CN113005367A - 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法 - Google Patents

一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113005367A
CN113005367A CN202110211325.4A CN202110211325A CN113005367A CN 113005367 A CN113005367 A CN 113005367A CN 202110211325 A CN202110211325 A CN 202110211325A CN 113005367 A CN113005367 A CN 113005367A
Authority
CN
China
Prior art keywords
equal
less
steel
grade
ferrite
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.)
Pending
Application number
CN202110211325.4A
Other languages
English (en)
Inventor
胡俊
刘洋
刘永前
刘昌明
刘斌
蔡珍
孙宜强
方芳
张扬
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.)
Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Wuhan 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 Wuhan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN202110211325.4A priority Critical patent/CN113005367A/zh
Publication of CN113005367A publication Critical patent/CN113005367A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B37/00—Control devices or methods specially adapted for metal-rolling mills or the work produced thereby
    • B21B37/74—Temperature control, e.g. by cooling or heating the rolls or the product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/02—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for lubricating, cooling, or cleaning
    • B21B45/0203—Cooling
    • B21B45/0209—Cooling devices, e.g. using gaseous coolants
    • B21B45/0215—Cooling devices, e.g. using gaseous coolants using liquid coolants, e.g. for sections, for tubes
    • B21B45/0218—Cooling devices, e.g. using gaseous coolants using liquid coolants, e.g. for sections, for tubes for strips, sheets, or plates
    • 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
    • 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
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/12—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B2201/00—Special rolling modes
    • B21B2201/06—Thermomechanical 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
    • 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)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢，其化学成分及wt%为：C：0.05~0.09%，Si：0.10~0.30%，Mn：1.40~1.60%，P≤0.010%，S≤0.003%，Ti：0.08~0.12%，Mo：0.20~0.24%，Nb：0.010~0.030%，V：0.08~0.12%；生产方法：经转炉冶炼后进行真空处理；连铸成坯后对铸坯加热；粗轧；精轧；二段式冷却；卷取。本发明铁素体+马氏体晶粒度等级≥10级；马氏体的面积率为30%~50%；铁素体基体内含有大量的纳米级簇团析出物，其尺寸在1~8nm，密度可达1×103/μm2；热轧钢板的抗拉强度≥780MPa、延伸率≥15%，屈强比≤0.75，扩孔性能≥55%，完全能满足汽车钢高强度高塑性同时具有优异的扩孔性能的使用要求。

Description

一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法
技术领域
本发明涉及热轧汽车用钢生产方法，具体涉及一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及其制备方法。
背景技术
21世纪的汽车行业，降低燃料消耗、减少CO2和废气排放已成为社会的需求，作为材料生产厂的钢铁业为了适应这种发展趋势，已开发出许多种类的超高强度钢板来帮助减轻汽车重量，适应汽车工业的新要求。越来越多的热轧产品用于制造汽车的零部件，例如汽车悬架件和底盘件。随着汽车轻量化的不断发展，具有良好扩孔性能的高强度高扩孔钢在汽车行业的应用越来越普遍。
传统的双相钢包含软相多边形铁素体基体和硬相马氏体岛，展现出良好的强度和塑形匹配，但是由于两相硬度差异较大，扩孔性能较差。通过在双相钢铁素体基体上引入大量纳米级细小的析出物粒子，提高铁素体强度，使得两相的硬度差减小，获得高强度高延伸率和扩孔性能优良的双相钢，其机理是利用马氏体和析出粒子强化机制来获得高的强度、扩孔性能和高的延伸率。同时纳米析出强化是金属材料最有前途的强韧化机制之一，也是超高强度钢最重要的强化机制。通过这种方法既可以获得高强度高塑性的钢板，同时相较于传统热轧双相钢具有优异的扩孔性能，在汽车领域具有良好的应用前景。
经初步检索，中国专利公开号为CN108004475A的文献，为获得优异的强度、塑性和韧性匹配，钢的化学成分重量百分比为：0.10％≤C≤0.20％，1.0％≤Mn≤2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，0.02％≤Al≤0.08％，N≤0.005％，0.02％≤Nb≤0.05％，0.10％≤Ti≤0.20％，0.20％≤Mo≤0.50％，0.10％≤V≤0.50％，O≤0.003％，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同时需满足：0.10％≤Nb/7.74+(Ti-3.42N)/4+Mo/8+V/4.24≤0.20％。微观组织需满足生成贝氏体和纳米级碳化物，贝氏体板条的宽度为0.2～0.3μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm，最终产品性能能够达到屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥14％，-40℃冲击功≥50J。产品可应用于汽车底盘、大梁、车轮等需要高强减薄的部位。所发明的钢板碳含量较高，基体组织为贝氏体，在生产中不易控制。该发明的扩孔性能较低，即只有30～50％，不能满足对扩孔性能要求高的汽车底盘件。
中国专利公开号为CN104726770A的文献，其对钢板的扩孔性能进行了界定。所发明的钢板扩孔性为60％以上，屈强比为0.8以上。主要手段为控制钢的化学成分重量百分比为：C：0.07～0.15％，Si：0～0.3％，Mn：0～1.5％，P：0.02～0.07％，S≤0.01％，N≤0.005％，Al：0.02～0.05％，Ti：0.03～0.1％，B：0～0.002％，其余为Fe和不可避免的杂质。微观组织为面积率包括2～10％的珠光体和铁素体。所发明的钢板有较低的碳含量，且组织为珠光体和铁素体，生产时容易控制，但该成分和组织得到的强度较低，不能满足高强高塑的需求，且扩孔性能只能达到60～90％，因为该发明中没有复合添加微合金，纯靠Ti的析出，析出物尺寸较大且析出不够多且弥散。
发明内容
本发明的目的在于解决现有技术存在的不足，提供一种屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥900MPa，延伸率≥15％，屈强比≤0.75，扩孔性能≥55％，晶粒度等级≥10级；铁素体基体内含有大量尺寸在1～8nm，密度可达1.0×103/μm2的纳米级簇团析出物热轧扩孔钢及生产方法。
实现上述目的的措施：
一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢，其特征在于：化学成分及重量百分含量为：C：0.05～0.09％，Si：0.10～0.30％，Mn：1.40～1.60％，P≤0.010％，S≤0.003％，Ti：0.08～0.12％，Mo：0.20～0.24％，Nb：0.010～0.030％，V：0.08～0.12％，其余为Fe和不可避免的杂质；其金相组织为晶粒尺寸细小的铁素体+马氏体组织，其中马氏体体积比例为30％～50％，铁素体基体内含有大量的纳米级簇团析出物；晶粒度等级≥10级；其尺寸在1～8nm，密度可达1×103/μm2。
优选地：所述V的重量百分含量在0.08～0.097％。
一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢的制备方法，其步骤：
1)经转炉冶炼后进行真空处理，控制脱硫后的硫含量S≤0.003％；
2)连铸成坯后对铸坯进行加热，并控制铸坯加热温度在1250～1290℃，加热时间不低于150min；
3)进行粗轧，并控制粗轧结束温度在1050～1100℃，并在粗轧期间除鳞不少于五道次；
4)进行精轧，在精轧前除鳞集管开启数不少于二根；控制精轧终轧温度在880～920℃；在精轧期间，开启F1后除鳞装置；
5)对轧制后钢板进行二段式冷却，第一段在冷却速度为8～20℃/s下冷却至630～670℃；第二段在冷却速度为115～225℃/s下冷却至卷取温度；
6)进行卷取，控制卷取温度不超过155℃。
本发明各元素及主要工艺的机理及作用
C：C是廉价的固溶强化元素，是影响屈服强度和抗拉强度的主要因素之一。同时，碳元素对材料的焊接性能也有重要影响。一般而言，钢中的碳元素含量越高，屈服强度和抗拉强度也随之提高，而焊接性能则随之降低。本发明为了保证钢板获得抗拉强度在780MPa级别的双相钢，在采用C-Mn钢以及少量微合金元素的情况下，碳含量至少要达到0.05％以上，否则板材的抗拉强度难以满足要求。另一方面，碳含量过高将会对板材的焊接性能造成影响，从而降低材料的使用价值，为尽量降低碳含量满足焊接需要，C含量最高为0.09％。因此综合考虑碳元素对强度和焊接性能的影响，钢中的碳含量应当控制在0.05～0.09％。
Si：Si对于板材的力学性能没有特别直接的影响。热轧汽车用钢对钢板表面要求较高，如果Si含量过高，降低钢板表面质量，Si含量要低于0.30％；如果Si含量控制在0.10％以下，那么将会额外增加冶炼的成本。因此Si含量控制在0.10～0.30％。
Mn：Mn是提高强度和韧性最有效的元素，也是本发明采用的重要合金元素之一。Mn可以稳定奥氏体并降低钢的临界淬火速度，从而提高材料的淬透性。在本发明中，为了提高板材在层流冷却过程中的淬透性，确保获得一定量的马氏体组织，Mn含量至少应当达到1.2％以上；同时，如果Mn含量超过2.0％，那么将会显著增加板坯开裂的风险。因此Mn含量应控制在1.20～2.00％，优选1.40～1.60％。
S：S是钢中的杂质元素，如果硫含量过高，将会增加钢材的热脆倾向。钢中的S常以锰的硫化物形态存在，这种硫化物夹杂对钢的冲击韧性是十分不利的，并造成性能的各向异性，因此，需将钢中硫含量控制得越低越好。因此，将钢中硫含量控制在0.003％以下。
P：磷是钢中的杂质元素，如果磷含量过高，将会在钢坯凝固时析出Fe2P共晶组织并导致冷脆现象。因此磷元素的含量越低越好，实际生产时一般控制在0.010％以下。
Nb：Nb是本发明采用的重要合金元素之一。因为添加Nb元素可以有效的细化原奥氏体晶粒尺寸，通过霍尔-佩奇效应提升钢板强度，同时细化晶粒还能提高塑性，提高钢板扩孔率。如果Nb含量超过0.030％，晶粒细化效果增加不明显，反而导致成本升高，因此Nb含量控制在0.010～0.030％。
Ti：Ti是本发明采用的重要合金元素之一。Ti能够发挥细化晶粒、改善强韧性的作用。Ti与固溶C结合析出Ti系碳化物，可提高钢板强度，细化铁素体晶粒。当Ti含量低于0.08％时，析出强化效果不明显，对强度贡献不大。当超过0.12％时，在连铸时易出现铸坯裂纹，影响钢板表面质量。因此Ti含量应控制在0.08～0.12％。
Mo：Mo是本发明采用的重要合金元素之一。添加Mo，一方面可以形成Mo系碳化物析出物，进一步实现析出强化，另外Mo还可以促进其他析出物析出，并且形成尺寸更加细小的析出物，析出物尺寸越细小，带来的强化效果越明显。但是Mo属于贵重合金元素，不宜添加太多，在满足性能的前提下导致钢板成本升高。因此Mo含量应控制在0.20～0.24％。
V：V是本发明采用的重要合金元素之一。V可以在奥氏体向铁素体转变的过程中形成纳米级下析出物，也可以达到析出强化效果。V被认为是一种可以部分替代Mo形成细小析出物的元素，与Mo相比，V合金成本更低，但仍不宜添加大量的V，在满足性能的前提下导致钢板成本升高。因此V含量应控制在0.08～0.12％，优选地V的重量百分含量在0.08～0.097％。
本发明的实验证明，在1250～1290℃加热，并保温150～180min，能够保证轧钢过程中钢板的温度满足各环节的要求。从氧化动力学和热力学原理上来看，加热温度过高和保温时间过长，会导致轧制前的原始奥氏体晶粒粗大，这会造成后续的轧制过程无法完成奥氏体完全再结晶过程，这会导致最终产品发生混晶(即产品晶粒大小不均匀)，这会严重影响产品质量。因为本发明采用添加了微合金元素，需要这些微合金元素在高温过程中完全固溶进基体中，在后续冷却过程中通过析出大量纳米级析出物来实现钢板的性能，加热温度过低或者保温时间不够，都会导致部分微合金元素无法固溶，导致后续难以形成大量纳米级的析出物，从而达不到添加这些合金元素的作用。此外加热温度过低会导致轧制前初始奥氏体晶粒过小，导致后续轧制过程变形抗力过大超过轧钢设备极限能力，而无法完整个轧制过程。
本发明采用1050～1100℃的粗轧温度，精轧的终轧温度：880～920℃，目的是为了确保精轧环节在奥氏体区轧制，确保精轧过程中奥氏体完全再结晶，形成细小的原奥氏体晶粒。同时最后一道轧制即形变在880～920℃以上，可以显著细化铁素体晶粒尺寸，同时有利于奥氏体向铁素体转变的相变过程。
本发明对轧制后钢板进行两段式冷却，第一段在冷却速度为，8～20℃/s下冷却至630～670℃；第二段在冷却速度为115～225℃/s下冷却至卷取温度。第一段冷却阶段是奥氏体向铁素体转变阶段，并且在相变过程中还伴随纳米级析出物的析出过程，因此冷却速度和冷却中间温度的选择至关重要。中间温度过高形成的铁素体含量较少，随后快冷形成马氏体含量较多，导致钢板塑性降低，中间温度过低形成的铁素体含量过高，钢板强度不够，另外有实验数据表明，对于微合金元素的最佳析出温度也在630～670℃，中间温度过高或过低都不利于纳米级析出物的析出。同时第一段的冷却速度为8～20℃/s，冷却速率过快不利于铁素体形成，更不利于纳米级析出物的析出。第二段冷却速度为115～225℃/s，冷却至≤155℃进行卷取。第二段冷却采用超快速冷却，同时卷取温度为低于目的155℃，是使的未转变的奥氏体迅速转变为马氏体。冷却速度过低，形成的马氏体强度偏低，冷却速度过快，不便于最终卷曲温度的控制，同时也超过设备的冷却能力。而卷取温度过高，也不能形成所需的马氏体组织。
本发明热轧钢板的金相组织为晶粒尺寸细小的铁素体+马氏体组织，晶粒度等级≥10级；马氏体的比例，即面积率为30％～50％，铁素体基体内含有大量的纳米级簇团析出物，其尺寸在1～8nm，密度可达1×103/μm2。当马氏体含量低于30％时，无法满足高强度的要求，当马氏体含量超过50％时，钢板的强度显著上升，但由于马氏体是非常硬的相，将会显著降低钢板塑性，无法满足塑性要求。为了实现扩孔性能优异的双相钢，本发明中铁素体基体内含有大量的纳米级簇团析出物，其尺寸在1～8nm，密度可达1×103/μm2。由于簇团析出物晶粒细小，密度大，在铁素体内形成可提高铁素体的强度，减小与马氏体强度的差异，从而提高钢板的扩孔性能。
本发明与现有技术相比，采用合理的化学成分以及热轧工艺，获得晶粒尺寸细小的铁素体+马氏体组织，晶粒度等级≥10级；马氏体的比例，即面积率为30％～50％，铁素体基体内含有大量的纳米级簇团析出物，其尺寸在1～8nm，密度可达1×103/μm2。综合力学性能良好的热成形钢板材，热轧钢板的抗拉强度≥780MPa、延伸率≥15％，屈强比≤0.75，扩孔性能≥55％，完全能满足汽车钢高强度高塑性同时具有优异的扩孔性能的使用要求。
附图说明
图1为用本发明工艺钢的金相组织图；
图2为本发明纳米级析出物形貌。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进行进一步描述：
表1为本发明各实施例及对比例的组分取值列表；
表2为本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表；
表3为本发明各实施例及对比例的性能检测结果列表。
本发明各实施例均按照以下步骤生产：
1)经转炉冶炼后进行真空处理，控制脱硫后的硫含量S≤0.003％；
2)连铸成坯后对铸坯进行加热，并控制铸坯加热温度在1250～1290℃，加热时间不低于150min；
3)进行粗轧，并控制粗轧结束温度在1050～1100℃，并在粗轧期间除鳞不少于五道次；
4)进行精轧，在精轧前除鳞集管开启数不少于二根；控制精轧终轧温度在880～920℃；在精轧期间，开启F1后除鳞装置；
5)对轧制后钢板进行二段式冷却，第一段在冷却速度为8～20℃/s下冷却至630～670℃；第二段在冷却速度为115～225℃/s下冷却至卷取温度；
6)进行卷取，控制卷取温度不超过155℃。
表1本发明各实施例和对比例的化学成分列表
Figure BDA0002951556540000071
Figure BDA0002951556540000081
表2本发明各实施例和对比例的主要工艺参数列表
Figure BDA0002951556540000082
表3本发明各实施例和对比例力学性能检测结果列表
Figure BDA0002951556540000083
Figure BDA0002951556540000091
如表1、2的实施例1-10所示，在本发明限定的化学成分和热轧工艺参数，钢中添加Ti、Mo、Nb、V与C结合，在适当的热轧工艺形成纳米级的簇团析出，在终轧温度880～920℃，轧制后钢板进行两段式冷却，第一段冷却速度为8～20℃/s，冷却至中间温度630～670℃，第二段冷却速度为115～225℃/s，冷却至≤155℃进行卷取后，热轧组织由30～50％的马氏体和铁素体两相组成。其中，铁素体基体内含有纳米级簇团析出物，其尺寸在1～8nm，密度在103/μm2以上。由实施例可知，钢板组织分布均匀，马氏体含量控制在30～50％，如图1所示。由图2可知，铁素体中析出物尺寸细小，数量较多，对铁素体有一定的强化效果，可以显著提高钢板的扩孔率。
相对地，对于未控制化学成分和热轧工艺参数的比较例1-3中，钢中的马氏体含量不够，析出物尺寸较大、数量较少，与实施例1-10相比，力学性能和扩孔性能无法满足要求。
本发明的实施例仅为最佳例举，并非对技术方案的限定性实施。

Claims (3)

1.一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢，其特征在于：化学成分及重量百分含量为：C：0.05~0.09%，Si：0.10~0.30%，Mn：1.40~1.60%，P≤0.010%，S≤0.003%，Ti：0.08~0.12%，Mo：0.20~0.24%，Nb：0.010~0.030%，V：0.08~0.12%，其余为Fe和不可避免的杂质；其金相组织为晶粒尺寸细小的铁素体+马氏体组织，其中马氏体体积比例为30%~50%，铁素体基体内含有大量的纳米级簇团析出物；晶粒度等级≥10级；其尺寸在1~8nm，密度可达1×103/μm2。
2.如权利要求1所述的一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢，其特征在于：所述V的重量百分含量在0.08~0.097%。
3.如权利要求1所述的一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢的制备方法，其步骤：
1）经转炉冶炼后进行真空处理，控制脱硫后的硫含量S≤0.003%；
2）连铸成坯后对铸坯进行加热，并控制铸坯加热温度在1250~1290℃，加热时间不低于150min；
3）进行粗轧，并控制粗轧结束温度在1050~1100℃，并在粗轧期间除鳞不少于五道次；
4）进行精轧，在精轧前除鳞集管开启数不少于二根；控制精轧终轧温度在880~920℃；在精轧期间，开启F1后除鳞装置；
5）对轧制后钢板进行二段式冷却，第一段在冷却速度为8~20℃/s下冷却至630~670℃；第二段在冷却速度为115~225℃/s下冷却至卷取温度；
6）进行卷取，控制卷取温度不超过155℃。
CN202110211325.4A 2021-02-25 2021-02-25 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法 Pending CN113005367A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110211325.4A CN113005367A (zh) 2021-02-25 2021-02-25 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110211325.4A CN113005367A (zh) 2021-02-25 2021-02-25 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN113005367A true CN113005367A (zh) 2021-06-22

Family

ID=76385844

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110211325.4A Pending CN113005367A (zh) 2021-02-25 2021-02-25 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113005367A (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115341130A (zh) * 2022-09-06 2022-11-15 广西科技大学 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法
CN115354232A (zh) * 2022-09-06 2022-11-18 广西科技大学 双相耐磨钢及其制备方法
CN115537675A (zh) * 2022-09-15 2022-12-30 武汉钢铁有限公司 一种800MPa级免表面处理商用车用钢及其生产方法

Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1789467A (zh) * 2005-12-13 2006-06-21 东北大学 一种低Si低Mn含Nb、Ti细晶化热轧双相钢及其生产工艺
CN102517496A (zh) * 2011-12-23 2012-06-27 首钢总公司 一种热轧铁素体/马氏体双相钢及其生产方法
CN102586688A (zh) * 2011-01-10 2012-07-18 宝山钢铁股份有限公司 一种双相钢板及其制造方法
CN102758136A (zh) * 2011-04-25 2012-10-31 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度大于780MPa的热镀锌钢板及其制造方法
WO2013064202A1 (en) * 2011-11-03 2013-05-10 Tata Steel Nederland Technology B.V. Method of manufacturing a duplex steel sheet having enhanced formability
CN106536780A (zh) * 2014-07-11 2017-03-22 安赛乐米塔尔公司 热轧钢板及相关制造方法
CN107406931A (zh) * 2015-03-27 2017-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN108474074A (zh) * 2016-01-22 2018-08-31 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111270161A (zh) * 2020-03-25 2020-06-12 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥1000MPa的高延伸率热轧组织调控钢及生产方法
EP3816316A1 (en) * 2018-06-27 2021-05-05 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet and steel strip having good fatigue and reaming properties and manufacturing method therefor

Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1789467A (zh) * 2005-12-13 2006-06-21 东北大学 一种低Si低Mn含Nb、Ti细晶化热轧双相钢及其生产工艺
CN102586688A (zh) * 2011-01-10 2012-07-18 宝山钢铁股份有限公司 一种双相钢板及其制造方法
CN102758136A (zh) * 2011-04-25 2012-10-31 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度大于780MPa的热镀锌钢板及其制造方法
WO2013064202A1 (en) * 2011-11-03 2013-05-10 Tata Steel Nederland Technology B.V. Method of manufacturing a duplex steel sheet having enhanced formability
CN102517496A (zh) * 2011-12-23 2012-06-27 首钢总公司 一种热轧铁素体/马氏体双相钢及其生产方法
CN106536780A (zh) * 2014-07-11 2017-03-22 安赛乐米塔尔公司 热轧钢板及相关制造方法
CN107406931A (zh) * 2015-03-27 2017-11-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN108474074A (zh) * 2016-01-22 2018-08-31 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP3816316A1 (en) * 2018-06-27 2021-05-05 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Ultrahigh-strength hot-rolled steel sheet and steel strip having good fatigue and reaming properties and manufacturing method therefor
CN111270161A (zh) * 2020-03-25 2020-06-12 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度≥1000MPa的高延伸率热轧组织调控钢及生产方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
王志刚: "马氏体体积分数对热轧双相钢力学性能和n值的影响", 《热加工工艺》 *

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115341130A (zh) * 2022-09-06 2022-11-15 广西科技大学 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法
CN115354232A (zh) * 2022-09-06 2022-11-18 广西科技大学 双相耐磨钢及其制备方法
CN115341130B (zh) * 2022-09-06 2023-08-11 广西科技大学 制备高强塑积热轧冷成型汽车结构钢的方法
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
CN115537675A (zh) * 2022-09-15 2022-12-30 武汉钢铁有限公司 一种800MPa级免表面处理商用车用钢及其生产方法
CN115537675B (zh) * 2022-09-15 2023-09-26 武汉钢铁有限公司 一种800MPa级免表面处理商用车用钢及其生产方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109207849B (zh) 高强高塑性1000MPa级热轧钢板及制备方法
CN113005367A (zh) 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法
CN110656288B (zh) 超宽特厚高韧性x80直缝焊管用钢及其生产方法
CN110527915B (zh) 一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN114107798A (zh) 一种980MPa级贝氏体高扩孔钢及其制造方法
CN114107791A (zh) 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法
CN109957716A (zh) 一种高强度高扩孔性单一铁素体析出钢板及其制备方法
CN101353757A (zh) 抗拉强度为440MPa级热轧高扩孔钢板及其制造方法
CN112760554A (zh) 一种延展性优异的高强度钢及其制造方法
CN109694985B (zh) 性能优良的800MPa级热轧双相钢板及其制造方法
CN114150227B (zh) 用中薄板坯轧制Rm≥1500MPa高韧性热冲压钢及生产方法
CN114107797A (zh) 一种980MPa级贝氏体析出强化型高扩孔钢及其制造方法
CN113802051A (zh) 一种塑性优异的超高强度钢及其制造方法
CN109136759B (zh) 轮辐用厚规格1300MPa级热成形钢及制备方法
CN109207847B (zh) 一种低碳当量高扩孔率1180MPa级冷轧钢板及其制造方法
WO2021057899A1 (zh) 一种高扩孔复相钢及其制造方法
CN114107795A (zh) 一种1180MPa级低温回火马氏体高扩孔钢及其制造方法
CN115725893B (zh) 一种1300MPa级工程机械用超高强钢及其生产方法
CN113528947B (zh) 一种用CSP生产抗拉强度为1500MPa级高塑韧性汽车结构件用钢及生产方法
CN112080685B (zh) 一种吉帕级超高强度钢板及其生产方法
CN111363978B (zh) 一种抗焊接软化的铁素体马氏体热轧双相钢及制造方法
CN109023092B (zh) 轮辋用1300MPa级热成形钢及制备方法
CN113528948A (zh) 一种用CSP生产抗拉强度为2000MPa级高塑韧性汽车结构件用钢及生产方法
CN108060355B (zh) 一种钢材料及其制备方法
CN113025897A (zh) 一种疲劳性能优异的600MPa级热轧扩孔钢及生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20210622