專利名稱：抗拉強度750MPa以上的超細晶熱軋雙相鋼及其板材制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明屬于軋鋼技術(shù)領(lǐng)域，涉及一種低成本高強度超細晶熱軋雙相鋼及其板材制 造方法，詳細地說涉及抗拉強度(TS)在750MPa以上，且延伸率彡21%、屈強比彡0. 67，即 強度和成形性能優(yōu)異的高強度鋼。本發(fā)明的高強度鋼板適用于汽車、建筑、石油、船舶和機 械等工業(yè)領(lǐng)域。
背景技術(shù)：
近年來，汽車工業(yè)發(fā)展迅速，產(chǎn)生了兩個主要問題一是隨著汽車數(shù)量增多、車速 的提高，使得人們對汽車的安全性能提出了更高的要求，其重要措施之一就是增強汽車構(gòu) 件的強度；二是能源緊張和環(huán)境污染，因此要求降低油耗、節(jié)約能源是未來汽車發(fā)展的必然 方向，而降低油耗的一個重要方法是減輕汽車的自重。正是由于未來汽車向著高安全性、經(jīng) 濟環(huán)保、高壽命等方向發(fā)展，使得提高汽車的安全性能、降低成本、減輕自重成為了增加高 強度鋼用量的動力。因而雙相鋼以其優(yōu)越的性能得到了汽車工程師們的重視。目前，傳統(tǒng) 熱軋雙相鋼的生產(chǎn)方法可分為中溫卷取型熱軋法和低溫卷取型熱軋法。但各有缺點采取 中溫卷取型熱軋法生產(chǎn)雙相鋼時，鋼中必然要加入Cr，Mo等合金元素，使成本較高；而采取 低溫卷取型熱軋法時，由于軋后冷卻工藝的復雜性，使其較難控制，難以得到均勻穩(wěn)定的組 織，且成分中Si的含量較高，造成鋼板表面質(zhì)量較差。鑒于上述問題，熱軋雙相鋼的生產(chǎn)方法應(yīng)在優(yōu)化化學成分的基礎(chǔ)上，制定了合理 的控軋工藝，并簡化冷卻路徑，生產(chǎn)出綜合性能良好的雙相鋼板。

發(fā)明內(nèi)容
針對傳統(tǒng)熱軋雙相鋼生產(chǎn)出現(xiàn)的問題，本發(fā)明提供了一種低成本高強度超細晶熱 軋雙相鋼及其板材制造方法。本發(fā)明以傳統(tǒng)C-Si-Mn系熱軋雙相鋼成分為基礎(chǔ)，大幅降低C和Si含量，同時加 入少量Nb、Ti微合金元素，采用適當?shù)目剀埧乩涔に?，獲得抗拉強度超過750MPa的雙相鋼 板。其化學成分按質(zhì)量百分數(shù)為0. 06 0. 16% C、0. 10 0. 50% SiU. 00 2. 00% Mn、 0. 02 0. 06% A1、0. 01 0. 08% Nb、0 0. 03% Ti，并限制 P 彡 0. 1、S 彡 0. 005，余量為 Fe及不可避免的夾雜；組織為多邊形及/或準多邊形鐵素體和少量馬氏體，其中鐵素體百 分含量為75 85%，晶粒尺寸3 5μ m ；馬氏體體積分數(shù)為15 25%，呈島狀彌散分布， 平均粒徑在5μπι以下。本發(fā)明的抗拉強度750MPa以上的超細晶熱軋雙相鋼板的制造方法，包括以下步 驟(1)加熱工藝將厚度大于或等于60mm的板坯加熱到1100 1250°C，保溫時間 1-4小時。(2)軋制工藝采用兩階段控制軋制，再結(jié)晶區(qū)壓下率為> 60%，未再結(jié)晶區(qū)壓下
3率為> 70% ；再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為1100 1150°C，未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為880 940°C， 終軋溫度為770 860°C。(3)冷卻工藝終軋后采用連續(xù)冷卻，冷卻速率為30 40°C /s，卷取溫度低于 350°C，成品厚度為2 10mm。本發(fā)明生產(chǎn)的雙相鋼板的抗拉強度超過750MPa，屈服強度約為500MPa，延伸率大 于21%，屈強比彡0. 67。奧氏體晶粒尺寸、軋制制度(變形量、道次溫度)和冷卻方式等對低碳鋼雙相組織 的形成有重要影響。減小奧氏體晶粒尺寸、增大變形量和控制合理的道次溫度，可以在較寬 的冷速范圍內(nèi)采用連續(xù)冷卻方法得到理想的F+M雙相組織。本發(fā)明正是基于上述思想，通過少量添加Nb、Ti等微合金元素和未再結(jié)晶區(qū)控軋 等方法充分細化相變前奧氏體晶粒尺寸，并提高殘余應(yīng)變，大大增強鐵素體轉(zhuǎn)變所需驅(qū)動 力和形核位置，促進多邊形鐵素體在較高溫度、較短時間大量生成細小晶粒。同時，C元素 的快速擴散促進了周圍奧氏體中富C而提高了奧氏體的穩(wěn)定性，推遲了珠光體或貝氏體轉(zhuǎn) 變，使得在較寬的冷卻范圍內(nèi)生成島狀馬氏體組織。圖1示出了采用控軋+連續(xù)冷卻技術(shù) 制備熱軋雙相鋼的物理冶金機理。(1)組織和性能本發(fā)明的高強度鋼板所具有的組織如下至少含有多邊形鐵素體和馬氏體，以相 對于全部組織的面積率計，多邊形及/或準多邊形鐵素體為75%以上，其中鐵素體百分含 量為75 85%，晶粒尺寸3 5μ m ；馬氏體體積分數(shù)為15 25%，呈島狀彌散分布，平均 粒徑在5μπι以下。其中，多邊形鐵素體(PF)在透射電鏡(TEM)下為白色，呈多角形的形狀，內(nèi)部不含 殘留奧氏體和馬氏體；準多邊形鐵素體在TEM下為白色，具有大體球狀特征，內(nèi)部不含殘留 奧氏體和馬氏體；馬氏體在TEM下大體黑色，具有板條狀或?qū)\晶兩種類型。在本發(fā)明中，顯微組織的主要特征表現(xiàn)在以下兩個方面①PF或準PF的晶粒尺寸 3 5μπι，這與傳統(tǒng)熱軋雙相鋼DP600組織(ΙΟμπι以上)相比要小很多，這與再結(jié)晶和未 再結(jié)晶區(qū)大變形控軋密切相關(guān)，體現(xiàn)了細晶強化對新鋼種強度的重要貢獻；②馬氏體呈島 狀彌散分布，且平均粒徑細小(5μπι&Τ)。合理的馬氏體量對抗拉強度有重要的貢獻，而 彌散細小的分布特征則賦予新鋼種優(yōu)良的延伸性能和較低的屈強比，這對于雙相鋼而言至 關(guān)重要。本發(fā)明中超細鐵素體晶粒和雙相特性一起導致了新鋼種誘人的使用性能低屈強 比(彡0.67)；高加工硬化指數(shù)(彡0. 15)；良好的強度-塑性匹配(750MPa /21% )。⑵合金成分C :0· 06 0.16%C主要是形成所需數(shù)量的馬氏體和保證鋼的強度。控制C富集于亞穩(wěn)奧氏體區(qū)域 而避免其析出，是獲得多邊形鐵素體包圍島狀馬氏體雙相組織的保證。對于其它性能，如焊 接性等，要求限制C含量在0.2%以下，而C太低(<0.02%)則不易得到雙相組織，為保 證鋼具有較大的鐵素體析出區(qū)，宜控制在0. 左右。C的最優(yōu)范圍為0.07 0. 10%。Si :0· 10 0. 50%Si可以擴大Fe-C相圖的α+ Y區(qū)，使臨界區(qū)處理的溫度范圍加寬，改善雙相鋼的工藝性能，有利于保持雙相鋼強度、延性等性能的穩(wěn)定性和重現(xiàn)性。Si還加速碳向奧氏體的 偏聚，對鐵素體中的固溶碳有“清除”和“凈化”作用。然而，Si含量過高會給熱軋表面質(zhì)量 和涂鍍帶來麻煩，如在均勻化處理時，可能形成一些低熔點的復雜氧化物，因此Si含量不 能過高。本發(fā)明的主要特征之一就在于與傳統(tǒng)的Si-Mn系和Cr-Mo系雙相鋼，Si含量大大 降低，從而改善熱帶的表面質(zhì)量，因此上限設(shè)為0. 5%，選定0. 2 0. 4% Si為最優(yōu)成分。Mn :1· 00 2. 00%Mn是典型的奧氏體穩(wěn)定化元素，顯著提高鋼的淬透性，并起到固溶強化和細化鐵 素體晶粒的作用，可顯著推遲珠光體轉(zhuǎn)變以及貝氏體轉(zhuǎn)變。Mn作為擴大γ相區(qū)的元素，會 降低AyA1臨界點，但Mn高在推遲珠光體轉(zhuǎn)變的同時，也推遲鐵素體的析出，使“速度窗口，， 變小，貝氏體區(qū)右移，使鋼對工藝條件的敏感性變大。Mn太低易引起珠光體轉(zhuǎn)變。因此，選 定Mn含量在1.00%以上，2. 00%以下推薦1. 0 1.8% Mn為最優(yōu)成分。Al :0· 02 0. 06%Al對臨界區(qū)加熱時奧氏體形態(tài)的影響與Si相似，即Al也促使馬氏體呈纖維狀形 態(tài)，Al還可以形成AlN析出，起到一定的細化晶粒作用。Al的最優(yōu)范圍為0.03 0.05%。Nb :0· 01 0. 08%Nb對晶粒細化、相變行為、奧氏體中C富集和馬氏體的形核發(fā)揮顯著作用。固溶狀 態(tài)的Nb延遲熱變形過程中靜態(tài)和動態(tài)再結(jié)晶和奧氏體向鐵素體的相變。Nb與C和N結(jié)合 形成小的碳氮化物也可延遲再結(jié)晶，阻止晶粒長大，并有明顯強化效果。本發(fā)明Nb含量的 最優(yōu)范圍在0. 015 0. 03%之間。P 低于 0.1%P能使馬氏體島的形態(tài)發(fā)生顯著變化，且使馬氏體的硬度略有下降，鐵素體的硬度 略有升高。P的另一影響是提高α相的形成溫度，擴大形成α相的溫度范圍，從而影響退 火后的鐵素體和馬氏體的相對量。P還可以促進得到細小均勻分布的馬氏體。但P過剩添 加，則加工性惡化，因此將其上限定為0. .S 低于 0.005%S通過形成MnS等硫化物夾雜，成為裂紋的起點而使加工性能惡化，因此將其上限 定為0. 005% .S含量越少越好。此外，為進一步細化奧氏體晶粒，促進多邊形鐵素體生成等目的，優(yōu)選在以下范圍 內(nèi)添加Ti。Ti :0 0.03%Ti在低碳鋼中控制奧氏體再結(jié)晶和析出強化的作用與Nb類似，特別是在再加熱 過程而細化奧氏體晶粒的作用最強，此外還能起到改善焊接性能的目的。本發(fā)明正是利用 Ti的這一特點，起到充分細化相變前奧氏體晶粒，促進鐵素體生成的作用。推薦最佳含量為 0. 010 0. 015% .(3)制造方法本發(fā)明的制造方法包括以下三部分1)加熱工序；2)軋制工序；3)冷卻工序。為 了高效地獲得本發(fā)明的鋼板，有必要合理地控制上述幾部分的關(guān)鍵工藝參數(shù)，以保證獲得 理想的顯微組織和力學性能。①加熱工序
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將厚度大于或等于60mm的板坯加熱到1100 1250°C，保溫時間1-4小時。這里 板坯再加熱過程主要目的包括充分奧氏體化和將Nb、Ti等微合金完全固溶。需要注意的 是，本發(fā)明中添加微量Ti正是為了在再加熱過程析出適量細小的TiN，以起到抑制奧氏體 晶粒過分長大的目的。因此，合理的奧氏體化溫度和在爐時間是保證Ti微合金碳氮化物析 出并發(fā)揮作用的關(guān)鍵，過高溫度或過長均熱時間都可能引起析出物聚集粗化而不能夠起到 細化奧氏體晶粒的作用。②軋制工序采用兩階段控制軋制，再結(jié)晶區(qū)壓下率為>60%，未再結(jié)晶區(qū)壓下率為>70%;再 結(jié)晶區(qū)開軋溫度為1100 1150°C，未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為880 940°C，終軋溫度為770 860°C。再結(jié)晶區(qū)大壓下率軋制指的是總壓下率在60%以上，而單道次壓下率則達到30% 以上，主要通過動態(tài)和道次間充分的靜態(tài)再結(jié)晶大幅度細化奧氏體晶粒。未再結(jié)晶區(qū)累積大變形是本發(fā)明控制軋制的另一主要特色。精軋開軋溫度要求在 未再結(jié)晶溫度(Tm)附近，而本發(fā)明典型鋼種的未再結(jié)晶溫度通常在900 950°C范圍內(nèi)， 所以這里將未再結(jié)晶開軋溫度定為880 940°C。未再結(jié)晶區(qū)精軋總壓下率控制在70%以 上，最優(yōu)在80 %左右。大變形精軋可以大幅度提高奧氏體內(nèi)的變形儲能及累積應(yīng)變，結(jié)合各 道次微合金析出行為的控制，抑制道次間部分再結(jié)晶，促進多道次精軋階段的亞動態(tài)再結(jié) 晶和應(yīng)變累積，以期在相變前獲得超細而均勻的奧氏體晶粒和高殘余應(yīng)變。此外，適度降低 并嚴格控制精軋溫度范圍，能夠避免累積應(yīng)變量沿板卷長度方向分布不均，輔之以超強的 冷卻能力，可以保證新鋼級具有優(yōu)異的性能均勻性。大量研究工作表明，細化奧氏體晶粒，強化應(yīng)變累積，主要起到以下兩方面的作 用a)促進C向周圍A中的擴散，強烈推動A — PF轉(zhuǎn)變；b) C的快速擴散促進了周圍奧氏體 中富C提高了穩(wěn)定性，推遲了 P/B轉(zhuǎn)變，使得在較寬的冷卻范圍內(nèi)生成島狀M組織，透射組 織中孿晶馬氏體的產(chǎn)生進一步說明了這一點(圖2)。因此，熱軋過程的控制軋制是本發(fā)明 實現(xiàn)低成本超細晶雙相鋼開發(fā)的關(guān)鍵環(huán)節(jié)，也是在連續(xù)冷卻條件下得到理想顯微組織的重 要保證。③冷卻工序本發(fā)明中冷卻工序主要有以下兩個要點a)連續(xù)冷卻；b)低溫卷取。細晶化控制軋制強烈促進奧氏體一鐵素體相變過程，在細化組織同時減輕后序 工藝的壓力，使得在軋后的輸出輥道上采用連續(xù)冷卻代替分段冷卻成為可能，降低了與高 速軋制有關(guān)的過程控制難度，提高了工藝過程的穩(wěn)定性，簡化了工藝流程，提高了勞動生產(chǎn) 率，對工業(yè)化技術(shù)順利實施提供了保證。低溫卷取是現(xiàn)代復相鋼生產(chǎn)的一個重要工藝環(huán)節(jié)，要求卷取機具有超強的低溫卷 取能力。通常熱帶生產(chǎn)中，卷取機的工作溫度主要在400 700°C，以600°C左右最為常見。 包括卷取機在內(nèi)的現(xiàn)代熱連軋設(shè)備均具有強力式的特點，IOmm以下的薄帶在200 300°C 卷取并非難事。此外，復相鋼生產(chǎn)中卷取溫度要求低于馬氏體轉(zhuǎn)變點(Ms)，通常在200°C以 下。本發(fā)明由于強烈的細晶化控軋使得鐵素體周圍的殘余奧氏體穩(wěn)定性大大增強，從而可 提高卷取溫度至350°C左右，在一定程度上減輕了卷取機的負荷。本發(fā)明終軋后采用連續(xù)冷卻，冷卻 率為30 40°C /s，卷取溫度低于350°C，成品 厚度為2 10mm。
采用本發(fā)明能夠獲得具有高強度、低屈強比和延伸性能良好的高性能鋼板。使用 本發(fā)明的鋼板時，能夠適應(yīng)要求高強度的汽車零件和其它工業(yè)機械零件等的成形加工。


圖1為未再結(jié)晶控軋+連續(xù)冷卻技術(shù)制備雙相鋼的物理冶金機理(T-溫度；t_時 間；Tm-未再結(jié)晶溫度；Art-鐵素體轉(zhuǎn)變開始溫度；FY_drf-未再結(jié)晶區(qū)大變形條件下的鐵素 體轉(zhuǎn)變；FY_,ex-奧氏體未變形或充分回復條件下的鐵素體轉(zhuǎn)變；P-珠光體轉(zhuǎn)變；B-貝氏體 轉(zhuǎn)變；M-馬氏體轉(zhuǎn)變)；圖2為實驗鋼透射電鏡組織照片中的孿晶馬氏體；圖3為實例1經(jīng)4%的硝酸酒精腐蝕后的金相組織圖片(a)工藝1_I ； (b)工藝 I-II ； (C)工藝 I-III ；圖4為實例1經(jīng)L印era試劑(1 % Na2S2O5水溶液與4%的苦味酸酒精溶液按1 1 比例混合)腐蝕后的金相組織圖片，白色組織為馬氏體(a)工藝I-I ； (b)工藝I-II ； (c)工 藝 I-III ；圖5為實例1實驗鋼A典型的拉伸曲線；圖6L印era試劑(1 % Na2S2O5水溶液與4%的苦味酸酒精溶液按1 1比例混合) 腐蝕后的實例2實驗鋼B金相組織圖片，白色組織為馬氏體(a)工藝2-1 ； (b)工藝2-II ；圖7實例2實驗鋼B典型的拉伸曲線；圖8L印era試劑(1 % Na2S2O5水溶液與4%的苦味酸酒精溶液按1 1比例混合) 腐蝕后的實例3實驗鋼C金相組織圖片，白色組織為馬氏體。(a)工藝3-III ;(b)工藝3-V ；圖9實例3實驗鋼C典型的拉伸曲線。
具體實施例方式實施例1實驗鋼A的化學成分見表1，鋼坯初始厚度為60mm，成品厚度3mm。為使Nb和Ti 的碳氮化物完全固溶，坯料在箱式電阻爐中加熱到1200°C保溫Ih后進行9道次的軋制變 形，變形制度見表2。軋制過程在Φ450X450 二輥可逆熱軋實驗機組上進行。終軋后采用 連續(xù)冷卻，卷取溫度低于350°C，冷卻工藝參數(shù)見表3。鋼板的力學性能見表4.表1實施例1實驗鋼A的化學成分(％ )
C Si Mn PS Al Nb Ti Fe一0.072 0.23 1.6 0.0035 0.0018 0.032 0.022 0.015 余量表2實施例1的軋制規(guī)程
再結(jié)晶區(qū)未再結(jié)晶區(qū)壓下制度/mm坯料1 2 34 56 7 8 96042 29 2015 118 5.8 4.2 3壓下率/%67(30-31-31)85(25-26.7-27.3-27. 5-25-28. 6)表3實施例1的溫度及冷卻制度
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I-III90077016 表4實施例1的力學性能與組織體積分數(shù) 實驗完成后，從熱軋板中部切取金相試樣，經(jīng)研磨、拋光后分別采用4% (體積分 數(shù))的硝酸酒精溶液和Lepera試劑(1 % Na2S2O5水溶液與4%的苦味酸酒精溶液按1 1 比例混合)腐蝕，用以觀察鐵素體和馬氏體組織的形貌和分布。金相組織和兩相含量通過 LEICA Q550IW型圖像分析儀進行觀察和測定。鐵素體晶粒尺寸采用割線法來測定。沿板縱 向切取3個板狀拉伸試樣，加工成標準試樣進行拉伸試驗，測定基本力學性能。實驗鋼軋后采用連續(xù)冷卻的方式得到的最終組織為鐵素體+馬氏體的雙相組織， 如圖3和4所示，其中圖3為4%的硝酸酒精腐蝕后的金相組織圖片；圖4為Lepera試劑 腐蝕后的金相組織圖片，白色組織為馬氏體。隨著終軋溫度的升高，鐵素體百分含量增加， 晶粒尺寸略有增加，但改變不大，在4 μ m左右，主要是因為終軋后直接采用層流冷卻，冷速 相對較快，使鐵素體沒有時間長大；組織中馬氏體含量增大，馬氏體呈小島狀彌散分布于鐵 素體基體上，尺寸較小。圖5為工藝3條件下A鋼室溫拉伸曲線?？梢姡谌齻€終軋溫度下得到的鋼板的 應(yīng)力_應(yīng)變曲線上無屈服平臺的出現(xiàn)，為連續(xù)屈服。由表4可知，隨著終軋溫度的升高，屈 服強度基本不變，在500MPa左右，即對軋后采用連續(xù)冷卻方式生產(chǎn)的雙相鋼而言，終軋溫 度對屈服強度影響不大。但隨著終軋溫度的升高，抗拉強度增大，屈強比和延伸率降低，η值 升高。實驗鋼最佳的終軋溫度在810°C -850°C之間，可得到抗拉強度750MPa以上，屈強比 低于0. 67，η值大于0. 17，延伸率高于23%的雙相鋼板。實施例2實施例2實驗鋼B的化學成分見表5，鋼坯初始厚度為60mm，成品厚度3mm。坯料 在箱式電阻爐中加熱到1200°C保溫Ih后進行9道次的軋制變形，變形制度同實施例1。軋 制過程在Φ450 X 450 二輥可逆熱軋實驗機組上進行。終軋后采用連續(xù)冷卻，卷取溫度低于 350°C，冷卻工藝參數(shù)見表6。鋼板的力學性能見表7.表5實施例2實驗鋼B的化學成分(％ ) 0.07 0.17 1.52 0.012 0.005 0.043 0.070 0.02 余量表6實施例2的溫度制度及冷卻速率 表7實施例2的力學性能與組織體積分數(shù) 實驗鋼B軋后采用連續(xù)冷卻的方式得到的最終組織為鐵素體+馬氏體的雙相組 織，如圖6所示。圖7為實例2工藝下實驗鋼B的室溫拉伸曲線，鋼板的應(yīng)力-應(yīng)變曲線上 無屈服平臺的出現(xiàn)，為連續(xù)屈服?？估瓘姸?50MPa以上，屈強比低于0. 65，n值大于0. 17， 延伸率高于23%的雙相鋼板。實施例3實施例3實驗鋼C的化學成分見表8，鋼坯初始厚度為75mm，成品厚度4mm。坯料在 箱式電阻爐中加熱到1200°C保溫Ih后進行9道次的軋制變形，變形制度見表9。軋制過程 在Φ450 X 450 二輥可逆熱軋實驗機組上進行。終軋后采用連續(xù)冷卻，卷取溫度低于350°C， 冷卻工藝參數(shù)見表10。鋼板的力學性能見表11.表8實施例3實驗鋼C的化學成分(％ ) 表9實施例3的軋制規(guī)程
表10實施例3的溫度制度及冷卻速率
表11實施例3的力學性能與組織體積分數(shù) 實驗鋼C軋后采用連續(xù)冷卻的方式得到的最終組織為鐵素體+馬氏體的雙相組 織，如圖8所示。圖9為實例3工藝條件下實驗鋼C室溫拉伸曲線，鋼板的應(yīng)力-應(yīng)變曲 線上無屈服平臺的出現(xiàn)，為連續(xù)屈服?？估瓘姸?50MPa以上，屈強比低于0.64，η值大于
90. 19，延伸率高于21%的雙相鋼板。
權(quán)利要求
一種抗拉強度750MPa以上的超細晶熱軋雙相鋼，其特征在于所述雙相鋼化學組成按質(zhì)量百分數(shù)為C 0.06～0.16％，Si 0.10～0.50％，Mn 1.00～2.00％，Al 0.02～0.06％，Nb 0.01～0.08％，Ti 0～0.03％，并限制P≤0.1、S≤0.005，余量為Fe。
2.如權(quán)利要求1所述的抗拉強度750MPa以上的超細晶熱軋雙相鋼，其特征在于該雙相 鋼的組織為多邊形及/或準多邊形鐵素體和少量馬氏體，其中鐵素體含量為75 85%，晶 粒尺寸3 5 μ m ；馬氏體體積分數(shù)為15 25%，呈島狀彌散分布，平均粒徑小于5 μ m。
3.權(quán)利要求1所述雙相鋼板材的制造方法，包括以下步驟(1)加熱，將厚度彡60mm的板坯加熱到1100 1250°C，保溫l_4h；(2)軋制，采用兩階段控制軋制，再結(jié)晶區(qū)壓下率為>60%，未再結(jié)晶區(qū)壓下率為> 70%;再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為1100 1150°C，未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為880 940°C，終軋溫度 為 770 860°C ；(3)冷卻，終軋后采用連續(xù)冷卻，冷卻速率為30 40°C/s，卷取溫度低于350°C，成品 厚度為2 10mm。
4.如權(quán)利要求3所述雙相鋼板材的制造方法，其特征在于所述雙相鋼板的抗拉強度> 750MPa，屈服強度為500MPa，延伸率> 21%，屈強比彡0. 67。
全文摘要
一種抗拉強度750MPa以上的超細晶熱軋雙相鋼及其板材制造方法，屬于軋鋼技術(shù)領(lǐng)域，該雙相鋼化學組成按質(zhì)量百分數(shù)為C 0.06～0.16％，Si 0.10～0.50％，Mn 1.00～2.00％，Al0.02～0.06％，Nb 0.01～0.08％，Ti 0～0.03％，并限制P≤0.1、S≤0.005，余量為Fe。該雙相鋼的制造方法包括以下步驟1)加熱，將厚度≥60mm的板坯加熱到1100～1250℃，保溫1-4h；2)軋制，采用兩階段控制軋制，再結(jié)晶區(qū)壓下率為＞60％，未再結(jié)晶區(qū)壓下率為＞70％；再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為1100～1150℃，未再結(jié)晶區(qū)開軋溫度為880～940℃，終軋溫度為770～860℃；3)冷卻，終軋后采用連續(xù)冷卻，冷卻速率為30～40℃/s，卷取溫度＜350℃，成品厚度為2～10mm。本發(fā)明能獲得具有高強度、低屈強比和延伸性能良好的高性能鋼板，該鋼板能適應(yīng)高強度汽車及其它工業(yè)機械零件等的成形加工。
文檔編號C21D8/02GK101880825SQ201010220990
公開日2010年11月10日 申請日期2010年7月8日 優(yōu)先權(quán)日2010年7月8日
發(fā)明者于永梅, 侯曉英, 吳迪, 王國棟, 董毅, 許云波 申請人:東北大學