CN100339500C - 超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品 - Google Patents

超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品 Download PDF

Info

Publication number
CN100339500C
CN100339500C CNB02816962XA CN02816962A CN100339500C CN 100339500 C CN100339500 C CN 100339500C CN B02816962X A CNB02816962X A CN B02816962XA CN 02816962 A CN02816962 A CN 02816962A CN 100339500 C CN100339500 C CN 100339500C
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
described matrix
steel
cooled
composition
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.)
Expired - Lifetime
Application number
CNB02816962XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN1633514A (zh
Inventor
S·范德普特
C·麦斯普隆特
S·雅克布斯
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.)
Sidmar SA
Original Assignee
Sidmar SA
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=8185014&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN100339500(C) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Sidmar SA filed Critical Sidmar SA
Publication of CN1633514A publication Critical patent/CN1633514A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN100339500C publication Critical patent/CN100339500C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Electroplating And Plating Baths Therefor (AREA)

Abstract

本发明涉及一种钢组成、一种制备具有所述组成的钢产品的方法，以及所述钢产品本身。根据本发明，制备出一种冷轧、还可能热浸镀锌的钢薄板，该薄板的厚度小于1mm，并且，依据处理参数，其抗拉强度为800-1600MPa，而A80延伸率为5-17%。对所述组成进行控制，以便可以获得上述高强度值，而同时又保持良好的成型性能以及镀锌后具有最佳的镀层质量。本发明同样涉及厚度较厚(典型地约2mm)并且镀锌后镀层质量优异，但具有相同组成的热轧产品。

Description

超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品
发明领域
本发明涉及一种超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及所述方法的最终产品。
现有技术状态
在汽车工业领域需要减重，这意味着需要使用强度更高的材料，才能够既减小部件的厚度，而同时又不会放弃安全以及功能上的要求。具有良好成型性的超高强度钢(UHSS)薄板产品能够解决这一问题。
有几个文献介绍了这种UHSS产品。更具体地，文献DE19710125介绍了一种制备高强度延性钢带(高于900MPa)的方法，该钢带的组成(以％(质量)计)为：0.1-0.2％C，0.3-0.6％Si，1.5-2.0％Mn，最多0.08％P，0.3-0.8％Cr，最多0.4％Mo，最多0.2％Ti和/或Zr，最多0.08％Nb。该材料以热轧带材的形式生产。但是，这种方法的缺点是当厚度较小(例如小于2mm)时，轧制力急剧增大，这就对能够生产的可能尺寸带来了限制。带来这一限制的原因在于这种材料不仅其最终产品的强度非常高，而且在热轧机终轧机组的工作温度下强度也很高。而且，众所周知，由于Si的氧化物的存在，Si含量高会带来例如表面质量的问题，因为这类氧化物在酸洗之后会产生不规则并且粗糙度很大的表面。另外，从腐蚀保护的角度考虑，对这种Si含量高的基体热浸镀锌，一般会导致其表面外观达不到汽车应用的要求，而且，在表面上存在裸露斑点的危险很大。
文献JP09176741介绍了一种均匀性和疲劳性能优异的高韧性热轧钢带的生产方法。该钢的组成中含有(以％(质量)计)：＜0.03％C，＜0.1％Al，0.7-2.0％Cu，0.005-0.2％Ti，0.0003-0.0050％B以及＜0.0050％N。该热轧产品的组织中，贝氏体的体积百分数大于95％，马氏体的体积百分数＜2％。该发明的缺点在于：除了上述在热轧带材轧机上能够生产的厚度受到限制以外，它还使用了相当数量的Cu作为合金元素。该元素仅仅用于特定产品，而且，在例如汽车领域中的深冲钢、结构钢以及传统高强度钢所用组成中一般不使用此元素。因此，如果多数产品要求Cu含量必须限制在低的杂质水平，则Cu的存在会使得废料的后勤管理以及炼钢厂管理更加困难。此外，已知铜显著降低焊后热影响区的韧性，因此，会损害焊接性能。铜通常还与热脆性问题有关。
文献EP0019193介绍了一种制造双相钢的方法，该钢包含大部分是细晶粒的铁素体，马氏体晶粒分散其中。其组成含有：0.05-0.2％C，0.5-2.0％Si，0.5-1.5％Mn，0-1.5％Cr，0-0.15％V，0-0.15％Mo，0-0.04％Ti，0-0.02％Nb。所述钢的制备过程是：在800-650℃温度范围内，将卷取的热轧钢带保持一分钟以上，松开钢带，并且，以超过10℃/s的速度将钢带冷却至450℃以下。该文献指出：通过使马氏体的量由5％增至25％，则抗拉强度可以在400MPa至1400MPa之间变化，而延伸率在40％至10％之间。其缺点还是所考虑的仅仅是热轧产品，以及，Si含量高，这会带来热浸镀锌方面的问题。
文献EP861915介绍了一种高韧性高抗拉强度钢及其生产方法。抗拉强度不低于900MPa，而且，组成中含有(以％(质量)计)：0.02-0.1％C，Si＜0.6％，Mn 0.2-2.5％，1.2＜Ni＜2.5％，0.01-0.1％Nb，0.005-0.03％Ti，0.001-0.006％N，0-0.6％Cu，0-0.8％Cr，0-0.6％Mo，0-0.1％V。还考虑了硼的添加。该钢的显微组织可以是一种由马氏体(M)与下贝氏体(LB)构成的混合组织，这种混合组织在显微组织的比例至少90％(体积)，LB在混合组织中的比例至少2％(体积)，原始奥氏体晶粒的纵横比不小于3。所述钢的制备过程包括：将钢坯加热至1000-1250℃；将钢坯轧制成钢板，使奥氏体在非再结晶温度区的累计压下比不低于50％；在高于Ar3点的温度下终止轧制；以及，以10-45℃/s的冷却速度，将钢板从高于Ar3点的温度冷却至不高于500℃的温度下，所述冷却速度是从钢板厚度方向的中心处测得的。该发明的缺点是添加了相当多的Ni，这在传统的碳钢制造厂是极少使用的(这会带来与在前述引用文献中的Cu相同的废料管理问题)，此外，该发明仅限于热轧。
文献WO9905336介绍了一种具有较高韧性的可焊接含硼超高强度钢。抗拉强度至少900MPa，显微组织主要包含细晶粒的下贝氏体、细晶粒的板条马氏体或者它们的混合物。组成中含有(以％(质量)计)：约0.03-0.10％C，约1.6-2.1％Mn，约0.01-0.10％Nb，约0.01-0.10％V，约0.2-0.5％Mo，约0.005-0.03％Ti，约0.0005-0.0020％B。该含硼钢还含有至少一种如下添加元素：(i)0-约0.6wt％Si，(ii)0-约1.0wt％Cu，(iii)0-约1.0wt％Ni，(iv)0-约1.0wt％Cr，(v)0-约0.006wt％Ca，(vi)0-约0.06wt％Al，(vii)0-约0.02wt％REM，以及(viii)0-约0.006wt％Mg。该方法再次仅限于热轧，之后，淬火至淬火停止温度并且随后空冷。由于使用了较高含量的Mo和V，因此，其成分上的费用也相当高。
发明目的
本发明的目的是提供一种超高强度钢(UHSS)产品，该产品的制备过程为：冷轧并退火，以及，可能地，随后电镀锌或者热浸镀锌，以便能够获得具有通过热轧不能够或者很难于生产的低厚度的UHSS产品。
另一个目的是提供一种超高强度钢产品，该产品通过热轧和酸洗制备而成，可以进行热浸镀锌处理，仍然同时保持超高的强度性能和良好的腐蚀防护能力。
发明概述
本发明涉及一种意图在包括至少一个热轧步骤的方法中使用的超高强度钢组合物，所述组合物的特征在于下述含量：
-C：1000-2500ppm
-Mn：12000-20000ppm
-Si：1500-3000ppm
-P：100-500ppm
-S：最多50ppm
-N：最多100ppm
-Al：最多1000ppm
-B：10-35ppm
-Ti因数＝Ti-3.42N+10：0-400ppm
-Nb：200-800ppm
-Cr：2500-7500ppm
-Mo：1000-2500ppm
-Ca：0-50ppm
余者主要是铁以及附带的杂质。
三个特定实施方案均涉及同样的组成，但是，它们具有三种不同的碳的子范围，分别为：1200-2500ppm，1200-1700ppm和1500-1700ppm。
同样地，两个特定的实施方案涉及同样的组成，但是它们的磷的子范围分别为：200-400ppm和250-350ppm。
最后，再有两个特定的实施方案涉及同样的组成，但是，它们的Nb的子范围分别为：250-550ppm和450-550ppm。
根据另一个实施方案，本发明涉及一种意图在包括至少一个热轧步骤的方法中使用的超高强度钢组合物，所述组合物的特征在于下述含量：
-C：1000-2500ppm
-Mn：12000-20000ppm
-Si：1500-3000ppm
-P：500-600ppm
-S：最多50ppm
-N：最多100ppm
-Al：最多1000ppm
-B：10-35ppm
-Ti因数＝Ti-3.42N+10：0-400ppm
-Nb：200-800ppm
-Cr：2500-7500ppm
-Mo：1000-2500ppm
-Ca：0-50ppm
余者主要是铁以及附带的杂质。
本发明还涉及一种所述组合物，其中，磷含量为500-600ppm，碳含量为1200-2500ppm。在同样组成的另一个实施方案中，碳的范围为1200-1700ppm。在又一个实施方案中，碳的范围为1500-1700ppm。
同样地，在磷含量为500-600ppm的组成中，根据一个实施方案，Nb的范围可以为250-550ppm，或者根据另一个实施方案，其范围为450-550ppm。
本发明同样涉及一种制备超高强度钢产品的方法，其包括如下步骤：
-制备具有根据本发明组成的钢坯，
-热轧所述钢坯，其中，终轧温度高于Ar3温度，形成热轧后的基体，
-冷却至卷曲温度的步骤，
-在450-750℃卷曲温度CT下卷曲所述基体，
-酸洗所述基体，除掉氧化物。
根据一个实施方案，所述卷曲温度高于贝氏体开始形成温度Bs。
本发明的方法可以进一步包括在所述热轧步骤之前，将所述钢坯重新加热至至少1000℃的步骤。
根据本发明的第一个实施方案，所述方法还包括如下步骤：
-在480-700℃温度下保温所述基体，时间不超过80秒，
-以高于2℃/s的冷却速度，将所述基体冷却至锌镀液的温度，
-在所述锌镀液中，对所述基体进行热浸镀锌处理，
-以高于2℃/s的冷却速度，最后冷却至室温。
对根据本发明的热轧后的基体也可以进行最大压下量为2％的光整冷轧(skinpass)处理。热轧后的基体可以进行一个电镀镀锌的处理步骤，代替热浸镀锌处理。
根据第二个实施方案，所述方法进一步包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在不超过720-860℃最大保温温度的温度下，对所述基体进行退火，
-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至最高为200℃的温度下，
-以大于2℃/s的冷却速度最后冷却至室温。
另一种方法是，在所述第二个实施方案中，所述退火步骤之后可以进行：
-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至最高为460℃的温度下，
-在所述最高为460℃的温度下保温所述基体，时间少于250秒，
-以大于2℃/s的冷却速度最后冷却至室温。
根据第三个实施方案，所述方法进一步包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在不超过720-860℃最大保温温度的温度下，对所述基体进行退火，
-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至锌镀液的温度，
-在所述锌镀液中，对所述基体进行热浸镀锌处理
-以大于2℃/s的冷却速度最后冷却至室温。
对根据本发明的冷轧后的基体也可以进行最大压下量为2％的光整冷轧处理。冷轧后的基体可以进行一个电镀镀锌的处理步骤，而不是进行热浸镀锌处理。
本发明同样涉及根据本发明的方法制备的钢产品，其包含至少贝氏体相和/或马氏体相，并且，其中，相分布使贝氏体与马氏体两相之和大于35％。在一个优选方案中，所述钢产品的抗拉强度高于1000MPa。
本发明还涉及根据包括一个冷轧步骤的本发明方法制备的钢产品，所述产品的屈服强度为350-1150MPa，抗拉强度为800-1600MPa，延伸率A80为5-17％。所述产品优选是一种厚度可以为0.3-2.0mm的薄钢板。
本发明同样涉及根据包括一个热轧步骤但不是一个冷轧步骤的本发明方法制备的钢产品，所述产品的屈服强度为550-950MPa，抗拉强度为800-1200MPa，延伸率A80为5-17％。
根据本发明的钢产品可以在其纵向与横向均具有高于60MPa的烘烤硬化值(bake hardening)BH2。
附图简述
图1展示的是根据本发明的热轧产品的显微组织总貌。
图2展示的是图1产品显微组织细节的实例。
图3和图4展示的是根据本发明的冷轧并退火后的产品的显微组织。
优选实施方案详述
根据本发明，提出了一种超高强度钢产品，其具有下述组成。采用所指定的最广泛组成范围，再结合适当的处理参数，将能够获得具有所要求的多相显微组织、良好焊接性以及优异机械性能，例如800-1600MPa抗拉强度的产品。优选组成范围涉及更窄的机械性能范围，例如1000MPa的保证最低抗拉强度，或者涉及对焊接性的更严格要求(C的最大范围，参见下一段)。
C：1000-2500ppm。第一个优选子范围是1200-2500ppm。第二个优选子范围是1200-1700ppm。第三个优选子范围是1500-1700ppm。需要碳含量满足最低值，以确保强度水平，因为碳是淬硬性最重要的元素。加以权利要求的最大范围与焊接性能有关。通过示例性组合物A，B和C(表1，13，14，15)来说明C对机械性能的影响。
Mn：12000-20000ppm，更优选为15000-17000ppm。添加Mn是为了以低成本来提高淬透性，但其被限制在加以权利要求的最大范围内，以确保可镀覆性能。Mn还通过固溶强化来提高强度。
Si：1500-3000ppm，优选2500-3000ppm。已知Si能够增大碳在奥氏体中的重新分布速度并且延缓奥氏体的分解。它抑制碳化物的形成并且有助于提高总的强度。加以权利要求的最大范围与实施热浸镀锌的能力，更具体地，与润湿性、镀层结合性以及表面外观有关。
P：根据本发明的第一个实施方案，P含量为100-500ppm。第一个优选子范围是200-400ppm。第二个优选子范围是250-350ppm。P通过固溶强化来提高总体强度性能，而且，与Si类似，它也能够在发生最终转变之前稳定奥氏体相。
根据本发明的第二个实施方案，P含量为500-600ppm，还应结合在本说明书中提及的本发明其它合金元素的范围。
示例性组合物D和E(表16/17)说明了P对机械性能的影响。
S：低于50ppm。必须限制S含量，因为引入量太高可能会损害成型性能；
Ca：0-50ppm。钢必须进行Ca处理，以便使残余的硫结合在球状CaS而不是MnS中，因为MnS在轧制之后对变形性能有害(拉长的MnS容易导致裂纹萌生)。
N：低于100ppm。
Al：0-1000ppm。Al在添加Ti和Ca之前添加只是为了脱氧，这样，Ti和Ca就不会以氧化物形式流失，从而能够完成它们的预定作用。
B：10-35ppm，优选20-30ppm。为了能够达到高于1000MPa的抗拉强度，硼是一种重要的提高淬透性元素。在温度-时间-相变图中，硼非常有效地延缓铁素体转变时间。
Ti因数＝Ti-3.42N+10：0-400ppm，优选50-200ppm。添加Ti是为了将所有N固定，以使B能够充分发挥其作用。否则，部分B可能会结合在BN中，结果会损害淬透性。限制Ti的最大含量是为了限制含Ti-C析出物的量。这种析出物虽然会提高强度水平，但是也会过多降低成型性。
Nb：200-800ppm。第一个优选子范围是250-550ppm。第二个优选子范围是450-550ppm。Nb延缓奥氏体的再结晶，并且通过析出细小碳化物来限制晶粒长大。同B一起，它能够阻止大的Fe23(CB)6析出相在奥氏体晶界处长大，这样，B能够保持自由发挥其硬化作用。晶粒较小也有助于强度的提高，同时又能够在某种程度上保持良好的延性性能。在奥氏体非再结晶温度下，奥氏体中的应变发生积累，结果促进了铁素体形核。已发现将Nb含量增加至550ppm以上，不会再使强度提高。特别是在热轧机中，Nb含量较低具有轧制力较低的优点，这能够增大钢厂能够保证的尺寸范围。
Cr：2500-7500ppm，出于热浸镀锌性能考虑，优选2500-5000ppm，因为已知Cr＞0.5％时会通过在表面形成Cr的氧化物对润湿性造成损害。Cr降低贝氏体转变开始温度，并且，与B，Mo和Mn一起，将贝氏体区隔离。
Mo：1000-2500ppm，优选1600-2000ppm。Mo有助于强度的提高、降低贝氏体转变开始温度，并且减小贝氏体形成临界冷却速度。
组成中的余下成分基本是铁以及附带的杂质。
B，Mo和Cr(以及Mn)组合一起能够将贝氏体区隔离，对于热轧产品而言，这能够容易地获得主要组元为贝氏体的显微组织。为了将S最高含量限制在50ppm，以降低夹杂物数量，而且，为了阻止形成MnS，对该钢进行Ca-处理。然后，残留的Ca和S可能存在于球状CaS中。与MnS相比，这种球状CaS对变形性能损害小的多。此外，与现有钢相比，Si含量受到限制，这样能够确保具有该组成的热轧以及冷轧产品的热浸镀性能。
本发明同样涉及所述钢产品的生产方法。该方法包括如下步骤：
-制备具有例如如上所述的根据本发明组成的钢坯，
-如果必要，将所述钢坯重新加热至高于1000℃的温度，优选高于1200℃，以便使铌的碳化物溶解，这样，Nb能够充分发挥其作用。如果铸造之后，采用热轧装置进行在线轧制，则可能没有必要对钢坯重新加热。
-热轧所述钢坯，其中，热轧机最后机架(stand)上的终轧温度FT高于Ar3温度。如果必须增大热轧卷曲后的产品的A80延伸率(根据EN10002-1标准的拉伸试验测试)而又不改变抗拉强度，则优选采用较低的FT(但仍高于Ar3，例如750℃)。与FT为850℃相比，FT为750℃时，A80的相对增加值可达10％，但这是以采用更高的终轧力为代价的。
-典型地以40-50℃/s的冷速，冷却至卷曲温度CT，优选连续冷却至CT。也可以采用阶梯冷却方式。
-在450-750℃的卷曲温度CT下，采用热轧机对所述基体进行卷曲，其中，卷曲温度对热轧后的产品以及冷轧并退火后的产品的机械性能均有重要影响(参见实施例)。所有情形下，优选的最低卷曲温度都高于550℃，并且也高于贝氏体转变开始温度，这样，贝氏体转变就会完全发生在卷材中。对于本实施例的组成而言，如果终轧之后的冷却速度高于6℃/分，则贝氏体转变开始温度Bs≤550℃。刚刚高于贝氏体转变开始温度的卷曲温度(例如CT＝570-600℃)不会对热轧机带来任何工艺问题。在高于Bs的CT下卷曲能够确保在卷材中发生材料转变，而不是在输出辊道上转变。这样，贝氏体区的隔离能够提高该方法的适用性(robustness)，并且，因此能够在改变冷却条件时确保机械性能具有较高的稳定性。
-对基体酸洗，除掉氧化物。
根据本发明的第一个实施方案，所述这些步骤之后，还进行如下步骤：
-在480-700℃温度下，优选在低于或等于650℃的温度下保温所述基体，并且，时间不超过80秒，
-以高于2℃/s的冷却速度，冷却至锌镀液的温度，
-对所述热轧后的基体进行热浸镀锌处理，
-以高于2℃/s的冷却速度，最后冷却至室温，
-可能地，进行最大压下量为2％的光整冷轧。
如果厚度足够大，可以仅通过热轧制备所述材料，则可以对该热轧后的产品进行热浸镀锌处理，从而提供一种热浸镀锌的热轧成品。
根据第二个实施方案，所述酸洗步骤之后，还进行如下步骤：
-冷轧，使厚度减薄，减薄量例如为50％，
-在不超过720-860℃最大保温温度的温度下进行退火，
-以大于2℃/s的冷却速度冷却至最高为200℃的温度下，
-以大于2℃/s的冷却速度最后冷却至室温。或者，在退火步骤之后的所述冷却以大于2℃/s的冷却速度冷却至460℃或者更低的所谓过时效温度。在这种情况下，在开始最后冷却至室温之前，薄钢板在该温度下保持一定时间，典型地为100-200秒。
根据第三个实施方案，所述酸洗步骤之后，进行如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，减薄量例如为50％，
-在不超过720-860℃最大保温温度的温度下进行退火，
-以高于2℃/s的冷却速度，冷却至锌镀液的温度，
-热浸镀锌处理，
-最后冷却至室温。
根据第二个与第三个实施方案的方法均可以接着进行最大压下量为2％的光整冷轧。依据最初热轧薄板厚度和冷轧机以充分高的压下量进行冷轧的能力，冷轧之后本发明的钢基体的厚度可以低于1mm。因此，0.3-2.0mm的厚度是切实可行的。优选不采用拉伸矫直/光整冷轧，以便使材料具有较低的Re/Rm比以及较高的应变硬化潜力。
退火步骤期间优选的最高保温温度，取决于所采用的卷曲温度和所要获得的机械性能：卷曲温度较高导致热轧带材较软(这会增大冷轧压下量的最大值，该最大值可在具体冷轧机上给定)，而且，对于同样的保温温度和冷却速度，会降低拉伸强度水平(参见实施例)。对于同样的卷曲温度，在其他处理参数保持不变时，保温温度较高一般会提高抗拉强度水平。
如果产品不进行热浸镀锌处理，则可以镀覆一个电镀Zn镀层，以提高腐蚀保护性能。
所获得的热轧或者冷轧后的产品具有多相组织结构，其中存在铁素体、马氏体以及不同类型的可能的贝氏体，而且，室温下可能存在一些残余奥氏体。实施例中给出了具体机械性能与处理参数值之间的关系。
当卷曲温度低于680℃时，在进行的所有实验室试验和工业试用中，热轧后的产品均表现出一种连续屈服现象(不存在屈服点处的延伸率或Luders应变的屈服特性)，而且，这并没有采用光整冷轧。
同样，冷轧后的产品在所有的试验和检测中也表现出连续屈服特性，但是，一般地，其屈服强度与抗拉强度之比Re/Rm比热轧产品低(典型地，冷轧产品的Re/Rm为0.40-0.70，而热轧产品的Re/Rm为0.65-0.85)。这意味着该材料的特征在于高的应变硬化能力：开始塑性变形所必需的起始力可以保持在相当低的水平，这有利于材料的初始变形，但是，在进行某个百分比的变形之后，由于高加工硬化，材料已达到很高的强度水平。
最终的冷轧产品同时具有超高的强度和良好的延展性：依据工艺参数的特定值，可以制备出非镀覆、电镀或热浸镀锌的材料，它们的屈服强度Re可达350-1150MPa，抗拉强度Rm为800-1600MPa，延伸率A80为5-17％，而且，上述结果对在厚度甚至小于1.0mm的情况下也成立，而这种厚度在目前通常使用的热轧机上仅进行热轧是不可能达到的(机械性能根据标准EN10002-1测定)。冷轧的超高强度钢(基于其它组成)如今已在市场上销售，并且，一般具有高于1000MPa的抗拉强度Rm，由于例如Si含量高，这种钢不能进行热浸镀锌处理，或者，在强度水平相同的条件下，这种钢的延伸率比本发明的产品所获得的结果低。
此外，本发明的产品表现出很高的烘烤硬化潜力：横向以及纵向的BH0值均超过30MPa，而且，在两个方向上的BH2甚至超过100MPa(BH0和BH2均根据标准SEW094测定)。这意味着：对于未修整及涂漆的组装车身(body-in-white)应用场合而言，在油漆烘烤期间，所述材料甚至能够获得更高的屈服强度，从而提高了结构刚性。
卷曲之后获得的不同热轧态显微组织与使用的卷曲温度之间的关系能够实现在不发生开裂的情况下进行冷轧。这一点是预先未预料到，因为考虑到材料具有超高强度，而且由于这种超高强度，会致使变形能力下降。
关于方法的适用性，显然注意到：退火之后的冷却速度可以低至2℃/s，但仍然能够提供超高强度性能。这意味着：能够在性能完全不变的情况下，允许尺寸有很大变化(参见实施例)，因为在大多数情况下，尺寸大小决定退火之后的最大线速度和最大冷却速度。在例如具有由铁素体和马氏体构成的双相组织的传统高强度或者超高强度钢中，通常必须采用较高的冷却速度(典型地为20-50℃/s)，而且，可以制备的具有单一相类型(one single analysis)的尺寸范围更受限制。
当厚度较大不需要冷轧时，热轧酸洗后的产品本身就能够进行热浸镀锌处理，在仍然保持超高强度性能的同时，还具有腐蚀保护性能更好的优点。在例如CT＝585℃卷曲，但未进一步进行光整冷轧或拉伸矫直的未镀覆、已酸洗的热轧产品，其性能典型地为：Re 680-770MPa，Rm 1060-1090MPa，A80 11-13％，而热轧后的基体在通过一个热浸镀锌处理线(浸泡区温度例如为650℃)之后，其性能仍然是：Re 800-830MPa，Rm 970-980MPa，A80 10％((机械性能根据标准EN10002-1测定)。
当采用本发明的组成时，未遇到背景技术出版物中介绍的组合物所涉及的上述不同缺点：成本受到限制，原因是限制使用Mo和除去了V，未使用更多的在普通碳钢(非不锈钢)厂不常用的元素如Cu和Ni，而且，最重要地，为了确保热浸镀锌性能，对Si进行了限制。本发明的热浸镀锌的热轧钢表面质量足于用于汽车中不暴露的场合，而Si含量较高的基体一般会导致其表观质量不足于用于汽车场合，而且，表面上存在裸露斑点的危险较高。
关于本发明超高强度钢的焊接性能，点焊(例如，根据标准AFNOR A87-001采用十字拉伸试验进行评价)和激光焊接试验结果证实：虽然它是一种超高强度钢，但却具有令人满意的焊接性能，而事前本来料想这种钢的焊接性会有问题。
优选实施方案详述-实施例
1.实施例组成A
表1示出了根据本发明的超高强度钢产品的工业铸件组成的第一个实施例。注意：在下列所述中，所提及的所有拉伸试验的机械性能均根据标准EN10002-1测定，而烘烤硬化值根据标准SEW094测定。
1.1热轧产品-组成A
处理步骤是：
在1240-1300℃下重新加热钢坯，
在880-900℃下热轧机终止轧制，
在570-600℃下卷曲，
酸洗。
没有光整冷轧或拉伸矫直。
表2给出了在获得的未镀覆、已酸洗的产品卷材中各不同位置处的机械性能。可以看出：该产品机械性能具有很强的各向同性。
表3给出了所获产品在进行0-2％单轴预应变之后的烘烤硬化性能。
使材料通过浸泡段温度为600-650℃的热浸镀锌处理线之后(其中，该材料在冷却至镀锌液温度之前保持40-80秒，然后进行热浸镀锌处理)，机械性能为Re 800-830MPa，Rm 970-980MPa和A80 9.5-10.5％，其与未镀覆产品有差异，原因是组织上存在微小变化(碳化物析出)。
热轧产品的显微组织典型地由表4所述的各相构成。图1和2示出了特征如表4所示的材料的典型显微组织。
图1展示了根据本发明的热轧产品的总体显微组织，该产品在570-600℃卷曲温度下进行卷曲。在采用所谓Le Pera腐蚀剂腐蚀之后，光学显微照片中浅色区域为马氏体，这一点已被X射线衍射测量结果所证实。
图2以电子显微照片形式展示了图1产品显微组织的细节实例。被包围的区域1代表马氏体，而灰色区域2代表上贝氏体。
将卷曲温度由570-600℃(其中，机械性能几乎不变)变至约650℃会导致机械性能发生如下变化：Re 600MPa，Rm 900MPa和A80 14-15％。
1.2冷轧产品-组成A
对具有不同卷曲温度CT的热轧产品进一步处理，所获得的冷轧产品的性能如表5-12所示(所有厚度均为1mm，冷轧压下量50％)：
冷轧产品的显微组织取决于卷曲温度、保温温度和冷却速度(以及冷轧压下量)。因此，铁素体、贝氏体和马氏体的分布百分比是上述这些参量的函数，但是，一般地，能够注意到：为了达到高于1000MPa的抗拉强度，在光学照片(放大倍数500x，以便能充分展示典型形貌)中，贝氏体与马氏体组分之和超过40％。
图3和4示出了最终冷轧并退火的典型显微组织的实例。
图3展示了根据本发明的冷轧并退火的产品的显微组织(LePera腐蚀剂，放大倍数500x)，该产品的处理参数为：卷曲温度550℃，冷轧压下量50％，最高保温温度780℃，以及随后的冷却速度2℃/s。所获得的显微组织含有38％马氏体、9％贝氏体和53％铁素体。在表7中可以发现该显微组织的机械性能。
图4展示了根据本发明的冷轧并退火的产品的显微组织(LePera腐蚀剂，放大倍数500x)，该产品的处理参数为：卷曲温度720℃，冷轧压下量50％，最高保温温度820℃，以及随后的冷却速度100℃/s。所获得的显微组织含有48％马氏体、4％贝氏体和48％铁素体。在表6中可以发现该显微组织的机械性能。图4中，可以辨认出三种相：深灰色区域5是铁素体，浅灰色区域6是马氏体，而暗黑色区域7是贝氏体。
考虑所述材料的超高强度水平，尤其是抗拉强度高于100MPa的材料，当对处理参量进行某些组合时，发现变形性能异常好，甚至高达14-15％。
2.实施例组成B/C
表13列出了另外两种成分的本发明的UHSS钢铸件。它们的组成被表示为B和C。
对由组合物A和B制成的钢坯实施如下步骤，获得根据本发明的薄钢板：
-热轧、终轧温度高于Ar3，
-在630℃下卷曲，
-酸洗，
-以50％的压下量冷轧至1.6mm，
-在不高于820℃的最高保温温度下退火，
-以10℃/s冷却至锌镀液温度，
-热浸镀锌，
-冷却至室温。
由组成C制成的钢坯的处理过程类似，但是其以60％的冷轧压下量冷轧至1.0mm，而且，在冷却至室温之后，还有一次压下量为0-1％的额外光整冷轧。
表14-15示出了具有组成A，B和C的3种热浸镀锡钢薄板的机械性能。这些实施例都证实了碳含量对机械性能的影响。碳含量较低会导致碳当量较低。众所周知，这对于焊接有利。
3.实施例组成D/E
最后，表16列出了根据本发明的另外两种铸件的组成(分别用D和E表示)。对具有所述组成的钢坯实施下述步骤：
-热轧至2mm厚，终轧温度高于Ar3，
-在550℃下卷曲，
-酸洗。
表17给出了根据标准EN10002-1测得的热轧产品(未镀覆)的机械性能。显然，与具有组成D(P＝200ppm)的薄板相比，具有组成E(P＝520ppm)的薄板具有高得多的抗拉强度Rm，而延伸率A80％保持不变。考虑到两种铸件D和E中除P之外，其它元素的含量相似，因此，与组成D相比，组成E的强度性能明显增大而同时延伸率保持固定值不变，应该归因于磷含量的增大。
已知具有强化效应的其它元素，例如Ti，Nb或Mo的确对延伸率有不利影响。因此，本发明的一个优选组成要求最低磷含量200ppm，以确保所要求的机械性能。
 代号   C   Mn   Si   P  S  N  Al  B  Ti  Nb  Cr  Mo  Ca
 A   1650   15790   2810   310  28  69  328  25  283  492  4940  1980  26
表1：根据本发明的超高强度钢产品的组成A(ppm)
    纵向    横向
    Re/MPa   Rm/MPa   Au/％    A80/％     n4-5    Re/MPa   Rm/MPa  Au/％   A80/％     n4-6
位置1     724   1080   9    12     0.127    755   1066  8   11     0.122
位置2     688   1069   9    13     0.142    719   1069  9   12     0.134
位置3     682   1069   9    13     0.141    723   1068  8   11     0.128
表2：热轧、酸洗但未镀覆的超高强度钢产品的机械性能，其为根据本发明的组成A。产品厚度2.0mm。
  纵向     横向
  BH0/MPa  BH2/MPa     BH0/MPa  BH2/MPa
  位置1   56  101     38  109
  位置2   39  104     32  114
  位置3   49  114     35  120
表3：热轧、酸洗但未镀覆的超高强度钢产品的烘烤硬化性能，其为根据本发明的组成A。产品厚度2.0mm。
Figure C0281696200261
表4：具有组成A的热轧超高强度钢产品的典型相分布。该产品在570-600℃的卷曲温度下卷曲。残余奥氏体分数＜1％。各样品取自整个卷材长度的不同位置。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa)  A％ Re/Rm
 550  770  1486  7  0,52
表5：最高保温温度：780℃，冷却至室温的速度：100℃/s。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa) A％  Re/Rm
 720  441  1006 14  0,44
 680  982  1483 7  0,66
 550  1137  1593 5  0,71
表6：最高保温温度：820℃，冷却至室温的速度：100℃/s。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa)  A％  Re/Rm
 680  538  1140  7  0,46
 550  667  1338  7  0,50
表7：最高保温温度：780℃，冷却至室温的速度：2℃/s。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa)  A％  Re/Rm
 720  438  993  15  0,44
 680  555  1170  12  0,49
 550  756  1304  9  0,58
表8：最高保温温度：820℃，冷却至室温的速度：2℃/s。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa)  A％  Re/Rm
 720  400  853  14  0,47
 680  511  1039  8  0,49
 550  464  1057  11  0,44
表9：最高保温温度：780℃，冷却速度：100℃/s，在400℃过时效150秒。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa)  A％  Re/Rm
 720  494  911  11  0,54
 680  705  1103  8  0,64
 550  831  1229  6  0,68
表10：最高保温温度：820℃，冷却速度：100℃/s，在400℃过时效150秒。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa)  A％  Re/Rm
 720  398  917  15  0,43
 680  472  1008  8  0,47
 550  558  1141  7  0,49
表11：最高保温温度：780℃，冷却速度：10℃/s，从450℃到380℃过时效150秒。
 CT(℃)  Re(MPa)  Rm(MPa)  A％  Re/Rm
 720  457  909  13  0,50
 680  652  1146  11  0,57
 550  760  1240  8  0,61
表12：最高保温温度：820℃，冷却速度：10℃/s，从450℃到380℃过时效150秒。
表5-12：冷轧并退火/热浸镀锌的超高强度钢产品的机械性能，其具有根据本发明的组成A。产品厚度1.0mm。
 代码   C   Mn   Si   P  S  N   Al   B   Ti   Nb   Cr   Mo  Ca
 B   1500   15900   2600   300  19  60   470   21   340   540   2800   2000  18
 C   1400   15900   2700   280  22  32   360   21   200   370   3200   1800  25
表13：根据本发明的超高强度钢产品的组成B和C(ppm)
  代码   Re(MPa)   Rm(MPa)   A80％
  A   587   1156   12.5
  B   571   1116   13
表14：根据标准EN10002-1测得的具有组成A和B的冷轧、热浸镀锌的钢薄板的机械性能(纵向，厚度1.6mm)
  代码   Re(MPa)   Rm(MPa)   A80％
  C   510-680   1080-1180   11-14
表15：根据标准EN10002-1测得的具有组成C的冷轧、热浸镀锌的钢薄板的机械性能(纵向，厚度1.0mm，并进行了压下量为0-1％的光整冷轧处理)
 代码   C  Mn   Si  P  S  N  Al  B  Ti  Nb  Cr  Mo  Ca
 D   1610  16000   2600  200  23  42  410  21  230  610  4300  2000  22
 E   1620  16500   2800  520  40  42  450  22  240  480  4800  1900  30
表16：根据本发明的超高强度钢产品的组成D和E(ppm)
代码  Re(MPa)  Rm(MPa)  A80％
D  736  1061  10
E  781  1199  9.9
表17：根据标准EN10002-1测得的具有组成D和E的热轧钢薄板的机械性能(横向，厚度2mm)

Claims (33)

1.一种在包括至少一个热轧步骤的方法中使用的超高强度钢组合物，所述组合物的特征在于下述含量：
-C：1000-2500ppm
-Mn：12000-20000ppm
-Si：1500-3000ppm
-P：100-600ppm
-S：最多50ppm
-N：最多100ppm
-Al：最多1000ppm
-B：10-35ppm
-Ti因数＝Ti-3.42N+10：0-400ppm
-Nb：200-800ppm
-Cr：2500-7500ppm
-Mo：1000-2500ppm
-Ca：0-50ppm
余者主要是铁以及附带的杂质。
2.根据权利要求1的组合物，其中，碳含量为1200-2500ppm。
3.根据权利要求2的组合物，其中，碳含量为1200-1700ppm。
4.根据权利要求3的组合物，其中，碳含量为1500-1700ppm。
5.根据权利要求1-4中之任何一项的组合物，其中，磷含量为100-500ppm。
6.根据权利要求1-4中之任何一项的组合物，其中，磷含量为500-600ppm。
7.根据权利要求5的组合物，其中，磷含量为200-400ppm。
8.根据权利要求7的组合物，其中，磷含量为250-350ppm
9.根据权利要求1的组合物，其中，铌含量为250-550ppm。
10.根据权利要求9的组合物，其中，铌含量为450-550ppm。
11.一种制备超高强度钢产品的方法，其包括如下步骤：
-制备具有根据权利要求1-10中之任何一项的组合物的钢坯，
-热轧所述钢坯形成热轧后的基体，其中，终轧温度高于Ar3温度，
-冷却至卷曲温度CT的步骤，
-在450-750℃卷曲温度CT下卷曲所述基体，
-酸洗所述基体，除掉氧化物。
12.根据权利要求11的方法，其中，所述卷曲温度CT高于贝氏体转变开始温度Bs。
13.根据权利要求11或12的方法，其进一步包括在所述热轧步骤之前，将所述钢坯加热至至少1000℃的步骤。
14.根据权利要求11或12的方法，其中在权利要求11或12的步骤之后包括如下步骤：
-在480-700℃温度下保温所述基体，时间少于80秒，
-以高于2℃/s的冷却速度，将所述基体冷却至锌镀液的温度，
-在所述锌镀液中，对所述基体进行热浸镀锌处理，
-以高于2℃/s的冷却速度，最后冷却至室温。
15.根据权利要求11或12的方法，之后，是对所述基体进行最大压下量为2％的光整冷轧减薄步骤。
16.根据权利要求14的方法，之后，是对所述基体进行最大压下量为2％的光整冷轧减薄步骤。
17.根据权利要求11或12的方法，之后，是一个电镀锌镀覆的步骤。
18.根据权利要求11的方法，其中在权利要求11的步骤之后包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在最大保温温度在720-860℃的温度下，对所述基体进行退火，
-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至最高为200℃的温度下，
-以大于2℃/s的冷却速度最后冷却至室温。
19.根据权利要求11的方法，其中在权利要求11的步骤之后包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在最大保温温度在720-860℃的温度下，对所述基体进行退火，
-以大于2℃/s的冷却速度将所述基体冷却至最高为460℃的温度下，
-在所述最高为460℃的温度下保温所述基体，时间少于250秒，
-以大于2℃/s的冷却速度最后冷却至室温。
20.根据权利要求11的方法，其中在权利要求11的步骤之后包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在最大保温温度在720-860℃的温度下，对所述基体进行退火，
-以高于2℃/s的冷却速度，将所述基体冷却至锌镀液的温度，
-在所述锌镀液中，对所述基体进行热浸镀锌处理，
-以高于2℃/s的冷却速度，最后冷却至室温。
21.根据权利要求12的方法，其中在权利要求12的步骤之后包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在最大保温温度在720-860℃的温度下，对所述基体进行退火，
-以高于2℃/s的冷却速度，将所述基体冷却至最高为200℃的温度，
-以高于2℃/s的冷却速度，最后冷却至室温。
22.根据权利要求12的方法，其中在权利要求12的步骤之后包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在最大保温温度在720-860℃的温度下，对所述基体进行退火，
-以高于2℃/s的冷却速度，将所述基体冷却至最高为460℃的温度，
-在所述最高为460℃的温度下保温所述基体，时间少于250s，
-以高于2℃/s的冷却速度，最后冷却至室温。
23.根据权利要求12的方法，其中在权利要求12的步骤之后包括如下步骤：
-冷轧所述基体，使厚度减薄，
-在最大保温温度在720-860℃的温度下，对所述基体进行退火，
-以高于2℃/s的冷却速度，将所述基体冷却至锌镀液的温度，
-在所述锌镀液中，对所述基体进行热浸镀锌处理，
-以高于2℃/s的冷却速度，最后冷却至室温。
24.根据权利要求18-23中之任何一项的方法，之后，是对所述基体进行最大压下量为2％的光整冷轧减薄步骤。
25.根据权利要求18，19，21或22中之任何一项的方法，之后，是一个电镀锌镀覆的步骤。
26.根据权利要求11-25中之任何一项的方法制备的钢产品，其包含至少贝氏体相和/或马氏体相，并且，其中相分布使所述贝氏体相和马氏体相之和大于35％。
27.根据权利要求26的钢产品，其中，抗拉强度高于1000MPa。
28.根据权利要求18-25中之任何一项的方法制备的钢产品，其屈服强度为350-1150MPa，抗拉强度为800-1600MPa，延伸率A80为5-17％。
29.根据权利要求28的钢产品，所述产品是厚度为0.3-2.0mm的钢薄板。
30.根据权利要求11-17中之任何一项的方法制备的钢产品，其屈服强度为550-950MPa，抗拉强度为800-1200MPa，延伸率A80为5-17％。
31.根据权利要求26或27的钢产品，其在纵向与横向均具有高于60MPa的烘烤硬化值BH2。
32.根据权利要求28或29的钢产品，其在纵向与横向均具有高于60MPa的烘烤硬化值BH2。
33.根据权利要求30的钢产品，其在纵向与横向均具有高于60MPa的烘烤硬化值BH2。
CNB02816962XA 2001-08-29 2002-08-28 超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品 Expired - Lifetime CN100339500C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP01870186.2 2001-08-29
EP01870186A EP1288322A1 (en) 2001-08-29 2001-08-29 An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1633514A CN1633514A (zh) 2005-06-29
CN100339500C true CN100339500C (zh) 2007-09-26

Family

ID=8185014

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CNB02816962XA Expired - Lifetime CN100339500C (zh) 2001-08-29 2002-08-28 超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品

Country Status (12)

Country Link
US (1) US8715427B2 (zh)
EP (2) EP1288322A1 (zh)
JP (2) JP4738735B2 (zh)
KR (2) KR101047901B1 (zh)
CN (1) CN100339500C (zh)
AT (1) ATE348898T1 (zh)
BR (1) BR0212708B1 (zh)
CA (1) CA2456495C (zh)
DE (1) DE60216934T3 (zh)
ES (1) ES2278044T5 (zh)
RU (1) RU2318911C2 (zh)
WO (1) WO2003018858A1 (zh)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104520448A (zh) * 2012-06-05 2015-04-15 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 钢材,扁钢产品及该扁钢产品的制造方法

Families Citing this family (52)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
JP4325998B2 (ja) * 2004-05-06 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 スポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板
US20060060268A1 (en) * 2004-09-17 2006-03-23 Tad Machrowicz Method of making high strength bainite article, and article made thereby
US7732734B2 (en) * 2004-09-17 2010-06-08 Noble Advanced Technologies, Inc. Metal forming apparatus and process with resistance heating
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
US7506444B2 (en) 2005-04-14 2009-03-24 Benteler Automotive Corporation Vehicle suspension control arm and method
FR2891482B1 (fr) * 2005-10-05 2008-02-22 Air Liquide Fil fourre sans laitier pour soudage en position verticale descendante
DE102006001628A1 (de) * 2006-01-11 2007-07-26 Thyssenkrupp Steel Ag Verzinktes walzhartes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN101008066B (zh) * 2006-01-27 2010-05-12 宝山钢铁股份有限公司 抗拉强度高于1000MPa的热轧马氏体钢板及其制造方法
CN100439543C (zh) * 2006-03-24 2008-12-03 宝山钢铁股份有限公司 热轧超高强度马氏体钢及其制造方法
US11155902B2 (en) 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
EP3587105B1 (en) 2006-10-30 2022-09-21 ArcelorMittal Coated steel strips, methods of making the same, methods of using the same, stamping blanks prepared from the same, stamped products prepared from the same, and articles of manufacture which contain such a stamped product
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8465806B2 (en) 2007-05-02 2013-06-18 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method for hot dip galvanizing of AHSS or UHSS strip material, and such material
US7847275B2 (en) 2007-05-24 2010-12-07 Pcure Ltd. Method and apparatus for teletherapy positioning and validation
WO2008142695A1 (en) 2007-05-24 2008-11-27 P-Cure Ltd. Irradiation treatment apparatus and method
PL2031081T3 (pl) * 2007-08-15 2011-11-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stal dwufazowa, produkt płaski z takiej stali dwufazowej i sposób wytwarzania produktu płaskiego
EP2209926B1 (en) * 2007-10-10 2019-08-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same
CN101532118B (zh) * 2008-03-11 2010-10-13 宝山钢铁股份有限公司 超高强带钢热镀铝锌的装置及加工工艺
WO2009115877A1 (en) * 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus with casting roll positioning
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
JP5418168B2 (ja) * 2008-11-28 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
DE102011117572A1 (de) * 2011-01-26 2012-08-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Mehrphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
WO2012153009A1 (fr) * 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
ES2596373T3 (es) * 2011-11-11 2017-01-09 Giuseppe Cipriani Estructura metálica de soporte para falso techo
ES2640315T3 (es) * 2012-01-13 2017-11-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero laminada en caliente y método de fabricación para la misma
DE102012006017A1 (de) * 2012-03-20 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
US9499890B1 (en) 2012-04-10 2016-11-22 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Navy High-strength, high-toughness steel articles for ballistic and cryogenic applications, and method of making thereof
ES2584390T3 (es) 2012-07-27 2016-09-27 Giuseppe Cipriani Barra para una estructura de soporte para un falso techo y proceso de producción para la fabricación de la barra
WO2014081774A1 (en) * 2012-11-20 2014-05-30 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for making coated cold-rolled dual phase steel sheet
US20140137990A1 (en) * 2012-11-20 2014-05-22 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for manufacturing ferritic hot rolled steel strip
ITVR20130040A1 (it) 2013-02-14 2014-08-15 Giuseppe Cipriani Struttura metallica di supporto di un controsoffitto.
ITVR20130058A1 (it) 2013-03-08 2014-09-09 Giuseppe Cipriani Profilato di una struttura di supporto di un controsoffitto e procedimento di lavorazione per lavorare il profilato.
KR101318060B1 (ko) * 2013-05-09 2013-10-15 현대제철 주식회사 인성이 향상된 핫스탬핑 부품 및 그 제조 방법
RU2529323C1 (ru) * 2013-06-27 2014-09-27 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства оцинкованной полосы для последующего нанесения полимерного покрытия
PL3102348T3 (pl) * 2014-01-30 2018-06-29 Arcelormittal Sposób wytwarzania elementów o małej falistości z blachy cynkowanej elektrolitycznie, odpowiedni element i pojazd
CN105980591A (zh) * 2014-02-05 2016-09-28 安赛乐米塔尔股份公司 可热成形的、可空气淬硬的、可焊的钢板
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
RU2556445C1 (ru) * 2014-11-05 2015-07-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
HUE045545T2 (hu) * 2015-01-30 2019-12-30 Bekaert Sa Nv Nagyszilárdságú szálacél
JP2016196682A (ja) * 2015-04-03 2016-11-24 日新製鋼株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板、カバー部材およびオーステナイト系ステンレス鋼板の製造方法
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
BR112018073175B1 (pt) 2016-05-10 2022-08-16 United States Steel Corporation Produto de chapa de aço laminada a frio de alta resistência, e, método para produzir um produto de chapa de aço laminada a frio de alta resistência
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
AT519669B1 (de) * 2017-06-07 2018-09-15 Voestalpine Schienen Gmbh Gleisteil und Verfahren zur Herstellung eines Gleisteils

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03207814A (ja) * 1990-01-10 1991-09-11 Nippon Steel Corp 低降伏比高張力鋼板の製造方法
JPH0565541A (ja) * 1991-09-10 1993-03-19 Kawasaki Steel Corp 延性および３点曲げ特性に優れている自動車用高強度電縫鋼管の製造方法
JPH07118792A (ja) * 1993-10-21 1995-05-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO1998040522A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Thyssen Krupp Stahl Ag Verfahren zur herstellung eines bandstahles mit hoher festigkeit und guter umformbarkeit
EP1028167A2 (en) * 1999-02-09 2000-08-16 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
JP2001011574A (ja) * 1999-06-23 2001-01-16 Nippon Steel Corp Ｔｖブラウン管フレーム用熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (44)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US2001A (en) * 1841-03-12 Sawmill
US3A (en) * 1836-08-11 Thomas blanchard
US98A (en) * 1836-12-02 robinson and f
US7A (en) * 1836-08-10 Thomas blanchard
US5A (en) * 1836-08-10 Thomas blancharjq
US1028167A (en) * 1911-07-25 1912-06-04 Edwin James Williams Indicating and swivel support for cameras.
LU43211A1 (zh) * 1962-04-24 1963-04-18
SE430902B (sv) 1979-05-09 1983-12-19 Svenskt Stal Ab Sett att vermebehandla ett stalband med 0,05 - 0,20% kolhalt och laga halter legeringsemnen
US4388122A (en) * 1980-08-11 1983-06-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Method of making high strength hot rolled steel sheet having excellent flash butt weldability, fatigue characteristic and formability
JPS59211591A (ja) * 1983-05-14 1984-11-30 Kawasaki Steel Corp 耐食性などに優れたＺｎ−Ｆｅ−Ｐ系合金電気めつき鋼板
JPS6123715A (ja) * 1984-07-10 1986-02-01 Nippon Steel Corp 高張力高靭性鋼板の製造法
EP0559225B1 (en) * 1992-03-06 1999-02-10 Kawasaki Steel Corporation Producing steel sheet having high tensile strength and excellent stretch flanging formability
JPH05265433A (ja) 1992-03-23 1993-10-15 Matsushita Electric Ind Co Ltd 文字出力方法
US5470529A (en) 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
JPH07252592A (ja) 1994-03-15 1995-10-03 Nippon Steel Corp 成形性、低温靭性及び疲労特性に優れた熱延高強度鋼板
TW363082B (en) 1994-04-26 1999-07-01 Nippon Steel Corp Steel sheet having high strength and being suited to deep drawing and process for producing the same
JPH0967645A (ja) * 1995-08-29 1997-03-11 Kobe Steel Ltd 剪断加工後の伸びフランジ性に優れた薄鋼板及びその薄鋼板を用いた素板
JP3475987B2 (ja) 1995-12-26 2003-12-10 Ｊｆｅスチール株式会社 均質性と疲労特性に優れた高靱性熱延鋼帯の製造方法
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JP3425837B2 (ja) 1996-03-28 2003-07-14 株式会社神戸製鋼所 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度熱延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP3530353B2 (ja) 1997-09-24 2004-05-24 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3322152B2 (ja) 1997-02-04 2002-09-09 住友金属工業株式会社 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
CA2230396C (en) 1997-02-25 2001-11-20 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High-toughness, high-tensile-strength steel and method of manufacturing the same
JPH10237547A (ja) * 1997-02-27 1998-09-08 Kobe Steel Ltd 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP3448454B2 (ja) 1997-04-10 2003-09-22 新日本製鐵株式会社 表面性状と成形性にすぐれた高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3320014B2 (ja) 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
KR100375084B1 (ko) 1997-07-28 2003-03-07 닛폰 스틸 가부시키가이샤 인성이 우수한 초고강도 용접성 붕소 함유 강
JP3839955B2 (ja) 1998-04-30 2006-11-01 新日本製鐵株式会社 形状凍結性と成形性に優れた高張力複合組織熱延鋼板の製造方法
JP3842897B2 (ja) 1998-05-06 2006-11-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた良加工性熱延高張力鋼板の製造方法
JP3440894B2 (ja) 1998-08-05 2003-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2000080440A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP3881465B2 (ja) 1998-11-20 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 表面品質の良好な高張力熱延鋼板
JP3207814B2 (ja) 1998-11-25 2001-09-10 日本ニユクリア・フユエル株式会社 柱状体列の吸着移動装置
US6423426B1 (en) 1999-04-21 2002-07-23 Kawasaki Steel Corporation High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof
JP3424619B2 (ja) * 1999-09-16 2003-07-07 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
DE60045303D1 (de) * 1999-09-29 2011-01-13 Jfe Steel Corp Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung
EP1201780B1 (en) 2000-04-21 2005-03-23 Nippon Steel Corporation Steel plate having excellent burring workability together with high fatigue strength, and method for producing the same
JP3661559B2 (ja) 2000-04-25 2005-06-15 住友金属工業株式会社 加工性とめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板とその製造方法
NL1015184C2 (nl) 2000-05-12 2001-11-13 Corus Staal Bv Multi-phase staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan.
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
WO2001094655A1 (fr) 2000-06-07 2001-12-13 Nippon Steel Corporation Tuyau d'acier a haute aptitude au formage et son procede de fabrication
JP4414563B2 (ja) 2000-06-12 2010-02-10 新日本製鐵株式会社 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3542946B2 (ja) 2000-06-29 2004-07-14 新日本製鐵株式会社 加工性及びめっき密着性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
DE10164386C1 (de) 2001-12-28 2003-04-24 Itt Mfg Enterprises Inc Elektrisches Kontaktelement für Steckverbindungen

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH03207814A (ja) * 1990-01-10 1991-09-11 Nippon Steel Corp 低降伏比高張力鋼板の製造方法
JPH0565541A (ja) * 1991-09-10 1993-03-19 Kawasaki Steel Corp 延性および３点曲げ特性に優れている自動車用高強度電縫鋼管の製造方法
JPH07118792A (ja) * 1993-10-21 1995-05-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO1998040522A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Thyssen Krupp Stahl Ag Verfahren zur herstellung eines bandstahles mit hoher festigkeit und guter umformbarkeit
DE19710125A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Krupp Ag Hoesch Krupp Verfahren zur Herstellung eines Bandstahles mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit
EP1028167A2 (en) * 1999-02-09 2000-08-16 Kawasaki Steel Corporation High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
JP2001011574A (ja) * 1999-06-23 2001-01-16 Nippon Steel Corp Ｔｖブラウン管フレーム用熱延鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
DEVELOPMENT OF HIGH STRENGTH AND HIGH TOUGHNESS LOWCARBON-LOW ALLOY STEEL FOR HOT FORGED PARTS MASAAKI KATSUMATA EL.AL,KOBELCO TECHNOLOGY REVIEW,Vol.11 1991 *

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104520448A (zh) * 2012-06-05 2015-04-15 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 钢材,扁钢产品及该扁钢产品的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP4738735B2 (ja) 2011-08-03
ES2278044T5 (es) 2016-02-15
CN1633514A (zh) 2005-06-29
KR20040036925A (ko) 2004-05-03
DE60216934D1 (de) 2007-02-01
EP1423547B2 (en) 2015-11-04
BR0212708B1 (pt) 2010-12-14
EP1288322A1 (en) 2003-03-05
WO2003018858A1 (en) 2003-03-06
DE60216934T2 (de) 2007-12-06
US20040238080A1 (en) 2004-12-02
JP2005528519A (ja) 2005-09-22
RU2318911C2 (ru) 2008-03-10
CA2456495C (en) 2012-03-20
ES2278044T3 (es) 2007-08-01
BR0212708A (pt) 2004-08-03
RU2004105848A (ru) 2005-06-10
KR101047901B1 (ko) 2011-07-08
EP1423547B1 (en) 2006-12-20
KR20110018363A (ko) 2011-02-23
CA2456495A1 (en) 2003-03-06
US8715427B2 (en) 2014-05-06
ATE348898T1 (de) 2007-01-15
JP2011063883A (ja) 2011-03-31
DE60216934T3 (de) 2016-03-31
EP1423547A1 (en) 2004-06-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN100339500C (zh) 超高强度钢组合物、超高强度钢产品的生产方法以及获得的产品
CN1183268C (zh) 应变时效硬化特性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
CN1193110C (zh) 高强度双相薄钢板和高强度双相电镀薄钢板及其制造方法
JP5167487B2 (ja) 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
CN1204284C (zh) 具有优异的镀层附着性和冲压成形性的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
CN1145709C (zh) 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN1221680C (zh) 缺口疲劳强度优异的汽车用薄钢板及其制造方法
CN1147611C (zh) 烤漆硬化性能和耐常温时效性优良的冷轧钢板、热轧钢板和它们的制造方法
CN100347325C (zh) 可拉延并具有优异定型性能的高强度薄钢板及其生产方法
EP1675970B1 (en) A cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 mpa or more an excellent local formability and a suppressed increase in weld hardness
CN1082561C (zh) 钢管及其制造方法
CN1547620A (zh) 加工性优良的钢板及制造方法
CN101065509A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN1648277A (zh) 高强度薄钢板及其制造方法
CN1856589A (zh) 加工用热轧钢板及其制造方法
CN1788099A (zh) 成形性优良的高强度钢板及其制造方法
JP5126844B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
CN1010856B (zh) 高强度和高延伸率及低各向异性的双结构铬不锈钢带的生产方法
CN1247809C (zh) 耐时效性良好的涂装烘烤硬化型冷轧钢板及其制造方法
CN1934280A (zh) 具有高强度和烘焙硬化性的冷轧钢板和热浸钢板及其制备方法
CN1806062A (zh) 低屈服比高强度高韧性的厚钢板和焊接钢管及它们的制造方法
CN1273632C (zh) 极易成形的高强度钢板及其制造方法
JP5094887B2 (ja) 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
CN100336930C (zh) 容器用的薄钢板及其生产方法
JP2011523443A (ja) 延性に優れ、エッジ部に亀裂のない高強度鋼板、溶融亜鉛メッキ鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CX01 Expiry of patent term

Granted publication date: 20070926

CX01 Expiry of patent term