本發(fā)明屬于熱軋高強(qiáng)鋼領(lǐng)域，具體涉及一種780MPa級(jí)熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼及其制造方法。

背景技術(shù)：

目前，商用車尤其是重卡汽車的車輪用鋼通常采用雙相鋼進(jìn)行制造，部分經(jīng)濟(jì)型轎車的車輪(包括輪輞和輪輻)為了降低成本也采用鋼制車輪。采用高強(qiáng)度雙相鋼制造車輪可有效降低車輪重量，如與普通Q345鋼相比，采用DP600(即抗拉強(qiáng)度600MPa級(jí)雙相鋼)可降低車輪重量約10～15％；而采用抗拉強(qiáng)度780MPa級(jí)的DP780雙相鋼可進(jìn)一步降低車輪重量約5～10％。目前國內(nèi)絕大部分車輪廠采用的雙相鋼主要600MPa以下的低強(qiáng)度雙相鋼，更高強(qiáng)度的雙相鋼如DP780則應(yīng)用得不多。

汽車車輪之所以廣泛采用雙相鋼主要原因是由于雙相鋼本身所具有的低屈服強(qiáng)度、高抗拉強(qiáng)度即低屈強(qiáng)比、連續(xù)屈服以及良好的加工成形性等。然而，鐵素體+馬氏體型高強(qiáng)雙相鋼應(yīng)用于車輪制造的一個(gè)最大缺點(diǎn)是其擴(kuò)孔性能較差。在相同強(qiáng)度級(jí)別水平下，鐵素體和馬氏體雙相鋼的擴(kuò)孔率最低。主要原因是鐵素體和馬氏體兩相的機(jī)械性能差異大，加工硬化率高，沖孔周圍容易產(chǎn)生微裂紋，在擴(kuò)孔成形時(shí)產(chǎn)生開裂，而相同強(qiáng)度級(jí)別的貝氏體或鐵素體加貝氏體組織則表現(xiàn)出更優(yōu)異的擴(kuò)孔性能。鐵素體+貝氏體雙相鋼具有相對(duì)較低的屈強(qiáng)比和良好的擴(kuò)孔性、塑性和沖擊韌性，在超高強(qiáng)度車輪用鋼領(lǐng)域(如≥780MPa)，鐵素體+貝氏體雙相鋼具有比鐵素體+馬氏體雙相鋼更大的應(yīng)用潛力。

已有的雙相鋼主要是鐵素體+馬氏體型雙相鋼，這其中又主要是冷軋鐵素體+馬氏體型雙相鋼，強(qiáng)度級(jí)別在780MPa及以上的熱軋鐵素體+馬氏體型雙相鋼很少，而高強(qiáng)度(≥780MPa)鐵素體+貝氏體型雙相鋼更少。

中國專利CN101033522A公開了一種鐵素體貝氏體雙相鋼，其生產(chǎn)工藝簡單，但成分設(shè)計(jì)中含有較高的鋁，生產(chǎn)難度較大，成本較高，其抗拉強(qiáng)度在700～900MPa之間。中國專利CN102443735A公開了一種碳錳系鐵素體貝氏體雙相鋼，其采用分段式冷卻工藝，但其抗拉強(qiáng)度僅為450MPa。中國專利CN101603153A公開了一種665MPa級(jí)鐵素體貝氏體雙相鋼，其也采用分段式冷卻工藝，但其空冷時(shí)間為較長，為12～15秒，對(duì)薄規(guī)格熱軋帶鋼而言難以實(shí)現(xiàn)。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的在于提供一種780MPa級(jí)熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼及其制造方法，該熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的屈服強(qiáng)度≥600MPa，抗拉強(qiáng)度≥780MPa，延伸率≥20％，擴(kuò)孔率≥50％，表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度、塑性和擴(kuò)孔性匹配，可應(yīng)用在車輪等需要良好成形性能、擴(kuò)孔翻邊和高強(qiáng)減薄的部位。

為達(dá)到上述目的，本發(fā)明的技術(shù)方案是：

本發(fā)明加入較高含量的Si以保證在有限的熱軋空冷時(shí)間內(nèi)形成一定數(shù)量的鐵素體組織且擴(kuò)大鐵素體形成的工藝窗口；加入較高的Al主要目的是為了在軋后空冷階段形成所需數(shù)量的鐵素體；加入較高的Ti主要目的是在分段冷卻高溫段空冷過程中在鐵素體中形成納米級(jí)碳化物(TiC)(≤10nm)以強(qiáng)化鐵素體，減小鐵素體與貝氏體組織之間的性能差異，最大程度地提高擴(kuò)孔性能。本發(fā)明通過對(duì)組織中鐵素體進(jìn)行納米析出強(qiáng)化及對(duì)鐵素體和貝氏體含量的精確控制，可獲得屈服強(qiáng)度≥600MPa，抗拉強(qiáng)度≥780MPa的高強(qiáng)度鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼。

一種780MPa級(jí)熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼，其化學(xué)成分重量百分比為：C：0.10～0.20％，Si：0.8～2.0％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.3～0.7％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余為Fe和不可避免的雜質(zhì)，且上述元素同時(shí)需滿足如下關(guān)系：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％，2.5≤Al/C≤5.0。

優(yōu)選的，所述熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的化學(xué)成分中：C：0.14～0.18％，以重量百分比計(jì)。

優(yōu)選的，所述熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的化學(xué)成分中：Si：1.2～1.8％，以重量百分比計(jì)。

優(yōu)選的，所述熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的化學(xué)成分中：Mn：1.4～1.8％，以重量百分比計(jì)。

優(yōu)選的，所述熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的化學(xué)成分中：Nb：0.03～0.05％，，以重量百分比計(jì)。

優(yōu)選的，所述熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的化學(xué)成分中：Ti：0.10～0.15％，以重量百分比計(jì)。

進(jìn)一步，所述熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的微觀組織為體積分?jǐn)?shù)為25～40％的鐵素體+體積分?jǐn)?shù)為60～75％貝氏體+鐵素體晶內(nèi)分布的納米級(jí)碳化物，鐵素體平均晶粒尺寸為5～10μm，貝氏體等效晶粒尺寸≤20μm，納米級(jí)碳化物尺寸≤10nm。

本發(fā)明所述熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的屈服強(qiáng)度≥600MPa，抗拉強(qiáng)度≥780MPa，延伸率A≥20％，擴(kuò)孔率≥50％。

在本發(fā)明鋼的成分設(shè)計(jì)中：

碳：碳是鋼中的基本元素，也是本發(fā)明中的重要元素之一。碳擴(kuò)大奧氏體相區(qū)，穩(wěn)定奧氏體。碳作為鋼中的間隙原子，對(duì)提高鋼的強(qiáng)度起著非常重要的作用，對(duì)鋼的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度影響最大。在本發(fā)明中，為獲得抗拉強(qiáng)度780MPa級(jí)高強(qiáng)雙相鋼，必須保證碳的含量在0.10％以上；但是碳的含量也不能高于0.20％，否則在熱軋兩段式冷卻過程中難以形成所需數(shù)量的鐵素體。因此，本發(fā)明鋼中碳含量須控制在0.10～0.20％之間，優(yōu)選范圍在0.14～0.18％。

硅：硅是鋼中的基本元素，同時(shí)也是本發(fā)明中的重要元素之一。這是因?yàn)?，要獲得抗拉強(qiáng)度達(dá)780MPa以上的鐵素體貝氏體雙相鋼，一方面要控制鐵素體的尺寸和數(shù)量，同時(shí)還要提高貝氏體的強(qiáng)度，這需要在成分設(shè)計(jì)中適當(dāng)提高碳和錳的含量。而碳和錳都是擴(kuò)大奧氏體區(qū)、穩(wěn)定奧氏體的元素，在熱軋空冷過程中的很短時(shí)間內(nèi)(通?！?0s)難以形成足夠數(shù)量的鐵素體，這就需要添加較高含量的硅元素。硅的加入可明顯促進(jìn)鐵素體形成，擴(kuò)大鐵素體形成的工藝窗口，凈化鐵素體；同時(shí)還可以起到部分強(qiáng)化作用。硅的這種作用必須在其含量達(dá)到0.8％以上時(shí)才表現(xiàn)出來，但Si的含量也不宜太高，否則軋制后的鋼板沖擊韌性變差。因此，本發(fā)明鋼中硅含量控制在0.8～2.0％之間，優(yōu)選范圍在1.2～1.8％之間。

錳：錳也是鋼中最基本的元素，同時(shí)也是本發(fā)明中最重要的元素之一。眾所周知，錳是擴(kuò)大奧氏體相區(qū)的重要元素，可以降低鋼的臨界淬火速度，穩(wěn)定奧氏體，細(xì)化晶粒，推遲奧氏體向珠光體的轉(zhuǎn)變。在本發(fā)明中，為保證鋼板的強(qiáng)度，錳含量應(yīng)控制在1.0％以上，錳含量過低，過冷奧氏體不夠穩(wěn)定，空冷時(shí)容易轉(zhuǎn)變?yōu)橹楣怏w類型的組織；同時(shí)，錳的含量也不宜超過2.0％，若超過2.0％，不僅煉鋼時(shí)容易發(fā)生Mn偏析，而且在軋后空冷階段不容形成足夠數(shù)量的鐵素體，同時(shí)板坯連鑄時(shí)也容易發(fā)生熱裂。因此，本發(fā)明鋼中Mn含量控制在1.0～2.0％，優(yōu)選范圍在1.4～1.8％。

磷：磷是鋼中的雜質(zhì)元素。極易偏聚到晶界上，鋼中磷的含量較高(≥0.1％)時(shí)，形成Fe₂P在晶粒周圍析出，降低鋼的塑性和韌性，故其含量越低越好，一般控制在0.02％以內(nèi)較好且不提高煉鋼成本。

硫：硫是鋼中的雜質(zhì)元素。鋼中的硫通常與錳結(jié)合形成MnS夾雜，尤其是當(dāng)硫和錳的含量均較高時(shí)，鋼中將形成較多的MnS，而MnS本身具有一定的塑性，在后續(xù)軋制過程中MnS沿軋向發(fā)生變形，降低鋼板的橫向拉伸性能。故鋼中硫含量越低越好，實(shí)際生產(chǎn)時(shí)通?？刂圃?.005％以內(nèi)。

鋁：鋁是本發(fā)明中的重要合金元素之一。由于本發(fā)明主要涉及高強(qiáng)度鐵素體貝氏體雙相鋼，在成分設(shè)計(jì)上，與其它低強(qiáng)度級(jí)別的鐵素體貝氏體雙相鋼相比，其碳和錳的含量更高，奧氏體更穩(wěn)定，在軋后分段式冷卻空冷階段鐵素體形成比較困難，而鋁是促進(jìn)鐵素體形成的重要元素之一。因此，本發(fā)明中鋁的含量較常規(guī)高強(qiáng)鋼高一個(gè)數(shù)量級(jí)。鋼中鋁的加入量主要與碳含量相關(guān)，兩者的加入量應(yīng)滿足2.5≤Al/C≤5.0。鋁含量偏低，空冷階段不能形成足夠數(shù)量的鐵素體；鋁含量過高，鋼水澆鑄困難，板坯容易出現(xiàn)表面縱裂等缺陷。因此，本發(fā)明鋼中鋁含量應(yīng)控制在0.3～0.7％，并滿足2.5≤Al/C≤5.0的關(guān)系式要求。

氮：氮在本發(fā)明中屬于雜質(zhì)元素，其含量越低越好。氮也是鋼中不可避免的元素，通常情況下，若在煉鋼過程中不進(jìn)行特殊控制，鋼中氮的殘余含量通?！?.006％。這些固溶或游離的氮元素必須通過形成某種氮化物加以固定，否則游離的氮原子對(duì)鋼的沖擊韌性非常不利，而且在帶鋼軋制的過程中很容易形成全長性的鋸齒裂缺陷。本發(fā)明中通過添加鈦元素，使之與氮結(jié)合形成穩(wěn)定的TiN從而固定氮原子。因此，本發(fā)明鋼中氮含量控制在0.006％以內(nèi)且越低越好。

鈮：鈮也是本發(fā)明中的關(guān)鍵元素之一。由于780MPa及以上級(jí)別熱連軋鐵素體貝氏體雙相鋼通常需要加入較高的硅以促進(jìn)軋制空冷段鐵素體相的形成，而高硅的添加通常會(huì)提高馬氏體相的脆性。本發(fā)明中碳本身的含量雖然≤0.20％，但在析出一定量鐵素體之后，鐵素體中的碳原子會(huì)排出，進(jìn)入未轉(zhuǎn)變的奧氏體中，使得剩余奧氏體中碳含量富集，最終形成的貝氏體中碳化物含量高，對(duì)沖擊韌性不利。為了盡可能提高高Si型鐵素體貝氏體雙相鋼的沖擊韌性。合金成分設(shè)計(jì)中加入微量的鈮，通過細(xì)化晶?？捎行岣唠p相鋼的沖擊韌性。鈮的加入起到兩方面作用：一是在高溫階段，固溶的鈮對(duì)奧氏體晶粒長大起到溶質(zhì)拖曳作用；二是在精軋階段，通過鈮的碳氮化物釘扎奧氏體晶界，細(xì)化奧氏體晶粒，并對(duì)最終轉(zhuǎn)變的鐵素體和貝氏體起到細(xì)化作用，提高雙相鋼沖擊韌性。因此，本發(fā)明鋼中鈮含量控制在0.01～0.06％，優(yōu)選范圍在0.03～0.05％。

鈦：鈦是本發(fā)明中的重要元素之一。鈦在本發(fā)明中主要起三個(gè)作用：一是與鋼中的雜質(zhì)元素氮結(jié)合形成TiN，起到固氮效果；二是與鈮配合，起到最佳的細(xì)化奧氏體晶粒的作用；三是在軋后空冷過程中在鐵素體中析出納米TiC(≤10nm)以強(qiáng)化鐵素體，減小鐵素體與貝氏體之間的性能差異，提高擴(kuò)孔率。本發(fā)明中Nb和Ti的含量須控制在0.10％≤Nb+Ti≤0.20％成分范圍內(nèi)，即可起到良好的細(xì)化晶粒效果且成本較低。因此，本發(fā)明鋼中鈦含量范圍控制在0.05～0.15％，優(yōu)選范圍為0.10～0.15％。

氧：氧是煉鋼過程中不可避免的元素，對(duì)本發(fā)明而言，鋼中氧的含量通過鋁脫氧之后一般都可以達(dá)到30ppm以下，對(duì)鋼板的性能不會(huì)造成明顯不利影響。因此，將鋼中的氧含量控制在30ppm以內(nèi)即可。

本發(fā)明所述780MPa級(jí)熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼的制造方法，其包括如下步驟：

1)冶煉、鑄造

按上述化學(xué)成分進(jìn)行冶煉、精煉、鑄造成鑄坯或鑄錠；

2)鑄坯或鑄錠加熱

加熱溫度1230～1300℃，加熱時(shí)間1～2小時(shí)；

3)熱軋+分段冷卻+卷取

開軋溫度為1080～1200℃，在1050℃以上進(jìn)行3～5個(gè)道次粗軋且累計(jì)變形量≥50％；中間坯待溫溫度為900～950℃，再進(jìn)行3～5個(gè)道次精軋且累計(jì)變形量≥70％；終軋溫度為800～900℃，終軋結(jié)束后以≥100℃/s的冷速將鋼板水冷至650～750℃；空冷5～10秒后，再以30～50℃/s的冷速水冷至350～500℃卷取，卷取后以≤20℃/h的冷速冷卻至室溫。

本發(fā)明的制造工藝設(shè)計(jì)的理由如下：

對(duì)于高Ti析出強(qiáng)化類型的高強(qiáng)鋼而言，加熱溫度是一個(gè)很重要的工藝參數(shù)。與普通高強(qiáng)鋼相比，高Ti鋼更高的加熱溫度(≥1230℃)主要目的是在加熱的板坯中固溶盡可能多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶溫度通常很高(≥1300℃)，在煉鋼或連鑄以及軋制過程的不同階段均會(huì)析出，這就使得最終可用來起到析出強(qiáng)化作用的Ti含量就很低。因此，必須保證高的加熱溫度才有可能在軋后空冷階段過程中獲得更多的納米碳化物，故本發(fā)明要求鋼板的最低加熱溫度必須≥1230℃；加熱溫度的上限根據(jù)現(xiàn)場加熱爐實(shí)際可達(dá)到的或可承受的溫度為限，加熱溫度原則上不設(shè)定上限要求；為了節(jié)約能耗，通常將實(shí)際的最高加熱溫度控制在≤1300℃。本發(fā)明鋼加熱工藝示意圖參見圖1。

對(duì)于高Ti鋼而言，板坯的加熱時(shí)間相對(duì)于加熱溫度而言，其影響要小得多。理論上而言，只要加熱溫度達(dá)到Ti的碳氮化物的平衡溶解溫度，其溶解速度較快。故在這一階段，加熱時(shí)間主要是以保證板坯能夠均勻的燒透為主要目標(biāo)。當(dāng)然，加熱時(shí)間也不能太長，否則高溫未溶解的Ti的碳氮化物極有可能發(fā)生粗化和長大，這些粗大的Ti的碳氮化物在奧氏體晶界處析出，降低了晶界的結(jié)合強(qiáng)度，容易在加熱過程中，板坯在加熱爐中發(fā)生斷坯現(xiàn)象。因此，根據(jù)板坯厚度不同，加熱時(shí)間通?？刂圃?～2小時(shí)即可。

本發(fā)明軋制工藝示意圖參見圖1。在軋制工藝設(shè)計(jì)上，在粗軋和精軋階段，軋制過程的節(jié)奏應(yīng)盡量快速完成，以盡量減少在粗軋和精軋階段Ti的析出。這是因?yàn)樵诖周堄绕涫蔷執(zhí)幱趭W氏體區(qū)，在此精軋溫度區(qū)間析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在幾十納米，對(duì)最終的析出強(qiáng)化效果不大，但對(duì)奧氏體晶粒的細(xì)化有很大作用。因此，粗軋和精軋階段應(yīng)盡快完成以便在軋后空冷階段在鐵素體中析出更多的納米級(jí)(≤10nm)碳化物；開軋溫度控制為1080～1200℃，在1050℃以上進(jìn)行3～5個(gè)道次粗軋且累計(jì)變形量≥50％；主要目的是細(xì)化奧氏體晶粒。

本發(fā)明在終軋結(jié)束后應(yīng)以高的冷速快速冷卻至停止冷卻溫度(即停冷溫度)650～750℃。這是因?yàn)?，軋制結(jié)束后若冷卻速度較慢，鋼板內(nèi)部形變的奧氏體可在很短的時(shí)間內(nèi)完成再結(jié)晶過程，此時(shí)奧氏體晶粒發(fā)生長大。相對(duì)粗大的奧氏體在隨后的冷卻過程發(fā)生鐵素體相變時(shí)，沿原始奧氏體晶界處形成的鐵素體晶粒較為粗大，通常在10～20μm之間，對(duì)提高鋼板的強(qiáng)度不利。本發(fā)明對(duì)鋼的微觀組織設(shè)計(jì)思路為細(xì)小等軸鐵素體和貝氏體組織。要達(dá)到780MPa的抗拉強(qiáng)度級(jí)別，鐵素體晶粒的尺寸必須控制在10μm以下，這就需要鋼板在終軋結(jié)束后必須快速冷卻時(shí)所需的中間停冷溫度。由于本發(fā)明為低碳鋼，鐵素體相變驅(qū)動(dòng)力大，容易形成。因此，終軋后的冷卻速度應(yīng)足夠快(≥100℃/s)，避免在冷卻過程中形成鐵素體。

第一階段的停止冷卻溫度需控制在合適的溫度范圍內(nèi)，這是因?yàn)闊徇B軋產(chǎn)線帶鋼運(yùn)行速度快，水冷階段的長度有限，不可能進(jìn)行長時(shí)間空冷。第一階段的停冷溫度盡量控制在鐵素體析出最佳溫度區(qū)間，本發(fā)明控制停止冷卻溫度為650～750℃；在空冷階段，同時(shí)進(jìn)行鐵素體形核和納米級(jí)碳化物析出兩個(gè)過程，此時(shí)形成的鐵素體具有更高的強(qiáng)度，其與后續(xù)形成的貝氏體在力學(xué)性能上差異較?。坏诙A段的水冷主要目的是形成所需的貝氏體，第二階段的水冷速度應(yīng)控制在30～50℃/s之間，過高的冷卻速度會(huì)造成鋼板內(nèi)部應(yīng)力過大，導(dǎo)致帶鋼板形不良，卷取溫度控制在350-500℃之間即可具體冷卻工藝示意圖如圖2所示。

本發(fā)明的創(chuàng)新點(diǎn)在于：通過巧妙合理的成分設(shè)計(jì)，同時(shí)配合創(chuàng)新性的熱軋工藝可獲得強(qiáng)度和塑性良好高強(qiáng)度鐵素體貝氏體熱軋雙相鋼。鋼板的組織為細(xì)小的納米析出強(qiáng)化鐵素體(即鐵素體+鐵素體晶內(nèi)分布析出尺寸≤10nm的納米級(jí)碳化物)和貝氏體，鐵素體所占體積分?jǐn)?shù)為25～40％，鐵素體平均晶粒尺寸約為5～10μm；貝氏體所占體積分?jǐn)?shù)為60～75％，貝氏體等效晶粒尺寸≤20μm。在成分設(shè)計(jì)上，通過理論分析和試驗(yàn)研究，Nb和Ti的總量應(yīng)滿足0.10％≤Nb+Ti≤0.20％，碳和鋁的添加量須滿足2.5≤Al/C≤5.0，同時(shí)配合所要求的軋制工藝，才能獲得低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋納米析出鐵素體貝氏體雙相鋼。

本發(fā)明的有益效果：

(1)本發(fā)明采用相對(duì)經(jīng)濟(jì)的成分設(shè)計(jì)思路，同時(shí)配合現(xiàn)有的熱連軋產(chǎn)線就可以生產(chǎn)出具有低屈強(qiáng)比高強(qiáng)度熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼。

(2)本發(fā)明制造出屈服強(qiáng)度≥600MPa，抗拉強(qiáng)度≥780MPa，延伸率≥20％，擴(kuò)孔率≥50％，且厚度在3-6mm的熱軋高強(qiáng)度鐵素體貝氏體雙相鋼板，該雙相鋼板表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度、塑性和擴(kuò)孔性匹配，并具有優(yōu)異的成形性能，同時(shí)具有較低的屈強(qiáng)比，可應(yīng)用于車輪等需要高強(qiáng)減薄和擴(kuò)孔翻邊的構(gòu)件，具有良好的應(yīng)用前景。

附圖說明

圖1為本發(fā)明加熱和軋制工藝示意圖。

圖2為本發(fā)明軋后冷卻工藝示意圖。

圖3為本發(fā)明實(shí)施例1鋼的典型金相照片。

圖4為本發(fā)明實(shí)施例3鋼的典型金相照片。

圖5為本發(fā)明實(shí)施例5鋼的典型金相照片。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合實(shí)施例和附圖對(duì)本發(fā)明做進(jìn)一步說明。

表1為本發(fā)明實(shí)施例鋼的成分，表2為本發(fā)明實(shí)施例鋼的制造工藝參數(shù)，表3為本發(fā)明實(shí)施例鋼的性能。

本發(fā)明實(shí)施例工藝流程為：轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉→真空爐二次精煉→鑄坯或鑄錠→鋼坯(錠)加熱→熱軋+軋后分段冷卻→鋼卷，其中關(guān)鍵工藝參數(shù)參見表2。

圖3-圖5給出了實(shí)施例1、3和5試驗(yàn)鋼的典型金相照片。從圖3-圖5金相照片可以看出，本發(fā)明鋼板的顯微組織為細(xì)小等軸鐵素體和貝氏體(圖3-圖5中白色組織為鐵素體、灰色組織為貝氏體)，鐵素體晶粒大多分布在原始奧氏體晶界，平均晶粒尺寸為5～10μm，鐵素體晶內(nèi)分布尺寸≤10nm的納米級(jí)碳化物；貝氏體等效晶粒尺寸≤20μm。組織中納米析出強(qiáng)化的鐵素體賦予鋼板較高的屈服強(qiáng)度，而貝氏體的存在則賦予鋼板具有高的抗拉強(qiáng)度，使得納米析出強(qiáng)化鐵素體貝氏體雙相鋼具有易成形、強(qiáng)塑性和擴(kuò)孔性匹配良好的特點(diǎn)，特別適合車輪等需要擴(kuò)孔翻邊和高強(qiáng)減薄的領(lǐng)域。

從表3可知，本發(fā)明可制造出780MPa級(jí)熱軋鐵素體貝氏體高擴(kuò)孔雙相鋼，該雙相鋼的屈服強(qiáng)度≥600MPa，抗拉強(qiáng)度≥780MPa，延伸率≥20％，擴(kuò)孔率≥50％，表現(xiàn)出優(yōu)異的強(qiáng)度、塑性和擴(kuò)孔性匹配。