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CN108913991B - 具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法 - Google Patents

具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法 Download PDF

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CN108913991B CN201810639253.1A CN201810639253A CN108913991B CN 108913991 B CN108913991 B CN 108913991B CN 201810639253 A CN201810639253 A CN 201810639253A CN 108913991 B CN108913991 B CN 108913991B
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Abstract

本发明公开了一种具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法，属于钢铁技术领域。该复相钢由如下质量百分比的各化学组分组成：C：0.15～0.20％，Si：0.30～0.80％，Mn：1.7～2.3％，P≤0.015％；S≤0.008％，Als≤0.08％，Nb：0.02～0.08％，Cr：0.4～0.8％，Ti：0.02～0.06％，余量为Fe及不可避免的杂质。然后再通过热轧轧制工艺+冷轧工艺，其中，冷轧工艺中带钢酸洗时的酸液温度控制在70～90℃，冷轧总压下率为56～72％，冷轧后的带钢厚度控制在1.0～2.0mm。冷轧轧制后的钢板采用连续退火工艺，均热温度：800～850℃，缓冷段结束温度：650～720℃，快冷段结束温度：350～480℃；过时效温度：300～450℃，终冷段温度：100～180℃。本发明保证了钢板在具备较高强度的同时，也具备较好的塑形和抗翻边性能。

Description

具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种复相钢，属于钢铁技术领域，具体地涉及一种具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法。
背景技术
汽车工业是工业发达国家中的支柱产业，也是钢铁企业最大的用户，在节能、环保、安全及可持续发展的要求下，高强和超高强度钢成为了汽车车身用钢的主流，从而达到汽车的轻型化、安全性等目的，为了发展汽车用高强度钢板，促使汽车轻量化，近年来在世界范围内开始了大量的相关汽车轻量化项目的研究，其研究的共同点是将汽车质量降低20％～40％。
先进高强钢是近年来出现的新型钢材，其与普通高强钢的主要区别是它们的显微组织不同。普通高强钢是单相铁素体组织，而先进高强钢基本上是多相组织，包括铁素体F(Ferrite)，马氏体M(Martensite)，贝氏体B(Bainite)和残余奥氏体(RetainedAustenite)。其强化方式除了固溶强化、沉淀强化、细晶强化外，还有相变强化，其中相变强化是先进高强钢的主要强化方式。与普通高强钢相比，先进高强钢成形性好，能量吸收率高，抗凹性好，烘烤硬化性能、屈服强度、加工硬化率高，好的疲劳性能等优点，在汽车工业显示了良好的应用前景。
复相钢主要组织为细小的铁素体和高比例的硬相(马氏体、贝氏体)。通过马氏体和贝氏体以及析出强化的复合作用，复相钢的强度可达到800～1000MPa，该系列钢具有较高的吸收能和扩孔性能，特别适合于制作汽车的车门防撞杆、保险杠和B立柱等安全件。
如中国发明专利申请(申请公布号：CN103290320A，申请公布日：2013-09-11)公开了“一种热轧复相钢及其生产方法”，采用了高硅低锰的成分设计，880～900℃终轧，590～620℃卷取的工艺，生产了屈服强度750～800MPa，抗拉强度820～950MPa，伸长率14～20％的复相钢。该申请未涉及到扩孔率数据来评估重要的翻边性能，同时其表面质量会相对较差。
又如中国发明专利申请(申请公布号：CN103131946A，申请公布日：2013-06-05)公开了“一种低碳含磷冷轧复相钢及其制备方法”，采用了C：0.08～0.12％，P：0.02～0.06％的成分设计，冷轧钢板需在940～980℃保温2～8min，快速冷却至350～500℃，保温2～8min，水冷至室温。抗拉强度可达到840MPa以上，伸长率12％以上。该申请同样未涉及到扩孔率数据来评估重要的翻边性能和强度级别也相差一个级别的问题，同时根据其生产工艺具有较大的局限性，不适合工业化生产。
再如中国发明专利申请(申请公布号：CN108048734A，申请公布日：2018-05-18)公开了“一种抗拉强度700MPa级热轧复相钢及其生产方法”，本申请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，消除了原先存在钢材轧制方向分布的条带状MnS，提高了钢的扩孔率。同理本申请虽然涉及到复相钢扩孔率的问题，但并未给出具体的性能参数，因此并不能评判本申请产品性能额好坏。
又如欧洲专利EP2011074251公开了“由复相钢制成的热轧钢板产品及其制造方法”，虽然抗拉强度达到了1100MPa，但该申请同样还是存在生产的是热轧复相钢，而且未考虑扩孔性能等。
发明内容
为解决上述技术问题，本发明提供了一种具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢及其制备方法，该复相钢不仅具备良好的扩孔性能，而且屈服强度达到700MPa以上，抗拉强度达到980MPa以上，伸长率在8％以上，扩孔率在15％以上。
为实现上述目的，本发明公开了一种具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢，它由如下质量百分比的各化学组分组成：
Figure BDA0001701875250000021
Figure BDA0001701875250000031
其余为Fe和不可避免的杂质。
上述各化学组分描述中的“≤”，包括零的状态。
进一步地，所述化学组分中，C的质量百分比为0.17～0.18％。
进一步地，所述化学组分中，Si的质量百分比为0.50～0.80％。
进一步地，所述化学组分中，Ti的质量百分比为0.03～0.05％。
同时，为了更好的实现本发明的技术目的，本发明还公开了上述具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢的制备方法，包括热轧轧制得到原料卷，其特征在于：还包括对所述原料卷进行冷轧工艺，具体过程如下：
1)酸洗；2)冷轧；
3)连续退火：控制均热温度：800～850℃，缓冷段结束温度：650～720℃，快冷段结束温度：350～480℃；过时效温度：300～450℃，终冷段温度：100～180℃。
进一步地，所述步骤3)中，控制均热温度：800～840℃，缓冷段结束温度：650～700℃，快冷段结束温度：380～460℃；过时效温度温度：320～430℃，终冷段温度：120～160℃。
进一步地，所述步骤3)中，控制均热温度：810～830℃，缓冷段结束温度：670～780℃，快冷段结束温度：400～440℃；过时效温度：340～400℃，终冷段温度：130～150℃。
进一步地，所述步骤3)中，控制均热温度：840℃，缓冷段结束温度：650℃，快冷段结束温度：400℃；过时效温度：320℃，终冷段温度：120℃。
进一步地，所述步骤1)中，将原料卷置于温度为70～90℃的酸液中，优选的，所述酸液主要为盐酸与铁离子的溶液，并优选所述酸液的总酸度为190～220g/L。
进一步地，所述步骤2)中，冷轧总压下率为56～72％，冷轧后的带钢厚度控制在1.0～2.0mm之间。
进一步地，所述热轧轧制工艺如下：
板坯加热温度：1180～1280℃；进行控制轧制，粗轧除磷道次≥3次；精轧开轧温度：950～1050℃；终轧温度：880～950℃；采用前段冷却，冷却速度≤30℃/S；卷取温度：650～720℃。
本发明产品中各化学组分选用原理在于：
碳(C)：碳是一种有效且价格低廉的强化元素，并直接影响临界区处理后复相钢中贝氏体、马氏体等的体积分数，但是碳含量低(<0.06％)不易得到硬相组织，达不到780MPa以上的超高强度，需要增加大量的Mn、Cr等合金元素的含量来保证强度，从而导致成本增加，碳含量太高，钢的淬透性增强，在较低的冷却速度下就能获得大量的马氏体组织，而得不到贝氏体组织，因此碳含量应控制在适当的范围内。
硅(Si)：硅是铁素体的固溶强化元素，复相钢中加入硅的主要作用是扩大Fe-Fe3C相图中(α+γ)区，使临界区处理的温度范围加宽，改善复相钢的工艺性能，而且增大相图中A3线的倾斜度，这样就加大了热处理工艺的灵活性，从而有利于保持复相钢强度等性能的稳定性。硅在钢中可起到抑制形成渗碳体的作用，同时能增加碳在奥氏体中的活度，阻碍渗碳体形核和长大。另外，硅由于提高碳的活度，使未转变的奥氏体进一步富碳，从而提高其淬透性。但是硅含量过高会影响钢板的表面质量，因此复相钢中应加入适量的硅。
锰(Mn)：锰是典型的奥氏体稳定化元素，显著提高钢的淬透性，降低贝氏体和马氏体形成的临界冷却速度，从而有效的降低退火过程中快冷段的冷却速度，进而有利于得到贝氏体或马氏体组织。同时也是一种廉价的稳定奥氏体与强化合金元素。锰主要是通过固溶强化降低γ-α相变温度促使晶粒细化，改变相变后的微观组织。锰作为扩大γ相区的元素，会降低A3、A1临界点，但高的锰含量(＞2.0％)在推迟珠光体转变的同时，也推迟贝氏体转变，使“工艺窗口”变小，贝氏体区右移，使钢对工艺条件的敏感性变大，不利于稳定批量生产。锰含量太低易引起珠光体转变，组织中难于形成足够量的贝氏体。
铝(Al)：铝是强脱氧元素，为了保证钢中的氧含量尽可能的低，需要添加一定量的铝，同时，可溶铝常用作微合金元素来结合钢中的氮，弥散很细的AlN阻止奥氏体晶粒的长大。在γ-α转变过程中，AlN起成核作用，从而加速奥氏体转变。AlN最主要的作用是细化晶粒并得到抗时效性。当Als含量不足0.010％时，不能发挥其效果；但添加多量的铝容易形成氧化铝团块。
铬(Cr)：铬在复相钢中的作用主要体现在其可增加奥氏体的稳定性和钢的淬透性，这两个相反作用共同影响制约着含铬钢中马氏体的体积分数。在较低的冷却速度下铬以影响过冷奥氏体的稳定性为主；在较高的冷却速度铬以影响奥氏体的体积分数为主。铬元素的加入一方面起到了固溶强化的作用，另一方面可通过改变钢的相变温度以及改变马氏体的形态和分布，来提高钢的强度和塑性。但是铬是推迟贝氏体转变最有效的元素，它推迟贝氏体相变的作用要比推迟珠光体相变的作用大得多。因此钢中应加入适量的铬。
钛(Ti)：钛是强碳化物形成元素，在钢中加入微量的钛有利于固定钢中的N，所形成的TiN能使钢坯加热时奥氏体晶粒不过分长大，从而起到细化原始奥氏体晶粒的目的。钛在钢中还可分别与碳和硫生成TiC、TiS、Ti4C2S2等化合物，它们以夹杂物和第二相粒子的形式存在。钛的这些碳氮化析出物在焊接时还可阻止热影响区晶粒长大，进而改善成品钢板的焊接性能。同时在钢中可以起到析出强化的作用。
铌(Ni)：铌能显著提高钢的再结晶温度并实现晶粒细化。在热轧过程中铌的碳化物应变诱导析出能阻碍形变奥氏体的回复和再结晶，经控轧和控冷后的形变奥氏体组织得到细小的相变产物。同时在退火过程中，细小的碳氮化铌析出能起到析出强化的作用，因此在钢中应加入少量的铌。
本发明生产工艺的原理如下：
(1)连续退火工艺的原理如下：
整体上，热轧+冷轧生产的复相钢，其表面经过酸洗和冷轧轧制，表面氧化铁皮被去除，表面质量更好，同时尺寸精度更高，并且经过了退火工艺，复相钢的力学性能更为均匀，而且力学性能控制范围更好，因此整体成形性能和扩孔性能优于同级别得热轧复相钢。
其中，连续退火中连退均热温度对复相钢组织性能的影响尤为重要。两相区加热时，奥氏体的形成和长大是扩散过程，在Fe-C合金中，碳的扩散将控制奥氏体的长大过程；同时合金元素在铁素体和奥氏体中的扩散和分配，也将影响和控制奥氏体的长大过程。由于加热温度不同，在随后缓冷和快冷阶段，生成铁素体、贝氏体和马氏体的体积分数、各相成分等均发生相应变化，因此两相区加热温度对复相钢组织性能影响尤为重要，本发明控制复相钢的均热温度为：800～850℃。
同时，连续退火中快冷段结束温度对复相钢也较为重要，复相钢存在有一定量的贝氏体组织，快冷段结束温度需要在贝氏体形成的温度区域内，生成一定体积分数的贝氏体组织，提高复相钢的屈服强度，本发明控制复相钢的快冷段结束温度为：350～480℃。
此外，连续退火中过时效温度控制是复相相钢最为关键的工艺之一。过时效处理的目的是为了减小最终组织中铁素体、贝氏体和马氏体之间的硬度差别。中低温回火处理一般可提高复相钢的屈服强度，改善塑性，但普遍降低均匀延伸率和抗拉强度。本发明控制复相钢的过时效温度范围为300～450℃。
(2)连续热轧工艺的原理如下：
本发明热轧工艺的关键点主要在于终轧及卷取稳定的控制。终轧温度低于Ar3以下，会使先共析铁素体及奥氏体均沿加工方向伸长，因此完成转变后形成铁素体与珠光体交替分布的带状组织形貌，带状组织具有遗传性，热轧带状组织严重，冷轧后连续退火加热时奥氏体优先在带状组织晶界处形成，并快速向珠光体长大，在随后的冷却过程中形成带状马氏体，钢板伸长率下降；热轧卷取温度过高，容易导致热轧基板晶粒粗大并出现带状组织，通过降低卷曲温度可有效提高热轧基板组织的均匀性，使热轧基板的晶粒细腻均匀，从而改善热轧带状组织，进而减小冷轧再结晶晶粒尺寸，使得冷轧退火组织更加均匀。卷取温度过低，热轧初始组织强度高，冷轧退火后钢板的力学性能也会高，但热轧初始组织强度过高，对卷取能力要求较高，且会增加冷轧轧机负荷。
综上，本发明设计复相钢在成分设计时主要考虑钢板的良好力学性能及为了降低工艺敏感性；如实际应用需求诸如焊接性等。因此，复相钢中的基本元素有C、Mn、Si等，再考虑到淬透性和强化效果，添加了Nb、Ti、Cr等。
本发明设计的热轧工艺主要考虑终轧及卷取稳定的控制，为冷轧提供良好的原料。复相钢的组织和力学性能控制主要在退火工艺中控制，形成满足组织要求的微观组织：贝氏体、马氏体和少量铁素体组织。
本发明的有益效果主要体现在如下几个方面：
(1)本发明通过合金元素的优化，提升组织的均匀性，通过退火工艺减少各相的硬度差异，综合提升了复相钢的扩孔性能，且本发明复相钢中贝氏体组织体积分数为5～10％、马氏体体积分数为70～85％和铁素体体积分数为5～10％。
(2)本发明设计的复相钢因为同时具备贝氏体、马氏体和少量铁素体等微观组织，保证了钢板在具备较高强度的同时，也具备较好的塑形和抗翻边性能；本发明的复相钢屈服强度达到700MPa以上，抗拉强度达到980MPa以上，伸长率8％以上，扩孔率15％以上。
附图说明
图1为本发明制备得到复相钢的金相组织图谱。
具体实施方式
为了更好地解释本发明，以下结合具体实施例进一步阐明本发明的主要内容，但本发明的内容不仅仅局限于以下实施例。
实施例1
本实施例提供了一种具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢，由如下质量百分比的化学组分构成：C：0.20％，Si：0.59％，Mn：2.1％，P：0.0047％；S：0.0022％，Als：0.036％，Nb：0.049％，Cr：0.551％，Ti：0.049％，余量为Fe及不可避免的杂质。
上述复相钢的生产方法，其步骤如下：
热轧轧制工艺：板坯加热温度为：1180℃；进行控制轧制，粗轧除磷道次≥3次；精轧开轧温度950℃；终轧温度：880℃；采用前段冷却，冷却速度30℃/s；卷取温度：650℃。
冷轧工艺：带钢酸洗时的酸液温度控制在70℃，冷轧总压下率为56％，冷轧后的带钢厚度控制在1.5mm。冷轧轧制后的钢板采用连续退火工艺，均热温度：840℃，缓冷段结束温度：650℃，快冷段结束温度：400℃；过时效温度：320℃，终冷段温度：120℃。
本实施制备得到复相钢的力学性能检验结果如表4所示，其屈服强度Rp 0.2＝845MPa，抗拉强度Rm＝1267MPa，伸长率A80mm＝9％。
如图1所示的金相组织图，本实施例制备的复相钢的微观组织主要为贝氏体、马氏体和少量铁素体组织。其中，贝氏体组织体积分数为5～10％、马氏体体积分数为70～85％和铁素体体积分数为5～10％，本发明复相钢的三种微观组织弥补了单纯的较多马氏体组织容易引起钢种在开孔部位易开裂，导致扩孔率不高的问题。保证了钢板在具备较高强度的同时，也具备较好的塑形和抗翻边性能。
实施例2～3所提供的具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢，由表1中所列质量百分比的化学组分构成(余量为Fe及不可避免的杂质)。其生产步骤与实施例1基本相同，不同之处在于表2列出的热轧轧制工艺参数。
表1本发明实施例1～实施例3的取值列表(％)
实施例 C Si Mn P S Als Nb Cr Ti
实施1 0.20 0.59 2.1 0.0047 0.0022 0.036 0.049 0.551 0.049
实施2 0.17 0.59 2.15 0.005 0.0029 0.037 0.052 0.55 0.050
实施3 0.18 0.34 2.15 0.012 0.002 0.057 0.044 0.48 0.034
对比1 0.12 0.16 2.1 0.033 0.035 0.4 0.023 0.12 0.16
对比2 0.15 0.52 2.5 0.034 0.035 0.6 0.041 0.15 0.52
表2本发明实施例1～实施例3的热轧轧制工艺参数列表
Figure BDA0001701875250000091
表3本发明实施例1～实施例3的冷轧工艺参数列表(一)
Figure BDA0001701875250000092
表4本发明实施例1～实施例3的力学性能检验结果列表(一)
Figure BDA0001701875250000093
由上述表1、表2、表3和表4可以得出，在发明成分范围之外的实例表明力学性能达不到980MPa级的复相钢要求，将会导致屈服强度偏低或者延伸率不足。
同时也可看出，热轧轧制工艺对最终的力学性能影响为较高的卷取温度会提升延伸率，除磷道次越多，表面质量越好。
按照表1中实施例3的质量百分比的化学组分构成，表2中实施例3的热轧轧制工艺参数，控制冷轧工艺参数不同如表5所示；
表5冷轧工艺参数列表(二)
Figure BDA0001701875250000101
表6力学性能检验结果列表(二)
Figure BDA0001701875250000102
由上述表5、表6可以得出，快冷结束温度越高过时效温度较高，扩孔率一般也越高，但会对屈服强度和抗拉强度带来下降的影响。
以上实施例仅为最佳举例，而并非是对本发明的实施方式的限定。除上述实施例外，本发明还有其他实施方式。凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案，均落在本发明要求的保护范围。

Claims (6)

1.一种具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢，其特征在于：它由如下质量百分比的各化学组分组成：
Figure FDA0002366779970000011
其余为Fe和不可避免的杂质；
所述冷轧复相钢的制备方法包括热轧轧制工艺制得原料卷，还包括对所述原料卷进行冷轧工艺，具体过程如下：
1)酸洗；将原料卷置于温度为70～90℃的酸液中进行酸洗；
2)冷轧；冷轧总压下率为56～72％，冷轧后的带钢厚度控制在1.0～2.0mm之间；
3)连续退火：控制均热温度：800～840℃，缓冷段结束温度：650～700℃，快冷段结束温度：380～460℃；过时效温度：320～430℃，终冷段温度：120～160℃；
所述热轧轧制工艺如下：
板坯加热温度：1180～1280℃；进行控制轧制，粗轧除磷道次≥3次；精轧开轧温度：950～1050℃；终轧温度：880～950℃；采用前段冷却，冷却速度≤30℃/S；卷取温度：650～720℃。
2.根据权利要求1所述具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢，其特征在于：所述化学组分中，C的质量百分比为0.17～0.18％。
3.根据权利要求1所述具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢，其特征在于：所述化学组分中，Si的质量百分比为0.50～0.80％。
4.根据权利要求1所述具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢，其特征在于：所述化学组分中，Ti的质量百分比为0.03～0.05％。
5.一种权利要求1～4中任意一项所述具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢的制备方法，包括热轧轧制工艺制得原料卷，其特征在于：还包括对所述原料卷进行冷轧工艺，具体过程如下：
1)酸洗；将原料卷置于温度为70～90℃的酸液中进行酸洗；
2)冷轧；冷轧总压下率为56～72％，冷轧后的带钢厚度控制在1.0～2.0mm之间；
3)连续退火：控制均热温度：800～840℃，缓冷段结束温度：650～700℃，快冷段结束温度：380～460℃；过时效温度：320～430℃，终冷段温度：120～160℃；所述热轧轧制工艺如下：板坯加热温度：1180～1280℃；进行控制轧制，粗轧除磷道次≥3次；精轧开轧温度：950～1050℃；终轧温度：880～950℃；采用前段冷却，冷却速度≤30℃/S；卷取温度：650～720℃。
6.根据权利要求5所述具有良好扩孔性能980MPa级冷轧复相钢的制备方法，其特征在于：所述步骤3)中，控制均热温度：840℃，缓冷段结束温度：650℃，快冷段结束温度：400℃；过时效温度：320℃，终冷段温度：120℃。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11220721B2 (en) 2017-01-20 2022-01-11 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Hot rolled flat steel product consisting of a complex-phase steel with a largely bainitic microstructure and method for manufacturing such a flat steel product
CN109913763B (zh) * 2019-03-25 2020-07-03 武汉钢铁有限公司 1000MPa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢及其制造方法
CN109988970B (zh) * 2019-04-01 2021-08-31 山东钢铁集团日照有限公司 一种具有不同屈强比的冷轧q&p980钢及其生产方法
CN110724877B (zh) * 2019-10-30 2021-05-28 鞍钢股份有限公司 一种汽车用1180MPa级高塑性贝氏体复相钢板及其制备方法
CN112126852A (zh) * 2020-09-03 2020-12-25 唐山钢铁集团有限责任公司 一种辊压成型用980MPa级冷轧复相钢及其制备方法
CN112048681B (zh) * 2020-09-07 2021-11-16 鞍钢股份有限公司 一种980MPa级高成形性冷轧DH钢及其制备方法
CN111979489B (zh) * 2020-09-07 2021-11-16 鞍钢股份有限公司 一种780MPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法
CN112442635B (zh) * 2020-11-13 2022-03-29 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 高性能800MPa级以上低合金高强钢板及其制备方法
CN113549823B (zh) * 2021-06-29 2022-09-16 鞍钢股份有限公司 一种低屈强比高扩孔率900MPa级热轧酸洗复相钢及其生产方法
CN115058648B (zh) * 2022-06-17 2023-09-05 河北普阳钢铁有限公司 一种1000MPa级冷轧热处理钢带及其制备方法
CN116162862B (zh) * 2023-03-22 2024-06-18 鞍钢股份有限公司 一种CSP生产的厚规格980MPa级热轧Q&P钢及其生产方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010111910A (ja) * 2008-11-06 2010-05-20 Jfe Steel Corp 強度変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法
CN106119716A (zh) * 2016-06-17 2016-11-16 首钢总公司 一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102021483B (zh) * 2010-12-06 2012-10-10 北京科技大学 一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢板及制备方法
CN103290202B (zh) * 2013-06-18 2015-02-25 首钢总公司 提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法
CN105803321B (zh) * 2016-03-23 2018-01-26 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种980MPa级含钒超细晶粒冷轧双相钢及其制备方法
CN107058869B (zh) * 2017-05-22 2019-05-31 钢铁研究总院 超低屈强比980MPa级冷轧双相钢及其制造方法
CN107513669B (zh) * 2017-07-20 2020-06-19 首钢集团有限公司 一种高强冷轧方矩形管用钢及其制造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010111910A (ja) * 2008-11-06 2010-05-20 Jfe Steel Corp 強度変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法
CN106119716A (zh) * 2016-06-17 2016-11-16 首钢总公司 一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法

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