CN103215516B - 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法，其化学成分含量为：C：0.15%～0.40%，Si：1.0%～2.0%，Mn：1.5%～3.0%，P≤0.015%，S≤0.005%，Al：0.3%～1.0%，N≤0.006%，Ti：0.005%～0.015%，其余为Fe；屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率>10%。本发明通过合理的成分设计，在普通C-Mn钢成分基础上，通过提高Si含量抑制渗碳体的析出，微Ti处理细化奥氏体晶粒，提高Al含量加快空冷过程的奥氏体转变动力学；同时采用热连轧工艺配合分段冷却工艺，获得含有先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体组织；且合金成本大幅降低。

Description

一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
技术领域
本发明属于耐磨钢领域，涉及一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法，热轧Q&P钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率>10%。
背景技术
淬火-配分钢即Q&P钢是近十年高强钢领域的研究热点，其最主要的目的是在提高钢的强度的同时，提高钢的塑性，即提高钢的强塑积。目前，Q&P钢已经公认为汽车用钢领域第三代先进高强钢中的一类重要新钢种。
Q&P钢的主要工艺为：将钢加热到完全奥氏体区或部分奥氏体区，均匀化处理一段时间后，迅速淬火到Ms和Mf(Ms和Mf分别表示马氏体转变开始温度和结束温度)之间的某一温度以获得具有一定量残余奥氏体的马氏体+残余奥氏体组织，随后在淬火停冷温度或略高于停冷温度下保温一定时间使碳原子从过饱和的马氏体中向残余奥氏体中扩散富集，从而稳定残余奥氏体，然后再次淬火至室温。
Q&P钢最初的研究和应用主要着眼于汽车行业对高强度高塑性钢材的需求。从Q&P钢的工艺实现过程不难看出，其工艺路线较为复杂，钢板经过第一次淬火之后，需要快速升温至某一温度并停留一段时间。这种两步法Q&P工艺对于热轧生产过程难以实现，但是对热轧高强钢的生产有很好的借鉴意义。在热轧过程中，可采用一步法Q&P工艺即终轧结束后，在线淬火至Ms以下一定温度后卷取。Q&P钢典型组织为马氏体+一定量残余奥氏体，故具有高强度和良好的塑性。
中国专利CN102226248A公开了一种碳硅锰热轧Q&P钢，但合金成分设计上没有进行微Ti处理；中国专利CN101775470A公开了一种复相Q&P钢的生产工艺，实际上是一种两步法生产Q&P钢的工艺；中国专利CN101487096A公开了一种用两步热处理法生产C-Mn-Al系Q&P钢，其主要特点是延伸率很高，但强度较低。
上述专利采用热处理的方法，通过在两相区加热可以较为容易地控制铁素体的体积分数，但对于热连轧过程而言，加热温度通常在完全奥氏体区且终轧温度一般在780℃以上，而铁素体的开始析出温度大多在700℃以下。因此，通过降低终轧温度来获得一定量的铁素体在热轧实际生产中难以实现。
发明内容
本发明的目的在于提供一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法，该钢种具有一定量的铁素体、马氏体和一定量的残余奥氏体组织且综合性能优异，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率>10%，且合金成本大幅降低，可应用于要求易变形且中等耐磨的领域。
本发明的设计思路如下：
本发明通过合理的成分设计，在普通C-Mn钢的成分基础上，通过提高Si含量抑制渗碳体的析出，微Ti处理细化奥氏体晶粒，提高Al含量加快空冷过程的奥氏体转变动力学；同时采用热连轧工艺配合采用分段冷却工艺，获得含有先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体组织。通过控制三种不同相的相对含量，可获得屈服强度700MPa以上，抗拉强度在1300MPa以上的高强度热轧Q&P钢。
具体地，本发明的技术方案是：
一种700MPa级高强度热轧Q&P钢，其化学成分的重量百分含量为：C：0.15%～0.40%，Si：1.0%～2.0%，Mn：1.5%～3.0%，P≤0.015%，S≤0.005%，Al：0.3%～1.0%，N≤0.006%，Ti：0.005%～0.015%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质；所述700MPa级高强度热轧Q&P钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率>10%。
优选的，所述热轧Q&P钢的化学成分中，Si：1.3～1.7wt.%；Mn：1.8～2.5wt.%；N≤0.004wt.%；Ti：0.008～0.012wt.%；O≤30ppm。
本发明的700MPa级高强度热轧Q&P钢的化学成分的作用和含量控制如下：
碳：碳是钢中最基本的元素，同时也是本发明700MPa级高强度热轧Q&P钢中最重要的元素之一。碳作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度和抗拉强度影响最大。通常情况下，钢的强度越高，延伸率越低。本发明为了保证获得抗拉强度1000MPa以上的高强度钢板，钢中碳的含量通常不低于0.15%，过低的碳含量不能保证钢板在淬火卷取后缓慢冷却过程中碳从过饱和的马氏体向残余奥氏体中充分扩散，从而影响残余奥氏体的稳定性。钢中的含碳量也不宜过高，若含碳量大于0.4%，虽然可以保证钢的高强度，但由于本发明的目的是获得一定量先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体组织，先共析铁素体的析出必然导致剩余的未转的变奥氏体中富碳，这部分奥氏体在淬火后得到的高碳马氏体延伸率太低，从而使得最终钢板的延伸率降低。因此，钢中比较合适的碳含量应控制在0.15～0.4wt.%可保证钢板具有良好的强度和较好的塑性匹配；
硅：硅是钢中最基本的元素，同时也是本发明钢中最重要的元素之一。与传统的热轧高强钢相比，目前热轧高强Q&P钢基本都是采用高Si的成分设计原则。除C、Si、Mn外，基本不添加或仅添加少量其他合金元素。Si在一定温度范围内可抑制渗碳体的析出，但对ε碳化物的抑制作用比较有限。Si抑制渗碳体析出使得碳原子从马氏体中扩散至残余奥氏体中从而稳定残余奥氏体。虽然加入较高的Al和P也可以抑制渗碳体的析出，但Al含量高使得钢液比较粘稠，连铸时很容易堵塞水口，降低浇钢效率；而P含量高容易导致晶界脆性，钢板的冲击韧性很低。因此，综合来看，高Si的成分设计仍是目前热轧Q&P钢最重要的成分设计原则之一。Si的含量一般不低于1.0wt.%，否则不能抑制渗碳体析出；Si的含量一般也不宜超过2.0wt.%，否则钢板焊接时容易出现热裂，对钢板的应用造成困难，故本发明钢中Si的含量通常控制在1.0～2.0wt.%，优选范围在1.3～1.7wt.%；
锰：锰是钢中最基本的元素，同时也是本发明钢中最重要的元素之一。众所周知，Mn是扩大奥氏体相区的重要元素，可以降低钢的临界淬火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推迟奥氏体向珠光体的转变。本发明为保证钢板的强度，Mn含量一般应控制在1.5wt.%以上，Mn含量过低，在分段冷却的第一阶段空冷时，过冷奥氏体不稳定，容易转变为珠光体类型的组织；同时，Mn的含量一般也不宜超过3.0wt.%，炼钢时容易发生Mn偏析，同时板坯连铸时易发生热裂，不利于生产效率的提高。因此，本发明钢中Mn的含量一般控制在1.5～3.0wt.%，优选范围在1.8～2.5wt.%；
磷：磷是钢中的杂质元素。P极易偏聚到晶界上，钢中P的含量较高(≥0.1wt.%)时，形成Fe2P在晶粒周围析出，降低钢的塑性和韧性，故其含量越低越好，一般控制在0.015wt.%以内较好且不提高炼钢成本；
硫：硫是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是档S和Mn的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后续轧制过程中MnS沿轧向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。故本发明钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005wt.%以内；
铝：铝是本发明钢中最重要的合金元素之一。Al的基本作用是在炼钢过程中进行脱氧。此外，Al还可与钢中的N结合形成AlN并细化晶粒。除上述作用外，本发明钢中加入较多的Al的主要目的是加快分段冷却过程中空冷阶段奥氏体向铁素体的转变动力学过程，同时与Si一起共同抑制渗碳体的析出，从而获得较多的亚稳态残余奥氏体。钢中Al的含量若低于0.3wt.%，铁素体难以在空冷的几秒钟内充分析出；若钢中Al的含量高于1.0wt.%，钢液变得较为粘稠，连铸过程容易堵塞水口，影响生产效率。因此，本发明钢中Al的含量需控制在合适的范围内，控制在0.3～1.0wt.%；
氮：氮在本发明钢中属于杂质元素，其含量越低越好。N也是钢中不可避免的元素，通常情况下，钢中N的残余含量在0.002～0.004wt.%之间，这些固溶或游离的N元素可以通过与酸溶Al结合而固定。为了不提高炼钢成本，N的含量控制在0.006wt.%以内即可，优选范围为小于0.004wt.%；
钛：钛的加入量与钢中氮的加入量相对应。钢中Ti和N的含量控制在较低的范围内，热轧时可在钢中形成大量细小弥散的TiN粒子；同时钢中Ti/N需控制在3.42以下以保证Ti全部形成TiN。细小且具有良好的高温稳定性的纳米级TiN粒子在轧制过程中可有效细化奥氏体晶粒；若Ti/N大于3.42，则钢中容易形成比较粗大的TiN粒子，对钢板的冲击韧性造成不利影响，粗大的TiN粒子可成为断裂的裂纹源。另一方面，Ti的含量也不能太低，否则形成的TiN数量太少，起不到细化奥氏体晶粒的作用。因此，本发明钢中钛的含量要控制在合适的范围，钛的加入量在0.005～0.015wt.%，优选范围为0.008～0.012wt.%；
氧：氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中O的含量通过Al脱氧之后一般都可以达到30ppm以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将本发明钢中的O含量控制在30ppm以内即可。
本发明的700MPa级高强度热轧Q&P钢的制造方法，具体包括如下步骤：
1）冶炼、二次精炼、铸造：
按下述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造形成铸坯或铸锭，化学成分的重量百分含量为：C：0.15%～0.40%，Si：1.0%～2.0%，Mn：1.5%～3.0%，P≤0.015%，S≤0.005%，Al：0.3%～1.0%，N≤0.006%，Ti：0.005%～0.015%，其余为Fe以及其它不可避免的杂质；
2）加热、热轧：
将步骤1）获得的铸坯或铸锭加热到1100～1200℃并保温1～2h，开轧温度为1000～1100℃，多道次轧制且累计变形量≥50%，主要目的是细化奥氏体晶粒；随后待中间坯温度降至900～950℃时进行3～5个道次轧制且累计变形量≥70%；其热轧工艺如图2所示；上述多道次热轧的次数如5～7多道次；
3）分段冷却：
热轧后的轧件在800～900℃之间以>50℃/s的冷速快速水冷至500～600℃，然后空冷5～10s，再继续以>50℃/s的冷速冷却至100～300℃(即Ms-Mf之间)之间的某一温度以获得先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体组织，最后卷取后缓慢冷却至室温，获得所述700MPa级高强度热轧Q&P钢；其轧后冷却工艺如图3所示。
较佳的，步骤2）中的多道次轧制为5～7次轧制；步骤3）中的卷取后缓慢冷却的速度为8～12℃/h。
上述先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体组织中，先共析铁素体组织的体积百分比为10～20%，残余奥氏体组织的体积百分比大于5%且小于10%。
本发明的700MPa级高强度热轧Q&P钢，通过合理的成分设计，同时配合创新性的热轧+分段冷却的新工艺可获得综合性能优异的钢板，即获得屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率>10%的700MPa级高强度热轧Q&P钢。
本发明的分段冷却中，第一阶段快速水冷的主要目的在于提高过冷奥氏体的相变驱动力，便于在后续空冷阶段析出足够的先共析铁素体（10～20wt%）以保证钢板板较低的屈服强度。通常为了提高钢板的抗拉强度，需要增加碳和锰的含量，而碳和锰均为奥氏体稳定化元素，提高碳和锰的含量势必造成在空冷阶段有限的时间内铁素体析出数量不足甚至无法析出。因此，本发明的创新点之一在成分设计上大幅提高了铝的含量，为一般钢中铝含量的十倍以上。大幅增加铝含量的目的在于在碳和锰含量较高的情况下加快空冷阶段铁素体的析出。但铝含量也不宜过高，否则容易使钢液变得粘稠，浇铸时易堵塞水口且导致钢种氧化铝夹杂增多。因此，合金的成分配比和热轧、冷却工艺必须控制获得很好地控制，这一阶段的水冷速度越快越好；
空冷结束之后第二阶段淬火停冷温度必须控制在一定的温度范围内而非室温，否则无法完成碳原子的分配且残余奥氏体数量太低，导致钢板延伸率降低。目前常用的在线淬火工艺都是直接淬火至室温，而本发明的又一创新点在于将卷取温度控制在一定的低温范围内：一方面可以保留较多的残余奥氏体（>5wt%），但此时的残余奥氏体不稳定，若冷却至室温，残余奥氏体将转变为其他组织，因此在成分设计上添加一定量的Si元素可以抑制残余奥氏体中碳化物的析出，减少碳的消耗；另一方面，由于碳原子在马氏体中的化学势高于在残余奥氏体中的化学势，二者的化学势之差为碳原子从马氏体向残余奥氏体中扩散提供了驱动力，使得残余奥氏体中的碳含量显著增加，从而使得残余奥氏体在室温下可稳定地存在。通过成分配比和冷却工艺的巧妙配合，可获得一定量铁素体+马氏体+残余奥氏体组织的钢板，从而获得性能优异的700MPa级高强度热轧Q&P钢。
另外，钢坯的加热温度若低于1100℃以及保温时间过短，则不利于合金元素的均匀化；而当温度高于1200℃时，不仅提高了制造成本，而且使得钢坯的加热质量有所下降。因此，钢坯的加热温度一般控制在1100～1200℃比较合适。
同样，加热的保温时间也需要控制在一定范围内。保温时间过短，溶质原子如Si、Mn等的扩散不够充分，钢坯的加热质量得不到保证；而加热的保温时间过长则使得奥氏体晶粒粗大以及提高了制造成本，故保温时间应控制在1～2小时之间。加热温度越高，相应的保温时间可适当缩短。
本发明的生产工艺可用于制造屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1300MPa，且厚度在3～12mm的高强度热轧Q&P耐磨钢板，同时具有良好的延伸率(>10%)，该钢板表现出优异的强塑性匹配，由此带来以下几个方面的有益效果：
1、本发明的700MPa级高强度热轧Q&P钢板的合金成本大幅降低。与传统的低合金高强钢相比，没有添加任何贵重金属元素如Nb、V、Cu、Ni、Mo等，大大降低了合金成本。采用热连轧工艺生产比用厚板线生产还可进一步降低生产成本，因此，钢板的生产成本很低；
2、本发明的700MPa级高强度热轧Q&P钢板的力学性能优异，用户综合使用成本降低。由于钢板的屈服强度较低，而抗拉强度高，屈强比低。这样带来的一个最大好处是，许多高强钢用户无需改造现有加工设备就可以对钢板进行折弯等工艺，省却了改造设备的费用；同时也减少了磨具的损耗、延长磨具的使用寿命等；
3、采用本发明的钢板具有低成本、低屈强比和高强度优势，特别适合于需要对钢板进行折弯成形且要求耐磨的领域。钢中保留的亚稳态残余奥氏体，在磨粒磨损等条件下可以转变为马氏体，进一步提高钢板的耐磨性。
附图说明
图1为本发明700MPa级高强度热轧Q&P钢生产工艺流程图；
图2为本发明700MPa级高强度热轧Q&P钢轧制工艺图；
图3为本发明700MPa级高强度热轧Q&P钢轧后冷却工艺图；
图4为本发明实施例1#试验钢典型金相照片；
图5为本发明实施例3#试验钢典型金相照片；
图6为本发明实施例5#试验钢典型金相照片。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明的技术方案进一步详细描述。
本发明的一种700MPa级高强度热轧Q&P钢的制造方法，其生产工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→钢坯(锭)再加热→热轧+分段冷却工艺→钢卷，如图1所示。
实施例
实施例1～5的700MPa级高强度热轧Q&P钢的制造，具体包括如下步骤：
1）冶炼、二次精炼、铸造：
按照表1中各钢的化学成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造形成铸坯或铸锭；
2）加热、热轧：
将步骤1）获得的铸坯或铸锭加热到1100～1200℃并保温1～2h，开轧温度为1000～1100℃，5～7次轧制且累计变形量≥50%；随后待中间坯温度降至900～950℃时进行3～5个道次轧制且累计变形量≥70%；其热轧工艺如图2所示；各实施例具体的加热和热轧工艺参数如表2所示，钢坯厚度120mm；
3）分段冷却：
热轧后的轧件在800～900℃之间以>50℃/s的冷速快速水冷至500～600℃，然后空冷5～10s，再继续以>50℃/s的冷速冷却至100～300℃(即Ms-Mf之间)之间的某一温度以获得一定量铁素体+马氏体+一定量的残余奥氏体组织，最后卷取后缓慢冷却至室温（冷速为8～12℃/h），获得各实施例的700MPa级高强度热轧Q&P钢；其轧后冷却工艺如图3所示；各实施例具体的轧后冷却工艺参数如表2所示。
经检测，实施例1～5获得的700MPa级高强度热轧Q&P钢的力学性能如表3所示。实施例1、3和5的700MPa级高强度热轧Q&P钢的典型金相照片分别如图4～图6所示。
表1     单位：重量百分比
实施例 C Si Mn P S Al N Ti O
1 0.15 1.55 2.52 0.006 0.002 0.55 0.003 0.010 0.002
2 0.22 1.26 1.83 0.006 0.002 0.83 0.003 0.005 0.002
3 0.28 1.37 2.95 0.009 0.002 0.32 0.004 0.015 0.002
4 0.34 1.95 1.98 0.010 0.002 0.99 0.003 0.008 0.002
5 0.40 1.72 1.55 0.012 0.003 0.74 0.004 0.013 0.002
表2
表3钢板的力学性能
图4～图6的700MPa级高强度热轧Q&P钢的典型金相照片上可以清楚地看出，钢板的组织主要为等轴状先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体。
根据X-射线衍射结果可知，实施例1、3和5号钢板中残余奥氏体的体积百分含量分别为5.55%、6.78%和8.11%。等轴状先共析铁素体的体积百分含量均在10～20%之间。在500～600℃的温度范围内，停冷温度越低，等轴状先共析铁素体析出量越多。因此，本发明钢板的微观组织为等轴状先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体。由于残余奥氏体的存在，使得钢板在拉伸或磨损过程中发生相变诱导塑性(TRIP)效应，从而提高了钢板的耐磨性。

Claims (5)

1.一种700MPa级高强度热轧Q&P钢，其化学成分的重量百分含量为：C：0.15％～0.40％，Si：1.0％～2.0％，Mn：1.5％～3.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.3％～1.0％，N≤0.006％，Ti：0.005％～0.015％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质；Ti/N≤3.42；所述热轧Q&P钢的屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率≥10％；显微组织为先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体组织。
2.如权利要求1所述的700MPa级高强度热轧Q&P钢，其特征在于，所述热轧Q&P钢的化学成分中，Si：1.3～1.7wt.％；Mn：1.8～2.5wt.％；N≤0.004wt.％；Ti：0.008～0.012wt.％；O≤30ppm。
3.如权利要求1或2所述的700MPa级高强度热轧Q&P钢的制造方法，具体包括如下步骤：
1)冶炼、二次精炼、铸造：
按下述成分采用转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造形成铸坯或铸锭，化学成分的重量百分含量为：C：0.15％～0.40％，Si：1.0％～2.0％，Mn：1.5％～3.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.3％～1.0％，N≤0.006％，Ti：0.005％～0.015％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质；
2)加热、热轧：
将步骤1)获得的铸坯或铸锭加热到1100～1200℃并保温1～2h，开轧温度为1000～1100℃，多道次轧制且累计变形量≥50％；随后待中间坯温度降至900～950℃时进行3～5个道次轧制且累计变形量≥70％；
3)分段冷却：
热轧后的轧件在800～900℃之间以>50℃/s的冷速快速水冷至500～600℃，然后空冷5～10s，再继续以>50℃/s的冷速冷却至100～300℃之间的某一温度以获得先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体组织，最后卷取后缓慢冷却至室温，获得所述700MPa级高强度热轧Q&P钢。
4.权利要求3所述的700MPa级高强度热轧Q&P钢的制造方法，其特征在于，步骤2)中的多道次轧制为5～7次轧制；步骤3)中的卷取后缓慢冷却的速度为8～12℃/h。
5.如权利要求3所述的700MPa级高强度热轧Q&P钢的制造方法，其特征在于，获得的700MPa级高强度热轧Q&P钢中，其先共析铁素体组织的体积百分比为10～20％，残余奥氏体组织的体积百分比大于5％且小于10％。
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Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103215516B (zh) 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
CN104513927B (zh) 2014-12-19 2017-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN104532126B (zh) * 2014-12-19 2017-06-06 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
KR101767773B1 (ko) 2015-12-23 2017-08-14 주식회사 포스코 연성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN105648317B (zh) * 2016-01-28 2019-01-01 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种高强度高塑性中锰q&p钢冷轧退火板及其制备工艺
CN106399820B (zh) * 2016-06-21 2018-10-02 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法
CN106119688B (zh) * 2016-07-22 2017-11-10 大连理工大学 一种性能梯度分布的高强度q＆p钢件制备方法
CN107326160B (zh) * 2017-06-29 2020-03-31 山东建筑大学 一种具有TRIP效应的低碳C-Mn-Si系钢C、Mn综合配分热处理方法
CN107327622A (zh) * 2017-07-11 2017-11-07 江苏盐发机械有限公司 一种阀门用高强度手柄及其加工工艺
CA3071868C (en) * 2017-08-22 2022-02-15 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Use of a q&p steel for producing a shaped component for high-wear applications
JP7320512B2 (ja) 2017-09-20 2023-08-03 宝鋼湛江鋼鉄有限公司 高強度ｑ＆ｐ鋼熱延コイルの軟化方法
CN108165890B (zh) * 2018-01-09 2020-08-11 北京科技大学 一种低成本高强度纳米贝氏体耐磨钢球的制备方法
CN108193138B (zh) * 2018-02-12 2019-12-24 唐山钢铁集团有限责任公司 980MPa级汽车用冷轧高强Q&P钢及其生产方法
CN109554621B (zh) * 2018-12-03 2020-11-27 东北大学 一种低密度Fe-Mn-Al-C热轧Q＆P钢及其制造方法
CN109554622B (zh) * 2018-12-03 2020-12-04 东北大学 淬火至贝氏体区获得Q＆P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及制造方法
CN109355573B (zh) * 2018-12-03 2020-08-14 东北大学 一种基于碳分配技术的一钢多级热轧钢板及其制造方法
CN109772907A (zh) * 2019-01-22 2019-05-21 江苏飞达环保科技有限公司 一种提高钢铁屈服强度的均匀冷却方法
CN113710823B (zh) * 2019-04-11 2023-06-13 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN109881118A (zh) * 2019-04-17 2019-06-14 魏滔锴 一种650MPa级高强防爆耐火钢筋用钢及其热机轧制工艺
CN110684925A (zh) * 2019-10-10 2020-01-14 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种高强耐磨耐腐蚀热轧钢带及其生产方法
CN110747404B (zh) * 2019-10-31 2021-04-02 鞍钢股份有限公司 1570MPa级抗延迟断裂钢棒及其制造方法
CN112030075A (zh) * 2020-07-24 2020-12-04 邯郸钢铁集团有限责任公司 冲击韧性稳定的700MPa级汽车大梁钢及生产方法
CN112813348A (zh) * 2020-12-30 2021-05-18 钢铁研究总院 一种空冷马氏体和残余奥氏体复相中锰钢轨钢及制备方法
CN113061810B (zh) * 2021-03-17 2022-05-17 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法
CN115181884B (zh) * 2021-04-02 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 1280MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN115181898B (zh) * 2021-04-02 2023-10-13 宝山钢铁股份有限公司 一种1280MPa级别低碳低合金Q&P钢及其快速热处理制造方法
CN113388774A (zh) * 2021-05-27 2021-09-14 本钢板材股份有限公司 抗拉强度≥1300MPa热轧空冷贝氏体高韧高强钢板及其制造方法
CN117836456A (zh) * 2021-10-11 2024-04-05 日本制铁株式会社 热轧钢板
WO2023063010A1 (ja) * 2021-10-11 2023-04-20 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板
CN114058967B (zh) * 2021-11-04 2023-03-21 武汉钢铁有限公司 一种具有良好疲劳性能的700MPa级汽车用钢及生产方法
CN114214569A (zh) * 2021-11-29 2022-03-22 首钢集团有限公司 一种hrb500e盘螺钢制备方法
CN114480958B (zh) * 2021-12-24 2023-04-21 安阳钢铁集团有限责任公司 一种低成本无钼非调质800MPa高强钢及其制造方法
CN114480983B (zh) * 2022-01-26 2022-12-02 华中科技大学 利用凝固界面前沿溶质相互作用细化晶粒的Fe合金及制备
CN115141973A (zh) * 2022-06-08 2022-10-04 莱芜钢铁集团银山型钢有限公司 一种高速公路护栏用钢带及其制造方法
CN114941111B (zh) * 2022-06-22 2023-09-05 江苏沙钢集团淮钢特钢股份有限公司 一种汽车控制臂用低碳非调质钢及其制备方法
CN115198188A (zh) * 2022-07-11 2022-10-18 山西太钢不锈钢股份有限公司 低成本hb400级双相耐磨热轧卷板及其制备方法和应用
CN115652176B (zh) * 2022-10-18 2023-12-12 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种低屈强比高强度热轧耐磨q＆p钢制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101353763A (zh) * 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 高硬度耐磨热轧带钢及其制造方法
CN101487096A (zh) * 2009-02-19 2009-07-22 北京科技大学 一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法
CN101775470A (zh) * 2010-03-02 2010-07-14 武汉钢铁(集团)公司 低合金复相q&p钢的生产方法
CN102226248A (zh) * 2011-06-09 2011-10-26 北京科技大学 一种碳硅锰系热轧q&p钢及其制备方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP4682822B2 (ja) * 2004-11-30 2011-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板
JP4484070B2 (ja) * 2005-07-15 2010-06-16 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板及びその製造方法
JP5537394B2 (ja) * 2010-03-03 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5413276B2 (ja) 2010-03-31 2014-02-12 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2011135700A1 (ja) 2010-04-28 2011-11-03 住友金属工業株式会社 動的強度に優れた複相熱延鋼板およびその製造方法
KR101253885B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
CN103215516B (zh) 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101353763A (zh) * 2007-07-23 2009-01-28 宝山钢铁股份有限公司 高硬度耐磨热轧带钢及其制造方法
CN101487096A (zh) * 2009-02-19 2009-07-22 北京科技大学 一种低合金高强度的C-Mn-Al系Q＆P钢及其制造方法
CN101775470A (zh) * 2010-03-02 2010-07-14 武汉钢铁(集团)公司 低合金复相q&p钢的生产方法
CN102226248A (zh) * 2011-06-09 2011-10-26 北京科技大学 一种碳硅锰系热轧q&p钢及其制备方法

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