一種抗拉強度1000MPa的雙相鋼及其生產方法
【專利摘要】本發明公開了的一種抗拉強度1000MPa的雙相鋼及其生產方法,所述雙相鋼的化學成分按重量百分比為:C:0.08%~0.11%;Si:0.2%?0.6%;Mn:2.0%~2.5%;P:≤0.01%;S:≤0.01%;Al:0.02%~0.06%;Cr:0.4%?0.6%;Ti:0.02%?0.05%;N:≤0.003%,其余為Fe及不可避免的雜質,解決了如何在滿足強度要求的基礎上降低合金成本,提高材料的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術問題。
【專利說明】
-種抗拉強度10OOMPa的雙相鋼及其生產方法
技術領域
[0001] 本發明設及鋼材料技術領域,特別設及一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼及其生產 方法。
【背景技術】
[0002] 汽車的輕量化,就是在保證汽車的強度和安全性能的前提下,盡可能地降低汽車 的整備質量,從而提高汽車的動力性,減少燃料消耗,降低排氣污染。汽車輕量化已不僅成 為我國汽車工業發展的當務之急,也成為世界汽車發展的潮流。雙相鋼由于良好的綜合力 學性能,與傳統的普通鋼板相比擁有的無可比擬的優勢,使得雙相鋼在汽車安全構件領域 開始得到應用。
[0003] 隨著汽車構件強度要求的增加,對材料成型的要求也相應的增加。沖壓成型材料 要求材料具有低的屈強比,但翻邊折彎、擴孔及漉壓等材料成型則要求材料具有較高的屈 強比。雙相鋼中合金體系選擇、軟硬相形態及其分布都將直接影響雙相鋼的力學性能及其 最終成型性能。
[0004] 另外,雙相鋼由鐵素體基體和基體上彌散分布的馬氏體島組成,1000 M化級別雙相 鋼中馬氏體島體積分數可達20-30%左右。由于馬氏體具有較高的氨脆敏感性,其在服役過 程中將存在延遲斷裂的風險。汽車零件中雙相鋼多用于橫梁縱梁等車身結構件,一旦發生 延遲斷裂問題,對汽車安全性是致命的。
【發明內容】
[0005] 本發明提供一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼及其生產方法,解決了如何在滿足強 度要求的基礎上降低合金成本,提高材料的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術問題,達到 了提高雙相鋼的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術效果。
[0006] 為解決上述技術問題,本發明提供了一種抗拉強度1000 M化的雙相鋼,所述雙相鋼 的化學成分按重量百分比為:。0.08%~0.11%;51:0.2%-0.6%;]?11:2.0%~2.5%;口:< 0.01% ;S: <0.01% ;A1:0.02 % ~0.06 % ;打:0.4%-0.6% ;Ti :0.02 %-0.05% ;N: < 0.003%,其余為化及不可避免的雜質。
[0007] 優選的,所述Ti元素和所述C元素結合形成TiC納米析出相。
[000引優選的,所述雙相鋼的抗拉強度為lOOOMPa,屈強比大于0.65。
[0009] 優選的,所述雙相鋼中缺口抗拉強度下降率RNS小于10%。
[0010] 優選的,所述雙相鋼的金相組織包括灰色鐵素體、亮白色馬氏體及少量黑色貝氏 體。
[0011] 本申請還提供一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼的生產方法,用于生產上述的雙相 鋼,所述生產方法包括:
[0012] 對鋼水冶煉并鑄成連鑄巧;
[0013] 對所述連鑄巧熱社,獲得熱社板;
[0014] 對所述熱社板進行冷社,獲得冷硬帶鋼;
[0015] 對所述冷硬帶鋼進行連續退火,得到所述雙相鋼。
[0016] 優選的,所述冶煉并鑄成連鑄巧,具體為:將鋼水經轉爐冶煉,并采用連鑄方式鑄 鋼。
[0017] 優選的,所述熱社的加熱溫度為1210°C~1300°C,所述熱社的終社溫度為850°C~ 890°C,所述熱社的卷曲溫度為620°C~680°C。
[001引優選的,所述連續退火的預熱溫度為230°C~270°C,加熱溫度為780°C~810°C,均 熱溫度為780°C~810°C,緩冷出口溫度為680°C~710°C,快冷出口溫度為230°C~270°C,過 時效溫度為230°C~270°C,光整延伸率為0.3%~0.5%。
[0019] 優選的,所述連續退火的加熱溫度具體為790°C~800°C,所述連續退火的均熱溫 度具體為790°C~800°C。
[0020] 本申請有益效果如下:
[0021] 本申請提供的一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼及其生產方法,在不添加合金成本 較高元素 Mo元素和師元素的基礎上,獲得較高的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的雙相鋼,利 用Ti元素和C元素結合生成TiC納米析出相來使晶粒細化,同時彌散分布于所述雙相鋼種的 鐵素體基體內的納米析出相提供了足夠的析出強度,從而使得材料的屈服強度提高,屈強 比大于0.65,降低了軟硬兩相的硬度差異,進而改善了材料的擴孔性能。而大量的TiC質點 作為不可逆的氨陷阱而固定所述雙相鋼的擴散氨含量,防止氨脆,提供了所述雙相鋼的耐 延遲斷裂性能,解決了如何在滿足強度要求的基礎上降低合金成本,提高材料的擴孔性能 及耐延遲斷裂性能的技術問題。
【附圖說明】
[0022] 為了更清楚地說明本發明實施例或現有技術中的技術方案,下面將對實施例描述 中所需要使用的附圖作簡單地介紹,顯而易見地,下面描述中的附圖僅僅是本發明的一些 實施例。
[0023] 圖1為本申請較佳實施方式一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼的金相組織圖;
[0024] 圖2為圖1中抗拉強度1000 MPa的雙相鋼試樣充氨前后的慢速拉伸曲線;
[0025] 圖3為圖1中抗拉強度1000 MPa的雙相鋼試樣充氨后慢速拉伸斷口的形貌圖;
[0026] 圖4為圖1中抗拉強度1000 MPa的雙相鋼試樣TiC納米析出相的金相組織圖;
[0027] 圖5為本申請另一較佳實施方式一種抗拉強度1000 M化的雙相鋼的生產方法的流 程圖。
【具體實施方式】
[00%]本申請實施例通過提供一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼及其生產方法,解決了如 何在滿足強度要求的基礎上降低合金成本,提高材料的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術 問題,達到了提高雙相鋼的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術效果。
[0029] 本申請實施例中的技術方案為解決上述技術問題,總體思路如下:
[0030] -種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼,所述雙相鋼的化學成分按重量百分比為:
[0031] C:0.08%~0.11%;Si:0.2%-0.6%;Mn:2.0%~2.5%;P:<0.01%;S:< 0.01%;Al:0.02%~0.06%;Cr:0.4%-0.6%;Ti:0.02%-0.05%;N:< 0.003%,其余為Fe 及不可避免的雜質。
[0032] 本申請在不添加合金成本較高元素 Mo元素和Nb元素的基礎上,獲得較高的擴孔性 能及耐延遲斷裂性能的雙相鋼,利用Ti元素和C元素結合生成TiC納米析出相來使晶粒細 化,同時彌散分布于所述雙相鋼種的鐵素體基體內的納米析出相提供了足夠的析出強度, 從而使得材料的抗拉強度達到lOOOMPa,屈強比大于0.65,降低了軟硬兩相的硬度差異,進 而改善了材料的擴孔性能。而大量的TiC質點作為不可逆的氨陷阱而固定所述雙相鋼的擴 散氨含量,防止氨脆,提供了所述雙相鋼的耐延遲斷裂性能,解決了如何在滿足強度要求的 基礎上降低合金成本,提高材料的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術問題。
[0033] 為了更好的理解上述技術方案,下面將結合說明書附圖W及具體的實施方式對上 述技術方案進行詳細的說明。
[0034] 實施例一
[0035] 為了解決現有技術中鋼材強度要求和材料的擴孔性能及耐延遲斷裂性能不能同 時滿足的技術問題,本申請提供一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼。
[0036] 所述雙相鋼的化學成分按重量百分比為:
[0037] C:0.08%~0.11%;Si:0.2%-0.6%;Mn:2.0%~2.5%;P:<0.01%;S:< 0.01%;Al:0.02%~0.06%;Cr:0.4%-0.6%;Ti:0.02%-0.05%;N:< 0.003%,其余為Fe 及不可避免的雜質。
[0038] 所述抗拉強度1000 MPa的雙相鋼的金相組織圖及抗拉強度1000 MPa的雙相鋼試樣 TiC納米析出相的金相組織圖,如圖1和圖4所示。
[0039] 上述主要合金元素作用和限定范圍如下:
[0040] 碳C:碳元素為雙相鋼中最重要的固溶強化元素,退火過程中穩定奧氏體,從而在 冷卻過程中獲得足夠的馬氏體量W保證雙相鋼的強度。然而,碳含量的增加也明顯提高鋼 的延遲斷裂敏感性,因此碳含量需要對上限做明確限定,本發明采用的碳元素含量為 0.08%~0.11%。
[0041 ]娃Si :娃元素有助于擴大兩相區,溶解于鐵素體起到強化效果,還能降低氨的擴散 系數,從而降低氨致裂紋的擴展速率。然而娃含量增加容易導致熱社表面紅憐缺陷增加,對 表面質量控制不利,因此娃含量需要對上限做明確限定,本發明采用的娃元素含量為0.2% ~0.6%。
[0042] 儘Mn:儘元素也是固溶強化、穩定奧氏體的重要元素,對雙相鋼強化具有重要作 用。然而Mn容易和S結合生成MnS夾雜物,氨致裂紋往往在MnS夾雜處萌生并引發延遲斷裂。 本發明采用儘元素含量為2.0%~2.5%。
[0043] 憐P:憐元素作為有害元素,在晶界偏聚將顯著增加延遲斷裂敏感性,本發明采用 的憐元素含量控制在小于或等于0.0 l %。
[0044] 硫S:硫元素作為有害元素,硫元素主要防止與Mn元素結合產生MnS增加延遲斷裂 敏感性,本發明采用的硫元素含量控制在小于或等于0.0 l %。
[0045] 侶Al:侶元素作為煉鋼主要的脫氧元素,對兩相區作用與Si元素相似,本發明采用 的侶元素含量為0.02%~0.06%。
[0046] 銘Cr:銘元素顯著增加鋼的澤透性,在不添加成本較高Mo元素的前提下,Cr元素對 于馬氏體的形成具有重要的作用。另外,Cr能夠抑制沿晶斷裂的發生,從而提高鋼的延遲斷 裂抗力。本發明采用的銘元素含量為0.4%~0.6%。
[0047]鐵Ti:鐵元素為強碳化物形成元素,鐵元素與碳元素結合生成納米顆粒TiC,可W 起到細化晶粒及析出強化的效果。同時TiC具有較高的陷阱能,作為不可逆陷阱可W顯著提 高耐延遲斷裂性能。本發明采用的鐵元素含量為0.02%~0.05%。
[004引氮N:氮元素作用與C相似,但為了避免N與Ti結合生成大尺寸TiN惡化性能,本發明 采用的氮元素含量控制在小于或等于0.003 %。
[0049] 優選的,本申請提供的主要合金元素作用和限定范圍如下,請參閱表1:
[0050] 表1雙相鋼化學成分(wt%)
[0化1 ]
[0056]本申請提供的抗拉強度大于1000 MPa,屈強比大于0.65的雙相鋼,在不添加合金成 本較高元素 Mo元素和師元素的基礎上,獲得較高的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的雙相鋼, 利用Ti元素和C元素結合生成TiC納米析出相來使晶粒細化,同時彌散分布于所述雙相鋼種 的鐵素體基體內的納米析出相提供了足夠的析出強度,從而使得材料的抗拉強度達到 lOOOMPa,屈強比大于0.65,降低了軟硬兩相的硬度差異,進而改善了材料的擴孔性能。而大 量的TiC質點作為不可逆的氨陷阱而固定所述雙相鋼的擴散氨含量,防止氨脆,提供了所述 雙相鋼的耐延遲斷裂性能,解決了如何在滿足1000 M化的強度要求的基礎上降低合金成本, 提高材料的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術問題。
[0化7] 實施例二
[005引基于同樣的發明構思,本申請還提供一種抗拉強度1000 M化的雙相鋼的生產方法, 用于生產實施例一中的所述抗拉強度1000 MI^的雙相鋼。如圖5所示,所述的抗拉強度 1000 MPa的雙相鋼的生產方法,請參閱圖5,所述生產方法包括W下步驟:
[0化9] 步驟110,對鋼水冶煉并鑄成連鑄巧。
[0060]具體地,所述對鋼水冶煉并鑄成連鑄巧,具體為將鋼水經轉爐冶煉,并采用連鑄方 式鑄鋼。所述鋼水為上述抗拉強度1000 M化的雙相鋼的鋼水。
[0061 ] 步驟120,對所述連鑄巧熱社,獲得熱社板。
[0062] 具體地,所述熱社的加熱溫度為121 (TC~1300°C,所述熱社的終社溫度為850°C~ 890°C,所述熱社的卷曲溫度為620°C~680°C。表3為雙相鋼熱社工藝實施例。
[0063] 表3雙相鋼熱社工藝實施例
[0064]
[0065] 步驟130,對所述熱社板進行冷社,獲得冷硬帶鋼。
[0066] 步驟140,對所述冷硬帶鋼進行連續退火,得到所述雙相鋼。
[0067] 具體地,所述連續退火工藝的預熱溫度為230°C~270°C,加熱溫度為780°C~810 °C,均熱溫度為780°C~810°C,緩冷出口溫度為680°C~710°C,快冷出口溫度為230°C~270 °C,過時效溫度為230°C~270°C,光整延伸率為0.3%~0.5%,拉矯延伸率為0。
[0068] 優選的,所述連續退火的加熱溫度具體為790°C~800°C,所述連續退火的均熱溫 度具體為790°C~800°C。其中,表4為雙相鋼連續退火工藝的實施例。
[0069] 表4雙相鋼連續退火工藝的實施例
[00701
[0071] 經過上述生產工藝制備的雙相鋼,抗拉強度大于lOOOMPa,屈強比大于0.65,詳見 表5。
[0072] 表5處理后的雙相鋼的強度實施例
[0073]
[0074] 例一
[0075] 例一中采用220噸轉爐冶煉,鋼板成品的熱社目標厚度為4mm,冷社厚度為1.5mm, 冶煉的具體步驟為:
[0076] SI:對鋼水冶煉并鑄成連鑄巧;冶煉過程嚴格控制P、S含量,保證鑄巧質量。鑄巧的 化學成分如下:W質量百分比計算C:0.095wt% ;Si :0.35wt% ;Mn:2.3wt% ;P:0.007wt% ; S:0.005wt% ;Al:0.0035wt%;Cr:0.55wt%;Ti:0.027wt%;N:0.0027wt%,其余為化及不 可避免的雜質。
[0077] S2:對所述連鑄巧熱社,獲得熱社板;所述熱社的加熱溫度為125(TC,所述熱社的 終社溫度為873°C,所述熱社的卷曲溫度為669°C。熱社后的鋼板厚度為4mm。
[0078] S3:對所述熱社板進行冷社,獲得冷硬帶鋼;所述冷社后的鋼板厚度為1.5mm。
[0079] S4:對所述冷硬帶鋼進行連續退火,得到所述雙相鋼。所述連續退火工藝的預熱溫 度為250°C,加熱溫度為800°C,均熱溫度為800°C,緩冷出口溫度為700°C,快冷出口溫度為 250°C,過時效溫度為250°C,光整延伸率為0.4%,拉矯延伸率為0。
[0080] 經過上述步驟最終得到的雙相鋼的力學性能為Rm為lOOSMPa,化0.2為680MPa,A80 為11.5%,屈強比為0.675。
[0081] 對例一中上述步驟得到的鋼進行擴孔實驗,初始孔徑10mm,第一次開裂后孔徑為 15.19mm,第二次開裂后孔徑為15.08mm,第=次開裂后孔徑為15.22mm,計算開裂后平均孔 徑為15.16mm,擴孔率為51.6%。
[0082] 對例一中上述步驟得到的鋼利用電化學陰極充氨方法,在O.lmol/LNaOH電解液中 采用不同充氨制度對試樣進行充氨,隨后進行慢速拉伸實驗,請參閱圖2所述的試樣充氨前 后的慢速拉伸曲線。利用缺口抗拉強度下降率RNS(RNS=(1-〇nb/〇nbo)X100%)來評價其氨 脆敏感性,〇NB、〇NB0分別為充氨前后峰值應力。所述雙相鋼在不同充氨條件下RNS分別為 3.1%(充氨條件8mA/cm 2X72h)和5.4%(充氨條件16mA/cm2X72h)。請參閱圖3,圖3為充氨 后慢拉伸斷口形貌。斷口形貌為初窩斷口,斷裂方式為初性斷裂,說明延遲斷裂不敏感。請 參閱圖4,圖4為試樣鐵素體基體中彌散分布的TiC納米析出相,起到了析出強化作用及成為 大量不可逆氨陷阱。
[0083] 例二
[0084] 例二中采用220噸轉爐冶煉,鋼板成品的熱社目標厚度為4mm,冷社厚度為1.5mm, 冶煉的具體步驟為:
[0085] Sl:對鋼水冶煉并鑄成連鑄巧;冶煉過程嚴格控制P、S含量,保證鑄巧質量。鑄巧的 化學成分如下:^質量百分比計算。0.091*1%;5;[:0.36*1%;1]1:2.4*1%;?:0.008*1%; S:0.005wt% ;Al:0.0033wt%;Cr:0.54wt%;Ti:0.026wt%;N:0.0029wt%,其余為化及不 可避免的雜質。
[0086] S2:對所述連鑄巧熱社,獲得熱社板;所述熱社的加熱溫度為1260°C,所述熱社的 終社溫度為8SrC,所述熱社的卷曲溫度為67rC。熱社后的鋼板厚度為4mm。
[0087] S3:對所述熱社板進行冷社,獲得冷硬帶鋼;所述冷社后的鋼板厚度為1.5mm。
[0088] S4:對所述冷硬帶鋼進行連續退火,得到所述雙相鋼。所述連續退火工藝的預熱溫 度為250°C,加熱溫度為795°C,均熱溫度為795°C,緩冷出口溫度為695°C,快冷出口溫度為 250°C,過時效溫度為250°C,光整延伸率為0.4%,拉矯延伸率為0。
[0089] 經過上述步驟最終得到的雙相鋼的力學性能為Rm為1003MPa,化0.2為667MPa,A80 為12.5%,屈強比為0.665。
[0090] 對例二中上述步驟得到的鋼進行擴孔實驗,初始孔徑10mm,第一次開裂后孔徑為 14.81mm,第二次開裂后孔徑為15.13mm,第=次開裂后孔徑為14.72mm,計算開裂后平均孔 徑為14.89mm,擴孔率為48.9 %。
[0091] 對例二中上述步驟得到的鋼利用電化學陰極充氨方法,在O.lmol/LNaOH電解液中 采用不同充氨制度對試樣進行充氨,隨后進行慢速拉伸實驗,同樣利用缺口抗拉強度下降 率RNS來評價其氨脆敏感性。所述雙相鋼在不同充氨條件下RNS分別為3.4% (充氨條件8mA/ cm2 X 72h)和5.7% (充氨條件16mA/cm2 X 72h)。斷口形貌為初窩斷口,斷裂方式為初性斷裂, 說明延遲斷裂不敏感。試樣鐵素體基體中彌散分布的TiC納米析出相,起到了析出強化作用 及成為大量不可逆氨陷阱。
[0092] 例 S
[0093] 例=中采用220噸轉爐冶煉,鋼板成品的熱社目標厚度為4mm,冷社厚度為1.5mm, 冶煉的具體步驟為:
[0094] Sl:對鋼水冶煉并鑄成連鑄巧;冶煉過程嚴格控制P、S含量,保證鑄巧質量。鑄巧的 化學成分如下:W質量百分比計算C:0.099wt% ;Si :0.35wt% ;Mn:2.3wt% ;P:0.007wt% ; S:0.004wt%;Al:0.0039wt%;Cr:0.51wt%;Ti:0.030wt%;N:0.003wt%,其余為化及不可 避免的雜質。
[00M] S2:對所述連鑄巧熱社,獲得熱社板;所述熱社的加熱溫度為1255°C,所述熱社的 終社溫度為877°C,所述熱社的卷曲溫度為663°C。熱社后的鋼板厚度為4mm。
[0096] S3:對所述熱社板進行冷社,獲得冷硬帶鋼;所述冷社后的鋼板厚度為1.5mm。
[0097] S4:對所述冷硬帶鋼進行連續退火,得到所述雙相鋼。所述連續退火工藝的預熱溫 度為250°C,加熱溫度為790°C,均熱溫度為790°C,緩冷出口溫度為690°C,快冷出口溫度為 250°C,過時效溫度為250°C,光整延伸率為0.4%,拉矯延伸率為0。
[009引經過上述步驟最終得到的雙相鋼的力學性能為Rm為1016MPa,化0.2為706MPa,A80 為11.0%,屈強比為0.695。
[0099] 對例=中上述步驟得到的鋼進行擴孔實驗,初始孔徑10mm,第一次開裂后孔徑為 16.69mm,第二次開裂后孔徑為16.45111111,第立次開裂后孔徑為16.10mm,計算開裂后平均孔 徑為16.41mm,擴孔率為64.1%。
[0100] 對例S中上述步驟得到的鋼利用電化學陰極充氨方法,在O.lmol/LNaOH電解液中 采用不同充氨制度對試樣進行充氨,隨后進行慢速拉伸實驗,同樣利用缺口抗拉強度下降 率RNS來評價其氨脆敏感性。所述雙相鋼在不同充氨條件下RNS分別為2.9% (充氨條件8mA/ cm2 X 72h)和5.0% (充氨條件16mA/cm2 X 72h)。斷口形貌為初窩斷口,斷裂方式為初性斷裂, 說明延遲斷裂不敏感。試樣鐵素體基體中彌散分布的TiC納米析出相,起到了析出強化作用 及成為大量不可逆氨陷阱。
[0101] 本申請有益效果如下:
[0102] 本申請提供的一種抗拉強度1000 MPa的雙相鋼及其生產方法,在不添加合金成本 較高元素 Mo元素和師元素的基礎上,獲得較高的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的雙相鋼,利 用Ti元素和C元素結合生成TiC納米析出相來使晶粒細化,同時彌散分布于所述雙相鋼種的 鐵素體基體內的納米析出相提供了足夠的析出強度,從而使得材料的抗拉強度達到 lOOOMPa,屈強比大于0.65,降低了軟硬兩相的硬度差異,進而改善了材料的擴孔性能。而大 量的TiC質點作為不可逆的氨陷阱而固定所述雙相鋼的擴散氨含量,防止氨脆,提供了所述 雙相鋼的耐延遲斷裂性能,解決了如何在滿足強度要求的基礎上降低合金成本,提高材料 的擴孔性能及耐延遲斷裂性能的技術問題。
[0103]最后所應說明的是,W上【具體實施方式】僅用W說明本發明的技術方案而非限制, 盡管參照實例對本發明進行了詳細說明,本領域的普通技術人員應當理解,可W對本發明 的技術方案進行修改或者等同替換,而不脫離本發明技術方案的精神和范圍,其均應涵蓋 在本發明的權利要求范圍當中。
【主權項】
1. 一種抗拉強度lOOOMPa的雙相鋼,其特征在于,所述雙相鋼的化學成分按重量百分比 為: C:0.08%~0.11%;Si:0.2%-0.6%;Mn :2.0%~2.5%;P:<0.01%;S :<0.01%;Al: 0.02%~0.06% ;Cr:0.4%-0.6%;Ti:0.02%-0.05%;N: <0.003%,其余為Fe及不可避免 的雜質。2. 如權利要求1所述的雙相鋼,其特征在于,所述Ti元素和所述C元素結合形成TiC納米 析出相。3. 如權利要求1所述的雙相鋼,其特征在于,所述雙相鋼的抗拉強度為lOOOMPa,屈強比 大于0.65。4. 如權利要求1所述的雙相鋼,其特征在于,所述雙相鋼中缺口抗拉強度下降率RNS小 于 10% 〇5. 如權利要求1所述的雙相鋼,其特征在于,所述雙相鋼的金相組織包括灰色鐵素體、 亮白色馬氏體及少量黑色貝氏體。6. -種抗拉強度lOOOMPa的雙相鋼的生產方法,用于生產如權利要求1至5任一所述的 雙相鋼,其特征在于,所述生產方法包括: 對鋼水冶煉并鑄成連鑄坯; 對所述連鑄坯熱乳,獲得熱乳板; 對所述熱乳板進行冷乳,獲得冷硬帶鋼; 對所述冷硬帶鋼進行連續退火,得到所述雙相鋼。7. 如權利要求6所述的生產方法,其特征在于,所述冶煉并鑄成連鑄坯,具體為: 將鋼水經轉爐冶煉,并采用連鑄方式鑄鋼。8. 如權利要求6所述的生產方法,其特征在于,所述熱乳的加熱溫度為1210°C~1300 。(:,所述熱乳的終乳溫度為850°C~890°C,所述熱乳的卷曲溫度為620°C~680°C。9. 如權利要求6所述的生產方法,其特征在于,所述連續退火的預熱溫度為230°C~270 °C,加熱溫度為780°C~810°C,均熱溫度為780°C~810°C,緩冷出口溫度為680°C~710°C, 快冷出口溫度為230°C~270°C,過時效溫度為230°C~270°C,光整延伸率為0.3%~0.5%。10. 如權利要求9所述的生產方法,其特征在于,所述連續退火的加熱溫度具體為790 °C ~800°C,所述連續退火的均熱溫度具體為790°C~800°C。
【文檔編號】C21D1/26GK105861926SQ201610438785
【公開日】2016年8月17日
【申請日】2016年6月17日
【發明人】韓赟, 鄺霜, 姜英花, 劉華賽, 謝春乾, 齊秀美, 王勇圍, 王海全, 劉廣會, 滕華湘, 崔陽, 李飛
【申請人】首鋼總公司