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CN114807736A - 一种抗lme钢及抗lme钢板的制造方法 - Google Patents

一种抗lme钢及抗lme钢板的制造方法 Download PDF

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CN114807736A
CN114807736A CN202110081242.8A CN202110081242A CN114807736A CN 114807736 A CN114807736 A CN 114807736A CN 202110081242 A CN202110081242 A CN 202110081242A CN 114807736 A CN114807736 A CN 114807736A
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galvanizing
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Baoshan Iron and Steel Co Ltd
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Abstract

本申请提供一种抗LME钢，按质量百分比由以下合金元素组成，C：0.14～0.25％，Mn：1.8～2.8％，Si：0.2～0.6％，以及选自于下述合金元素的一种或多种，Al：0.03％至小于0.5％，Cr：0.01％至小于0.3％，Ti：0.005～0.06％，Nb：0.005～0.06％，V：0.005～0.06％，Mo：0.02～0.25％；余量为Fe及不可避免的杂质。本申请还提供一种抗LME钢板的制造方法包括下述步骤：1)冶炼、连铸；2)热轧；3)酸洗；4)冷轧；5)热镀锌再结晶淬火；6)冷却至室温；所述步骤5)依序包括加热、均热、缓冷、快冷和镀锌。改善目前热镀锌高强钢焊接的LME问题，且低成本、易焊接。

Description

一种抗LME钢及抗LME钢板的制造方法
技术领域
本发明属于热镀锌钢板技术领域，特别涉及一种抗LME钢及抗LME钢板的制造方法。
背景技术
汽车工业发展至今，双相钢依然是白车身上用量最大的先进高强钢。其中热镀锌双相钢因其具有优良的耐蚀性，多用于车身结构件和加强件。然而，在使用过程中，双相钢越来越难以满足复杂零件的冲压需求。虽然以QP钢(Quenching and Partitioning)和中锰钢为代表的第三代高强钢具有优异的成形性，但由于其热镀锌类产品在常规焊接条件下存在液态金属脆化(Liquid Metal Embrittlement，LME)现象，限制了其进一步应用。
传统热镀锌双相钢为了满足热镀锌产线的冷却速度，往往通过添加足量的Cr、Mo等合金元素来提高基板的淬透性，造成成本增加；且低碳使奥氏体稳定性不足，故传统热镀锌双相钢组织多为铁素体和马氏体。
公布号为US20150184274A1的美国申请公开了一种具有较高强高成形性的热镀锌钢板，但高Si的设计不利于改善目前热镀锌高强钢焊接的LME问题；若降低Si含量，则需要加入大量Al(>0.5wt％，重量百分比)，这提高了制造难度；并且贵合金元素Cr、Mo、V的加入也显著提高合金成本。即便采用该方法获得了优于传统热镀锌DP(Dual-Phase)钢的性能，但与本技术领域希望获得低成本、易焊接的合金的初衷不符。
发明内容
基于上述问题，本申请的第一目的在于提供一种抗LME钢，按质量百分比由以下化学元素组成，C：0.14～0.25％，Mn：1.8～2.8％，Si：0.2～0.6％，以及选自于下述化学元素的一种或多种，0.03％≤Al<0.5％，0.01％≤Cr<0.3％，Ti：0.005～0.06％，Nb：0.005～0.06％，V：0.005～0.06％，Mo：0.02～0.25％；余量为Fe及不可避免的杂质。该技术方案降低了合金成本，合理的合金元素比例改善钢的LME倾向。
具体地，在本申请的抗LME钢的化学元素组分设计中：
C：C影响钢的强塑性。C含量过低时，临界区淬火时形成的奥氏体含量较少，且奥氏体稳定性下降，难于保证强塑性；C含量过高时，钢的塑性和焊接性下降。因此，在本申请的技术方案中，C元素的质量百分含量控制在0.14～0.25％。
进一步地，C元素的质量百分含量控制在0.18～0.25％，该C配分提高了奥氏体的稳定性，使钢在变形过程中通过TRIP效应提高钢的加工硬化能力，进而改善成形性。
Mn：Mn可提高奥氏体稳定性，使C曲线右移，从而降低马氏体临界冷却速率。Mn含量过高，会影响基板焊接性和表面镀锌质量；Mn含量过低时，淬透性降低，强化作用减弱。因此，在本申请的技术方案中，Mn元素的质量百分含量控制在1.8～2.8％，进一步为2.0～2.6％。
Si：Si是铁素体固溶强化元素，可提高钢强度；同时，Si还可以促使C原子从铁素体向奥氏体富集，净化铁素体；抑制碳化物在镀锌温度析出，从而提高奥氏体稳定性；但Si含量过高时会直接影响可镀性和焊接性。因此，在本申请的技术方案中，Si元素的质量百分含量控制在0.2～0.6％。
在该技术方案中，由于C和Si元素的含量按质量百分比计满足4C+Si≤2.0％，在改善钢的LME倾向的同时，还保证了良好的焊接性能。
除C、Mn、Si外，本申请提供的抗LME刚还包括Al、Cr、Ti、Nb、V，Mo中的一种或多种，原因如下：
Al：Al元素作用与Si相似，可以有效抑制碳化物析出，提高奥氏体稳定性；同时，还可通过形成AlN钉扎晶界，细化晶粒。但钢液中铝元素含量过高容易产生连铸过程水口堵塞等问题，增加制造难度。在本申请中，Al元素的质量百分含量可以为0.03％≤Al<0.5％。
Cr：Cr可以细化晶粒组织和抑制热加工时晶粒粗化，且Cr是铁素体形成元素，可促进C向奥氏体扩散，提高奥氏体稳定性，降低淬火时临界冷却速度；但过高Cr含量会破坏钢的延展性。在本申请中，Cr的质量百分比可以为0.01％≤Cr<0.3％，进一步地，Cr的质量百分比可以为0.2～0.3％。
可选地，Si、Al、Cr的含量按质量百分比计，满足Si+Al+Cr≤1.1％，使钢板具有更好的可制造性的同时提高延展性。更进一步地，Al的质量百分比为0.03～0.4％。
Ti：Ti与C、N结合会形成Ti(C,N)、TiN和TiC，可细化铸态组织以及热加工时阻碍晶粒粗化。添加过量Ti会使成本增加，并使上述析出物含量和尺寸增加进而降低镀锌板的延展性。在本申请中，Ti的质量百分比可以为0.005～0.06％。
Nb：Nb会强烈抑制动态再结晶，并通过与C、N结合形成Nb(C,N)，可有效地抑制热加工过程中晶粒粗化，从而细化铁素体晶粒；但添加过量的Nb会恶化钢的热加工性能和钢板的韧性。在本申请中，Nb的质量百分比可以为0.005～0.06％，具体可为0.01～0.03％
Mo：Mo的作用与Cr相似，使珠光体和贝氏体C曲线右移，提高淬透性；同时Mo可显著提高强度，且不会影响表面镀锌质量，但其价格昂贵。在本申请中，Mo的质量百分比可以为0.02～0.25％。
V：V在热镀锌双相钢中主要以VC形式存在，通过其钉扎晶界细化晶粒和铁素体中弥散析出强化提高钢的强度和韧性，但是添加V增加了钢的成本。在本申请中，V质量百分比可以为0.005～0.06％，具体可为0.02～0.04％。
进一步地，在本申请的抗LME钢的化学元素组成中，P、S、N作为不可避免的杂质，应控制其含量为P≤0.02％，S≤0.01％，N≤0.008％。
进一步地，抗LME钢的微观组织按体积分数包括10～30％的铁素体、40～70％的马氏体和5～15％的残余奥氏体，并且上述三种微观组织的体积分数达到65％以上，优选为70％以上；抗LME钢中的其他微观组织，例如为少量的贝氏体和析出强化相。该技术方案在由铁素体和马氏体组成的传统双相钢的基础上引入奥氏体，在等强度情况下，使材料均匀延伸率大幅提升，提高了热镀锌双相钢的成形性，可用于汽车结构件、防撞件等。
进一步地，钢的屈服强度≥600MPa、抗拉强度≥980MPa、延伸率A80≥14％(断裂延伸率)。具体地，屈服强度为600MPa～850MPa，抗拉强度为980MPa～1180MPa。
本发明的另一目的在于提供一种抗LME钢板的制造方法，该抗LME钢板按质量百分比由以下化学元素组成，C：0.14～0.25％，Mn：1.8～2.8％，Si：0.2～0.6％，以及选自于下述合化学素的一种或多种，0.03％≤Al<0.5％，0.01％≤Cr<0.3％，Ti：0.005～0.06％，Nb：0.005～0.06％，V：0.005～0.06％，Mo：0.02～0.25％；余量为Fe及不可避免的杂质。制造方法包括下述步骤：1)冶炼、连铸；2)热轧；3)酸洗；4)冷轧；5)热镀锌再结晶淬火；6)冷却至室温；所述步骤5)依序包括加热、均热、缓冷、快冷和镀锌的步骤，缓冷步骤中，钢板以2～20℃/秒的缓冷速率从均热温度冷却至中间温度，中间温度高于640℃；在快冷步骤中，钢板以20～80℃/秒的快冷速率从中间温度冷却至250～350℃的快冷终冷温度，并保温10～120秒。
该技术方案是针对本申请提供的上述任一技术方案中的抗LME钢的化学元素组成，设计的抗LME钢板的制造方法。缓冷步骤能够避免在均热步骤中形成的奥氏体分解，使淬火热处理顺利从均热步骤过渡到快冷步骤，并能维持冷轧钢板的板形；选取快冷速率20～80℃/秒，能尽量减少钢板基体在快冷步骤中的奥氏体分解，并在250～350℃、保温10～120秒的条件下形成足量的马氏体。
进一步地，在均热步骤中，均热温度为780～850℃，均热时间为30～240秒(s)。如果均热温度低于780℃，均热时间短于30s，钢板基体组织不能获得足量奥氏体，或钢板基体碳化物不能完全溶解以形成奥氏体颗粒；均热温度高于850℃，均热时间长于240s，均热处理后钢板中奥氏体含量显著增加，奥氏体C含量显著降低，且形成的奥氏体和铁素体晶粒粗化。
进一步地，在加热步骤中，以1～20℃/秒的速率加热至均热温度，控制加热步骤的露点温度为-50～20℃。
进一步地，在快冷步骤之后，将钢板升温至440～500℃进行镀锌，镀锌步骤的镀锌温度为440～500℃，镀锌时间为5～200s。该技术方案可使马氏体中的C向相邻奥氏体中富集，提高奥氏体稳定性，同时可伴随弥散强化相的析出而进一步强化基体，并且避免镀锌时间过长导致马氏体回火、奥氏体分解及析出相粗化，从而引起强塑性恶化。
进一步地，在步骤2)中，采用1200～1280℃加热连铸板坯，保温0.5～4小时，终轧温度≥850℃，具体为850℃～1000℃；并在低于650℃下卷取热轧板，具体为400℃～650℃；在步骤4)中，冷轧变形量为35～75％；在步骤6)中，将钢板以不小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。
进一步地，形成的抗LME钢板的每一侧的镀层厚度为20～80μm。
进一步地，形成的抗LME钢板的微观组织按体积分数包括10～30％的铁素体、40～70％的马氏体和5～15％的残余奥氏体，并且上述三种微观组织的体积分数达到65％以上，优选为70％以上。
进一步地，形成的抗LME的钢板的屈服强度≥600MPa、抗拉强度≥980MPa、延伸率A80≥14％(断裂延伸率)。具体地，抗LME的钢板的屈服强度为600MPa～850MPa，抗拉强度为980MPa～1180MPa。
本申请的有益效果为：
(1)通过适当提高C含量，降低Cr、Mo等合金元素的含量，不但降低了合金成本，还改善了可制造性，具有较好的推广应用前景。
(2)本申请提供的抗LME钢板具有良好的焊接性能。
(3)通过本申请提供的工艺，在快冷步骤中形成的硬相马氏体在随后镀锌步骤中软化，降低了铁素体和马氏体之间强度差，有益于塑性提高；同时镀锌步骤的设计也使奥氏体富碳，最终存在于室温条件下的组织中。在钢板变形过程中通过残余奥氏体的TRIP作用提高钢板的加工硬化能力，提高钢板的强塑性，从而改善钢板的成形性。
附图说明
下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细地说明：
图1是本申请步骤5)的工艺的曲线示意图；
图2是本申请生产的抗LME钢板的微观组织金相图；
图3是本发明实施例10在给定焊接工艺下的焊缝组织；
图4是对比例边部LME裂纹示意图。
具体实施方式
以下由特定的具体实施例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭示的内容轻易地了解本发明的其他优点及功效。虽然本发明的描述将结合较佳实施例一起介绍，但这并不代表此发明的特征仅限于该实施方式。恰恰相反，结合实施方式作发明介绍的目的是为了覆盖基于本发明的权利要求而有可能延伸出的其它选择或改造。为了提供对本发明的深度了解，以下描述中将包含许多具体的细节。本发明也可以不使用这些细节实施。此外，为了避免混乱或模糊本发明的重点，有些具体细节将在描述中被省略。需要说明的是，在不冲突的情况下，本发明中的实施例及实施例中的特征可以相互组合。
如果质量百分含量或其他数值或参数是以范围、优选范围、或一系列上限与下限表示，则其应理解成是本文已特定公开了由任意一对该范围的上限或优选值或较佳值与该范围的下限或优选值或较佳值构成的所有范围，不论这些范围是否有分别公开。此外，本文中若提到数值的范围时，除非另有说明，否则该范围应包括其端点以及范围内的所有整数与分数。
为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合附图对本发明的实施方式作进一步地详细描述。
步骤1)：按照表1所示的各钢料和对比材的组分冶炼、连铸成铸坯；
其中，钢料按质量百分比计的组成为：C：0.14～0.25％，Mn：1.8～2.8％，Si：0.2～0.6％，以及选自于下述合金元素的一种或多种，0.03％≤Al<0.5％，Cr：0.01％≤Cr<0.3％，Ti：0.005～0.06％，Nb：0.005～0.06％，V：0.005～0.06％，Mo：0.02～0.25％；余量为Fe及不可避免的杂质。该化学元素组分设计减少了Cr和Mo的使用，降低了合金成本，合理的合金元素比例改善钢的LME倾向。
可选地，C含量按质量百分比计为0.18～0.25％，该C配分提高了奥氏体的稳定性，使钢板在变形过程中通过TRIP效应提高钢的加工硬化能力，进而改善成形性。
可选地，Mn含量按质量百分比计为2.0～2.6％。
在上述方案中，C和Si的含量按质量百分比计满足4C+Si≤2.0％，保证了良好的焊接性能。
可选地，Si、Al、Cr的含量按质量百分比计，满足Si+Al+Cr≤1.1％，能够使钢板具有更好的可制造性的同时提高延展性。
表1
C Mn Si Nb Ti V Al Cr Mo
对比材 0.19 2.0 1.5 0.02 0.03
钢料1 0.14 2.0 0.4 0.03 0.02 0.2 0.23
钢料2 0.16 2.0 0.6 0.20
钢料3 0.16 2.2 0.5 0.01 0.01 0.20
钢料4 0.21 2.2 0.4 0.04 0.02 0.1 0.25
钢料5 0.20 2.6 0.3 0.02 0.05 0.4 0.05
钢料6 0.18 2.4 0.5 0.04 0.02 0.25
钢料7 0.20 2.6 0.3 0.03 0.04 0.2 0.3 0.05
钢料8 0.23 2.2 0.2 0.03 0.04 0.4 0.2 0.05
单位：质量百分比
步骤2)热轧：采用1200～1280℃加热连铸板坯，保温0.5～4小时，终轧温度≥850℃，具体为850℃～1000℃；在低于650℃下卷取热轧板，具体可400℃～650℃。
具体地，在1200～1280℃再加热温度下保温不小于1小时后，在850℃以上的终轧温度完成热轧精轧，热轧板的厚度约为3.6mm；将热轧钢板快速冷却至450～600℃温度下保温1小时以模拟卷取过程，然后随炉冷却至室温。
步骤3)酸洗：对步骤2)得到的产品进行酸洗。
步骤4)冷轧：对经酸洗后的钢板施以冷轧变形，冷轧变形量为35～75％，冷轧压下量介于50～70％。
步骤5)热镀锌再结晶淬火：依序包括加热、均热、缓冷、快冷和镀锌。图1示出了本申请步骤5)的工艺的曲线示意图。
加热：以1～20℃/秒的升温速率V1加热至均热温度Tl，控制加热步骤的露点温度为-50～20℃，进一步可为-10～-20℃。具体地，V1＝5℃/s。
均热：均热温度Tl＝780～850℃；均热时间为t1＝30～240秒；如果均热温度低于780℃，均热时间短于30s，钢板基体组织不能获得足量奥氏体，或钢板基体碳化物不能完全溶解以形成奥氏体颗粒。均热温度高于850℃，均热时间长于240秒，均热处理后钢板中奥氏体含量显著增加，奥氏体C含量显著降低，且形成的奥氏体和铁素体晶粒粗化。进一步地，Tl＝800～830，t1＝70～120s，再进一步为t1＝80～100s。
缓冷：将均热处理后的钢板以2～20℃/秒的缓冷速率V2从均热温度冷却至中间温度T2，T2>640℃。具体地，V2＝5℃/s，T2＝650～750℃。能够避免均热步骤中形成的奥氏体分解，使淬火热处理顺利从均热步骤过渡到快冷步骤，并能维持冷轧钢板的板形。
快冷：钢板以20～80℃/秒的快冷速率V3冷却至快冷终冷温度T3＝250～350℃，并保温t3＝10～120s，进一步地，V3＝20～40℃/秒，采用该方案能够尽量减少钢板基体在快冷步骤中的奥氏体分解，并形成足量的马氏体。
镀锌：经快冷处理后的钢板快速升温至镀锌温度T4＝440～500℃，镀锌时间t4＝5～200s，可使马氏体中的C向相邻奥氏体中富集，提高奥氏体稳定性，同时可伴随弥散强化相的析出而进一步强化基体，并且避免镀锌时间过长导致马氏体回火、奥氏体分解及析出相粗化而恶化钢板的强塑性；进一步地，T4＝460～490℃，t4＝10～80秒，再进一步地，T4＝440～480℃，t4＝25～40s。
6)冷却至室温：镀锌结束后，钢板以不小于20℃/s的速率冷却至室温。
表2示出本申请对比例及各实施例的主要工艺参数：
表2
Figure BDA0002909181760000071
Figure BDA0002909181760000081
通过上述实施例得到的抗LME的钢板每一侧的镀层厚度为20～80μm。如图2所示，抗LME的钢板的微观组织主要由铁素体、马氏体和残余奥氏体组成，也可包括少量的贝氏体和析出强化相。
本申请的实施方式利用残余奥氏体在变形过程中发生TRIP效应，提供持续的加工硬化，从而提高钢板强塑性和改善成形性，其屈服强度≥600MPa、抗拉强度≥980MPa、断裂延伸率A80≥14％，该拉伸力学性能的测试应用JIS 13a标准，使用标距为80mm的板拉试样。各实施例的力学性能如表3所示：
表3
Figure BDA0002909181760000082
表4为实施例10对应的热镀锌板的焊接出现飞溅的焊接工艺参数：
表4
Figure BDA0002909181760000083
Figure BDA0002909181760000091
图3示出实施例10镀锌板在表4参数下的焊缝金相组织，无LME裂纹。图4是对比例边部LME裂纹示意图，焊缝表面有大量LME裂纹产生。
虽然通过参照本发明的某些优选实施方式，已经对本发明进行了图示和描述，但本领域的普通技术人员应该明白，以上内容是结合具体的实施方式对本发明所作的进一步详细说明，不能认定本发明的具体实施只局限于这些说明。本领域技术人员可以在形式上和细节上对其作各种改变，包括做出若干简单推演或替换，而不偏离本发明的精神和范围。

Claims (14)

1.一种抗LME钢，其特征在于，按质量百分比由以下化学元素组成，
C：0.14～0.25％，Mn：1.8～2.8％，Si：0.2～0.6％，以及
选自于下述化学元素中的一种或多种，0.03％≤Al<0.5％，0.01％≤Cr<0.3％，Ti：0.005～0.06％，Nb：0.005～0.06％，V：0.005～0.06％，Mo：0.02～0.25％；
余量为Fe及不可避免的杂质。
2.如权利要求1所述的抗LME钢，其特征在于，按质量百分比计，C元素的含量为0.18～0.25％和/或Mn元素的含量为2.0～2.6％。
3.如权利要求1所述的抗LME钢，其特征在于，按质量百分比计，Si、Al、Cr的含量满足Si+Al+Cr≤1.1％。
4.如权利要求1所述的抗LME钢，其特征在于，按质量百分比计，包括Al：0.03～0.4％，Cr：0.2～0.3％，Nb：0.01～0.03％，V：0.02～0.04％中的一种或多种。
5.如权利要求1～4中任一项所述的抗LME钢，其特征在于，所述抗LME钢的微观组织按体积分数包括10～30％的铁素体、40～70％的马氏体和5～15％的残余奥氏体。
6.如权利要求1～4中任一项所述的抗LME钢，其特征在于，所述抗LME钢的屈服强度≥600MPa、抗拉强度≥980MPa、延伸率A80≥14％。
7.一种抗LME钢板的制造方法，所述抗LME钢板按质量百分比由以下化学元素组成，C：0.14～0.25％，Mn：1.8～2.8％，Si：0.2～0.6％，以及选自于下述化学元素的一种或多种，0.03％≤Al<0.5％，Cr：0.01％≤Cr<0.3％，Ti：0.005～0.06％，Nb：0.005～0.06％，V：0.005～0.06％，Mo：0.02～0.25％；余量为Fe及不可避免的杂质；
所述制造方法包括下述步骤：1)冶炼、连铸；2)热轧；3)酸洗；4)冷轧；5)热镀锌再结晶淬火；6)冷却至室温；
所述步骤5)依序包括加热、均热、缓冷、快冷和镀锌的步骤，所述缓冷步骤中，钢板以2～20℃/秒的缓冷速率从均热温度冷却至中间温度，所述中间温度>640℃；在所述快冷步骤中，钢板以20～80℃/秒的快冷速率从所述中间温度冷却至快冷终冷温度250～350℃，并保温10～120秒。
8.如权利要求7所述的抗LME钢板的制造方法，其特征在于，在所述均热步骤中，均热温度为780～850℃，均热时间为30～240秒。
9.如权利要求7所述的抗LME钢板的制造方法，其特征在于，在所述加热步骤中，加热速率为1～20℃/秒，露点温度为-50～20℃。
10.如权利要求7所述的抗LME钢板的制造方法，其特征在于，在所述镀锌步骤中，镀锌温度为440～500℃，镀锌时间为5～200s。
11.如权利要求7所述的抗LME钢板的制造方法，其特征在于，在所述步骤2)中，采用1200～1280℃加热连铸板坯，保温0.5～4小时，终轧温度≥850℃，随后在低于650℃下卷取热轧板；在所述步骤4)中，冷轧变形量为35～75％；在所述步骤6)中，将钢板以不小于20℃/s的冷却速率冷却至室温。
12.如权利要求7所述的抗LME钢板的制造方法，其特征在于，形成的抗LME钢板的每一侧的镀层厚度为20～80μm。
13.如权利要求7所述的抗LME钢板的制造方法，其特征在于，形成的抗LME钢板的微观组织按体积分数包括10～30％的铁素体、40～70％的马氏体和5～15％的残余奥氏体。
14.如权利要求7所述的抗LME钢板的制造方法，其特征在于，形成的抗LME钢板的屈服强度≥600MPa、抗拉强度≥980MPa、延伸率A80≥14％。
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115558844A (zh) * 2022-09-15 2023-01-03 首钢集团有限公司 1180MPa级钢材、镀锌钢及其制备方法、汽车配件

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103805840A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法
WO2017125809A1 (en) * 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
CN108431248A (zh) * 2015-12-21 2018-08-21 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有改善的延展性和可成形性的高强度钢板的方法和所获得的钢板
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CN111748745A (zh) * 2019-03-29 2020-10-09 宝山钢铁股份有限公司 780MPa级具有较高成形性的冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN111748746A (zh) * 2019-03-29 2020-10-09 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级TRIP型冷轧热镀锌双相钢及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103805840A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性热镀锌超高强度钢板及其制造方法
CN108431248A (zh) * 2015-12-21 2018-08-21 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有改善的延展性和可成形性的高强度钢板的方法和所获得的钢板
WO2017125809A1 (en) * 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
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CN111748746A (zh) * 2019-03-29 2020-10-09 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级TRIP型冷轧热镀锌双相钢及其制造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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