Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

CN106591696B - 一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法 - Google Patents

一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN106591696B
CN106591696B CN201610943185.9A CN201610943185A CN106591696B CN 106591696 B CN106591696 B CN 106591696B CN 201610943185 A CN201610943185 A CN 201610943185A CN 106591696 B CN106591696 B CN 106591696B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
hot
rolling
hot rolled
equal
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
CN201610943185.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN106591696A (zh
Inventor
郭佳
郭子峰
姚志强
张*
张
李飞
章军
崔阳
代晓莉
刘杰
刘柏松
王畅
冯军
李洁
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.)
Shougang Group Co Ltd
Original Assignee
Shougang Corp
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 Shougang Corp filed Critical Shougang Corp
Priority to CN201610943185.9A priority Critical patent/CN106591696B/zh
Publication of CN106591696A publication Critical patent/CN106591696A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN106591696B publication Critical patent/CN106591696B/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
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法，属于炼钢技术领域。所述热轧钢化学成分按照质量百分比包括：C：0.04‑0.10％，Si：0.1％‑0.2％，Mn：1.0‑2.0％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al≤0.04％，N≤0.0050％，Re：0.1‑0.4％，以及Cr：0.25‑0.45％、Mo：0.1‑0.4％、Ni：0.1‑0.4％中任意两种元素；还包括：V：0.05‑0.10％和Ti：0.010‑0.03％或者Nb：0.04‑0.06％，余量为Fe和不可避免的杂质；其内部显微组织为粒状贝氏体。获得了具有优良翻边性能和表面质量的热轧钢，同时具有良好的综合力学性能。

Description

一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及炼钢技术领域，特别涉及一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法。
背景技术
热轧复相钢主要应用于汽车领域，以其较高强度和较高的成形性能得到汽车设计者和零件制造者的青睐。中国专利《由形成复相显微组织的钢制备扁钢产品的方法》(公开日：2009-9-9，公开号：CN101528969A)、中国专利《弯曲和扩孔性能良好的超高强热轧复相钢板和钢带及其制造方法》(公开日：2015-4-15，公开号：CN104513930A)、中国专利《一种热轧复相钢及其生产方法》(公开日：2013-9-11，公开号：CN103290320 A)三项专利分别提出热轧复相钢的制备方法，通过不同的成分设计和工艺设计，均得到贝氏体(至少80％)以及少量铁素体、马氏体和残余奥氏体的复相组织。
上述3项专利的成分设计中均考虑了Si对残余奥氏体稳定性的影响，为了利用残余奥氏体的延展性，提高钢的成形性，在成分中均添加了合金元素Si(≥0.4％)。其中，中国专利CN101528969A在C-Si-Mn成分体系中添加了合金元素Cr，利用Cr提高钢的淬透性，添加了微合金元素Ti，利用了Ti的析出强化；中国专利CN104513930 A在C-Si-Mn成分基础上添加了合金元素Cr和Mo提高钢的淬透性，添加了微合金元素Nb和Ti，旨在细晶强化和析出强化；中国专利CN103290320 A在C-Si-Mn成分基础上添加了合金元素B，旨在降低成本和提高钢的淬透性，添加合金元素Ti，旨在析出强化。此外，中国专利CN104513930 A考察了弯曲和拉伸翻边性能，并分别采用冷弯直径和扩孔率进行评估。在常规汽车用钢生产线基础上生产出屈服强度不小于700MPa，抗拉强度不小于800MPa，180°冷弯性能为0a，扩孔率不小于50％的产品。
然而现有复相钢及生产方法存在以下问题：制备出的复相钢钢板扩孔率范围在50％-70％，当汽车零件成形更为复杂时，会造成钢板开裂或者失稳起皱；现有复相钢中Si含量较高，造成钢板表面红鳞难以去除，影响表面质量。
发明内容
本发明通过提供一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法，解决了现有技术中存在的复相钢扩孔率低、钢板表面红鳞难以去除影响表面质量的技术问题。
一方面，为解决上述技术问题，本发明提供了一种翻边性能优良的热轧钢，其化学成分按照质量百分比包括以下组分：C：0.04-0.10％，Si：0.1％-0.2％，Mn：1.0-2.0％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al≤0.04％，N≤0.0050％，Re：0.1-0.4％，以及Cr：0.25-0.45％、Mo：0.1-0.4％、Ni：0.1-0.4％中的任意两种合金元素；
其化学成分中还包含V：0.05-0.10％和Ti：0.010-0.03％两种合金元素或者单独包含Nb：0.04-0.06％一种合金元素，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述热轧钢的内部显微组织为粒状贝氏体。
进一步地，所述热轧钢的厚度小于6mm。
进一步地，所述热轧钢的屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa。
进一步地，所述热轧钢的延伸率A80≥10％。
进一步地，所述热轧钢的扩孔率≥80％。
另一方面，本发明还提供了一种翻边性能优良的热轧钢的生产方法，所述生产方法包括：冶炼、铸造、加热、轧制、轧后冷却、卷取过程；其中，
所述加热采取2段式加热，控制均热温度为1150～1280℃，并控制钢坯总的在炉时间为120～160min；
所述轧制包括粗轧和精轧；其中，控制所述粗轧出口温度在1000～1050℃；控制所述精轧开轧温度为950～1000℃，控制精轧终轧温度为850～950℃；
控制所述轧后冷却的冷速为30℃/s～80℃/s；
控制所述卷取的温度为500～600℃；
最终获得显微组织为粒状贝氏体的热轧钢。
进一步地，所述粗轧采用6道次，每道次均除鳞；第一道次应变量控制在0.2以下，其余道次应变量控制在0.45以下。
进一步地，所述精轧采用7道次，每道次应变量控制在0.2以下。
进一步地，所述热轧钢的厚度小于6mm。
本发明实施例中提供的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
1、本发明实施例中提供的翻边性能优良的热轧钢，采用合理的组分设计，在C-Si-Mn成分基础上添加稀土元素Re以优化钢种夹杂物形状和尺寸，提高钢的扩孔率；通过优化组织形貌为粒状贝氏体组织，提高了塑性和组织均匀性，有利于扩孔率提高；采用低Si含量设计，使Si对钢的相变影响及残余奥氏体量可忽略，消除表面红鳞，提高表面质量；同时选择添加Cr、Mo、Ni中的任意2种元素进行固溶强化，选择复合添加V、Ti或单独添加Nb进行析出强化和细晶强化，提高钢板的屈服强度和抗拉强度；从而解决现有技术中存在的复相钢扩孔率低、钢板表面红鳞难以去除影响表面质量的技术问题，获得了具有优良翻边性能和表面质量的热轧钢，同时具有良好的综合力学性能。
2、本发明实施例中提供的翻边性能优良的热轧钢的生产方法，通过优化合金成分设计，同时在生产工艺上采用高加热温度确保成分匀质化；控制冷速和卷取温度，以保证生成粒状贝氏体组织；获得的热轧钢屈服强度不小于700MPa，抗拉强度不小于800MPa，扩孔率不小于80％。
附图说明
图1是本发明实施例获得的热轧钢的电镜图。
具体实施方式
本发明实施例通过提供一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法，解决了现有技术中存在的复相钢扩孔率低、钢板表面红鳞难以去除影响表面质量的技术问题；获得了具有优良翻边性能和表面质量的热轧钢，同时具有良好的综合力学性能。
为解决上述技术问题，本发明提供了一种翻边性能优良的热轧钢，其化学成分按照质量百分比包括以下组分：C：0.04-0.10％，Si：0.1％-0.2％，Mn：1.0-2.0％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al≤0.04％，N≤0.0050％，Re：0.1-0.4％，以及Cr：0.25-0.45％、Mo：0.1-0.4％、Ni：0.1-0.4％中的任意两种合金元素；
其化学成分中还包含V：0.05-0.10％和Ti：0.010-0.03％两种合金元素或者单独包含Nb：0.04-0.06％一种合金元素，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述热轧钢的内部显微组织为粒状贝氏体。
本发明实施例得到的热轧钢组织类型为粒状贝氏体组织，以及轧制过程中不可控的极少量的铁素体组织和MA岛的混合组织。本发明实施例采用单相粒状贝氏体组织，一方面粒状贝氏体塑性较好，另一方面采用单相提高了组织均匀性，有利于扩孔率提高。
本发明通过添加合金元素进而形成以上化学成分的热轧钢，是基于以下原理：
本发明实施例控制C元素含量范围为0.04％-0.10％，C作为C-Mn体系的基本元素，是实现组织和力学性能的重要元素，含量低于0.04％难以生成贝氏体组织，进而强度较低；含量高于0.10％，易产生板条贝氏体，进而降低钢的延伸率和扩孔率。
本发明实施例控制Si元素含量范围为0.1％-0.2％，目的是作为炼钢的还原剂和脱氧剂。Si含量较高时，一方面钢板表面红鳞难以去除，影响表面质量，另一方面，Si驱动C的扩散，引起组织硬度不均。在该成分范围内，Si对钢的相变影响可忽略。因此，在这个含量范围，Si作为C的驱动元素，得到残余奥氏体量可忽略。
本发明实施例控制Mn元素含量范围为1.0％-2.0％，Mn作为C-Mn体系的基本元素，选择1.0-％-2.0％的范围有2个目的：一是奥氏体稳定性元素，有利于在冷却过程中避开铁素体和珠光体相变区，得到纯净的粒状贝氏体组织；二是作为固溶强化元素保证钢的强度。研究表明，Mn含量超过2.0％，容易造成铸坯成分偏析，进一步形成组织带状，影响钢的扩孔性能。Mn含量低于1.0％，难以得到纯净的贝氏体组织及强度难以保证。
本发明实施例控制P元素含量范围≤0.015％，P为不可避免的杂质元素，需要去除。P含量超过0.015％容易在晶界偏析，产生p脆现象。但P含量控制过低又会大大增加冶炼成本。
本发明实施例控制S元素含量范围≤0.004％，S为不可避免的杂质元素，需要去除。S容易与Mn形成MnS夹杂，影响钢的扩孔率。S含量超过0.004％时，夹杂物数量过多，含量低于0.004％时，将大大增加冶炼成本。
本发明实施例控制Al元素含量范围≤0.04％，Al作为炼钢的脱氧元素，添加过多会造成成本增加。
本发明实施例控制N元素含量范围≤0.005％，N作为钢中的杂质元素，含量过多容易形成大型氮化物夹杂，一是影响扩孔率，二是消耗微合金元素进而影响组织和性能；含量过低又会造成炼钢成本大大增加。
本发明实施例控制Re元素含量范围为0.1％-0.4％，通过在成分设计中添加稀土元素Re来优化钢中夹杂物形状和尺寸。研究表明，钢中添加Re含量为0.1-0.4％(质量分数)时，球形的稀土硫化物能完全取代条带状的MnS夹杂。热加工变形时，球形的稀土硫化物仍保持细小的球形或者纺锤形，较均匀地分布在钢材中，消除了原先存在沿钢材轧制方向分布的条带状MnS，提高了钢的扩孔率。
本发明实施例添加Cr：0.25-0.45％，Mo：0.1-0.4％，Ni：0.1-0.4％中的任意两种合金元素，三种元素都主要作为提高淬透性和固溶强化元素。含量过高，淬透性过大影响粒状贝氏体生成；含量过低，无法达到固溶强化和提高淬透性目的。
除上述成分外，本发明实施例提供的翻边性能优良的热轧钢还复合添加V：0.05-0.10％和Ti：0.010-0.03％两种合金元素；或者单独添加Nb：0.04-0.06％一种合金元素。
复合添加V和Ti两种合金元素，旨在析出强化和细晶强化；经研究表明，V：0.05-0.10％和Ti：0.010-0.03％复合添加时，Ti主要在连铸阶段以氮化物形式析出，该氮化物能够细化奥氏体晶粒，V主要在热轧阶段以碳化物形式弥散析出，这种复合添加能充分发挥细晶强化和析出强化作用，使目标组织为粒状贝氏体的条件下实现高强度。中国专利CN101528969A和CN103290320A中主要利用了Cr的固溶强化和Ti的析出强化，Ti作为析出强化元素时，对冷却工艺要求很高，常会出现因冷却工艺波动造成力学性能波动的现象。
单独添加Nb，旨在细晶强化和析出强化。经研究表明，Nb在0.04-0.06％含量范围内单独添加时，能细晶强化的同时，亦能弥散析出强化，析出相均为纳米级别。但是，Nb和Ti不宜复合添加，复合添加后，Nb、Ti的碳氮化物析出尺寸明显增大，导致析出强化效果大大下降。中国专利CN104513930A中对Nb、Ti、V的添加方式规定为三种合金中的至少一种，因此不排除有Nb、Ti的复合添加方式。
拉伸翻边性能通常用扩孔率来衡量。钢板拉伸翻边性能的主要影响因素包括组织类型、组织均匀性和钢中夹杂物形状和尺寸等。
通过上述内容可以看出，本发明为提高钢板扩孔率，主要采取以下2项措施：添加稀土元素Re以优化钢种夹杂物形状和尺寸，提高钢的扩孔率；优化组织形貌为粒状贝氏体组织，提高了塑性和组织均匀性，有利于扩孔率提高。为消除表面红鳞，提高表面质量，采用低Si含量设计，使Si对钢的相变影响及残余奥氏体量可忽略。尽管粒状贝氏体单相组织均匀性好，但是难以达到抗拉800MPa级的强度，为同时满足单相粒状贝氏体目标组织和钢的强度需求，本发明对成分设计进行了优化，采用上述成分设计，本实施例可以获得厚度不大于6mm的钢板。热轧钢的屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，延伸率A80≥10％，扩孔率≥80％。
针对上述热轧钢，本发明还提出了一种生产方法。
一种翻边性能优良的热轧钢的生产方法，包括以下步骤：冶炼→铸造→加热→轧制→轧后冷却→卷取；
通过冶炼和铸造获得铸坯，所述铸坯的化学成分按照质量百分比包括以下组分：C：0.04-0.10％，Si：0.1％-0.2％，Mn：1.0-2.0％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al≤0.04％，N≤0.0050％，Re：0.1-0.4％，以及Cr：0.25-0.45％、Mo：0.1-0.4％、Ni：0.1-0.4％中的任意两种合金元素；
其化学成分还包含以下两种合金元素：V：0.05-0.10％和Ti：0.010-0.03％。或者单独包含以下一种合金元素：Nb：0.04-0.06％；余量为Fe和不可避免的杂质。
对铸坯进行加热，具体采用2段式加热，控制均热温度为1150～1280℃，并控制钢坯总的在炉时间为120～160min。本实施例采用高的加热温度区间1150～1280℃，确保成分匀质化，温度低于1150℃，连铸过程中形成的Ti的碳氮化物难以完全回溶；温度高于1280℃，容易使钢坯过烧并过度消耗能源。
在轧制阶段采用两阶段轧制，先进行粗轧再进行精轧，粗轧及精轧工艺控制如下：
粗轧采用6道次，每道次均除鳞；第一道次应变量控制在0.2以下，其余道次应变量控制在0.45以下；粗轧出口温度控制在1000～1050℃。
精轧采用7道次，每道次应变量控制在0.2以下，精轧开轧温度为950～1000℃，精轧终轧温度为850～950℃，热轧板厚度不大于6mm。本实施例采用较高的精轧出口温度：850～950℃，以确保奥氏体成分均匀性，低于850℃，组织中容易出现铁素体；高于950℃，造成晶粒粗大，强度下降，同时工艺上也难以实现。
在精轧后进行冷却，冷却速度控制在30℃/s～80℃/s。本实施例控制冷速范围在30～80℃/s，以避开铁素体相变区，低于30℃/s，组织中容易出现铁素体；高于80℃/s时，开水压力过大容易造成钢板宽度和厚度方向冷却不均。
冷却后卷取，卷取温度500～600℃。本实施例采用较高的卷取温度：500～600℃，以确保得到单相粒状贝氏体组织和纳米级析出相，高于600℃，易生成部分铁素体组织，同时析出相长大，析出强化作用下降；低于500℃，得不到粒状贝氏体组织。
本发明实施例得到的热轧钢组织类型为粒状贝氏体组织，以及轧制过程中不可控的极少量的铁素体组织和MA岛的混合组织。而中国专利CN101528969A、CN104513930A和CN103290320A的组织类型为下贝氏体组织或者贝氏体组织+少量铁素体+少量残余奥氏体+少量马氏体的混合组织。本发明中的贝氏体形貌为粒状，中国专利CN101528969A和CN103290320A中的贝氏体形貌不明，中国专利CN104513930A中的贝氏体形貌为板条状。本发明实施例采用单相粒状贝氏体组织，一方面粒状贝氏体塑性较好，另一方面采用单相提高了组织均匀性，有利于扩孔率提高。
通过上述内容可以看出，本发明提供的翻边性能优良的热轧钢的生产方法，通过优化合金成分设计，同时在生产工艺上采用高加热温度确保成分匀质化；控制冷速和卷取温度，以保证生成粒状贝氏体组织。通过上述方法可以生产厚度不大于6mm的钢板，根据本实施例生产的热轧钢具有如下性能：屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa，延伸率A80≥10％，扩孔率≥80％。
以下通过实施例对本发明作更详细的描述。这些实施例仅是对本发明最佳实施方式的描述，并不对本发明的范围有任何的限制。
本发明实施例的热轧钢成分如表1所示。
表1实施例热轧钢成分(质量分数％，余量为Fe及不可避免杂质)
将表1中所示的不同成分的钢经冶炼后在1150～1280℃再加热，按表2所示精轧和卷取温度热轧和卷取后得到厚度小于6mm的钢板。取横向拉伸试样测试强度，拉伸试样尺寸为：平行段长度100mm，平行段宽度20mm，r角过度，夹持段肩宽30mm，夹持段长120mm。试验数据如表2所示。扩孔试验是一种薄板成形性试验。用凸模把中心带孔的试件压入凹模，使试件中心孔扩大，直到板孔边缘出现颈缩或裂纹为止，试验结果用于评价金属薄板的拉伸翻边性能。扩孔率的测试方法按GBT 15825.4-2008扩孔试验标准执行。
本发明实施例的工艺控制及热轧钢性能如表2所示。
表2实施例工艺控制及热轧钢性能
图1为本发明实施例获得的热轧钢的电镜图，由图1可以看出：该热轧钢的组织为粒状贝氏体，贝氏体晶粒细小均匀，表明采用本发明实施例中的成分设计和工艺控制得到了单相粒状贝氏体目标组织。
本发明实施例中提供的一个或多个技术方案，至少具有如下技术效果或优点：
1、本发明实施例中提供的翻边性能优良的热轧钢，采用合理的组分设计，在C-Si-Mn成分基础上添加稀土元素Re以优化钢种夹杂物形状和尺寸，提高钢的扩孔率；通过优化组织形貌为粒状贝氏体组织，提高了塑性和组织均匀性，有利于扩孔率提高；采用低Si含量设计，使Si对钢的相变影响及残余奥氏体量可忽略，消除表面红鳞，提高表面质量；同时选择添加Cr、Mo、Ni中的任意2种元素进行固溶强化，选择复合添加V、Ti或单独添加Nb进行析出强化和细晶强化，提高钢板的屈服强度和抗拉强度；从而解决现有技术中存在的复相钢扩孔率低、钢板表面红鳞难以去除影响表面质量的技术问题，获得了具有优良翻边性能和表面质量的热轧钢，同时具有良好的综合力学性能。
2、本发明实施例中提供的翻边性能优良的热轧钢的生产方法，通过优化合金成分设计，同时在生产工艺上采用高加热温度确保成分匀质化；控制冷速和卷取温度，以保证生成粒状贝氏体组织；获得的热轧钢屈服强度不小于700MPa，抗拉强度不小于800MPa，扩孔率不小于80％。
最后所应说明的是，以上具体实施方式仅用以说明本发明的技术方案而非限制，尽管参照实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，可以对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (9)

1.一种翻边性能优良的热轧钢，其特征在于，其化学成分按照质量百分比包括以下组分：C：0.04-0.10％，Si：0.1％-0.2％，Mn：1.0-2.0％，P≤0.015％，S≤0.004％，Al≤0.04％，N≤0.0050％，Re：0.1-0.4％，以及Cr：0.25-0.45％、Mo：0.1-0.4％、Ni：0.1-0.4％中的任意两种合金元素；
其化学成分中还包含V：0.05-0.10％和Ti：0.010-0.03％两种合金元素或者单独包含Nb：0.04-0.06％一种合金元素，余量为Fe和不可避免的杂质；
所述热轧钢的内部显微组织为粒状贝氏体。
2.如权利要求1所述的翻边性能优良的热轧钢，其特征在于，所述热轧钢的厚度小于6mm。
3.如权利要求1所述的翻边性能优良的热轧钢，其特征在于，所述热轧钢的屈服强度Rp0.2≥700MPa，抗拉强度Rm≥800MPa。
4.如权利要求1所述的翻边性能优良的热轧钢，其特征在于，所述热轧钢的延伸率A80≥10％。
5.如权利要求1所述的翻边性能优良的热轧钢，其特征在于，所述热轧钢的扩孔率≥80％。
6.一种如权利要求1-5任一权利要求所述的翻边性能优良的热轧钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括：冶炼、铸造、加热、轧制、轧后冷却、卷取过程；其中，
所述加热采取2段式加热，控制均热温度为1150～1280℃，并控制钢坯总的在炉时间为120～160min；
所述轧制包括粗轧和精轧；其中，控制所述粗轧出口温度在1000～1050℃；控制所述精轧开轧温度为950～1000℃，控制精轧终轧温度为850～950℃；
控制所述轧后冷却的冷速为30℃/s～80℃/s；
控制所述卷取的温度为500～600℃；
最终获得显微组织为粒状贝氏体的热轧钢。
7.如权利要求6所述的翻边性能优良的热轧钢的生产方法，其特征在于，所述粗轧采用6道次，每道次均除鳞；第一道次应变量控制在0.2以下，其余道次应变量控制在0.45以下。
8.如权利要求6所述的翻边性能优良的热轧钢的生产方法，其特征在于，所述精轧采用7道次，每道次应变量控制在0.2以下。
9.如权利要求6所述的翻边性能优良的热轧钢的生产方法，其特征在于，所述热轧钢的厚度小于6mm。
CN201610943185.9A 2016-10-31 2016-10-31 一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法 Active CN106591696B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610943185.9A CN106591696B (zh) 2016-10-31 2016-10-31 一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201610943185.9A CN106591696B (zh) 2016-10-31 2016-10-31 一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN106591696A CN106591696A (zh) 2017-04-26
CN106591696B true CN106591696B (zh) 2018-03-06

Family

ID=58589768

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201610943185.9A Active CN106591696B (zh) 2016-10-31 2016-10-31 一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN106591696B (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102017130237A1 (de) 2017-12-15 2019-06-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
CN109680211A (zh) * 2018-12-28 2019-04-26 首钢集团有限公司 一种汽车结构用钢及其制造方法及汽车结构件的制造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1793401A (zh) * 2005-12-27 2006-06-28 东北大学 一种抗拉强度780MPa级复相钢板及制造方法
CN104630623A (zh) * 2015-01-30 2015-05-20 首钢总公司 具有高扩孔性能的热轧酸洗带钢及其生产方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5353578B2 (ja) * 2009-09-07 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1793401A (zh) * 2005-12-27 2006-06-28 东北大学 一种抗拉强度780MPa级复相钢板及制造方法
CN104630623A (zh) * 2015-01-30 2015-05-20 首钢总公司 具有高扩孔性能的热轧酸洗带钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN106591696A (zh) 2017-04-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114107785B (zh) 一种具有超高屈强比的吉帕级贝氏体钢及其制造方法
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
CN102400042A (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
CN111118403B (zh) 一种Ti微合金化高强韧性贝氏体非调质钢及其控锻控冷工艺和生产工艺
CN105925905B (zh) Nb-Ti系780MPa级热轧双相钢及其生产方法
CN106191678A (zh) 用中薄板坯直接轧制的抗拉强度≥1700MPa热成形钢及生产方法
CN105463329A (zh) 一种980MPa级全铁素体基热轧超高强钢及其制造方法
CN108611568A (zh) 抗拉强度400MPa级高扩孔热轧钢板及其制造方法
CN111218620A (zh) 一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法
CN105401090A (zh) 一种精密冲压汽车座椅调节齿板用冷轧钢板及其制造方法
CN112210727A (zh) 一种抗拉强度850MPa级热轧复相钢及其生产方法
CN115522126B (zh) 一种具有良好耐磨性能的中锰钢及生产方法
CN114045441B (zh) 800MPa级连退用增强塑性双相钢及其制备方法
CN108950392B (zh) 一种超高延性低密度钢及其制备方法
CN113122769A (zh) 低硅低碳当量吉帕级复相钢板/钢带及其制造方法
CN106591696B (zh) 一种翻边性能优良的热轧钢及其生产方法
CN113122770B (zh) 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法
CN109735768A (zh) 一种650MPa级低合金高强钢及其生产方法
CN105779874B (zh) Cr‑Nb系780MPa级热轧双相钢及其生产方法
CN107513669A (zh) 一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法
CN110079734B (zh) 一种低碳贝氏体钢及其制备方法
CN109136761B (zh) 一种980MPa级高延性低密度汽车用奥氏体钢及其制备方法
CN115505847B (zh) 一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法
CN112575267A (zh) 一种高扩孔复相钢及其制造方法
CN101956139B (zh) 一种屈服强度700MPa级高强度冷轧钢板及其制备方法

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
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: 100041 Shijingshan Road, Beijing, No. 68, No.

Patentee after: Shougang Group Co. Ltd.

Address before: 100041 Shijingshan Road, Beijing, No. 68, No.

Patentee before: Capital Iron & Steel General Company

CP01 Change in the name or title of a patent holder