一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法

一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法
【专利摘要】一种780MPa级热轧高扩孔双相钢及其制造方法，该钢化学成分重量百分比为：C：0.10～0.15％，Si：0.8～1.8％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.02％，S≤0.005％，O≤0.003％，Al：0.02～0.06％，N≤0.006％，Nb：0.01～0.06％，Ti：0.05～0.15％，其余为Fe和不可避免的杂质，且需满足如下关系：0.10％≤Nb+Ti≤0.20％。本发明双相钢的微观组织为铁素体、马氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，铁素体平均晶粒尺寸为5～10μm，马氏体等效晶粒尺寸≤20μm，纳米级碳化物尺寸≤10nm，其屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥780MPa，延伸率A80≥15％，扩孔率≥40％，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可应用在车轮等需要良好成形性能和高强减薄的部位。
【专利说明】
-种780MPa级热扯高扩孔双相钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于热社高强钢领域，具体设及一种780MPa级热社高扩孔双相钢及其制造 方法。
【背景技术】
[0002] 目前，商用车尤其是重卡汽车的车轮用钢通常采用双相钢进行制造，部分经济型 轿车的车轮(包括轮辆和轮福)为了降低成本也采用钢制车轮。采用高强度双相钢制造车轮 可有效降低车轮重量，如与普通Q345钢相比，采用DP600(即抗拉强度eOOMPa级双相钢)可降 低车轮重量约10~15%;而采用抗拉强度780M化级的DP780双相钢可进一步降低车轮重量 约5~10%。目前国内绝大部分车轮厂采用的双相钢主要eOOMPaW下的低强度双相钢，更高 强度的双相钢如DP780则应用得不多。
[0003] 汽车车轮之所W广泛采用双相钢主要是由于双相钢本身所具有的低屈服强度、高 抗拉强度即低屈强比、连续屈服W及良好的加工成形性等。从车轮行业发展的趋势来看，车 轮用钢的强度总体仍然是向着更高强度方向发展，而且目前所使用的车轮钢强度普遍不 高，在400~600M化之间。随着国家环保法规日益严格和国家对汽车排放限制措施的实施， 除乘用车外，商用车领域的汽车轻量化也已成为行业发展的趋势。针对运一发展趋势，有必 要开发更高级别如780MPa和980MPa级热社双相钢W满足车轮用钢的未来发展需求。此外， 高强度双相钢也可W应用到某些汽车结构件如汽车大梁、防撞梁等。
[0004] 由于车轮本身结构相对复杂，加工过程主要为冲压变形，对双相钢的扩孔性能要 求较高。高强钢的扩孔性与钢种的抗拉强度、屈服强度、屈强比等有密切关系。在相同抗拉 强度水平下，双相钢（即传统铁素体马氏体双相钢）的扩孔率最低，其次是贝氏体类型的高 强钢，再次为铁素体贝氏体双相钢，扩孔率最高的为单相铁素体高强钢。一般而言，780MPa 级的热社双相钢其扩孔率一般在40% W下，多数在30% W下；而980MPa级的热社双相钢其 扩孔率一般在20% W下。高强双相钢的扩孔率低的最主要原因是组织中铁素体和马氏体两 相力学性能差异大，加工硬化率较高，冲孔周围存在微裂纹或扩孔过程中容易在铁素体和 马氏体界面形成应力集中导致开裂。高强双相钢扩孔率的改善相对比较困难，运是由其自 身的组织特点所决定的。
[0005] 目前关于高强度双相钢主要分为两大类:一是冷社高强双相钢;二是热社高强双 相钢。冷社高强双相钢的抗拉强度目前已达到llSOMPa，而热社高强双相钢的抗拉强度几乎 都没有达到780MPaW上。冷社高强双相钢和热社高强双相钢的运种区别一方面是用户对高 强双相钢的需求主要针对冷社产品，对热社高强度双相钢的产品需求不强;其次是热社产 线与冷社产线上存在很大不同，许多在冷社产线上能够生产的产品放在热社产线上难W实 现，需要对钢种的成分和工艺重新设计和优化。但随着行业的不断发展，对热社高强度双相 钢的需求必定会越来越多。

【发明内容】

[0006] 本发明的目的在于提供一种780MPa级热社高扩孔双相钢及其制造方法，该热社高 扩孔双相钢的屈服强度>6001?日，抗拉强度>7801?日，延伸率48日>15%，扩孔率>40%，表 现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，可应用在车轮等需要良好成形性能和高强减薄的部 位。
[0007] 为达到上述目的，本发明的技术方案是：
[0008] 本发明加入较高含量的Si W保证在有限的热社空冷时间内形成一定数量的铁素 体组织且扩大铁素体形成的工艺窗口；加入微量的Nb主要目的是在精社阶段最大程度地细 化奥氏体晶粒，使相变之后形成的铁素体更加细小，有利于提高钢板的强度和塑性;加入高 Ti的主要目的是通过在空冷阶段在铁素体晶内形成纳米级碳化物(尺寸《10皿），强化铁素 体，减小铁素体与马氏体之间的性能差异，提高扩孔性能。通过对组织中铁素体和马氏体含 量的精确控制，获得屈服强度>600MPa，抗拉强度>780MPa的高强度双相钢。
[0009] 一种780M化级热社高扩孔双相钢，其化学成分重量百分比为：C:0.10~0.15%， Si:0.8~1.8%，Mn:1.0~2.0%，P《0.02%，S《0.005%，0《0.003%，Al:0.02~0.06%，N 《0.006% ,Nb:0.01~0.06% ,Ti :0.05~0.15%，其余为化和不可避免的杂质，且上述元素 同时需满足如下关系:0.10%《佩巧i《0.20%。
[0010] 优选的，所述热社高扩孔双相钢的化学成分中：C:0.12~0.14%，W重量百分比 计。
[OOW 优选的，所述热社高扩孔双相钢的化学成分中：Si : 1.0~1.5%，W重量百分比计。 [001^ 优选的，所述热社高扩孔双相钢的化学成分中:Mn: 1.4~1.8%，W重量百分比计。
[0013] 优选的，所述热社高扩孔双相钢的化学成分中：Nb:0.03~0.05%，W重量百分比 计。
[0014] 优选的，所述热社高扩孔双相钢的化学成分中：Ti :0.08~0.12%，W重量百分比 计。
[0015] 进一步，所述热社高扩孔双相钢的微观组织为铁素体、马氏体+铁素体晶内分布的 纳米级碳化物，铁素体所占体积分数为25~40%，铁素体平均晶粒尺寸为5~lOwn;马氏体 所占体积分数为60~75%，马氏体等效晶粒尺寸《20皿，纳米级碳化物尺寸《lOnm。
[0016] 本发明所述热社高扩孔双相钢的屈服强度>600MPa，抗拉强度>780MPa，延伸率 Aso^ 15%，扩孔率 >40%。
[0017] 在本发明钢的成分设计中：
[0018] 碳:碳是钢中的基本元素，也是本发明中的重要元素之一。碳扩大奥氏体相区，稳 定奥氏体。碳作为钢中的间隙原子，对提高钢的强度起着非常重要的作用，对钢的屈服强度 和抗拉强度影响最大。在本发明中，为获得抗拉强度780M化级高扩孔双相钢，必须保证碳的 含量在0.10% W上;但是碳的含量也不能高于0.15%，否则在热社两段式冷却过程中难W 形成所需数量的铁素体。因此，本发明钢中碳含量须控制在0.10~0.15 %之间，优选范围在 0.12 ~0.14%。
[0019] 娃:娃是钢中的基本元素，同时也是本发明中的重要元素之一。运是因为，要获得 抗拉强度达780MPaW上的高强双相钢，一方面要控制铁素体的尺寸和数量，同时还要提高 马氏体的强度，运需要在成分设计中适当提高碳和儘的含量。而碳和儘都是扩大奥氏体区、 稳定奥氏体的元素，在热社空冷过程中的很短时间内（通常《10s)难W形成足够数量的铁 素体，运就需要添加较高含量的娃元素。娃的加入可明显促进铁素体形成，扩大铁素体形成 的工艺窗口，净化铁素体；同时还可W起到部分强化作用。娃的运种作用必须在其含量达到 0.8% W上时才表现出来，但Si的含量也不宜太高，否则社制后的钢板冲击初性变差。因此， 本发明钢中娃含量控制在0.8~1.8%之间，优选范围在1.0~1.5%之间。
[0020] 儘:儘也是钢中最基本的元素，同时也是本发明中最重要的元素之一。众所周知， 儘是扩大奥氏体相区的重要元素，可W降低钢的临界泽火速度，稳定奥氏体，细化晶粒，推 迟奥氏体向珠光体的转变。在本发明中，为保证钢板的强度，儘含量应控制在1.0% W上，儘 含量过低，过冷奥氏体不够稳定，空冷时容易转变为珠光体类型的组织；同时，儘含量也不 宜超过2.0 %，若超过2.0 %，不仅炼钢时容易发生Mn偏析，而且在社后空冷阶段不容形成足 够数量的铁素体，同时板巧连铸时也容易发生热裂。因此，本发明钢中Mn含量控制在1.0~ 2.0%，优选范围在1.4~1.8%。
[0021] 憐:憐是钢中的杂质元素。极易偏聚到晶界上，钢中憐的含量较高（>0.1%)时，形 成FesP在晶粒周围析出，降低钢的塑性和初性，故其含量越低越好，一般控制在0.02% W内 较好且不提高炼钢成本。
[0022] 硫:硫是钢中的杂质元素。钢中的硫通常与儘结合形成MnS夹杂，尤其是当硫和儘 的含量均较高时，钢中将形成较多的MnS,而MnS本身具有一定的塑性，在后续社制过程中 MnS沿社向发生变形，降低钢板的横向拉伸性能。故钢中硫含量越低越好，实际生产时通常 控制在0.005% W内。
[0023] 侣:侣是钢中除(：、51、111、口、5五大元素之外另一重要合金元素。侣在本发明中的基 本作用主要是在炼钢过程中脱氧。钢中侣的含量一般不低于0.02%;同时，若侣的含量超过 0.06%，其细化晶粒的作用反而减弱。根据实际生产过程中侣含量的控制水平，本发明将钢 中侣的含量控制在0.02~0.06%即可。
[0024] 氮:氮在本发明中属于杂质元素，其含量越低越好。氮也是钢中不可避免的元素， 通常情况下，若在炼钢过程中不进行特殊控制，钢中氮的残余含量通常《0.006%。运些固 溶或游离的氮元素必须通过形成某种氮化物加W固定，否则游离的氮原子对钢的冲击初性 非常不利，而且在带钢社制的过程中很容易形成全长性的银齿裂缺陷。本发明中通过添加 微量元素铁，使之与氮结合形成稳定的TiN从而固定氮原子。因此，本发明钢中含量控制在 0.006% W内且越低越好。
[0025] 妮:妮也是本发明中的关键元素之一。由于980M化及W上级别热连社双相钢通常 需要加入较高的娃W促进社制空冷段铁素体相的形成，而高娃的添加通常会提高马氏体相 的脆性。本发明中碳本身的含量虽然《0.15%，但在析出一定量铁素体之后，铁素体中的碳 原子会排出，进入未转变的奥氏体中，使得剩余奥氏体中碳含量富集，最终形成的马氏体实 际碳含量较高，马氏体脆性较大，高娃的加入则进一步加剧了运种脆性。因此，高Si型热社 双相钢的低溫冲击初性通常较低，为了尽可能提高高Si型高强双相钢的冲击初性，合金成 分设计中加入微量的妮，通过细化晶粒可有效提高双相钢的冲击初性。妮的加入起到两方 面作用:一是在高溫阶段，固溶的妮对奥氏体晶粒长大起到溶质拖曳作用;二是在精社阶段 通过妮的碳氮化物钉扎奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒，并对最终转变的铁素体和马氏体起 到细化作用，提高双相钢冲击初性。因此，本发明中妮含量控制在0.Ol~0.06%，优选范围 在 0.03 ~0.05%。
[0026] 铁:铁是本发明中的重要元素之一。铁在本发明中主要起两个作用:一是与钢中的 杂质元素氮结合形成TiN,起到固氮效果;二是与妮配合，起到最佳的细化奥氏体晶粒的作 用。钢中游离的氮原子对钢的冲击初性非常不利，加入微量铁可将游离的氮固定，但在本发 明中铁的含量不宜过多，否则容易形成尺寸较大的TiN,对钢的冲击初性也是不利的。试验 证明，钢中只添加妮不添加铁，在连铸生产过程中连铸巧容易发生角裂，添加微量铁则可W 有效改善角裂问题；同时，本发明中妮和铁的含量只要控制在0.10%《Nb+Ti《0.20 %成分 范围内，即可起到良好的细化晶粒效果且成本较低。因此，钢中铁的含量范围控制在0.05~ 0.15%，优选范围为0.08~0.12%。
[0027] 氧:氧是炼钢过程中不可避免的元素，对本发明而言，钢中氧的含量通过侣脱氧之 后一般都可W达到30ppmW下，对钢板的性能不会造成明显不利影响。因此，将钢中的氧含 量控制在30ppm W内即可。
[0028] 本发明所述780M化级热社高扩孔双相钢的制造方法，其包括如下步骤：
[0029] 1)冶炼、铸造
[0030] 按上述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸巧或铸锭；
[0031] 2)铸巧或铸锭加热
[0032] 加热溫度1230~130(TC，加热时间1~2小时；
[0033] 3)热社+分段冷却+卷取
[0034] 开社溫度为1080~1200°C，在1050°CW上进行3~5个道次粗社且累计变形量> 50% ;中间巧待溫溫度为900~950°C，再进行3~5个道次精社且累计变形量>70% ;终社溫 度为800~900°C，终社结束后W^lOOtVs的冷速将钢板水冷至650~750°C;空冷5~10秒 后，再W30~50°C/s的冷速水冷至200°CW下卷取，卷取后W《20°CA的冷速冷却至室溫。
[0035] 本发明的制造工艺设计的理由如下：
[0036] 对于高Ti析出强化类型的高强钢而言，加热溫度是一个很重要的工艺参数。与普 通高强钢相比，高Ti钢更高的加热溫度（>1230°C)主要目的是在加热的板巧中固溶尽可能 多的Ti原子。由于Ti的碳氮化物固溶溫度通常很高（>1300°C)，在炼钢或连铸W及社制过 程的不同阶段均会析出，运就使得最终可用来起到析出强化作用的Ti含量就很低。因此，必 须保证高的加热溫度才有可能在社后空冷阶段过程中获得更多的纳米碳化物，故本发明要 求钢板的最低加热溫度必须>1230°C;加热溫度的上限根据现场加热炉实际可达到的或可 承受的溫度为限，加热溫度原则上不设定上限要求;为了节约能耗，通常将实际的最高加热 溫度控制在《1300°C。本发明钢加热工艺示意图参见图1。
[0037] 对于高Ti钢而言，板巧的加热时间相对于加热溫度而言，其影响要小得多。理论上 而言，只要加热溫度达到Ti的碳氮化物的平衡溶解溫度，其溶解速度较快。故在运一阶段， 加热时间主要是W保证板巧能够均匀的烧透为主要目标。当然，加热时间也不能太长，否则 高溫未溶解的Ti的碳氮化物极有可能发生粗化和长大，运些粗大的Ti的碳氮化物在奥氏体 晶界处析出，降低了晶界的结合强度，容易在加热过程中，板巧在加热炉中发生断巧现象。 因此，根据板巧厚度不同，加热时间通常控制在1~2小时即可。
[0038] 本发明社制工艺示意图参见图1。在社制工艺设计上，在粗社和精社阶段，社制过 程的节奏应尽量快速完成，W尽量减少在粗社和精社阶段Ti的析出。运是因为在粗社尤其 是精社处于奥氏体区，在精社溫度区间析出的Ti的碳化物或碳氮化物尺寸大多在几十纳 米，对最终的析出强化效果不大，但对奥氏体晶粒的细化有很大作用。因此，粗社和精社阶 段应尽快完成W便在社后空冷阶段在铁素体中析出更多的纳米级（《lOnm)碳化物;开社溫 度控制为1080~1200°C，在1050°C W上进行3~5个道次粗社且累计变形量>50% ;主要目 的是细化奥氏体晶粒。
[0039] 本发明在终社结束后应W高的冷速快速冷却至停止冷却溫度（即停冷溫度)650~ 750°C。运是因为，社制结束后若冷却速度较慢，钢板内部形变的奥氏体可在很短的时间内 完成再结晶过程，此时奥氏体晶粒发生长大。相对粗大的奥氏体在随后的冷却过程发生铁 素体相变时，沿原始奥氏体晶界处形成的铁素体晶粒较为粗大，通常在10~20皿之间，对提 高钢板的强度不利。本发明对钢的微观组织设计思路为细小等轴铁素体和马氏体组织。要 达到780MPa的抗拉强度级别，铁素体晶粒的尺寸必须控制在lOwnW下，运就需要钢板在终 社结束后必须快速冷却到所需的中间停冷溫度。由于本发明为低碳钢，铁素体相变驱动力 大，容易形成。因此，终社后的冷却速度应足够快（>l〇〇°C/s)，避免在冷却过程中形成铁素 体。
[0040] 第一阶段的停止冷却溫度需控制在合适的溫度范围内，运是因为热连社产线带钢 运行速度快，水冷阶段的长度有限，不可能进行长时间空冷。第一阶段的停冷溫度尽量控制 在铁素体析出最佳溫度区间，本发明控制停止冷却溫度为650~750°C;在空冷阶段，同时进 行铁素体形核和纳米级碳化物析出两个过程，此时形成的铁素体具有更高的强度，其与后 续形成的马氏体在力学性能上差异较小;第二阶段的水冷主要目的是形成所需的马氏体， 第二阶段的水泽速度应控制在30~50°C/s之间，过高的冷却速度会造成钢板内部马氏体相 变时的应力过大，导致带钢板形不良。第二阶段水冷的停止冷却溫度控制在《200°C即可， 具体冷却工艺示意图如图2所示。
[0041] 本发明的创新点在于:通过巧妙合理的成分设计，同时配合创新性的热社工艺，采 用纳米析出强化增强铁素体强度，减小铁素体与马氏体之间的性能差异，从而提高高强双 相钢的扩孔性能，获得高强度、塑性良好、高扩孔率的热社双相钢。本发明钢板的微观组织 为细小的纳米析出强化铁素体（即铁素体+铁素体晶内分布析出尺寸《lOnm的纳米级碳化 物)和马氏体，其中，铁素体平均晶粒尺寸为5~10皿，马氏体等效晶粒尺寸《20皿。在成分 设计上，通过理论分析和试验研究，师和Ti的总量应满足0.10 %《抓巧i《0.20 %，同时配 合所要求的社制工艺，才能获得低屈强比高强度热社纳米析出铁素体马氏体双相钢。
[0042] 本发明的有益效果：
[0043] (1)本发明采用相对经济的成分设计思路，同时配合现有的热连社产线就可W生 产出具有低屈强比热社高扩孔双相钢。
[0044] (2)本发明制造出屈服强度>6001口曰，抗拉强度>7801口曰，延伸率48日>15%，扩孔 率>40%，且厚度《6mm的热社高强度双相钢板，表现出优异的高强度、塑性和扩孔性匹配， 兼具低屈强比，可应用于车轮等需要高强减薄的构件，具有良好的应用前景。
【附图说明】
[0045] 图1为本发明加热和社制工艺示意图。
[0046] 图2为本发明社后冷却工艺示意图。
[0047] 图3为本发明实施例3钢板组织中铁素体晶内典型的纳米析出TEM照片。
【具体实施方式】
[0048] 下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
[0049] 表1为本发明实施例钢的成分，表2为本发明实施例钢的制造工艺参数，表3为本发 明实施例钢的性能。
[0050] 本发明实施例工艺流程为:转炉或电炉冶炼^真空炉二次精炼^铸巧或铸锭^钢 巧(锭)加热^热社+社后分段冷却^钢卷，其中关键工艺参数参见表2。
[0051] 由图3可知，本发明钢板组织中铁素体晶内析出的纳米级碳化物尺寸仅为4±lnm， 且呈一定规律排列。正是由于铁素体晶粒内部析出的尺寸仅为4±lnm的纳米碳化物使得铁 素体强度大幅提高，缩小了铁素体与马氏体之间的性能差异，提高了铁素体马氏体双相钢 的扩孔率，获得了强度和扩孔匹配良好的先进高强钢。
[0052] 从表3可知，本发明可制造出780MPa级高扩孔双相钢，该双相钢的屈服强度> GOOMPa，抗拉强度> 780MPa，延伸率Aso> 15 %，扩孔率>40 %，明显高于传统双相钢的扩孔 率(通常《40%)，表现出优异的强度、塑性和扩孔性匹配，特别适合车轮等需要扩孔翻边和 高强减薄的领域。
[0053] 从表3可知，与相同强度级别的传统铁素体马氏体双相钢相比，本发明钢板具有更 高的屈服强度和略高的抗拉强度，运主要是由于本发明钢板组织的铁素体中存在的大量弥 散细小的纳米TiC析出强化所致，其屈强比略高于传统铁素体马氏体双相钢，与传统的铁素 体贝氏体双相钢的屈强比接近。

【主权项】
1. 一种780MPa级热乳高扩孔双相钢，其化学成分重量百分比为:C: O . 10~0.15 %，Si : 0.8~1.8%，Mn: 1.0~2.0%，P彡0.02%，S彡0.005%，0彡0.003%，A1:0.02~0.06%，N彡 0.006%，Nb:0.01~0.06%，Ti :0.05~0.15%，其余为Fe和不可避免的杂质，且上述元素同 时需满足如下关系:0.10%彡Nb+Ti彡0.20%。2. 根据权利要求1所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢，其特征在于，所述热乳高扩孔双 相钢的化学成分中：C:0.12~0.14%，以重量百分比计。3. 根据权利要求1所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢，其特征在于，所述热乳高扩孔双 相钢的化学成分中：Si : 1.0~1.5%，以重量百分比计。4. 根据权利要求1所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢，其特征在于，所述热乳高扩孔双 相钢的化学成分中:Mn: 1.4~1.8 %，以重量百分比计。5. 根据权利要求1所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢，其特征在于，所述热乳高扩孔双 相钢的化学成分中：Nb:0.03~0.05%，以重量百分比计。6. 根据权利要求1所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢，其特征在于，所述热乳高扩孔双 相钢的化学成分中：Ti :0.08~0.12%，以重量百分比计。7. 根据权利要求卜6任一项所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢，其特征在于，所述热乳 高扩孔双相钢的微观组织为铁素体+马氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，其中，铁素 体所占体积分数为25~40%，铁素体平均晶粒尺寸为5~ΙΟμπι，纳米级碳化物尺寸彡IOnm; 马氏体所占体积分数为60~75%，马氏体等效晶粒尺寸彡20μπι。8. 根据权利要求1-7任一项所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢，其特征在于，所述热乳 高扩孔双相钢的屈服强度彡600MPa，抗拉强度彡780MPa，延伸率A 8q彡15%，扩孔率彡40%。9. 如权利要求1-8任一项所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢的制造方法，其包括如下 步骤： 1) 冶炼、铸造 按权利要求1-6任一项所述化学成分进行冶炼、精炼、铸造成铸坯或铸锭； 2) 铸还或铸锭加热 加热温度1230~1300 °C，加热时间1~2小时； 3) 热乳+分段冷却+卷取 开乳温度为1080~1200°C，在1050°C以上进行3~5个道次粗乳且累计变形量彡50%; 中间坯待温温度为900~950°C，再进行3~5个道次精乳且累计变形量多70%;终乳温度为 800~900 °C，终乳结束后以彡100 °C/s的冷速将钢板水冷至650~750°C;空冷5-10秒后，再 以30~50 °C /s的冷速水冷至200 °C以下卷取，卷取后以< 20 °C /h的冷速冷却至室温。10. 根据权利要求9所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢的制造方法，其特征在于，所述 热乳高扩孔双相钢的微观组织为铁素体+马氏体+铁素体晶内分布的纳米级碳化物，其中， 铁素体所占体积分数为25~40%，铁素体平均晶粒尺寸为5~ΙΟμπι，纳米级碳化物尺寸< IOnm;马氏体所占体积分数为60~75 %，马氏体等效晶粒尺寸彡20μηι。11. 根据权利要求9或10所述的780MPa级热乳高扩孔双相钢的制造方法，其特征在于， 所述热乳高扩孔双相钢的屈服强度彡600MPa，抗拉强度彡780MPa，延伸率A 8q彡15 %，扩孔率 彡 40%〇
【文档编号】C22C38/12GK105925892SQ201610450190
【公开日】2016年9月7日
【申请日】2016年6月21日
【发明人】王焕荣, 杨阿娜, 胡晓萍, 王巍
【申请人】宝山钢铁股份有限公司