后的热轧板经酸洗后冷轧，获得冷轧板，具体为：采用5道次冷轧各道次的压下率及总压下率如表3所示；

[0076] 5、将步骤4冷轧后的带钢进行连续退火，连续退火依次包括加热、第一保温、第一冷却、第二保温和第二冷却，连续退火的具体工艺如表3和4所示；

[0077] 6、将步骤5连续退火后的带钢进行平整，平整延伸率如表4所示。

[0078] 表1

[0079] 编号 C/％ Si/％ Mn/％ P/％ S/％ Nb/％ Cr/％ Mo/％ Ti/％ Cu/％ 备注成分1 0.211 1.18 2.26 0.007 0.003 0.022 0.44 ‑ 0.027 ‑ 实施例1‑4成分2 0.238 1.07 2.41 0.008 0.003 0.028 0.51 ‑ 0.019 ‑ 实施例5‑7
成分3 0.222 1.25 2.14 0.007 0.002 0.033 0.47 ‑ 0.032 0.032 实施例8‑11成分4 0.217 1.33 2.34 0.008 0.002 0.025 0.59 ‑ ‑ 0.042 实施例12‑15
成分5 0.228 1.05 2.44 0.006 0.003 0.035 0.54 ‑ 0.035 ‑ 实施例16‑18
成分6 0.21 1.38 2.56 0.009 0.004 0.031 0.66 ‑ 0.027 0.055 实施例19‑21成分7 0.213 1.27 2.47 0.009 0.004 0.027 0.55 ‑ 0.031 0.033 实施例22‑23对比例1 0.112 0.25 1.93 0.01 0.005 0.028 0.45 0.24 0.022 ‑ ‑
对比例2 0.12 0.27 2.17 0.013 0.006 0.029 0.52 0.23 0.031 ‑ ‑
对比例3 0.105 0.28 2.2 0.008 0.004 0.03 0.43 0.21 0.021 ‑ ‑
对比例4 0.099 0.32 2.16 0.008 0.005 0.031 0.46 0.26 0.033 ‑ ‑

[0080] 表2

[0081]

[0082] 表3

[0083]

[0084] 表4

[0085]

[0086] 对比例1‑4

[0087] 对比例1‑4提供了一种冷轧复相钢，制备工艺包括：冶炼→连铸→热轧→软化退火→酸洗冷轧→连续退火→平整。具体如下：

[0088] 1、通过转炉炉冶炼出合格钢水并连铸，获得板坯，板坯的化学成分如表1所示，其余为Fe及不可避免的杂质。

[0089] 2、将步骤1获得的板坯进行加热、粗轧、精轧和卷取，获得热轧板；该步骤的具体工艺控制如表5所示。

[0090] 3、将步骤2获得的热轧板采用罩式退火炉进行软化退火，退火温度和时间如表5所示；

[0091] 4、将步骤3软化退火后的热轧板经酸洗后冷轧，获得冷轧板，具体为：采用5道次冷轧各道次的压下率及总压下率如表5所示；

[0092] 5、将步骤4冷轧后的带钢进行连续退火，连续退火依次包括加热、第一保温、第一冷却、第二保温和第二冷却，连续退火的具体工艺如表5所示；

[0093] 6、将步骤5连续退火后的带钢进行平整，平整延伸率如表5所示。

[0094] 表5

[0095]

[0096] 表6

[0097]

[0098]

[0099] 表7

[0100] 序号 Rp0.2/MPa Rm/MPa A80/％ Ag/％ 扩孔率/％实施例1 953 1203 12.5 9 43
实施例2 962 1223 13 10 45
实施例3 987 1235 12 10 43
实施例4 951 1221 11 8 40
实施例5 1148 1344 8 6 59
实施例6 1096 1333 9.5 8 45
实施例7 1025 1299 10 9 51
实施例8 1056 1266 11 9 53
实施例9 1024 1254 10.5 8.5 51
实施例10 1001 1239 11 9 47
实施例11 997 1247 11 7 47
实施例12 1063 1256 10 8 56
实施例13 1059 1277 10.5 8 53
实施例14 1013 1233 11 9 55
实施例15 987 1243 12 9 47
实施例16 1056 1289 10 8 46
实施例17 1002 1311 9 7 42
实施例18 1067 1278 9 7 48
实施例19 959 1207 10 8 47
实施例20 951 1201 10 8 43
实施例21 977 1233 11 9 45
实施例22 981 1233 11 9 49
实施例23 962 1211 11 8 51
对比例1 973 1234 7.5 4 40
对比例2 981 1222 7 4.5 42
对比例3 945 1228 7.5 5 41
对比例4 924 1188 7.5 4.5 43

[0101] 将实施例1‑23及对比例1‑4制备的复相钢进行显微组织观察，采用EBSD测量残余奥氏体分布，具体如表6所示，并进行力学性能和扩孔性能检测，如表7所示。

[0102] 其中，力学性能采用拉伸实验机根据《GBT 228.1‑2010金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行测试，试样尺寸为附录B中P6试样；扩孔率根据《GBT 15825.4‑2008金属薄板增强成形性能与试验方法》进行检测。

[0103] 由表5中的数据可知，本发明实施例1‑23提供的增强成形复相钢的金相组织为铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和残余奥氏体。由表5中的数据可知，本发明实施例1‑23提供的复相钢屈服强度为951‑1148MPa，抗拉强度为1201‑1344MPa，断后伸长率A80为8‑13％，均匀延伸率Ag为6‑10％，扩孔率为40‑59％。该超高强钢板适用于生产具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件，例如座椅的侧板，局部需要具有良好的均匀变形能力，同时零件上还具有大量的扩孔凸缘设计。对比例1‑4提供的冷轧复相钢，屈服强度为924‑981MPa，抗拉强度为1188‑1234MPa，断后伸长率A80为7‑7.5％，均匀延伸率Ag为4‑5％，扩孔率为40‑43％，虽强度水平与本发明实施例1‑23相当，但是均匀伸长率与断后伸长率低，只能满足扩孔凸缘增强成形，均匀变形能力较差，冷冲压会出现大量冲压开裂，其成形性能或者扩孔性能均无法同时满足目标的需要。

[0104] 图1中：板条状组织为贝氏体铁素体，块状组织为回火马氏体和残余奥氏体，灰色凹陷位置为铁素体，因此从图1可知，本发明实施例提供的增强成形复相钢的金相组织由铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和残余奥氏体组成。

[0105] 图2中黑圈示意部分为残余奥氏体，实为蓝色，板条状组织为贝氏体铁素体，尺寸较大的块状组织为回火马氏体，尺寸较小的块状组织为铁素体。从图2可知，本发明实施例提供的增强成形复相钢的金相组织由铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体和残余奥氏体组成，这与图1的观察结果是吻合的。

[0106] 本发明提供了一种1200MPa级增强成形复相钢及其制备方法，该复相钢通过添加Cr元素，使材料获得贝氏体铁素体组织，使材料具有良好的扩孔性能；通过添加Nb和Ti元素，来细化晶粒，使材料具有较高的屈服强度，使材料具有良好的扩孔性能；通过添加Cu元素，一方面可以形成纳米析出物起到强化作用，另一方面纳米析出物还可以抑制TiC、TiN的长大，来减弱TiC、TiN长大导致的成形性能降低的影响；同时配合热轧和连续退火工序制得的增强成形复相钢其室温拉伸时屈服强度为951‑1148MPa，抗拉强度为1201‑1344MPa，断后伸长率A80为8‑13％，均匀延伸率Ag为6‑10％，扩孔率为40‑59％，可有效避免过低的扩孔率导致其在翻边扩孔过程中发生开裂。本发明得到的增强成形复相钢同时具有良好的扩孔性能和增强成形性能，特别适用于具有翻边扩孔设计的同时还需要一定成形能力的汽车零部件。

[0107] 最后，还需要说明的是，术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。

[0108] 尽管已描述了本发明的优选实施例，但本领域内的技术人员一旦得知了基本创造性概念，则可对这些实施例作出另外的变更和修改。所以，所附权利要求意欲解释为包括优选实施例以及落入本发明范围的所有变更和修改。

[0109] 显然，本领域的技术人员可以对本发明进行各种改动和变型而不脱离本发明的精神和范围。这样，倘若本发明的这些修改和变型属于本发明权利要求及其等同技术的范围之内，则本发明也意图包含这些改动和变型在内。