CN107142426A - 一种超高强度退火钢板及其制造方法 - Google Patents

一种超高强度退火钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种超高强度退火钢板及其制造方法，化学成分组成及质量百分含量为：C：0.07～0.12%，Mn：2.20～2.50%，S≤0.0050%，P≤0.020%，Si：0.30～0.70%，Als：0.02～0.05%，Mo：0.10～0.25%，Cr：0.40～0.60%，B：0.0005～0.0013%，Ti：0.015～0.030%，N≤0.0030%，H≤0.0002%，其余为铁和不可避免的杂质；制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序。本发明钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，屈服强度在550‑850MPa，抗拉强度≥980MPa，断后伸长率A80≥10%。

Description

一种超高强度退火钢板及其制造方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及一种超高强度退火钢板及其制造方法。
背景技术
随着汽车安全性能要求的提高，在汽车车身制造中越来越多地采用具有良好强塑积的高强钢。一方面在不损失汽车安全性能的前提下减轻车身重量；另一方面降低汽车油耗并减少环境污染；因此，高强钢在汽车车身制造中的使用越来越多，尤其是在一些安全件和结构件生产上。但是随着强度的提高，材料的塑形会相应的降低，加工性能变差，尤其是成型性能，一方面是因为为了提高材料的强度添加合金元素，如C和Mn等，另一方面，随着汽车部件的设计和优化，部分零件对成型的要求越来越高。在提高材料强度基础上，保证塑形不会严重损害，双相钢是一个选择，该类钢种由铁素体与马氏体组成，具有低屈强比、高初始加工硬化率、良好的强度和延伸性配合等特点，已发展成为一种汽车用高强度冲压用钢。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种超高强度退火钢板，本发明还提供一种超高强度退火钢板的制造方法；产品具有良好的焊接性能。
为解决上述技术问题，本发明采取的技术方案是：一种超高强度退火钢板及其制造方法，所述钢板化学成分组成及质量百分含量为：C：0.07～0.12%，Mn：2.20～2.50%，S≤0.0050%，P≤0.020%，Si：0.30～0.70%，Als：0.02～0.05%，Mo：0.10～0.25%，Cr：0.40～0.60%，B：0.0005～0.0013%，Ti：0.015～0.030%，N≤0.0030%，H≤0.0002%，其余为铁和不可避免的杂质。
本发明所述钢板厚度为1.0-2.0mm；当钢板厚度在t≤1.2mm时，横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.5t不开裂；钢板厚度在1.2mm＜t≤1.6mm，在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.75t不开裂；钢板厚度在1.6mm＜t≤2.0mm，在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为1.0t不开裂，所述t为钢板毫米厚度。
本发明所述钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体相尺寸≤10μm，马氏体型相尺寸≤7μm；屈服强度550-850MPa，抗拉强度≥980MPa，断后伸长率A80≥10%。
本发明化学成分设计思路如下：
C：钢中最基本的元素，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，为了在高强度的基础上，同时具有良好的焊接性能，因此碳含量控制在0.07～0.12%之间。
Mn：是奥氏体稳定化元素，可以有效提高奥氏体岛的淬透性，因而降低两相区加热后，冷却过程中获得双相组织所必须的冷却速率。Mn也可以降低铁素体中的固溶C，促使C向奥氏体中转移，提高奥氏体淬透性的同时净化铁素体基体，从而提高双相钢的延性，因此，Mn对双相钢组织的形成具有重要作用。Mn含量控制在2.20～2.50%。
Si：是铁素体形成元素，易于向铁素体溶解，并且可以有效地提高C、Mn在铁素体中的化学势，两相区退火过程中，Si的添加显著加速C、Mn向奥氏体中的转移，从而间接增加奥氏体的稳定性。Si使铁素体充分“净化”，避免了C在铁素体中的大量间隙固溶。Si含量高在热轧时会在表面形成橄榄石型的氧化铁皮，难以去除，不利于表面质量，而太低则起不到铁素体排碳的效果，Si含量控制在0.30～0.70%。
Cr：为铁素体形成元素，与Si的作用相似，促成铁素体的形成，进而增加未转变奥氏体的稳定性和淬透性。Cr可以推迟珠光体转变，降低Bs点，抑制贝氏体相变。此外，Cr可以促进C向奥氏体扩散，并可降低铁素体的屈服强度，更有利于获得低屈服强度的双相钢。Cr含量控制在0.40～0.60%。
P：在本发明中，P为杂质元素，控制的越低越好。
Al：脱氧元素，为了有效地脱氧通常将Als控制在0.02～0.05%。
N：为有害杂质元素，在室温的铁素体中扩散速度快，很容易导致室温时效，为了使得最终产品具有良好的成形性能，本发明中N含量控制在30ppm及以下。
S：有害杂质元素，控制越低越好，从而减轻钢种的带状组织，本发明控制在0.005%及以下。
Ti：为碳化物、氮化物或碳氮化物形成元素，防止铸坯加热过程中的晶粒粗化，同时通过析出强化提高基体强度。
Mo：提高淬透性，同时在热轧过程中，提高再结晶温度，细化组织，减轻带状组织，考虑到所起左右和成本，控制在0.10～0.25%。
B：B在钢中的主要作用是增加钢的淬透性，从而节约其他较稀贵的金属。为了这一目的，其含量一般规定在0.0005～0.0013%范围内。
本发明还提供一种超高强度退火钢板的制造方法，所述制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，所述铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0030%以下。
本发明所述转炉炼钢工序，转炉终点控制如下，C：0.035-0.050%，Mo：0.18-0.22%，温度为1660-1680℃，氧位：600-900ppm；并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.45-0.55%、Mn：2.30-2.40%、Cr：0.45-0.55%、Als：0.030-0.045%，转炉大包C含量控制在0.08-0.11%，转炉大包温度为1560-1600℃。
本发明所述连铸工序，中包过热度为25-35℃，连铸拉速为0.8-1.2m/min。
本发明所述热轧工序，板坯加热温度1250-1300℃，加热时间为180～220min，精轧进口温度1050-1070℃，终轧温度890-920℃，卷取温度600-630℃。
本发明所述冷轧工序，冷轧压下率为50～80%。
本发明所述连续退火工序，退火均热温度为760-800℃，均热时间为60～250s，快冷开始温度为650-700℃，过时效温度为240-300℃，终冷后水冷却至室温。
本发明所述平整工序，采用恒轧制力控制模式，轧制力在6000-8000KN。
本发明所述超高强度退火钢板产品标准参考欧标EN10338。
采用上述技术方案所产生的有益效果在于：1、本发明采用低碳设计，通过Mn的固溶强化、Mo的晶粒细化、Ti析出强化和细晶强化来控制材料的强度和带状组织，通过合金元素含量的变化以及工艺参数的调整，获得的产品具有优异的焊接性、折弯性能及抗氢致延迟开裂的能力。2、本发明钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体相尺寸≤10μm，马氏体相尺寸≤7μm。3、本发明钢板屈服强度在550-850MPa，抗拉强度≥980MPa，断后伸长率A80≥10%。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明作进一步详细的说明。
本发明一种超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0030%以下。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.035-0.050%，Mo：0.18-0.22%；温度1660-1680℃，氧位：600-900ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在3kg/t以内，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.45-0.55%、Mn：2.30-2.40%、Cr：0.45-0.55%、Als：0.030-0.045%，转炉大包C含量控制在0.08-0.11%，转炉大包温度为1560-1600℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，采用电极加热钢水，LF出站温度为1625-1655℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为1565-1585℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为25-35℃，连铸拉速为0.8-1.2m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1250-1300℃，精轧进口温度1050-1070℃，终轧温度890-920℃，卷取温度600-630℃，板坯加热时间为180～220min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为50～80%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为760-800℃，均热时间为60～250s，快冷开始温度为650-700℃，过时效温度为240-300℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：工作辊直径为650±2mm，采用轧制力控制模式，轧制力在6000-8000KN。
实施例1
本实施例超高强度退火钢板厚度为1.0mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0025%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.035%，Mo：0.20%；温度1680℃，氧位900ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在2.5kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.48%、Mn：2.35%、Cr：0.48%、Als：0.040%，转炉大包C含量控制在0.10%，转炉大包温度为1580℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1645℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为
1582℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为27℃，连铸拉速为1.0m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1280℃，精轧进口温度1055℃，终轧温度890℃，卷取温度600℃，板坯加热时间为200min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为50%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为760℃，均热时间为60s，快冷开始温度为680℃，过时效温度为280℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力6500KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为10μm，马氏体为7μm。
钢板的机械性能见表2；横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.5t不开裂。
实施例2
本实施例超高强度退火钢板厚度为1.2mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0027%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.050%，Mo：0.18%；温度1673℃，氧位820ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在2.7kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.45%、Mn：2.30%、Cr：0.50%、Als：0.035%，转炉大包C含量控制在0.11%，转炉大包温度为1600℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1648℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为1565 ℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为28℃，连铸拉速为0.8m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1290℃，精轧进口温度1060℃，终轧温度900℃，卷取温度625℃，板坯加热时间为220min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为54%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为780℃，均热时间为80s，快冷开始温度为650℃，过时效温度为260℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力8000KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为9μm，马氏体为6μm。
钢板的机械性能见表2；横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.5t不开裂。
实施例3
本实施例超高强度退火钢板厚度为1.5mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0022%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.045%，Mo：0.20%；温度1660℃，氧位600ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在3.0kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.55%、Mn：2.40%、Cr：0.45%、Als：0.030%，转炉大包C含量控制在0.085%，转炉大包温度为1560℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1625℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为 1585℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为25℃，连铸拉速为1.1m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1300℃，精轧进口温度1065℃，终轧温度915℃，卷取温度615℃，板坯加热时间为190min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为60%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为800℃，均热时间为125s，快冷开始温度为700℃，过时效温度为240℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力7200KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为8μm，马氏体为5μm。
钢板的机械性能见表2；在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.75t不开裂。
实施例4
本实施例超高强度退火钢板厚度为2.0mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0030%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.047%，Mo：0.22%；温度1665℃，氧位900ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在2.6kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.48%、Mn：2.35%、Cr：0.55%、Als：0.045%，转炉大包C含量控制在0.10%，转炉大包温度为1590℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1655℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为1580℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为26℃，连铸拉速为1.2m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1285℃，精轧进口温度1050℃，终轧温度920℃，卷取温度600℃，板坯加热时间为185min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为55%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为790℃，均热时间为250s，快冷开始温度为680℃，过时效温度为300℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力7800KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为7μm，马氏体为4μm。
钢板的机械性能见表2；在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为1.0t不开裂。
实施例5
本实施例超高强度退火钢板厚度为1.8mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0030%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.039%，Mo：0.19%；温度1675℃，氧位840ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在2.4kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.54%、Mn：2.38%、Cr：0.49%、Als：0.038%，转炉大包C含量控制在0.09%，转炉大包温度为 1580℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1635℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为
1574℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为35℃，连铸拉速为0.9m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1270℃，精轧进口温度1068℃，终轧温度895℃，卷取温度605℃，板坯加热时间为180min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为65%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为785℃，均热时间为185s，快冷开始温度为660℃，过时效温度为290℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力7460KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为6μm，马氏体为3μm。
钢板的机械性能见表2；在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为1.0t不开裂。
实施例6
本实施例超高强度退火钢板厚度为1.6mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0021%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.042%，Mo：0.21%；温度1680℃，氧位760ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在2.5kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.50%、Mn：2.38%、Cr：0.52%、Als：0.042%，转炉大包C含量控制在0.08%，转炉大包温度为1585℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1647℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为1570℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为32℃，连铸拉速为0.8m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1260℃，精轧进口温度1070℃，终轧温度890℃，卷取温度630℃，板坯加热时间为210min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为70%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为765℃，均热时间为165s，快冷开始温度为675℃，过时效温度为270℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力6800KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为5μm，马氏体位2μm。
钢板的机械性能见表2；在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.75t不开裂。
实施例7
本实施例超高强度退火钢板厚度为1.4mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0019%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.046%，Mo：0.18%；温度1660℃，氧位790ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在2.2kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.52%、Mn：2.40%、Cr：0.54%、Als：0.040%，转炉大包C含量控制在0.11%，转炉大包温度为1595℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1652℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为 1572℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为30℃，连铸拉速为0.90m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1250℃，精轧进口温度1057℃，终轧温度916℃，卷取温度618℃，板坯加热时间为205min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为55%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为775℃，均热时间为145s，快冷开始温度为685℃，过时效温度为250℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力6000KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为4μm，马氏体为2μm。
钢板的机械性能见表2；在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.75t不开裂。
实施例8
本实施例超高强度退火钢板厚度为1.2mm，其化学成分组成及质量百分含量见表1。
本实施例超高强度退火钢板及其制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0026%。
炼钢工序：采用100吨顶底复吹转炉，转炉冶炼添加石灰、轻烧白云石造渣，通过转炉吹炼降低碳和磷，在冶炼中Mo铁随废钢一起加入，转炉终点控制为，C：0.040%，Mo：0.19%；温度1665℃，氧位800ppm，出钢过程中挡渣，前挡：滑板；后挡：“挡渣锥+滑板”的方式确保吨钢下渣量在2.9kg/t，并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.48%、Mn：2.40%、Cr：0.50%、Als：0.039%，转炉大包C含量控制在0.09%，转炉大包温度为1587℃。
（2）LF精炼工序：采用石灰和铝酸钙造渣，并对Cr、Mn、Si和Als等含量加以调整，并采用电极加热钢水，LF出站温度为1639℃。
（3）RH精炼工序：真空脱气将钢中的氢含量降低到2ppm以下，对Mn、Si和Als进行微调，并进行Ti合金化，调整钢水成分至目标范围，出站温度为1575℃。
（4）所述连铸工序，中包过热度为27℃，连铸拉速为1.2m/min。
（5）热轧工序：板坯加热温度1300℃，精轧进口温度1053℃，终轧温度920℃，卷取温度627℃，板坯加热时间为198min。
（6）冷轧工序：冷轧压下率为80%。
（7）连续退火工序：退火均热温度为770℃，均热时间为90s，快冷开始温度为690℃，过时效温度为255℃，终冷后水冷却至室温。
（8）平整工序：采用轧制力控制模式，轧制力6950KN。
本实施例超高强度退火钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体晶粒为6μm，马氏体为5μm。
钢板的机械性能见表2；横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.5t不开裂。
表1 实施例1-8钢板的化学成分组成及质量百分含量（%）
表2 实施例1－8钢板的机械性能
以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (10)

1.一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述钢板化学成分组成及质量百分含量为：C：0.07～0.12%，Mn：2.20～2.50%，S≤0.0050%，P≤0.020%，Si：0.30～0.70%，Als：0.02～0.05%，Mo：0.10～0.25%，Cr：0.40～0.60%，B：0.0005～0.0013%，Ti：0.015～0.030%，N≤0.0030%，H≤0.0002%，其余为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述钢板厚度为1.0-2.0mm；当钢板厚度在t≤1.2mm时，横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.5t不开裂；钢板厚度在1.2mm＜t≤1.6mm，在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为0.75t不开裂；钢板厚度在1.6mm＜t≤2.0mm，在横向和纵向上，折弯角为90°，折弯半径为1.0t不开裂，所述t为钢板毫米厚度。
3.根据权利要求1所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述钢板组织为分布均匀的马氏体和铁素体，铁素体相尺寸≤10μm；马氏体相尺寸≤7μm；屈服强度550-850MPa，抗拉强度≥980MPa，断后伸长率A80≥10%。
4.基于权利要求1-3任意一项所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述制造方法包括铁水预处理、转炉炼钢、LF炉精炼、RH精炼、连铸、热轧、冷轧和连续退火工序，所述铁水预处理工序：采用复合喷吹颗粒Mg，将铁水S降至0.0030%以下。
5.根据权利要求4所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述转炉炼钢工序，转炉终点控制如下，C：0.035-0.050%，Mo：0.18-0.22%，温度为1660-1680℃，氧位：600-900ppm；并在出钢过程中加入Si-Mn合金、铝铁和低碳铬铁，控制转炉大包各元素含量如下：Si：0.45-0.55%、Mn：2.30-2.40%、Cr：0.45-0.55%、Als：0.030-0.045%，转炉大包C含量控制在0.08-0.11%，转炉大包温度为1560-1600℃。
6.根据权利要求4所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述连铸工序，中包过热度为25-35℃，连铸拉速为0.8-1.2m/min。
7.根据权利要求4-6任意一项所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述热轧工序，板坯加热温度1250-1300℃，加热时间为180～220min，精轧进口温度1050-1070℃，终轧温度890-920℃，卷取温度600-630℃。
8.根据权利要求4-6任意一项所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述冷轧工序，冷轧压下率为50～80%。
9.根据权利要求4-6任意一项所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述连续退火工序，退火均热温度为760-800℃，均热时间为60～250s，快冷开始温度为650-700℃，过时效温度为240-300℃，终冷后水冷却至室温。
10.根据权利要求4-6任意一项所述的一种超高强度退火钢板及其制造方法，其特征在于，所述平整工序，采用恒轧制力控制模式，轧制力在6000-8000KN。
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108787743A (zh) * 2018-04-24 2018-11-13 日照钢铁控股集团有限公司 一种高强钢的生产工艺方法
CN108914000A (zh) * 2018-07-24 2018-11-30 唐山钢铁集团有限责任公司 一种抗拉强度780MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN110684932A (zh) * 2019-10-12 2020-01-14 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级冷成形带钢及其生产方法
CN113106336A (zh) * 2021-03-17 2021-07-13 唐山钢铁集团有限责任公司 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004238679A (ja) * 2003-02-06 2004-08-26 Kobe Steel Ltd 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板
CN101802233A (zh) * 2007-08-15 2010-08-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
CN103930585A (zh) * 2011-11-15 2014-07-16 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
CN105132817A (zh) * 2015-09-30 2015-12-09 唐山钢铁集团有限责任公司 1200MPa级冷轧退火双相钢及其生产方法
CN105950998A (zh) * 2016-07-11 2016-09-21 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
CN106756512A (zh) * 2017-01-12 2017-05-31 唐山钢铁集团有限责任公司 一钢多级的热轧复相高强钢板及其生产方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004238679A (ja) * 2003-02-06 2004-08-26 Kobe Steel Ltd 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板
CN101802233A (zh) * 2007-08-15 2010-08-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
CN103930585A (zh) * 2011-11-15 2014-07-16 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
JP2013227657A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 鋼板形状に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
CN105132817A (zh) * 2015-09-30 2015-12-09 唐山钢铁集团有限责任公司 1200MPa级冷轧退火双相钢及其生产方法
CN105950998A (zh) * 2016-07-11 2016-09-21 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
CN106756512A (zh) * 2017-01-12 2017-05-31 唐山钢铁集团有限责任公司 一钢多级的热轧复相高强钢板及其生产方法

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108787743A (zh) * 2018-04-24 2018-11-13 日照钢铁控股集团有限公司 一种高强钢的生产工艺方法
CN108914000A (zh) * 2018-07-24 2018-11-30 唐山钢铁集团有限责任公司 一种抗拉强度780MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN110684932A (zh) * 2019-10-12 2020-01-14 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级冷成形带钢及其生产方法
CN110684932B (zh) * 2019-10-12 2021-06-08 唐山钢铁集团有限责任公司 一种1500MPa级冷成形带钢及其生产方法
CN113106336A (zh) * 2021-03-17 2021-07-13 唐山钢铁集团有限责任公司 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法
CN113106336B (zh) * 2021-03-17 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法

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