CN104532126B - 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢及其制造方法，其化学成分重量百分比为：C：0.2～0.3％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.5～2.5％，P：≤0.015％，S：≤0.005％，Al：0.5～1.0％，N：≤0.006％，Nb：0.02～0.06％，Ti：≤0.03％，O≤0.003％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。本发明在轧制过程中，采用分段冷却工艺，最终获得含有一定量体积分数的先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体三相组织，通过控制三种不同相的相对含量，获得综合性能优异的低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1300MPa，同时具有良好的延伸率，低屈强比，表现出优异的强塑性匹配，可应用于要求易变形且耐磨钢领域。

Description

一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢及其制造方法
技术领域
本发明属于耐磨钢领域，涉及一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢及其制造方法，热轧Q&P钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1300MPa，延伸率≥10％，屈强比≤0.5。
背景技术
淬火-配分钢，即Q&P钢，是近年先进高强钢领域的研究热点，其主要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。
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钢的工艺实现过程可以看出，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的过程。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，可以采用一步法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介绍了一种碳硅锰热轧Q&P钢，但合金成分设计上没有进行微Ti处理；专利CN101775470A介绍了一种复相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；专利CN101487096A介绍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低屈强比超高强度热轧Q&P钢及其制造方法，该钢种综合性能优异，具有三相显微组织，具体为：10～25％(体积分数)先共析铁素体、65～85％马氏体和5～10％残余奥氏体；其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1300MPa，同时具有良好的延伸率(≥10％)，表现出优异的强塑性匹配，低屈强比(≤0.5)可应用于要求易变形且耐磨钢领域。
为了达到上述目的，本发明主要采用如下技术方案：
一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其化学成分重量百分比为：
C：0.2～0.3％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.5～2.5％，P：≤0.015％，S：≤0.005％，Al：0.5～1.0％，N：≤0.006％，Nb：0.02～0.06，Ti：≤0.03％，O≤0.003％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质。
优选的，所述低屈强比超高强度热轧Q&P钢的化学成分中，以重量百分比计，Si的含量范围为1.3～1.7％；Mn的含量范围为1.8～2.2％；Al的含量范围为0.6～0.8％；N的含量≤0.004％；Nb的含量范围为0.03～0.05％。
所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的显微组织为10～25％先共析铁素体+65～85％马氏体+5～10％残余奥氏体三相组织，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1300MPa，屈强比≤0.5。
在本发明的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的成分设计中：
在普通C-Mn钢的成分基础上，提高Si含量，抑制渗碳体的析出；提高Al含量，一方面可以加快钢板空冷阶段奥氏体向先共析铁素体的转变动力学过程，另一方面Al含量的增加可以提高残余奥氏体中的碳含量，从而提高残余奥氏体的热稳定性，使得钢卷在缓冷过程中有更多的残余奥氏体保留下来；加入微量Nb或Nb+Ti可进一步细化马氏体板条组织，从而最大限度地在保证钢板超高强度的同时仍具有较好的低温冲击韧性。
具体地说：
C：碳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。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，同时对Q&P钢中残余奥氏体的热稳定性影响最大。通常情况下，钢的强度越高，延伸率越低。本发明中为了保证获得抗拉强度1300MPa以上的高强度热轧钢板，钢中碳的含量通常至少要达到0.2％。碳含量低于0.2％，钢板在析出一定量铁素体之后抗拉强度难以达到1300MPa以上，同时较低的碳含量也不能保证钢板在线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。另一方面，钢中的含碳量也不宜过高，若含碳量大于0.3％，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，含碳量过高，高温奥氏体稳定性提高，在现有的轧制工艺条件下，难以保证析出一定量的先共析铁素体，而先共析铁素体的析出必然导致剩余未转变的奥氏体中富碳，这部分奥氏体在淬火后得到的高碳马氏体延伸率太低，使得最终钢板的延伸率降低。因此，既要考虑碳含量对强度的贡献，又要考虑碳含量对铁素体析出的抑制作用以及对马氏体性能的影响，本发明钢中比较合适的碳含量应控制在0.2～0.3％，可保证钢板具有超高强度和较好的塑性匹配。
Si：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。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，而且板坯连铸时容易出现表面纵裂等缺陷；而P含量高容易导致晶界脆性，钢板的冲击韧性很低，焊接性变差。所以，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1.0％，否则不能起到抑制渗碳体析出的作用；Si的含量一般也不宜超过2.0％，否则钢板焊接时容易出现热裂，对钢板的应用造成困难，故钢中Si的含量通常控制在1.0～2.0％，优选范围为1.3～1.7％。
Mn：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。在本发明中，为保证钢板的强度，Mn含量一般应控制在1.5％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如索氏体等；同时，Mn的含量一般也不宜超过2.5％，炼钢时容易发生Mn偏析，同时板坯连铸时易发生热裂。因此，钢中Mn的含量一般控制在1.5～2.5％，优选范围为1.8～2.2％。
P：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(≥0.1％)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0.015％以内较好且不提高炼钢成本。
S：硫是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Mn结合形成MnS夹杂，尤其是当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。故钢中S的含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。
Al：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有两个主要目的：一是加快分段冷却过程中空冷阶段奥氏体向铁素体的转变的动力学过程，同时与Si一起共同抑制渗碳体的析出；二是Al的加入最主要的作用是提高碳原子从马氏体向残余奥氏体的扩散速度，从而大大提高残余奥氏体的热稳定性，在室温下获得尽可能多的亚稳态残余奥氏体。钢中Al的含量若低于0.5％，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1.0％，钢液变得较为粘稠，连铸过程容易堵塞水口，连铸板坯易出现表面纵裂等缺陷。因此，钢中Al的含量需控制在合适的范围内，一般控制在0.5～1.0％，优选范围为0.6～0.8％。
N：氮在本发明中属于杂质元素，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0.002～0.004％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0.006％以内即可，优选范围为小于0.004％。
Nb：铌是本发明中的重要元素之一。Nb一方面可以提高钢的未再结晶温度Tnr，使得在精轧过程中获得拉长的奥氏体晶粒，同时增加奥氏体中的位错密度，有利于后续冷却过程中铁素体的析出和强度的提高；另一方面，再结晶温度的提高有利于现场轧制过程的顺利进行。由于本发明中碳、硅、锰的含量相对较高，轧制时的轧制力大，不利于轧制过程的顺利完成，通过Nb的加入可提高终轧温度，降低轧制力。此外，加入微量的Nb在细化晶粒和获得超高强度的同时，还可以改善钢塑韧性，本发明中Nb含量控制在0.02～0.06％，优选范围为0.03～0.05％。
Ti：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。通常Ti的加入量在≤0.03％即可。
O：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0.003％以下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的O含量控制在0.003％以内即可。
本发明的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的制造方法，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：0.2～0.3％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.5～2.5％，P：≤0.015％，S：≤0.005％，Al：0.5～1.0％，N：≤0.006％，Nb：0.02～0.06％，Ti：≤0.03％，O≤0.003％，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℃，在未再结晶温度Tnr以上多道次大压下且累计变形量≥50％，主要目的是获得细小等轴的奥氏体晶粒；随后中间坯待温至Tnr 以下至800℃之间，进行最后3～5个道次轧制且累计变形量≥70％，获得热轧后的轧件；
其中，Tnr按下式确定，℃；
Tnr＝887+464C+(6445Nb-644Nb1/2)+(732V-230V1/2)+890Ti+363Al-357Si；
3)分段冷却
热轧后的轧件在铁素体析出开始温度之上以>30℃/s的冷速快速水冷至600～700℃，再空冷5～10s，然后继续以>30℃/s的冷速冷却至150～300℃(即Ms～Mf之间)某一温度以获得10～25％铁素体+65～85％马氏体+5～10％残余奥氏体组织，然后卷取并缓慢冷却至室温，获得所述低屈强比超高强度热轧Q&P钢；其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1300MPa，屈强比≤0.50。
优选地，所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的制造方法中，步骤1)中热轧Q&P钢的化学成分中，以重量百分比计，Si的含量范围为1.3～1.7％；Mn的含量范围为1.8～2.2％；Al的含量范围为0.6～0.8％；N的含量≤0.004％；Nb的含量范围为0.03～0.05％。
本发明的制造方法中，思路是这样的：
根据合理的成分设计，配合热轧新工艺获得综合性能优异的钢板。本发明在轧制工艺上，通过采用分段冷却工艺，获得含有一定量体积分数的先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体三相组织，通过控制三种不同相的相对含量，获得屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1300MPa的超高强度热轧Q&P钢。
具体地说：
铸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，而且使得铸坯的加热质量有所下降。因此，铸坯的加热温度一般控制在1100～1200℃比较合适。
类似地，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，铸坯的加热质量得不到保证；而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。
由于碳和锰均为奥氏体稳定化元素，在第一阶段快速水冷之后由于实 际生产情况下的空冷时间不可能很长(通常≤10秒)，因此，一方面需要精确控制带钢的温度在铁素体析出时间最短的“鼻尖”附近(600～700℃)，但同时钢中也必须加入促进铁素体析出的合金元素铝(≥0.5％)才能在有限的空冷时间内析出足够多的铁素体，二者缺一不可。
空冷时间的长短主要取决于钢中C，Mn和Al的含量。C和Mn含量越高，添加Al含量也相应增加。若C含量和Mn含量均取中值，则空冷时间与Al含量关系式为：空冷时间t(s)＝23.7-34.3Al+15.6Al2，其中，Al表示重量百分含量(wt％)。
因此，本发明在成分设计上大幅提高了Al的含量，其为一般钢中Al含量的十倍以上。大幅增加Al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Al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中氧化铝夹杂增多、板坯表面易产生纵裂等缺陷。因此，合金的成分和工艺必须紧密配合，控制在较为精准的区间内，并与钢板最终的力学性能密切相关。
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(150-300℃)内。一方面可以保留较多的残余奥氏体(>5％)，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；同时加入较高的Al，以提高碳从马氏体向残余奥氏体中扩散的扩散系数，提高残余奥氏体的热稳定性；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。
一般而言，钢板的抗拉强度越高，相应的屈服强度也越高；在获得超高抗拉强度的同时获得很低的屈服强度，即获得超低屈强比是非常困难的。换言之，抗拉强度越高，屈强比越难以降低。要想获得具有超低屈强比超高强度钢，钢的组织中须含有一定量(10～25％)的软相如铁素体或 奥氏体和较高含量(>65％)的硬相如马氏体、贝氏体，由于软相和硬相的界面处容易产生应力集中，裂纹源容易在软相/硬相界面处形成并快速扩展，因此，软相和硬相在一起的组织通常其低温冲击韧性很差，延伸率也比较低。
通常，铁素体+马氏体+残余奥氏体三相组织的钢，其低温冲击韧性较差，本发明中通过添加微量的Nb或Nb+Ti，可以细化马氏体板条组织，以改善塑性和韧性，从而最大限度地在保证钢板超高强度的同时仍具有较好的低温冲击韧性。通过这种成分、工艺和组织的巧妙配合，可获得一定量铁素体+马氏体+残余奥氏体组织的钢板，从而获得综合性能优异的超低屈强比超高强度钢。
本发明的有益效果：
1.本发明的钢与传统的低合金高强钢相比，没有添加Cu，Ni，Mo等贵重金属，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.本发明的钢板力学性能优异，其屈服强度较低，而抗拉强度高，具有超低屈强比超高强度的特性。因此，用户在无需改造现有加工设备的情况下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，用户的综合使用成本降低。
3.采用本发明方法制造出的钢板具有低成本、超低屈强比和超高强度的特点，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本发明的低屈强比超高强热轧Q&P钢的生产工艺流程图。
图2为本发明的低屈强比超高强热轧Q&P钢的轧制工艺。
图3为本发明的低屈强比超高强热轧Q&P钢轧后冷却工艺。
图4为本发明实施例1的试验钢典型金相照片。
图5为本发明实施例2的试验钢典型金相照片。
图6为本发明实施例3的试验钢典型金相照片。
图7为本发明实施例4的试验钢典型金相照片。
图8为本发明实施例5的试验钢典型金相照片。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明做进一步说明。
参见图1，本发明的一种低屈强比超高强热轧Q&P钢的生产工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯(锭)→铸坯(锭)再加热→热轧+分段冷却工艺→钢卷。
实施例
参见图2～图3，实施例1～5的低屈强比超高强热轧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：
按表1中各钢的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。
表1 单位：重量百分比
Tnr＝887+464C+(6445Nb-644Nb1/2)+(732V-230V1/2)+890Ti+363Al-357Si
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℃，在Tnr以上多道次大压下且累计变形量≥50％，主要 目的是获得细小等轴的奥氏体晶粒；随后中间坯待温至Tnr以下至800℃之间，进行最后3～5个道次轧制且累计变形量≥70％；其Ms及Tnr温度参数如表1所示，其热轧工艺如图2所示；
其中，Tnr按下式确定：
Tnr＝887+464C+(6445Nb-644Nb1/2)+(732V-230V1/2)+890Ti+363Al-357Si；
3)分段冷却：
热轧后的轧件在铁素体析出开始温度之上以>30℃/s的冷速快速水冷至600～700℃，再空冷5～10s，然后继续以>30℃/s的冷速冷却至150～300℃(即Ms～Mf之间)某一温度以获得10～25％铁素体+65～85％马氏体+5～10％残余奥氏体组织，最后卷取后缓慢冷却至室温，获得所述低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其轧制工艺(铸坯厚度120mm)参数如表2所示，力学性能和显微组织如表3所示，其轧后冷却工艺如图3所示；
其中，空冷时间与Al含量关系式为：t(s)＝23.7-34.3Al+15.6Al2。
表2
表3
经检测，实施例1～5获得的低屈强比超高强度热轧Q&P钢的典型金相照片分别如图4～图8所示。
图4～图8给出了实施例1～5试验钢的典型金相照片。从金相照片上可以清楚地看出，钢板的组织主要为少量先共析铁素体+马氏体+残余奥氏体。根据X-射线衍射结果可知，实施例1～5号钢板中残余奥氏体的含量分别为5.46％、9.69％、9.97％、9.04％和8.34％。
本发明中钢板的微观组织为带状先共析铁素体+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 (7)

1.一种低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其化学成分重量百分比为：
C：0.2～0.3％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.5～2.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.5～1.0％，N≤0.006％，Nb：0.02～0.06％，Ti≤0.03％，O≤0.003％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质；并满足Ti/N≤3.42；
所述Q&P钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥1300MPa，屈强比≤0.5，延伸率≥10％；显微组织为10～25％先共析铁素体+65～85％马氏体+5～10％残余奥氏体三相组织。
2.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其特征在于，所述的化学成分中，Si的含量范围是1.3～1.7％。
3.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其特征在于，Mn的含量范围是1.8～2.2％，以重量百分比计。
4.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其特征在于，Al的含量范围是0.6～0.8％，以重量百分比计。
5.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其特征在于，N的含量≤0.004％，以重量百分比计。
6.根据权利要求1所述的低屈强比超高强度热轧Q&P钢，其特征在于，所述的化学成分中，Nb的含量范围是0.03～0.05％。
7.一种如权利要求1～6中任一项所述低屈强比超高强度热轧Q&P钢的制造方法，其特征在于，包括如下步骤：
1)冶炼、二次精炼、铸造
按下述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；化学成分重量百分比为：C：0.2～0.3％，Si：1.0～2.0％，Mn：1.5～2.5％，P≤0.015％，S≤0.005％，Al：0.5～1.0％，N≤0.006％，Nb：0.02～0.06％，Ti：≤0.03％，O≤0.003％，其余为Fe以及其它不可避免的杂质；并满足Ti/N≤3.42；
2)加热、热轧
将铸坯或铸锭加热到1100～1200℃并保温1～2h，开轧温度为1000～1100℃，在未再结晶温度Tnr以上经多道次大压下，累计变形量≥50％，获得含细小等轴的奥氏体晶粒的中间坯；随后中间坯待温至Tnr以下至800℃之间，再进行3～5个道次轧制，累计变形量≥70％，获得热轧后的轧件；其中，未再结晶温度Tnr按下式确定，式中各元素符号分别表示其对应的重量百分含量；
Tnr＝887+464C+(6445Nb-644Nb1/2)+(732V-230V1/2)+890Ti+363Al-357Si；
3)分段冷却
将热轧后的轧件，在铁素体析出开始温度之上以>30℃/s的冷速快速水冷至600～700℃，再空冷5～10s，然后继续以>30℃/s的冷速冷却至150～300℃之间某一温度，卷取并缓慢冷却至室温，获得所述低屈强比超高强度热轧Q&P钢。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
CN105177415A (zh) * 2015-08-14 2015-12-23 河北钢铁股份有限公司 超高强热轧q&p钢及其生产方法
CN105886750A (zh) * 2016-04-18 2016-08-24 河北钢铁股份有限公司 1180MPa级Q&P钢的连续热镀锌方法
US10619223B2 (en) 2016-04-28 2020-04-14 GM Global Technology Operations LLC Zinc-coated hot formed steel component with tailored property
EP3686296A4 (en) 2017-09-20 2020-07-29 Baosteel Zhanjiang Iron & Steel Co., Ltd. METHOD FOR SOFTENING A HIGH-STRENGTH Q-P STEEL HOT ROLLER
WO2019127240A1 (en) * 2017-12-28 2019-07-04 GM Global Technology Operations LLC Steel for hot stamping with enhanced oxidation resistance
US11613789B2 (en) 2018-05-24 2023-03-28 GM Global Technology Operations LLC Method for improving both strength and ductility of a press-hardening steel
US11612926B2 (en) 2018-06-19 2023-03-28 GM Global Technology Operations LLC Low density press-hardening steel having enhanced mechanical properties
CN109136779B (zh) * 2018-08-14 2020-05-19 山东建筑大学 一种马氏体基体1100MPa级稀土Q&P钢制备方法
CN109385581A (zh) * 2018-11-30 2019-02-26 宝山钢铁股份有限公司 一种具有优异的双面涂搪性能及搪后高强度性能的热轧钢板及其制造方法
US11530469B2 (en) 2019-07-02 2022-12-20 GM Global Technology Operations LLC Press hardened steel with surface layered homogenous oxide after hot forming
TWI753366B (zh) * 2020-02-24 2022-01-21 中國鋼鐵股份有限公司 低降伏比之超高強度鋼材及其製造方法
CN111334720B (zh) * 2020-03-30 2022-03-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 具有良好冷成型性能的高Al耐磨钢带及其生产方法
CN111607736B (zh) * 2020-06-28 2021-07-13 武汉钢铁有限公司 一种焊接性能优良的耐磨钢及生产方法
CN112575256B (zh) * 2020-11-26 2021-12-31 博耀能源科技有限公司 具有贝/马复相组织的高强韧大直径风电螺栓及制备方法
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
CN113215491B (zh) * 2021-05-07 2022-06-17 马鞍山钢铁股份有限公司 一种1300MPa级热连轧超高强钢板及其制造方法
CN113528944B (zh) * 2021-06-17 2022-12-16 首钢集团有限公司 一种1000MPa易成形耐磨钢板及其制备方法
CN113789432B (zh) * 2021-09-16 2023-01-24 昆明理工大学 一种改善sa508-4钢焊接组织局部硬化的方法
CN115141975B (zh) * 2021-11-05 2023-02-07 柳州钢铁股份有限公司 时效性能稳定的热轧钢筋
CN114836688B (zh) * 2022-04-20 2023-10-27 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种逆相变铌微合金化轻质高强钢及其生产方法
CN115011774B (zh) * 2022-06-15 2023-06-13 武汉钢铁有限公司 一种采用csp生产的高表面质量汽车大梁钢的方法
WO2023246898A1 (zh) * 2022-06-22 2023-12-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高塑性钢及其制造方法
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
CN115354232B (zh) * 2022-09-06 2023-08-11 广西科技大学 双相耐磨钢及其制备方法
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
CN116240342B (zh) * 2022-12-08 2023-12-26 北京科技大学 一种极宽淬火窗口高强塑积iqp钢及其制备方法
CN116377189B (zh) * 2023-03-02 2023-10-20 徐州徐工矿业机械有限公司 一种超大挖掘机用耐磨斗齿的热处理方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3037767B2 (ja) 1991-01-21 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 低降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2007066600A1 (ja) * 2005-12-06 2007-06-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN101487096B (zh) * 2009-02-19 2010-08-11 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
EP2683839B1 (en) * 2011-03-07 2015-04-01 Tata Steel Nederland Technology B.V. Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
EP2758554A1 (en) * 2011-09-20 2014-07-30 NV Bekaert SA Quenched and partitioned high-carbon steel wire
PL2762583T3 (pl) * 2011-09-30 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa o dużej wytrzymałości cynkowana zanurzeniowo na gorąco mająca doskonałą odporność na opóźnione pękanie i sposób jej wytwarzania
CN102363859B (zh) 2011-11-14 2012-12-05 湖南华菱湘潭钢铁有限公司 一种耐磨钢板的生产方法
CN102534372B (zh) * 2012-01-13 2013-09-11 北京科技大学 一种石油天然气开采用p110级膨胀管的制备方法
CN102534369B (zh) * 2012-01-13 2013-05-01 北京科技大学 一种石油天然气开采用n80钢级膨胀管的制备方法
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
CN103233161B (zh) * 2013-04-09 2016-01-20 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN105247090A (zh) * 2013-05-17 2016-01-13 Ak钢铁资产公司 表现出良好延展性的高强度钢以及通过镀锌槽进行淬火和分配处理的制备方法
KR101594670B1 (ko) * 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN105441814A (zh) * 2014-09-26 2016-03-30 宝山钢铁股份有限公司 屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢及其制造方法
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

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Co-patentee after: Baoshan Iron & Steel Co., Ltd.

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