CN105441814A - 屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢及其制造方法 - Google Patents

屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢及其制造方法 Download PDF

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王焕荣
杨阿娜
王巍
张华伟
杨晓臻
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Abstract

屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢及其制造方法,其成分重量百分比为:C0.2~0.3%,Si1.0~2.0%,Mn1.5~2.5%,P≤0.015%,S≤0.005%,Al0.5~1.0%,N≤0.006%,Cr0.05~0.5%,Ti≤0.05%,其余为Fe及不可避免的杂质。本发明超高强热轧Q&P钢屈服强度≥700MPa,抗拉强度≥1300MPa以上。

Description

屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q & P钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于耐磨钢领域,特别涉及屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢及其 制造方法。
背景技术
[0002] 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M s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。
[0003] 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+ -定量残 余奥氏体,故具有高强度和良好的塑性。
[0004] 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。
[0005] 中国专利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。无论其合金成分设计还是工艺路线均与本发明明显不 同。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°C以上,而铁素体 的开始析出温度大多在700°C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
[0006] 本发明的目的是提供一种屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢及其制造方 法,可获得屈服强度彡700MPa,抗拉强度彡1300MPa的超高强热轧Q&P钢。
[0007] 为达到上述目的,本发明的技术方案是:
[0008] 本发明在普通C-Mn钢的成分基础上,通过提高Si含量抑制渗碳体的析出;提高 A1含量一方面加快钢板空冷过程中奥氏体向先共析铁素体的转变动力学,另一方面增加 A1含量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可以保留下来;加入少量的Cr元素可进一步细化马氏体板 条组织。在轧制工艺上,通过采用分段冷却工艺可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。
[0009] 具体的,本发明的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其成分重量百分比 为:C0. 2 ~0· 3%,Sil. 0 ~2. 0%,Mnl. 5 ~2. 5%,P 彡 0· 015%,S 彡 0· 005%,A10. 5 ~ 1. 0%,Ν 彡 0· 006%,Cr0.0 5 ~0· 5%,Ti 彡 0· 05%,Ti/N < 3. 42,其余为 Fe 及不可避免 的杂质。
[0010] 进一步所述热轧Q&P钢的显微组织为体积数10 %~20 %铁素体+马氏体+5 %~ 15%残余奥氏体组织。
[0011] 所述热轧Q&P钢的屈服强度彡700MPa,抗拉强度彡1300MPa,延伸率>10%。
[0012] 在本发明钢的成分设计中:
[0013] 碳,是钢中最基本的元素,同时也是本发明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。 在本发明中,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。综上,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。
[0014] 硅,是钢中最基本的元素,同时也是本发明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A1和P也可以抑 制渗碳体的析出,但A1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。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1.0%,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%,优选范围在1. 3-1. 7%。
[0015] 锰,是钢中最基本的元素,同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知,Μη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,Μη含量一般应控制在1. 5%以上, Μη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,Μη的含量一般也不宜超过2. 5%,炼钢时容易发生Μη偏析,同时板 坯连铸时易发生热裂。因此,钢中Μη的含量一般控制在1. 5-2. 5%,优选范围在1. 8-2. 2%。
[0016] 磷,是钢中的杂质元素。Ρ极易偏聚到晶界上,钢中Ρ的含量较高(彡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。
[0017] 硫,是钢中的杂质元素。钢中的S通常与Μη结合形成MnS夹杂,尤其是档S和Μη 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。
[0018] 铝,本发明中最重要的合金元素之一。A1的基本作用是在炼钢过程中进行脱氧。 此外,A1还可与钢中的N结合形成A1N并细化晶粒。除上述作用外,本发明中加入较多的 A1的主要目的:
[0019] 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动力学过程,同时与Si 一起共同抑制渗碳体的析出;
[0020] 二是A1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 A1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A1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A1的含量需控制在合适的范围内,一般控制在0. 5-1. 0%,优选范围在0. 6-0. 8%。
[0021] 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A1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%。
[0022] 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。通常钛的加入量在< 0. 05%即 可,优选范围为< 0.03%。
[0023] 铬,是本发明中的最重要元素之一。有文献资料表明,组织为铁素体+马氏体+残 余奥氏体的钢板的低温冲击韧性通常较低。为了在超高强度下钢板仍具有较好的低温冲击 韧性,需要进一步细化马氏体板条。因此,加入少量的铬的主要目的是细化马氏体板条组 织。钢中铬的含量至少达到0.05%才能起到这样的作用;另一方面,铬的加入量不宜过多, 铬加入钢中可降低碳的扩散系数,降低奥氏体向铁素体转变的相变驱动力,不利于空冷阶 段铁素体析出,因此,铬的含量必须控制在〇. 05-0. 5%以内,优选范围为0. 05-0. 3%。
[0024] 氧,是炼钢过程中不可避免的元素,对本发明而言,钢中0的含量通过A1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,将钢中的0含量 控制在30ppm以内即可。
[0025] 本发明的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢的制造方法,其特征是,包括 如下步骤:
[0026] 1)冶炼、铸造
[0027] 按上述成分转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造成铸坯或铸锭;
[0028] 2)铸坯或铸锭再加热,加热温度:1100~1200°C,保温时间:1~2小时;
[0029] 3)热轧
[0030] 开轧温度:1000~1KKTC,在950°C以上多道次大压下且累计变形量彡50%,随后 中间坯待温至900-950°C,然后进行最后3-5个道次轧制且累计变形量> 70% ;
[0031] 4)分段冷却
[0032] 在铁素体析出开始温度之上即800~900°C之间以>50°C /s的冷速快速水冷至 600~700°C,空冷5~10s ;然后继续以>30°C /s的冷速冷却至150~300°C,即Ms-Mf之 间某一温度,获得体积数10 %~20 %铁素体+马氏体+5 %~15 %残余奥氏体组织,最后卷 取后缓慢冷却至室温。
[0033] 本发明的制造方法中:
[0034] 钢坯的加热温度若低于1KKTC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°c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°c比较合适。
[0035] 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,Μη等 的扩散不够充分,钢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。
[0036] 特别是,本发明通过合理的成分设计,同时配合创新性的热轧新工艺可获得综合 性能优异的钢板。钢的组织中须含有一定量(10-15% )的软相如铁素体或奥氏体和较高含 量(>70%)的硬相才能获得具有超低屈强比超高强钢。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^00-70(TC ), 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。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 的成分和工艺必须控制在较为精准的成分和工艺窗口内,并于钢板最终的力学性能密切相 关;
[0037] 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(>5% ),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;同时加入较高的A1进一步提高碳从马氏体向 残余奥氏体中的扩散系数,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。Cr的加入也是本发明的重要创新点之一。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,通过少量低成本的Cr的加入可以细化马 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。 通过这种成分和工艺的巧妙配合,可获得一定量铁素体+马氏体+残余奥氏体组织的钢板, 从而获得综合性能优异的超低屈强比超高强钢。
[0038] 本发明的有益效果:
[0039] 1)本发明钢板屈服强度彡700MPa,抗拉强度彡1300MPa,同时具有良好的延伸率 (>10% ),表现出优异的强塑性匹配;
[0040] 2)钢板的合金成本大幅降低。本发明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;
[0041] 3)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 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等;
[0042] 4)采用本发明制造出的钢板具有低成本、超低屈强比和超高强度优势,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
[0043] 图1为本发明钢的轧制工艺示意图。
[0044] 图2为本发明钢的轧后冷却工艺示意图。
[0045] 图3为本发明实施例1钢的典型金相照片。
[0046] 图4为本发明实施例3钢的典型金相照片。
[0047] 图5为本发明实施例5钢的典型金相照片。
具体实施方式
[0048] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0049] 参见图1、图2,本发明的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢的制造方法, 包括如下步骤:
[0050] 1)冶炼、铸造
[0051] 按下述成分转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造成铸坯或铸锭;
[0052] 2)铸坯或铸锭再加热,加热温度:1100~1200°C,保温时间:1~2小时;
[0053] 3)热轧
[0054] 开轧温度:1000~1KKTC,在950°C以上多道次大压下且累计变形量彡50%,随后 中间坯待温至900-950°C,然后进行最后3-5个道次轧制且累计变形量> 70% ;
[0055] 4)分段冷却
[0056] 在铁素体析出开始温度之上即800~900°C之间以>50°C /s的冷速快速水冷至 600~700°C,空冷5~10s ;然后继续以>30°C /s的冷速冷却至150~300°C (Ms-Mf之间) 某一温度,以获得体积数10%~20%铁素体+马氏体+5%~15%残余奥氏体组织,最后卷 取后缓慢冷却至室温。
[0057] 本发明钢成分的实施例参见表1。表2为本发明钢实施例的制造工艺。表3为本 发明实施例钢的力学性能。
[0058] 表1单位:重量百分比
[0059]
[0062] 表3钢板的力学性能
[0063]
[0064] 图3~图5给出了实施例1、3和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。
[0065] 根据X-射线衍射结果可知,本发明实施例1、3和5钢板中残余奥氏体的含量分别 为8. 69%、14. 69%和9. 05%。因此,本发明中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 (12)

1. 屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其成分重量百分比为:C0. 2~0. 3%, Sil. 0 ~2· 0%,Μη1· 5 ~2· 5%,P彡 0· 015%,S彡 0· 005%,Α10· 5 ~1. 0%,N彡 0· 006%, CrO. 05~0· 5%,Ti彡0· 05%,Ti/N< 3. 42,其余为Fe及不可避免的杂质。
2. 如权利要求1所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其特征是,Si的含 量控制在1. 3~1. 7%,重量百分比计。
3. 如权利要求1所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其特征是,Μη的含 量控制在1.8~2. 2%,重量百分比计。
4. 如权利要求1所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢的制造方法,其特征 是,A1的含量控制在0. 6~0. 8%,重量百分比计。
5. 如权利要求1所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其特征是,N的含 量控制在小于0. 004%,重量百分比计。
6. 如权利要求1所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其特征是,Ti的加 入量< 0. 03 %,重量百分比计。
7. 如权利要求1所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其特征是,Cr的含 量控制在0. 05~0. 3 %,重量百分比计。
8. 如权利要求1所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其特征是,所述热 轧Q&P钢的显微组织为体积数10%~20%铁素体+马氏体+5%~15%残余奥氏体组织。
9. 如权利要求1或8所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢,其特征是,所 述热轧0&?钢的屈服强度彡70010^,抗拉强度彡130010^,延伸率>10%。
10. 如权利要求1~9中任一项所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢的制 造方法,其特征是,包括如下步骤: 1) 冶炼、铸造 按权利要求1~7所述的成分转炉或电炉冶炼、真空炉二次精炼、铸造成铸坯或铸锭; 2) 铸坯或铸锭再加热,加热温度:1100~1200°C,保温时间:1~2小时; 3) 热轧 开轧温度:1000~1l〇〇°C,在950°C以上多道次大压下且累计变形量彡50%,随后中间 坯待温至900~950°C,然后进行最后3~5个道次轧制且累计变形量> 70% ; 4) 分段冷却 在铁素体析出开始温度之上即800~900°C之间以>50°C/s的冷速快速水冷至600~ 700°C,空冷5~10s;然后继续以>30°C/s的冷速冷却至150~300°C,最后卷取后缓慢冷 却至室温。
11. 如权利要求10所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢的制造方法,其特 征是,所述热轧Q&P钢的显微组织为体积数10 %~20%铁素体+马氏体+5%~15 %残余 奥氏体组织。
12. 如权利要求10或11所述的屈服强度700MPa级超低屈强比热轧Q&P钢的制造方 法,其特征是,所述热轧Q&P钢的屈服强度彡700MPa,抗拉强度彡1300MPa,延伸率>10 %。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108165890A (zh) * 2018-01-09 2018-06-15 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
EP3235920A4 (en) * 2014-12-19 2018-06-27 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Low-yield-ratio ultra-high-strength hot-rolled q&p steel and production method therefor
CN108411203A (zh) * 2018-03-30 2018-08-17 湖南华菱涟源钢铁有限公司 高硅高铝混凝土搅拌车用nm300耐磨钢及生产方法
CN109355573A (zh) * 2018-12-03 2019-02-19 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
WO2019057114A1 (zh) 2017-09-20 2019-03-28 宝钢湛江钢铁有限公司 一种高强度q&p钢热轧卷的软化方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005002406A (ja) * 2003-06-11 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板とその製造方法
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 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
CN103805869A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度热轧q&p钢及其制造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005002406A (ja) * 2003-06-11 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板とその製造方法
CN103805869A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN103233161A (zh) * 2013-04-09 2013-08-07 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

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3235920A4 (en) * 2014-12-19 2018-06-27 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Low-yield-ratio ultra-high-strength hot-rolled q&p steel and production method therefor
WO2019057114A1 (zh) 2017-09-20 2019-03-28 宝钢湛江钢铁有限公司 一种高强度q&p钢热轧卷的软化方法
CN108165890A (zh) * 2018-01-09 2018-06-15 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
CN108411203A (zh) * 2018-03-30 2018-08-17 湖南华菱涟源钢铁有限公司 高硅高铝混凝土搅拌车用nm300耐磨钢及生产方法
CN109355573A (zh) * 2018-12-03 2019-02-19 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
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

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