本發(fā)明涉及冶金技術(shù)及軋鋼技術(shù)領(lǐng)域，特別涉及一種基于后置式超快冷技術(shù)的低成本厚規(guī)格組織均一的熱軋雙相鋼板及制造方法。

背景技術(shù)：
隨著節(jié)能、環(huán)保和安全要求的日趨嚴格，汽車輕量化研究進展迅速。高強鋼和先進高強鋼的用量快速增長。雙相鋼因其低屈強比、高初始加工硬化率、良好的強度塑性匹配，是目前應(yīng)用最多的先進高強度鋼之一。熱軋雙相鋼主要是通過化學成分與軋制工藝的匹配獲得在鐵素體基體上分布一定體積分數(shù)和形貌特征馬氏體的雙相組織，從而具備良好的強度與塑性組合。在生產(chǎn)過程中進行組織控制的要點在于獲得足夠量的鐵素體，同時抑制未轉(zhuǎn)變奧氏體向珠光體、貝氏體轉(zhuǎn)變，然后未轉(zhuǎn)變奧氏體相變?yōu)轳R氏體，最終形成鐵素體+馬氏體的雙相組織。生產(chǎn)熱軋雙相鋼時，必須保證形成足夠量的鐵素體后再快冷至馬氏體相變點以下，而在熱軋帶鋼生產(chǎn)線上，熱連軋機組的末機架拋鋼速度較高，基于傳統(tǒng)層流冷卻設(shè)備的冷卻能力，難于保證在卷取前將帶鋼溫度降至馬氏體相變點以下。目前，針對薄規(guī)格（≤6mm）熱軋雙相鋼的生產(chǎn)，通常需要在鋼中加入較高量的Cr、Mo等合金元素，或者大幅度提高鋼中阻止碳化物形成的元素含量，如Si、P等，使得鋼板在卷取后的緩慢降溫過程中未轉(zhuǎn)變奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體；另外也可采取增加后段冷卻區(qū)域的方式提高鋼板的溫度降低區(qū)間，確保馬氏體的形成，但卻縮小了工藝窗口。目前已公開的專利和科技文獻中提及的已具備批量生產(chǎn)條件的熱軋雙相鋼及生產(chǎn)工藝均是圍繞上述思路針對薄規(guī)格（≤6mm）產(chǎn)品的。如公開號為CN102703815A的“一種600MPa級熱軋雙相鋼及其制備方法”、公開號為的CN102912235A的“抗拉強度590MPa級熱軋雙相鋼及其制造方法”及公開號為CN100441724C的“薄板坯連鑄連軋生產(chǎn)熱軋雙相鋼的工藝”均為采用C-Mn-Cr成分體系，在鋼中加入≥0.4%的Cr元素以提高奧氏體的穩(wěn)定性。公開號為CN100357475C的“一種抗拉強度540MPa級雙相鋼板及制造方法”及公開號為CN100357474C的“一種抗拉強度600MPa級雙相鋼板及制造方法”介紹了采用C-Mn成分體系熱軋雙相鋼及制造方法，熱軋后控制冷卻速度為25~30℃/s，冷卻至100~200℃卷取，所述的鋼板厚度限于2.5~6.0mm。針對厚規(guī)格（≥9.0mm）熱軋雙相鋼尤其是高強度級別則具有更高的難度。雖然隨著產(chǎn)品厚度規(guī)格的提高，末機架拋鋼速度相對降低，進而延長了冷卻時間，有利于獲得較高的溫降范圍。但此時厚度對冷卻效果的不利影響更為突出，采用常規(guī)層流冷卻不但難以在卷取前冷卻至馬氏體相變溫度以下，而且鋼板厚度與表面的溫差較大，鋼板表面溫度低而心部溫度高，心部溫度甚至高于馬氏體開始相變溫度，厚度方向的溫度不一致最終導致產(chǎn)品組織的不均一。因此，厚規(guī)格熱軋雙相鋼因常規(guī)冷卻能力的不足，產(chǎn)品厚度方向組織不均一，心部貝氏體含量偏高，難以獲得理想的鐵素體+馬氏體的雙相組織或強度級別受到限制?？萍嘉墨I“包鋼CSP‘超快冷’系統(tǒng)及590MPa級C-Mn低成本熱軋雙相鋼開發(fā)”（《鋼鐵》2008年第43卷第3期P49-52）所采用的成分及工藝獲得了4.0~11.0mm的熱軋雙相鋼，然而其并未明確指出熱軋雙相鋼的生產(chǎn)工藝參數(shù)，也未提及厚規(guī)格產(chǎn)品厚度方向的組織形態(tài)，且所生產(chǎn)鋼板的組織為鐵素體+馬氏體+貝氏體的混合組織而非鐵素體+馬氏體的雙相組織?？萍嘉墨I“CSP生產(chǎn)線開發(fā)C-Mn型熱軋雙相鋼的生產(chǎn)實踐”（《上海金屬》2010年第32卷第1期P27-29）所述的成分及工藝條件下獲得的11.0~13.0mm厚度規(guī)格的熱軋雙相鋼，其抗拉強度為550~585MPa，僅滿足DP540的性能要求。因此，在傳統(tǒng)的軋后冷卻流程條件下，受層流冷卻區(qū)長度和帶鋼出口速度的限制，針對厚規(guī)格高強度熱軋雙相鋼，難以實現(xiàn)化學成分、工藝窗口、組織性能的穩(wěn)定匹配，制約了該類雙相鋼的工業(yè)化生產(chǎn)。

技術(shù)實現(xiàn)要素：
本發(fā)明針對現(xiàn)有技術(shù)無法滿足厚規(guī)格高強度熱軋雙相鋼穩(wěn)定、批量化工業(yè)生產(chǎn)的問題，提供一種低成本厚規(guī)格組織均一的熱軋雙相鋼板及制造方法。上述目的是通過下述方案實現(xiàn)的：一種厚規(guī)格熱軋雙相鋼板，其特征在于，所述鋼板的化學成分按重量百分比為：0.055~0.085%C，0.20~0.50%Si，1.20~1.50%Mn，Cr≤0.40%，P≤0.012%，S≤0.002%，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。根據(jù)上述的鋼板，其特征在于，所述鋼板的厚度規(guī)格為9.0~13.0mm、厚度方向組織為均一的雙相組織。一種制備上述鋼板的方法，其特征在于，所述方法包含以下步驟：（1）按所述鋼板的化學成分進行冶煉，獲得鑄坯；（2）將所述鑄坯加熱至1160~1240℃，然后采用包括奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制和奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制的兩階段控制軋制工藝，前一階段的壓下率為≥60%，后一階段的壓下率≥52%，終軋溫度為820~850℃，熱軋后控制鋼板的厚度為9.0~13.0mm；（3）經(jīng)過步驟（2）熱軋后得到的鋼板先采用層流冷卻前段集中模式進行冷卻，冷卻速率為10~25℃/s；（4）鋼板經(jīng)層流冷卻前段集中冷卻后利用后置式超快冷系統(tǒng)將帶鋼溫度由660~700℃冷卻至150~300℃進行卷取，其中超快冷系統(tǒng)水壓設(shè)定為0.6MPa以上，水流密度為100~240(m3/h)/m2，溫度由700℃冷卻至200℃時冷卻速率為80~120℃/s。本發(fā)明的有益效果：（1）利用后置式超快冷的高冷卻能力，獲得了厚度為9.0~13mm的熱軋雙相鋼，同時實現(xiàn)了較寬的工藝窗口控制。由于具備較寬的工藝窗口，在最佳匹配的鐵素體、馬氏體比例條件下，抗拉強度級別可達到590MPa級。（2）本發(fā)明的低成本厚規(guī)格組織均一的熱軋雙相鋼厚度方向的組織為均勻分布的多邊形鐵素體和體積分數(shù)為10~25%的細小彌散分布的島狀馬氏體的雙相組織，厚度方向組織均一。（3）基于化學成分、軋制條件以及冷卻路徑的一體化控制，降低熱軋雙相鋼對合金元素的依賴，實現(xiàn)了減量化的成分、低的合金成本。（4）本發(fā)明涉及的低成本厚規(guī)格組織均一的熱軋雙相鋼板，實現(xiàn)了我國工業(yè)化批量生產(chǎn)，且組織性能穩(wěn)定。同時隨后置式超快冷在我國鋼企的推廣應(yīng)用，本發(fā)明涉及的鋼板及制造方法具備廣泛的推廣應(yīng)用前景，適用于常規(guī)熱連軋生產(chǎn)線以及短流程CSP生產(chǎn)線。附圖說明圖1是本發(fā)明的低成本厚規(guī)格組織均一的熱軋雙相鋼板冷卻工藝流程圖；圖2是本發(fā)明的低成本9.0mm厚度規(guī)格的熱軋雙相鋼板厚度方向的中心處金相顯微組織；圖3是本發(fā)明的低成本9.0mm厚度規(guī)格的熱軋雙相鋼板厚度方向的1/4處金相顯微組織；圖4是本發(fā)明的低成本9.0mm厚度規(guī)格的熱軋雙相鋼板厚度方向的表面附近處金相顯微組織；圖5是本發(fā)明的低成本13.0mm厚度規(guī)格的熱軋雙相鋼板厚度方向的中心處金相顯微組織；圖6是本發(fā)明的低成本13.0mm厚度規(guī)格的熱軋雙相鋼板厚度方向的1/4處金相顯微組織；圖7是本發(fā)明的低成本13.0mm厚度規(guī)格的熱軋雙相鋼板厚度方向的表面附近處金相顯微組織。具體實施方式以下是本發(fā)明的具體實施例，該實施例用于解釋本發(fā)明，并非用于限制本發(fā)明的范圍。本發(fā)明的基于后置式超快冷技術(shù)的低成本厚規(guī)格組織均一的熱軋雙相鋼板，按設(shè)定成分冶煉鋼水并鑄成鑄坯，成分按重量百分比為：0.055~0.085%C，0.20~0.50%Si，1.20~1.50%Mn，Cr≤0.40%，P≤0.012%，S≤0.002%，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)。表1為本發(fā)明具體實施例的實測化學成分（按重量百分比，余量為Fe及不可避免的雜質(zhì)）。表1本發(fā)明具體實施例化學成分（Wt.%）實施例工藝：將實施例1~4所示成分的坯料置于加熱爐中加熱至1160~1240℃，采用包括奧氏體再結(jié)晶區(qū)軋制（壓下率≥60%）和奧氏體未再結(jié)晶區(qū)軋制（壓下率≥52%）的兩階段控制軋制工藝，終軋溫度控制在820~850℃范圍內(nèi)，熱軋后鋼板的厚度為9.0~13.0mm。參見圖1，熱軋后的鋼板先采用層流冷卻系統(tǒng)1前段集中模式以10~25℃/s的冷卻速率冷至620~700℃，使奧氏體轉(zhuǎn)變?yōu)槎噙呅舞F素體，鐵素體體積含量為75~90%。鋼板經(jīng)層流冷卻前段集中冷卻后利用后置式超快冷系統(tǒng)2冷卻至150~300℃后進行卷取，超快冷系統(tǒng)水壓設(shè)定為0.6MPa以上，水流密度為100~240(m3/h)/m2，冷卻速率控制在80~120℃/s范圍內(nèi)，以獲得10~25%的馬氏體，最終組織為多邊形鐵素體+彌散島狀馬氏體。表2為本發(fā)明具體實施例的實測工藝參數(shù)及相應(yīng)的力學性能參數(shù)。表2本發(fā)明具體實施例的實測工藝參數(shù)及力學性能參數(shù)附圖2~7為本發(fā)明實施例的光學金相顯微組織，試樣采用4%的硝酸酒精腐蝕，由圖可知，本發(fā)明的DP590熱軋雙相鋼厚度方向的中心處、1/4處及表面附處的組織均由多邊形鐵素體和細小彌散分布的島狀馬氏體構(gòu)成，即厚度方向的組織類型、分布形態(tài)較為一致。