CN104350166B - 具有提高的延展性的高硅轴承双相钢 - Google Patents

具有提高的延展性的高硅轴承双相钢 Download PDF

Info

Publication number
CN104350166B
CN104350166B CN201280058556.5A CN201280058556A CN104350166B CN 104350166 B CN104350166 B CN 104350166B CN 201280058556 A CN201280058556 A CN 201280058556A CN 104350166 B CN104350166 B CN 104350166B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
dual
rolled steel
hot
phase
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201280058556.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN104350166A (zh
Inventor
全贤主
纳拉扬·S·波托里
妮娜·米哈伊洛夫娜·方斯泰因
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL
Original Assignee
ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL filed Critical ArcelorMittal Investigacion y Desarrollo SL
Publication of CN104350166A publication Critical patent/CN104350166A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104350166B publication Critical patent/CN104350166B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/62—Quenching devices
    • C21D1/63—Quenching devices for bath quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

一种拉伸强度为至少980MPa并且总延伸率为至少15％的双相钢(马氏体+铁素体)。双相钢可以具有至少18％的总延伸率。双相钢还可以具有至少1180MPa的拉伸强度。双相钢可以包含0.5wt％至3.5wt％之间的Si，并且更优选地包含1.5wt％至2.5wt％之间的Si。

Description

具有提高的延展性的高硅轴承双相钢
相关申请的交叉引用
本申请根据35U.S.C.119(e)要求2011年11月28日提交的美国临时申请第61/629757号的权益。
技术领域
本发明一般性涉及双相(DP)钢。更具体地本发明涉及具有0.5wt％至3.5wt％的高硅含量的DP钢。最具体地本发明涉及通过水淬连续退火而具有提高的延展性的高Si轴承DP钢。
背景技术
随着高强度钢在汽车行业中的使用增加，存在对于增加强度而没有牺牲可成形性的钢的日益增加的需求。双相(DP)钢由于其提供了强度和延展性的良好平衡而成为常见选择。随着最近开发的钢中的马氏体体积分数持续增加，更进一步地增加了强度，延展性成为限制因素。由于已发现硅将DP钢中的强度延展性曲线向上和向右移动，所以硅是有利的合金元素。然而，硅形成可以引起与锌镀层的粘附问题的氧化物，所以存在在实现所需的机械性质的同时使硅含量最小化的迫切需求。
因而，本领域中存在对极限拉伸强度大于或等于约980MPa并且总延伸率大于或等于约15％的DP钢的需求。
发明内容
本发明为双相钢(马氏体+铁素体)。双相钢具有至少980MPa的拉伸强度和至少15％的总延伸率。双相钢可以具有至少18％的总延伸率。双相钢还可以具有至少1180MPa的拉伸强度。
双相钢可以包含0.5wt％至3.5wt％的Si，并且更优选地包含1.5wt％至2.5wt％的Si。双相钢还可以包含0.1wt％至0.3wt％的C，更优选地包含0.14wt％至0.21wt％的C，并且最优选地包含少于0.19wt％的C(例如约0.15wt％的C)。双相钢还可以包含1wt％至3wt％的Mn，更优选地包含1.75wt％至2.5wt％的Mn，并且最优选地包含约1.8wt％至2.2wt％的Mn。
双相钢还可以包含：0.05wt％至1wt％的Al；总量为0.005wt％至0.1wt％的选自Nb、Ti和V中的一种或更多种元素；以及0至0.3wt％的Mo。
附图说明
图1a和图1b绘制了硅在1.5wt％至2.5wt％之间的变化的0.15C-1.8Mn-0.15Mo-0.02Nb-XSi和0.20C-1.8Mn-0.15Mo-0.02Nb-XSi的TE-TS曲线；
图2a和图2b为来自在两种Si水平(图2a为1.5％的Si，图2b为2.5％的Si)处具有约1300MPa的类似TS的0.2％C钢的SEM显微照片；
图3a和图3b为可以分别分辨出钢的显微组织的580℃和620℃的CT处的热轧带(hot band)的SEM显微照片；
图4a和图4b分别绘制了作为在喷气冷却(GJC)温度为720℃和过老化(Overage，OA)温度为400℃的退火温度(AT)的函数的拉伸性能强度(TS和YS两者)和TE；
图5a至图5d为在图5a为750℃、图5b为775℃、图5c为800℃和图5d为825℃处退火的样品的SEM显微照片，示出了经退火样品的显微组织；
图6a至图6e绘制了表4A的样品的拉伸性能-退火温度；
图6f绘制了表4A的样品的TE-TS；
图7a至图7e绘制了表4B的样品的拉伸性能-退火温度；
图7f绘制了表4B的样品的TE-TS。
具体实施方式
本发明为双相(DP)显微组织(铁素体+马氏体)钢系列。所述钢近乎没有残留奥氏体。发明的钢具有高强度和可成形性的独特组合。本发明的拉伸性能优选地提供给多种钢产品。一种这样的产品具有≥980MPa的极限拉伸强度(UTS)、≥18％的总延伸率(TE)。另一种这样的产品将具有≥1180MPa的UTS和≥15％的TE。
大体上，该合金的组成包含(以wt％计)：C:0.1-0.3；Mn:1-3；Si:0.5-3.5；Al:0.05-1；任选的Mo：0-0.3；Nb、Ti、V：总共0.005-0.1；剩余为铁和不可避免的杂质(例如S、P和N)。更优选地碳在0.14wt％至0.21wt％的范围内，并且为了良好的可焊性更优选地低于0.19wt％。最优选地碳为合金的约0.15wt％。锰含量更优选地在1.75wt％至2.5wt％之间，并且最优选地为约1.8wt％至2.2wt％。硅含量更优选地在1.5wt％至2.5wt％之间。
实施例
由于水淬连续退火生产线(WQ-CAL)独特的水淬能力，采用水淬连续退火生产线(WQ-CAL)来制造基于精益化学(lean chemistry based)的马氏体和DP品级。因此，本发明人专注于通过WQ-CAL的DP显微组织。在DP钢中，铁素体和马氏体分别主要控制延展性和强度。因此，为了同时实现高强度和延展性，需要增强铁素体和马氏体两者。Si的添加有效地增加了铁素体的强度并且有利于采用更低分数的马氏体来产生相同强度水平。因此，增强了DP钢的延展性。因此选择高Si轴承DP钢作为主要冶金概念。
为了分析高Si轴承DP钢的冶金效果，已经通过真空感应熔炼制造了具有各种量的Si的实验炉(laboratory heat)。所研究的钢的化学组分列在表1中。第一六种钢基于Si含量为0至2.5wt％范围内的0.15C-1.8Mn-0.15Mo-0.02Nb。其他钢具有Si为1.5wt％至2.5wt％的0.2％的C。应该注意的是，尽管这些钢包含0.15wt％的Mo，但是不要求添加Mo以通过WQ-CAL制造DP显微组织。因而Mo在本发明的合金系列中为可选元素。
表1
ID C Mn Si Nb Mo Al P S N
15C0Si 0.15 1.77 0.01 0.019 0.15 0.037 0.008 0.005 0.0055
15C5Si 0.14 1.75 0.5 0.019 0.15 0.05 0.009 0.005 0.0055
15C10Si 0.15 1.77 0.98 0.019 0.15 0.049 0.009 0.004 0.0055
15C15Si 0.14 1.8 1.56 0.017 0.15 0.071 0.008 0.005 0.005
15C20Si 0.15 1.86 2.02 0.018 0.16 0.067 0.009 0.005 0.0053
15C25Si 0.14 1.86 2.5 0.018 0.16 0.075 0.008 0.005 0.0053
20C15Si 0.2 1.8 1.56 0.017 0.15 0.064 0.009 0.005 0.0061
20C20Si 0.21 1.85 1.99 0.018 0.16 0.068 0.008 0.005 0.0055
20C25Si 0.21 1.85 2.51 0.018 0.16 0.064 0.008 0.005 0.0056
在目标FT870℃和CT580℃下的热轧之后，在压下量为约50％的冷轧之前对热轧带的两侧进行机械研磨以去除脱碳层。将全硬材料在750℃至875℃的高温盐罐中退火150秒，快速转移到水槽，随后进行400℃/420℃下的回火处理150秒。选择高的过老化温度以便于提高钢的扩孔(hole expansion)和弯曲性(bendability)。对于每种条件进行两种JIS-T拉伸测试。图1a和图1b绘制了对于硅在1.5wt％至2.5wt％之间的变化的0.15C-1.8Mn-0.15Mo-0.02Nb-XSi和0.20C-1.8Mn-0.15Mo-0.02Nb-XSi的TE-TS曲线。图1a和图1b示出Si添加对拉伸强度与总延伸率之间的平衡的影响。在0.15％C钢和0.20％C钢两者中，在相同水平的拉伸强度下Si含量的增加明显增强了延展性。图2a和图2b为来自在两种Si水平(图2a为1.5％Si，图2b为2.5％Si)处具有约1300MPa的类似TS的0.2％C钢的SEM显微照片。图2a和图2b确认了在类似水平的拉伸强度(TS为约1300MPa)下更高的Si具有更多铁素体分数。另外，XRD结果显示在经退火的钢中没有残留奥氏体，使得添加Si未引起TRIP效应。
2.5％Si轴承钢的退火性质
因为如图1所示具有2.5wt％的Si的0.2％C钢实现了有用的拉伸性能，所以对0.2wt％C且2.5wt％Si的钢进行进一步分析。
热轧/冷轧
使用0.2wt％C和2.5wt％Si的钢执行具有580℃和620℃的不同卷取温度(CT)和870℃的相同目标终轧温度(FT)的两种热轧方案。生成的热轧带的拉伸性能总结在表2中。较高的CT产生较高的YS、较低的TS和较好的延展性。较低的CT促进了贝氏体(贝氏体铁素体)的形成导致较低的YS、较高的TS和较低的TE。然而，在两种CT下主要显微组织由铁素体和珠光体组成。图3a和图3b分别为可以分辨出钢的显微组织的580℃和620℃的CT处的热轧带的SEM显微照片。因为两种CT均具有比GA DP T980更低的强度，所以冷轧机负荷没有大的问题。另外，不要求添加Mo以利用WQ-CAL制造DP显微组织。不具有Mo的组成将在所有范围的CT下软化热轧带强度。在机械研磨以去除脱碳层之后，在实验冷轧机上以约50％对热轧带进行冷轧。
表2
退火
使用盐罐，对从在620℃的CT下由热轧带制造的全硬钢进行了退火模拟。在从775℃至825℃的各种温度下对全硬材料进行退火150秒，随后在720℃下处理50秒以模拟喷气冷却并且然后快速水淬。随后使经淬火的样品在400℃过老化150秒。选择400℃的高的过老化温度(OAT)以提高扩孔和弯曲性。图4a和图4b分别绘制了作为在喷气冷却(GJC)温度为720℃和过老化(OA)温度为400℃的退火温度(AT)的函数的拉伸性能强度(TS和YS两者)和TE。YS和TS两者均以TE为代价随着AT增加。800℃的退火温度及720℃的GJC和400℃的OAT能够制造YS为约950MPa、TS为约1250MPa并且TE为约16％的钢。应该注意的是，该组成可以制造TS水平从980MPa至1270MPa变化的多品级的钢：1)YS＝800MPa、TS＝1080MPa并且TE＝20％；以及2)YS＝1040MPa、TS＝1310MPa并且TE＝15％(参见表3)。图5a至图5d为在图5a为750℃、图5b为775℃、图5c为800℃和图5d为825℃处退火的样品的SEM显微照片，示出经退火样品的显微组织。在750℃的AT下退火的样品在完全再结晶铁素体母相中仍然包含未溶的渗碳体，导致高的TE和YPE。从775℃的AT开始，制造了铁素体和回火马氏体的双相显微组织。在800℃的AT下处理的样品包含约40％的马氏体分数并且呈现出约1180MPa的TS；与也包含约40％的马氏体的具有较低的Si含量TS为980的当前工业DP钢相似。可以预期在825℃或更高的AT下处理的高Si DP钢的更高TS和TE的可能组合。对在800℃下退火的样品进行扩孔(HE)和90°自由V形弯曲试验。扩孔和弯曲性分别表明为平均22％(3％的标准公差并且基于4个试验)和1.1r/t。
表3
AT，℃ 厚度，mm YS，MPa TS，MPa UE，% TE，% YPE，%
725 1.5 698 814 15.3 25 4.6
725 1.5 712 819 14.9 24 5
750 1.5 664 797 15.8 26.5 4.2
750 1.5 650 790 15.1 27.2 2.7
775 1.5 808 1074 13 20.3 0
775 1.5 803 1091 12.5 20.1 0.3
800 1.5 952 1242 9.7 16.5 2.4
800 1.5 959 1250 9 15.8 0
825 1.5 1038 13.7 8.3 14.8 0
825 1.5 1034 1314 8.4 15.1 0
表4A示出本发明的基本配方为0.15C-1.8Mn-Si-0.02Nb-0.15Mo、Si在1.5wt％至2.5wt％之间变化的合金的拉伸性能。经冷轧的合金板在750℃至900℃之间的各种温度下退火并且在200℃下过老化处理。
表4B示出本发明的基本配方为0.15C-1.8Mn-Si-0.02Nb-0.15Mo、Si在1.5wt％至2.5wt％之间变化的合金的拉伸性能。经冷轧的合金板在750℃至900℃之间的各种温度下退火并且在420℃下过老化处理。
图6a至图6e绘制了表4A的样品的拉伸性能-退火温度。图6f绘制了表4A的样品的TE-TS。
图7a至图7e绘制了表4B的样品的拉伸性能-退火温度。图7f绘制了表4B的样品的TE-TS。
可以看到，对于200℃和420℃的两个过老化温度，强度(TS和YS两者)随着增加的退火温度而增加。此外，对于200℃和420℃的两个过老化温度，延伸率(TE和UE两者)随着增加退火温度而降低。另一方面，扩孔(HE)似乎在任何可分辨的方式下不受退火温度影响，而OA温度的增加似乎略微提高了平均HE。最后，不同的OA温度似乎未对TE-TS曲线有任何影响。
应该理解的是，本文中所阐述的公开内容以为了确定本发明的完全和完整的公开范围的目的而描述的详细实施方案的方式示出，并且这样的细节不解释为限制该发明的如在所附权利要求书中所阐述和限定的真实范围。
表4A
序号 Si AT，C OAT，C 厚度 YSO.2 TS UE TE
301469 1.5 750 200 1.45 522 1032 11.7 16.9
301470 1.5 750 200 1.47 524 1021 11.6 17.2
300843 1.5 775 200 1.50 643 1184 8.8 13.7
300844 1.5 775 200 1.52 630 1166 8.9 13.5
300487 1.5 800 200 1.46 688 1197 7.7 11.8
300488 1.5 800 200 1.46 675 1195 7.9 13.8
300505 1.5 825 200 1.51 765 1271 7.7 12.4
300506 1.5 825 200 1.47 781 1269 7.1 12.0
300493 1.5 850 200 1.48 927 1333 5.7 9.9
300494 1.5 850 200 1.44 970 1319 5.2 8.6
300511 1.5 875 200 1.50 1066 1387 4.7 8.9
300512 1.5 875 200 1.50 1075 1373 4.6 9.0
301471 2 750 200 1.54 532 1056 13.1 19.5
301472 2 750 200 1.56 543 1062 12.6 19.2
300845 2 775 200 1.53 606 1173 10.3 16.1
300846 2 775 200 1.57 595 1148 10.3 15.9
300489 2 800 200 1.40 623 1180 9.2 13.2
300490 2 800 200 1.37 629 1186 9.6 14.7
300507 2 825 200 1.41 703 1268 8.4 13.2
300508 2 825 200 1.42 695 1265 8.7 13.2
300495 2 850 200 1.40 748 1257 6.4 10.7
300496 2 850 200 1.40 779 1272 7.4 12.0
300513 2 875 200 1.37 978 1366 5.7 9.0
300514 2 875 200 1.41 956 1335 4.9 8.4
301473 2.5 750 200 1.67 476 809 14.1 21.8
301474 2.5 750 200 1.45 481 807 12.6 19.9
300491 2.5 800 200 1.41 605 1168 10.2 15.3
300492 2.5 800 200 1.46 624 1184 10.6 16.6
300509 2.5 825 200 1.44 657 1237 9.2 14.3
300510 2.5 825 200 1.45 652 1235 9.9 15.8
300497 2.5 850 200 1.40 690 1245 9.3 15.0
300498 2.5 850 200 1.42 684 1233 8.9 14.6
300515 2.5 875 200 1.47 796 1285 7.6 12.8
300516 2.5 875 200 1.46 812 1305 6.2 9.6
300847 2.5 900 200 1.45 860 1347 7.2 12.3
300848 2.5 900 200 1.42 858 1347 6.9 11.6
表4B
序号 Si AT，C OAT，C 厚度 YSO.2 TS UE TE
301451 1.5 750 420 1.57 780 976 11.0 19.7
301452 1.5 750 420 1.55 778 980 10.4 19.6
301453 1.5 775 420 1.42 868 1045 8.9 16.2
301454 1.5 775 420 1.44 834 1033 9.1 16.7
301455 1.5 800 420 1.44 989 1133 5.2 13.1
301456 1.5 800 420 1.42 1007 1135 5.2 13.2
301031 1.5 825 420 1.46 1060 1155 5.4 12.2
301032 1.5 825 420 1.46 1060 1146 5.5 12.1
301457 2 775 420 1.52 855 1065 9.8 17.3
301458 2 775 420 1.52 855 1068 10.3 19.4
301459 2 800 420 1.56 954 1120 8.7 17.2
301460 2 800 420 1.55 954 1118 8.7 15.6
301461 2 825 420 1.53 1043 1175 5.2 14.5
301462 2 825 420 1.54 1062 1184 5.2 16.4
301033 2 850 420 1.40 1111 1186 5.7 10.4
301034 2 850 420 1.37 1112 1194 5.8 11.1
301463 2.5 800 420 1.53 906 1118 9.6 17.6
301464 2.5 800 420 1.55 896 1097 9.7 17.5
301465 2.5 825 420 1.67 991 1154 8.3 15.7
301466 2.5 825 420 1.66 983 1147 8.8 16.6
301467 2.5 850 420 1.55 1071 1189 7.9 13.8
301468 2.5 850 420 1.54 1064 1183 7.8 13.1
301035 2.5 875 420 1.41 1120 1217 5.8 13.9
301036 2.5 875 420 1.46 1132 1225 6.0 13.7

Claims (8)

1.一种用于生产双相钢板的工艺，所述双相钢板具有含铁素体和回火马氏体的显微组织，并且具有至少980MPa的拉伸强度，至少18％的总延伸率；所述工艺包含以下步骤：
提供双相热轧钢板，所述双相热轧钢板具有含铁素体和马氏体的显微组织以及具有包含以下的组成：
0.1wt％至0.3wt％的C；
1.5wt％至2.5wt％的Si；
1.75wt％至2.5wt％的Mn；
在750℃至775℃的温度对所述热轧钢板进行退火；
将所述热轧钢板进行水淬；以及
在400℃或420℃的温度对所述钢板进行过老化以将所述热轧钢板中的马氏体转化成回火马氏体。
2.根据权利要求1所述的工艺，其中所述提供双相热轧钢板的步骤包括提供具有包含1.8wt％至2.2wt％的Mn的组成的双相热轧钢板。
3.根据权利要求1所述的工艺，其中所述提供双相热轧钢板的步骤包括提供具有包含0.05wt％至1.0wt％的Al的组成的双相热轧钢板。
4.根据权利要求1所述的工艺，其中提供双相热轧钢板的步骤包括提供具有包含总量为0.005wt％至0.1wt％的选自Nb、Ti和V中的一种或更多种元素的组成的双相热轧钢板。
5.根据权利要求1所述的工艺，其中所述提供双相热轧钢板的步骤包括提供具有包含0至0.3wt％的Mo的组成的双相热轧钢板。
6.根据权利要求1所述的工艺，其中所述双相钢板具有至少1180MPa的拉伸强度。
7.根据权利要求1所述的工艺，其中所述双相钢板具有至少18％的总延伸率。
8.一种用于生产双相钢板的工艺，所述双相钢板具有含铁素体和回火马氏体的显微组织，并且具有至少980MPa的拉伸强度，至少18％的总延伸率；所述工艺包含以下步骤：
提供双相热轧钢板，所述双相热轧钢板具有含铁素体和马氏体的显微组织以及具有包含以下的组成：
0.15wt％的C；
1.5wt％至2.5wt％的Si；
1.8wt％的Mn；
0.02wt％的Nb；
0.15wt％的Mo；
在750℃至775℃的温度对所述热轧钢板进行退火；
将所述热轧钢板进行水淬；以及
在420℃对所述钢板进行过老化以将所述热轧钢板中的马氏体转化成回火马氏体。
CN201280058556.5A 2011-11-28 2012-11-28 具有提高的延展性的高硅轴承双相钢 Active CN104350166B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201161629757P 2011-11-28 2011-11-28
US61/629,757 2011-11-28
PCT/US2012/066877 WO2013082171A1 (en) 2011-11-28 2012-11-28 High silicon bearing dual phase steels with improved ductility

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104350166A CN104350166A (zh) 2015-02-11
CN104350166B true CN104350166B (zh) 2018-08-03

Family

ID=48536019

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280058556.5A Active CN104350166B (zh) 2011-11-28 2012-11-28 具有提高的延展性的高硅轴承双相钢

Country Status (13)

Country Link
US (3) US10131974B2 (zh)
EP (1) EP2785889A4 (zh)
JP (1) JP2014534350A (zh)
KR (3) KR20200106559A (zh)
CN (1) CN104350166B (zh)
BR (1) BR112014012756B1 (zh)
CA (1) CA2857281C (zh)
IN (1) IN2014CN04226A (zh)
MA (1) MA35720B1 (zh)
MX (1) MX371405B (zh)
RU (1) RU2601037C2 (zh)
WO (1) WO2013082171A1 (zh)
ZA (1) ZA201403746B (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10435763B2 (en) 2014-04-15 2019-10-08 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
EP4109037A1 (en) 2014-12-16 2022-12-28 Greer Steel Company Steel compositions, methods of manufacture and uses in producing rimfire cartridges
MX2018000520A (es) * 2015-07-15 2019-04-29 Ak Steel Properties Inc Alta formabilidad de acero en fase dual.
SE539519C2 (en) 2015-12-21 2017-10-03 High strength galvannealed steel sheet and method of producing such steel sheet
USD916126S1 (en) 2019-05-28 2021-04-13 Samsung Electronics Co., Ltd. Display screen or portion thereof with icon

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1566389A (zh) * 2003-06-24 2005-01-19 宝山钢铁股份有限公司 超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法
CN102227511A (zh) * 2008-11-28 2011-10-26 杰富意钢铁株式会社 成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0830212B2 (ja) 1990-08-08 1996-03-27 日本鋼管株式会社 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0499226A (ja) 1990-08-08 1992-03-31 Kobe Steel Ltd 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法
BE1009719A3 (nl) 1995-10-24 1997-07-01 Wiele Michel Van De Nv Systeem voor het onder spanning brengen van grondkettingdraden op een boomstand.
DE19936151A1 (de) 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
JP4530606B2 (ja) 2002-06-10 2010-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
EP1514951B1 (en) * 2002-06-14 2010-11-24 JFE Steel Corporation High strength cold rolled steel plate and method for production thereof
FR2850671B1 (fr) 2003-02-05 2006-05-19 Usinor Procede de fabrication d'une bande d'acier dual-phase a structure ferrito-martensitique, laminee a froid et bande obtenue
JP4005517B2 (ja) 2003-02-06 2007-11-07 株式会社神戸製鋼所 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板
JP2004256872A (ja) * 2003-02-26 2004-09-16 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4649868B2 (ja) * 2003-04-21 2011-03-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3934604B2 (ja) * 2003-12-25 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性に優れた高強度冷延鋼板
JP4461112B2 (ja) 2006-03-28 2010-05-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板
JP4503001B2 (ja) * 2006-11-21 2010-07-14 株式会社神戸製鋼所 耐パウダリング性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5167487B2 (ja) 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5379494B2 (ja) 2009-01-07 2013-12-25 株式会社神戸製鋼所 コイル内での強度ばらつきの小さい高強度冷延鋼板コイルおよびその製造方法
JP5302840B2 (ja) * 2009-10-05 2013-10-02 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP5530209B2 (ja) 2010-02-05 2014-06-25 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US20130160889A1 (en) 2010-03-24 2013-06-27 Jfe Steel Corporation High-strength electric resistance welded steel tube and production method therefor
JP5466562B2 (ja) 2010-04-05 2014-04-09 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび曲げ性に優れた高強度冷延鋼板

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1566389A (zh) * 2003-06-24 2005-01-19 宝山钢铁股份有限公司 超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法
CN102227511A (zh) * 2008-11-28 2011-10-26 杰富意钢铁株式会社 成形性优良的高强度冷轧钢板、高强度热镀锌钢板及它们的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20190010585A1 (en) 2019-01-10
US20150267280A1 (en) 2015-09-24
US10131974B2 (en) 2018-11-20
US11198928B2 (en) 2021-12-14
RU2601037C2 (ru) 2016-10-27
BR112014012756B1 (pt) 2019-02-19
CA2857281A1 (en) 2013-06-06
MX371405B (es) 2020-01-29
JP2014534350A (ja) 2014-12-18
RU2014126384A (ru) 2016-01-27
BR112014012756A2 (pt) 2017-06-27
US20200080177A1 (en) 2020-03-12
KR20170054554A (ko) 2017-05-17
IN2014CN04226A (zh) 2015-07-17
WO2013082171A1 (en) 2013-06-06
MX2014006415A (es) 2015-11-16
EP2785889A1 (en) 2014-10-08
CA2857281C (en) 2018-12-04
ZA201403746B (en) 2015-07-29
KR20200106559A (ko) 2020-09-14
EP2785889A4 (en) 2016-03-02
MA35720B1 (fr) 2014-12-01
CN104350166A (zh) 2015-02-11
KR20140117365A (ko) 2014-10-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA2767206C (en) High strength steel sheet and method for manufacturing the same
JP4956998B2 (ja) 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN106232852B (zh) 具有高屈服强度的冷轧扁钢产品的制造方法以及冷轧扁钢产品
JP6248207B2 (ja) 穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
KR101657822B1 (ko) 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN103266274B (zh) 一种超高强度冷轧耐候钢板及其制造方法
CN104024452B (zh) 焊接性及弯曲加工性优异的超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107761006B (zh) 低碳热镀锌超高强双相钢及其制备方法
CN104169444A (zh) 高强度冷轧钢板和生产这种钢板的方法
CN102912219A (zh) 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
JP5752409B2 (ja) 硬度バラつきの小さいホットスタンプ成形体の製造方法およびその成形体
CN104498821B (zh) 汽车用中锰高强钢及其生产方法
CN105369135B (zh) 一种450MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法
CN104350166B (zh) 具有提高的延展性的高硅轴承双相钢
CN105401071B (zh) 一种500MPa级轿车用镀锌双相钢及生产方法
KR20210081450A (ko) 초고강도의 코팅된 또는 비코팅된 강 시트를 제조하기 위한 방법 및 얻어진 시트
WO2015102048A1 (ja) 熱間成形部材およびその製造方法
JP4983082B2 (ja) 高強度鋼材及びその製造方法
CN108431271A (zh) 扩孔性优异的超高强度钢板及其制造方法
CN108977726B (zh) 一种抗延迟开裂的马氏体超高强度冷轧钢带及其制造方法
JP6037087B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN101845540B (zh) 一种超高强度冷轧钢带球化退火工艺
CN108950150A (zh) 基于完全奥氏体化的超高强度冷轧中锰q&p钢热处理工艺
CN111575602A (zh) 车轮用1500MPa级热成形钢板及其生产方法
JP2023100953A (ja) 熱間成形後の衝撃特性に優れた熱間成形用めっき鋼板、熱間成形部材及びこれらの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant