CN105925892B - 一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法 - Google Patents

一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105925892B
CN105925892B CN201610450190.6A CN201610450190A CN105925892B CN 105925892 B CN105925892 B CN 105925892B CN 201610450190 A CN201610450190 A CN 201610450190A CN 105925892 B CN105925892 B CN 105925892B
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot rolling
chambering
phase steel
dual phase
steel
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
CN201610450190.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105925892A (zh
Inventor
王焕荣
杨阿娜
胡晓萍
王巍
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.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Baosteel Zhanjiang Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
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 Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN201610450190.6A priority Critical patent/CN105925892B/zh
Publication of CN105925892A publication Critical patent/CN105925892A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105925892B publication Critical patent/CN105925892B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C22C38/06—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

Abstract

一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分比为：C：0.10～0.15％，Si：0.8～1.8％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.06％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质，且需满足如下关系：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％。本发明双相钢的微观组织为铁素体、马氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，马氏体等效晶粒尺寸≤20μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm，其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可应用在车轮等需要良好成形性能和高强减薄的部位。

Description

一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法
技术领域
本发明属于热轧高强钢领域，具体涉及一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法。
背景技术
目前，商用车尤其是重卡汽车的车轮用钢通常采用双相钢进行制造，部分经济型轿车的车轮(包括轮辋和轮辐)为了降低成本也采用钢制车轮。采用高强度双相钢制造车轮可有效降低车轮重量，如与普通Q345钢相比，采用DP600(即抗拉强度600MPa级双相钢)可降低车轮重量约10～15％；而采用抗拉强度780MPa级的DP780双相钢可进一步降低车轮重量约5～10％。目前国内绝大部分车轮厂采用的双相钢主要600MPa以下的低强度双相钢，更高强度的双相钢如DP780则应用得不多。
汽车车轮之所以广泛采用双相钢主要是由于双相钢本身所具有的低屈服强度、高抗拉强度即低屈强比、连续屈服以及良好的加工成形性等。从车轮行业发展的趋势来看，车轮用钢的强度总体仍然是向着更高强度方向发展，而且目前所使用的车轮钢强度普遍不高，在400～600MPa之间。随着国家环保法规日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施，除乘用车外，商用车领域的汽车轻量化也已成为行业发展的趋势。针对这一发展趋势，有必要开发更高级别如780MPa和980MPa级热轧双相钢以满足车轮用钢的未来发展需求。此外，高强度双相钢也可以应用到某些汽车结构件如汽车大梁、防撞梁等。
由于车轮本身结构相对复杂，加工过程主要为冲压变形，对双相钢的扩孔性能要求较高。高强钢的扩孔性与钢种的抗拉强度、屈服强度、屈强比等有密切关系。在相同抗拉强度水平下，双相钢(即传统铁素体马氏体双相钢)的扩孔率最低，其次是贝氏体类型的高强钢，再次为铁素体贝氏体双相钢，扩孔率最高的为单相铁素体高强钢。一般而言，780MPa级的热轧双相钢其扩孔率一般在40％以下，多数在30％以下；而980MPa级的热轧双相钢其扩孔率一般在20％以下。高强双相钢的扩孔率低的最主要原因是组织中铁素体和马氏体两相力学性能差异大，加工硬化率较高，冲孔周围存在微裂纹或扩孔过程中容易在铁素体和马氏体界面形成应力集中导致开裂。高强双相钢扩孔率的改善相对比较困难，这是由其自身的组织特点所决定的。
目前关于高强度双相钢主要分为两大类：一是冷轧高强双相钢；二是热轧高强双相钢。冷轧高强双相钢的抗拉强度目前已达到1180MPa，而热轧高强双相钢的抗拉强度几乎都没有达到780MPa以上。冷轧高强双相钢和热轧高强双相钢的这种区别一方面是用户对高强双相钢的需求主要针对冷轧产品，对热轧高强度双相钢的产品需求不强；其次是热轧产线与冷轧产线上存在很大不同，许多在冷轧产线上能够生产的产品放在热轧产线上难以实现，需要对钢种的成分和工艺重新设计和优化。但随着行业的不断发展，对热轧高强度双相钢的需求必定会越来越多。
发明内容
本发明的目的在于提供一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法，该热轧高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可应用在车轮等需要良好成形性能和高强减薄的部位。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明加入较高含量的Si以保证在有限的热轧空冷时间内形成一定数量的铁素体组织且扩大铁素体形成的工艺窗口；加入微量的Nb主要目的是在精轧阶段最大程度地细化奥氏体晶粒，使相变之后形成的铁素体更加细小，有利于提高钢板的强度和塑性；加入高Ti的主要目的是通过在空冷阶段在铁素体晶内形成纳米级碳化物(尺寸≤10nm)，强化铁素体，减小铁素体与马氏体之间的性能差异，提高扩孔性能。通过对组织中铁素体和马氏体含量的精确控制，获得屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa的高强度双相钢。
一种780MPa级热轧高扩孔双相钢，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.15％，Si：0.8～1.8％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.06％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％。
优选的，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：C：0.12～0.14％，以重量百分比计。
优选的，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Si：1.0～1.5％，以重量百分比计。
优选的，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Mn：1.4～1.8％，以重量百分比计。
优选的，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Nb：0.03～0.05％，以重量百分比计。
优选的，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Ti：0.08～0.12％，以重量百分比计。
进一步，所述热轧高扩孔双相钢的微观组织为铁素体、马氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，铁素体所占体积分数为25～40％，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm；马氏体所占体积分数为60～75％，马氏体等效晶粒尺寸≤20μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm。
本发明所述热轧高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％。
在本发明钢的成分设计中：
碳：碳是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。碳扩大奥氏体相区，稳定奥氏体。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。在本发明中，为获得抗拉强度780MPa级高扩孔双相钢，必须保证碳的含量在0.10％以上；但是碳的含量也不能高于0.15％，否则在热轧两段式冷却过程中难以形成所需数量的铁素体。因此，本发明钢中碳含量须控制在0.10～0.15％之间，优选范围在0.12～0.14％。
硅：硅是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。这是因为，要获得抗拉强度达780MPa以上的高强双相钢，一方面要控制铁素体的尺寸和数量，同时还要提高马氏体的强度，这需要在成分设计中适当提高碳和锰的含量。而碳和锰都是扩大奥氏体区、稳定奥氏体的元素，在热轧空冷过程中的很短时间内(通常≤10s)难以形成足够数量的铁素体，这就需要添加较高含量的硅元素。硅的加入可明显促进铁素体形成，扩大铁素体形成的工艺窗口，净化铁素体；同时还可以起到部分强化作用。硅的这种作用必须在其含量达到0.8％以上时才表现出来，但Si的含量也不宜太高，否则轧制后的钢板冲击韧性变差。因此，本发明钢中硅含量控制在0.8～1.8％之间，优选范围在1.0～1.5％之间。
锰：锰也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，锰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，锰含量应控制在1.0％以上，锰含量过低，过冷奥氏体不够稳定，空冷时容易转变为珠光体类型的组织；同时，锰含量也不宜超过2.0％，若超过2.0％，不仅炼钢时容易发生Mn偏析，而且在轧后空冷阶段不容形成足够数量的铁素体，同时板坯连铸时也容易发生热裂。因此，本发明钢中Mn含量控制在1.0～2.0％，优选范围在1.4～1.8％。
磷：磷是钢中的杂质元素。极易偏聚到晶界上，钢中磷的含量较高(≥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0.02％以内较好且不提高炼钢成本。
硫：硫是钢中的杂质元素。钢中的硫通常与锰结合形成MnS夹杂，尤其是当硫和锰的含量均较高时，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。故钢中硫含量越低越好，实际生产时通常控制在0.005％以内。
铝：铝是钢中除C、Si、Mn、P、S五大元素之外另一重要合金元素。铝在本发明中的基本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中铝的含量一般不低于0.02％；同时，若铝的含量超过0.06％，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中铝含量的控制水平，本发明将钢中铝的含量控制在0.02～0.06％即可。
氮：氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素，通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中氮的残余含量通常≤0.006％。这些固溶或游离的氮元素必须通过形成某种氮化物加以固定，否则游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，而且在带钢轧制的过程中很容易形成全长性的锯齿裂缺陷。本发明中通过添加微量元素钛，使之与氮结合形成稳定的TiN从而固定氮原子。因此，本发明钢中含量控制在0.006％以内且越低越好。
铌：铌也是本发明中的关键元素之一。由于980MPa及以上级别热连轧双相钢通常需要加入较高的硅以促进轧制空冷段铁素体相的形成，而高硅的添加通常会提高马氏体相的脆性。本发明中碳本身的含量虽然≤0.15％，但在析出一定量铁素体之后，铁素体中的碳原子会排出，进入未转变的奥氏体中，使得剩余奥氏体中碳含量富集，最终形成的马氏体实际碳含量较高，马氏体脆性较大，高硅的加入则进一步加剧了这种脆性。因此，高Si型热轧双相钢的低温冲击韧性通常较低，为了尽可能提高高Si型高强双相钢的冲击韧性，合金成分设计中加入微量的铌，通过细化晶粒可有效提高双相钢的冲击韧性。铌的加入起到两方面作用：一是在高温阶段，固溶的铌对奥氏体晶粒长大起到溶质拖曳作用；二是在精轧阶段通过铌的碳氮化物钉扎奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒，并对最终转变的铁素体和马氏体起到细化作用，提高双相钢冲击韧性。因此，本发明中铌含量控制在0.01～0.06％，优选范围在0.03～0.05％。
钛：钛是本发明中的重要元素之一。钛在本发明中主要起两个作用：一是与钢中的杂质元素氮结合形成TiN，起到固氮效果；二是与铌配合，起到最佳的细化奥氏体晶粒的作用。钢中游离的氮原子对钢的冲击韧性非常不利，加入微量钛可将游离的氮固定，但在本发明中钛的含量不宜过多，否则容易形成尺寸较大的TiN，对钢的冲击韧性也是不利的。试验证明，钢中只添加铌不添加钛，在连铸生产过程中连铸坯容易发生角裂，添加微量钛则可以有效改善角裂问题；同时，本发明中铌和钛的含量只要控制在0.10％≤Nb+Ti≤0.20％成分范围内，即可起到良好的细化晶粒效果且成本较低。因此，钢中钛的含量范围控制在0.05～0.15％，优选范围为0.08～0.12％。
氧：氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过铝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，将钢中的氧含量控制在30ppm以内即可。
本发明所述780MPa级热轧高扩孔双相钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；
2)铸坯或铸锭加热
加热温度1230～1300℃，加热时间1～2小时；
3)热轧+分段冷却+卷取
开轧温度为1080～1200℃，在1050℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至650～750℃；空冷5～10秒后，再以30～50℃/s的冷速水冷至200℃以下卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。
本发明的制造工艺设计的理由如下：
对于高Ti析出强化类型的高强钢而言，加热温度是一个很重要的工艺参数。与普通高强钢相比，高Ti钢更高的加热温度(≥1230℃)主要目的是在加热的板坯中固溶尽可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶温度通常很高(≥1300℃)，在炼钢或连铸以及轧制过程的不同阶段均会析出，这就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低。因此，必须保证高的加热温度才有可能在轧后空冷阶段过程中获得更多的纳米碳化物，故本发明要求钢板的最低加热温度必须≥1230℃；加热温度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可承受的温度为限，加热温度原则上不设定上限要求；为了节约能耗，通常将实际的最高加热温度控制在≤1300℃。本发明钢加热工艺示意图参见图1。
对于高Ti钢而言，板坯的加热时间相对于加热温度而言，其影响要小得多。理论上而言，只要加热温度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解温度，其溶解速度较快。故在这一阶段，加热时间主要是以保证板坯能够均匀的烧透为主要目标。当然，加热时间也不能太长，否则高温未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，这些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中，板坯在加热炉中发生断坯现象。因此，根据板坯厚度不同，加热时间通常控制在1～2小时即可。
本发明轧制工艺示意图参见图1。在轧制工艺设计上，在粗轧和精轧阶段，轧制过程的节奏应尽量快速完成，以尽量减少在粗轧和精轧阶段Ti的析出。这是因为在粗轧尤其是精轧处于奥氏体区，在精轧温度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十纳米，对最终的析出强化效果不大，但对奥氏体晶粒的细化有很大作用。因此，粗轧和精轧阶段应尽快完成以便在轧后空冷阶段在铁素体中析出更多的纳米级(≤10nm)碳化物；开轧温度控制为1080～1200℃，在1050℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；主要目的是细化奥氏体晶粒。
本发明在终轧结束后应以高的冷速快速冷却至停止冷却温度(即停冷温度)650～750℃。这是因为，轧制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在很短的时间内完成再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后的冷却过程发生铁素体相变时，沿原始奥氏体晶界处形成的铁素体晶粒较为粗大，通常在10～20μm之间，对提高钢板的强度不利。本发明对钢的微观组织设计思路为细小等轴铁素体和马氏体组织。要达到780MPa的抗拉强度级别，铁素体晶粒的尺寸必须控制在10μm以下，这就需要钢板在终轧结束后必须快速冷却到所需的中间停冷温度。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力大，容易形成。因此，终轧后的冷却速度应足够快(≥100℃/s)，避免在冷却过程中形成铁素体。
第一阶段的停止冷却温度需控制在合适的温度范围内，这是因为热连轧产线带钢运行速度快，水冷阶段的长度有限，不可能进行长时间空冷。第一阶段的停冷温度尽量控制在铁素体析出最佳温度区间，本发明控制停止冷却温度为650～750℃；在空冷阶段，同时进行铁素体形核和纳米级碳化物析出两个过程，此时形成的铁素体具有更高的强度，其与后续形成的马氏体在力学性能上差异较小；第二阶段的水冷主要目的是形成所需的马氏体，第二阶段的水淬速度应控制在30～50℃/s之间，过高的冷却速度会造成钢板内部马氏体相变时的应力过大，导致带钢板形不良。第二阶段水冷的停止冷却温度控制在≤200℃即可，具体冷却工艺示意图如图2所示。
本发明的创新点在于：通过巧妙合理的成分设计，同时配合创新性的热轧工艺，采用纳米析出强化增强铁素体强度，减小铁素体与马氏体之间的性能差异，从而提高高强双相钢的扩孔性能，获得高强度、塑性良好、高扩孔率的热轧双相钢。本发明钢板的微观组织为细小的纳米析出强化铁素体(即铁素体+铁素体晶内分布析出尺寸≤10nm的纳米级碳化物)和马氏体，其中，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，马氏体等效晶粒尺寸≤20μm。在成分设计上，通过理论分析和试验研究，Nb和Ti的总量应满足0.10％≤Nb+Ti≤0.20％，同时配合所要求的轧制工艺，才能获得低屈强比高强度热轧纳米析出铁素体马氏体双相钢。
本发明的有益效果：
(1)本发明采用相对经济的成分设计思路，同时配合现有的热连轧产线就可以生产出具有低屈强比热轧高扩孔双相钢。
(2)本发明制造出屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％，且厚度≤6mm的热轧高强度双相钢板，表现出优异的高强度、塑性和扩孔性匹配，兼具低屈强比，可应用于车轮等需要高强减薄的构件，具有良好的应用前景。
附图说明
图1为本发明加热和轧制工艺示意图。
图2为本发明轧后冷却工艺示意图。
图3为本发明实施例3钢板组织中铁素体晶内典型的纳米析出TEM照片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的制造工艺参数，表3为本发明实施例钢的性能。
本发明实施例工艺流程为：转炉或电炉冶炼→真空炉二次精炼→铸坯或铸锭→钢坯(锭)加热→热轧+轧后分段冷却→钢卷，其中关键工艺参数参见表2。
由图3可知，本发明钢板组织中铁素体晶内析出的纳米级碳化物尺寸仅为4±1nm，且呈一定规律排列。正是由于铁素体晶粒内部析出的尺寸仅为4±1nm的纳米碳化物使得铁素体强度大幅提高，缩小了铁素体与马氏体之间的性能差异，提高了铁素体马氏体双相钢的扩孔率，获得了强度和扩孔匹配良好的先进高强钢。
从表3可知，本发明可制造出780MPa级高扩孔双相钢，该双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％，明显高于传统双相钢的扩孔率(通常≤40％)，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，特别适合车轮等需要扩孔翻边和高强减薄的领域。
从表3可知，与相同强度级别的传统铁素体马氏体双相钢相比，本发明钢板具有更高的屈服强度和略高的抗拉强度，这主要是由于本发明钢板组织的铁素体中存在的大量弥散细小的纳米TiC析出强化所致，其屈强比略高于传统铁素体马氏体双相钢，与传统的铁素体贝氏体双相钢的屈强比接近。

Claims (11)

1.一种780MPa级热轧高扩孔双相钢，其化学成分重量百分比为：C：0.10～0.15％，Si：0.8～1.8％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.06％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足如下关系：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％；
所述780MPa级热轧高扩孔双相钢的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；
2)铸坯或铸锭加热
加热温度1230～1300℃，加热时间1～2小时；
3)热轧+分段冷却+卷取
开轧温度为1080～1200℃，在1050℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至650～750℃；空冷5-10秒后，再以30～50℃/s的冷速水冷至200℃以下卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。
2.根据权利要求1所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：C：0.12～0.14％，以重量百分比计。
3.根据权利要求1所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Si：1.0～1.5％，以重量百分比计。
4.根据权利要求1所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Mn：1.4～1.8％，以重量百分比计。
5.根据权利要求1所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Nb：0.03～0.05％，以重量百分比计。
6.根据权利要求1所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的化学成分中：Ti：0.08～0.12％，以重量百分比计。
7.根据权利要求1-6任一项所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的微观组织为铁素体+马氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，其中，铁素体所占体积分数为25～40％，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm；马氏体所占体积分数为60～75％，马氏体等效晶粒尺寸≤20μm。
8.根据权利要求7所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％。
9.如权利要求1-8任一项所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢的制造方法，其包括如下步骤：
4)冶炼、铸造
按权利要求1-6任一项所述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭；
5)铸坯或铸锭加热
加热温度1230～1300℃，加热时间1～2小时；
6)热轧+分段冷却+卷取
开轧温度为1080～1200℃，在1050℃以上进行3～5个道次粗轧且累计变形量≥50％；中间坯待温温度为900～950℃，再进行3～5个道次精轧且累计变形量≥70％；终轧温度为800～900℃，终轧结束后以≥100℃/s的冷速将钢板水冷至650～750℃；空冷5-10秒后，再以30～50℃/s的冷速水冷至200℃以下卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷却至室温。
10.根据权利要求9所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢的制造方法，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的微观组织为铁素体+马氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，其中，铁素体所占体积分数为25～40％，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm；马氏体所占体积分数为60～75％，马氏体等效晶粒尺寸≤20μm。
11.根据权利要求9或10所述的780MPa级热轧高扩孔双相钢的制造方法，其特征在于，所述热轧高扩孔双相钢的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％。
CN201610450190.6A 2016-06-21 2016-06-21 一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法 Active CN105925892B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610450190.6A CN105925892B (zh) 2016-06-21 2016-06-21 一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610450190.6A CN105925892B (zh) 2016-06-21 2016-06-21 一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105925892A CN105925892A (zh) 2016-09-07
CN105925892B true CN105925892B (zh) 2018-03-09

Family

ID=56831943

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201610450190.6A Active CN105925892B (zh) 2016-06-21 2016-06-21 一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN105925892B (zh)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016211411A1 (de) * 2016-06-24 2017-12-28 Thyssenkrupp Ag Fahrzeugrad und Verwendung
CN108018493A (zh) * 2016-10-31 2018-05-11 宝山钢铁股份有限公司 一种1180MPa级热轧双相钢及其制造方法
CN107475622B (zh) * 2017-09-05 2019-10-08 武汉钢铁有限公司 具有良好热加工性能的钢板及其制造方法
CN108754079A (zh) * 2018-06-13 2018-11-06 武汉科技大学 一种促进含w合金钢中纳米碳化物析出的热处理方法
CN108950405B (zh) * 2018-08-14 2020-02-18 武汉钢铁有限公司 一种具有良好翻边性能的800MPa级多相钢及生产方法
CN111363978B (zh) * 2018-12-26 2021-11-16 宝山钢铁股份有限公司 一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢及制造方法
CN111074165B (zh) * 2019-12-31 2021-08-17 河钢股份有限公司承德分公司 一种700MPa级高强汽车钢热轧酸洗板及其生产方法
CN113373370B (zh) * 2020-03-10 2022-11-15 宝山钢铁股份有限公司 一种1100MPa级桥壳钢及其制造方法
CN111334701B (zh) * 2020-03-25 2021-04-06 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥800MPa的高延伸率热轧组织调控钢及生产方法
CN114107789B (zh) * 2020-08-31 2023-05-09 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级高表面高性能稳定性超高扩孔钢及其制造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3520632B2 (ja) * 1995-11-10 2004-04-19 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性および加工性に優れる熱延高張力鋼板ならびにその製造方法
CN102719732A (zh) * 2012-06-28 2012-10-10 宝山钢铁股份有限公司 热轧高强度双相钢板及其制造方法
CN105324505B (zh) * 2013-06-27 2017-04-05 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN105925892A (zh) 2016-09-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105925887B (zh) 一种980MPa级热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法
CN105925892B (zh) 一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法
CN106119702B (zh) 一种980MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN106119703B (zh) 一种980MPa级热轧双相钢及其制造方法
CN105154769B (zh) 一种780MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN106119698B (zh) 一种780MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法
CN106399820B (zh) 一种980MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法
CN104532126B (zh) 一种低屈强比超高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN105734423B (zh) 一种1180MPa级析出强化型热轧超高强钢及其制造方法
CN105925888B (zh) 一种980MPa级热轧铁素体贝氏体高扩孔双相钢及其制造方法
CN106119699A (zh) 一种590MPa级热轧高强度高扩孔钢及其制造方法
CN106609335B (zh) 抗拉强度700MPa级高扩孔热轧钢板及其制造方法
CN108018493A (zh) 一种1180MPa级热轧双相钢及其制造方法
CN107723608B (zh) 一种大压下高扩孔率热轧贝氏体双相钢及其制备方法
CN107119228A (zh) 一种抗拉强度700～800MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
CN107475627B (zh) 基于CSP流程的600MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107557692B (zh) 基于CSP流程的1000MPa级热轧TRIP钢及制造方法
CN107881430A (zh) 一种抗拉强度600MPa级热轧双相钢及其制造方法
CN110331326A (zh) 一种1000MPa级薄规格热轧高强双相钢板及其制备方法
CN104513927A (zh) 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN108998741A (zh) 超高强韧性中锰相变诱发塑性钢及其制备方法
CN107326276B (zh) 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
CN108018498A (zh) 一种1180MPa级热轧铁素体贝氏体双相钢及其制造方法
CN109778069A (zh) 一种屈服强度覆盖240~270Mpa级别的一钢多级冷轧低合金高强度钢及其制造方法
CN110129673A (zh) 一种800MPa级高强塑积Q&P钢板及其制备方法

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
TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20180914

Address after: 524072 building 12-15, building 46, Renmin Road, Zhanjiang, Guangdong

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

Patentee after: Baosteel Zhanjiang Iron & Steel Co., Ltd.

Address before: 201900 Fujin Road, Baoshan District, Shanghai 885

Patentee before: Baoshan Iron & Steel Co., Ltd.