CN102002639A - 双相钢板及其制造方法 - Google Patents

双相钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102002639A
CN102002639A CN2010102083621A CN201010208362A CN102002639A CN 102002639 A CN102002639 A CN 102002639A CN 2010102083621 A CN2010102083621 A CN 2010102083621A CN 201010208362 A CN201010208362 A CN 201010208362A CN 102002639 A CN102002639 A CN 102002639A
Authority
CN
China
Prior art keywords
dual phase
steel
sheet steel
weight ratio
phase sheet
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.)
Granted
Application number
CN2010102083621A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102002639B (zh
Inventor
金东垠
朴振圣
林熙重
文万彬
吴铉云
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.)
Hyundai Steel Co
Original Assignee
Hyundai Hysco Co Ltd
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
Application filed by Hyundai Hysco Co Ltd filed Critical Hyundai Hysco Co Ltd
Publication of CN102002639A publication Critical patent/CN102002639A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102002639B publication Critical patent/CN102002639B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

本发明涉及一种具有双相且成形性、烘烤硬化性、耐冲击性强以及Ri值高、喷涂特性优秀的高强度双相钢板及其制造方法，该双相钢板包括C：0.05～0.10重量比、Si：0.03～0.50重量比、Mn：1.50～2.00重量比、P：～0.03重量比(不包括0)、S：0～0.003重量比(不包括0)、Al：0.03～0.50重量比、Cr：0.1～0.2重量比、Mo：0.1～0.20重量比、Nb：0.02～0.04重量比、B：0～0.005重量比(不包括0)、N：0～0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成，且实施冷轧之后进行热处理及热浸镀锌。

Description

双相钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种双相钢板及其制造方法，具体涉及一种使得用于汽车外板及内板的钢板具有耐冲击性、低屈服应力、高Ri值(Lankford系数)以及高成形性的技术。
背景技术
由于大部分汽车用钢板采用冲压成形，因此要求钢板具有良好的冲压成形性能。为此，需要具备强延展性以及高Ri值。即，用于汽车的钢板是一种高张力钢板，所以，延展性强且Ri值高尤为重要。
可是，为了满足汽车用钢板重量轻以及乘客安全性的要求，需要增加高张力钢板中Si及Mn等合金成分的添加量，因此出现了钢板成形性及电镀特性显著降低等弊端。所以，生产符合上述所有要求的汽车用钢板面临很多阻碍。
而且，用于汽车的钢板需要具备很高的耐腐蚀性。所以，一直将耐腐蚀性强的热浸镀锌钢板用作汽车钢板。热浸镀锌钢板是通过采用在同一工序中实施再结晶退火及镀锌的连续热浸镀锌设备制造而成的，所以，耐腐蚀性强，制造成本低。而且，热浸镀锌之后再次加热而成的合金化热浸镀锌钢板具有很好的耐腐蚀性以及焊接性和成形性，从而使用范围极其广泛。
如上所述，要使汽车车身重量变轻同时增强车身强度，需要开发出成形性非常好的高张力冷轧钢板，而且需要通过连续热浸镀锌步骤制造出耐腐蚀性强的高张力热浸镀锌钢板。
最近，在减轻汽车重量以及提高汽车质量的过程中，正在加紧步伐提高汽车构成部件和汽车外板的强度。为了在汽车外板使用强度高的钢板来降低与外部物体发生冲撞时出现的外板损坏程度，需要开发出耐冲击性优秀的高强度钢板。
而且，由于汽车外观需要精确成形，因此需要开发出一种喷涂前因硬度低易于成形而喷涂后硬度得到增强的烘烤硬化钢(BakeHardening，以下简称为BH钢)。目前，BH钢的抗拉强度(TS)达到了350～450Mpa左右。
制造具备软质铁素体及硬质马氏体双相结构的钢板的方法是制造出具有良好成形性的高张力热浸镀锌钢板的具有代表性的现有技术，该现有技术公开了提高延伸率(El)和Ri值(Lankford系数)的热浸镀锌钢板的制造方法。可是，上述现有技术需要添加大量Si而很难保证镀锌品质的优秀性，且由于需要添加大量Ti等而制造成本高。
发明内容
为了解决上述问题，本发明的目的在于提供一种具有双相且成形性好、烘烤硬化性好、耐冲击性强以及Ri值高、喷涂特性优秀的高强度双相钢板及其制造方法。
本发明的技术方案在于：
本发明双相钢板是一种汽车的外板及内板材料，其特征在于：该双相钢板由C：0.05～0.10重量比(wt％)、Si：0.03～0.50重量比、Mn：1.50～2.00重量比、P：0～0.03重量比(不包括0)、S：0～0.003重量比(不包括0)、Al：0.03～0.50重量比、Cr：0.1～0.2重量比、Mo：0.1～0.20重量比、Nb：0.02～0.04重量比、B：0～0.005重量比(不包括0)、N：0～0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成，且具备440～590Mpa抗拉强度(TS)。
这里，所述双相钢板具有270Mpa及以上的屈服应力(YS)、28％延伸率(El)、0.15～0.2加工硬化指数(n)以及1.0～2.0Ri值(Lankford系数)。
而且，本发明双相钢板制造方法制造汽车的外板及内板材料，其特征在于：包括：重新加热由C：0.05～0.10重量比、Si：0.03～0.50重量比、Mn：1.50～2.00重量比、P：0～0.03重量比(不包括0)、S：0～0.003重量比(不包括0)、Al：0.03～0.50重量比、Cr：0.1～0.2重量比、Mo：0.1～0.20重量比、Nb：0.02～0.04重量比、B：0～0.005重量比(不包括0)、N：0～0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成的钢板坯的步骤、对大于所述钢板坯实施热轧而形成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热轧钢板而形成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热轧钢卷且实施酸洗及冷轧而形成冷轧钢板的步骤以及退火热处理所述冷轧钢板而形成具备双相的退火钢板的步骤；该双相钢板制造方法实施热浸镀锌及合金化工序。
这里，所述钢板坯是先炼钢准备出熔融钢然后再通过铸锭或者连续铸造而成。所述重新加热步骤在1150～1250℃温度环境下加热1.5～3.5小时，所述热轧步骤在800～900℃温度环境下分成5个阶段(pass)实施。所述盘绕温度介于550～650℃之间，所述冷轧步骤的轧制压缩比介于50～80％之间。而且，所述退火热处理在连续退火步骤实施。所述连续退火步骤包括以10～20℃/sec加热到750～850℃且退火100秒～110秒的步骤和实施所述退火之后立即以3～15℃/sec冷却到460～540℃的步骤以及在上述460～540℃温度环境下实施100秒～200秒过时效处理的步骤。实施所述退火热处理之后，在480～560℃温度环境下还实施热浸镀锌工序。
另外，所述双相钢板制造方法实施所述连续退火步骤的速度(LineSpeed；L/S)以80～200mpm为准。
本发明的技术效果在于：
如上所述，本发明双相钢板具有由铁素体和马氏体组成的双相且抗拉强度达到440～590MPa，保证高强度和优秀的成形性、烘烤硬化性及耐冲击性。除此之外，还可以抑制表面粗糙度的增大且提供表面没有缺陷的喷涂特性。
因此，利用本发明双相钢板的材料不仅可以通过减少厚度来减轻重量，还可以通过增强耐冲击性和降低弯曲发生率来提高质量。
附图说明
图1是说明由根据本发明的双相钢板的组成体系而定的烘烤硬化特性的代表性图表；
图2是说明本发明添加Al时电镀性(可湿润性)效果的照片；
图3是本发明双相钢板退火之后的照片。
具体实施方式
目前现有的BH钢是通过调整极低碳素钢中的固溶碳(C)的含量而制成以展现烘烤硬化特性的钢材，该BH钢的强度很难高于目前所能达到的抗拉强度(TS)440MPa。这是因为该BH钢是由铁素体单相组成从而很难进一步提高强度，而且不能只依据铁素体单相内的固溶碳(C)取得较高的BH值。由于极低碳素BH钢的BH值与汽车的体积呈反比，很难综合加工硬化和烘烤硬化的技术来增强汽车外板的强度，同时也不能防止由于碳(C)和氮(N)经过一段时间后出现老化的现象。
为了解决以上问题，本发明使用并非铁素体单相而是共存多种相区的MP钢(multi-phase)。
MP钢(multi-phase)可以通过最大限度增强BH特性来制造出比BH钢强度高且性能更加优秀的钢板，它包括TRIP钢和DP钢。可是，该MP钢主要用于结构性部件，极少用于汽车的外板。由于这里使用的外板的另一面将成为内板，在此认为外板和内板均可以使用该MP钢。
因此，本发明通过调整内含在DP钢里的组分比率且限定加工条件，从而加工出具有良好成形性能且BH值高的高强度汽车外板及内板材料。
本发明最大限度降低钢材中不纯物元素中阻碍钢板的延展性、焊接性及电镀性(可湿润性)的Si的含量，且通过调整Al的含量来提高电镀性(可湿润性)。
这里，Si是稳定铁素体的元素，它可能会降低机械特性。因此，将与Si的效果相同的Al加入钢材中，加入的量使得铸造时不堵塞喷嘴，并且同时控制AlN的含量。添加Al可以产生清理铁素体的效果，并且通过在热处理过程中增加碳以及其他铁素体晶界内的化学成分的含量，同时通过在快速冷却下增强马氏体的淬透性来推迟奥氏体相变为珠光体的速度，从而提供了在双向区域内的稳定的奥氏体和铁素体部分。
而且，可以通过添加Mo来提高铁素体的细化程度以及强度。这里，可以进一步添加Al和Cr来取得更稳定的铁素体及马氏体相区。因此，本发明双相钢板具备符合要求的物理特性，并且成形性得以提高。
另外，将N控制在0～0.01(不包括0)重量比(wt％)范围内时，该元素可以稳定奥氏体，从而在冷却过程中促进马氏体相变，且通过提高含在马氏体内的N来提高强度，从而在保持相同强度的同时还可以提高钢的延伸率。而且，喷涂之后，通过固溶N也可以增强烘烤硬化性。本发明将N控制在0～0.01(不包括0)重量比范围内，抑制了由于添加大量Al而形成AlN的现象并使经热轧之后的强度提高，保证了用于需要具备高强度及高韧性的汽车外板。本发明将适量N添加到钢板中以增强烘烤硬化性且提高BH值，从而制造出具有优异的成形性和烘烤硬化性的钢板。
以下参考附表及附图详细说明本发明双相钢板及其制造方法。
本发明双相钢板由以下化学成分组成，从而提高了屈服应力(YS)、抗拉强度(TS)及延伸率(El)等物理特性。本发明中钢的组成成分如下。
主要化学成分：
-碳(C)：0.05～0.10重量比
碳(C)是稳定奥氏体的元素，使热轧钢卷中珠光体组织及铁素体内的碳化物达到最低且使晶粒细化。部分熔融且在冷轧钢板的退火过程中再次溶解的复合沉淀物变成了10～30μm的细晶粒或者晶界。另外，建议将马氏体(Martensite)限制在20％以下。可以改进结构以提供良好的可成形性的最佳碳含量介于0.05～0.10重量比之间。
碳(C)的含量未达到0.05重量比时，由于不能在临界温度范围内获得稳定的奥氏体，从而冷却之后不能产生适量马氏体成分而很难保证强度。碳(C)的含量超过0.10重量比时，不能保证延展性并且会降低焊接性。因此，优选地，本发明将碳(C)的含量限制在0.05～0.10重量比范围内。
-硅(Si)：0.03～0.50重量比
硅(Si)是稳定铁素体的元素。硅通过强化固溶来提高钢的强度。当以640～820℃温度进行退火处理时，硅抑制了渗碳体沉析且促进了奥氏体中的碳的提高，从而在冷却时提高了马氏体的成形率，同时提高了延展性。
硅(Si)的含量未达到0.03重量比时，会降低上述稳定奥氏体的效果，而硅(Si)的含量超过0.50重量比时，会降低表面粗糙度从而更容易形成Si氧化物，明显降低了可焊接性和可湿润性。因此，优选地，本发明将Si的含量限制在0.03～0.50重量比范围内。
-锰(Mn)：1.50～2.00重量比
锰(Mn)是稳定奥氏体的成分，当退火处理之后冷却到460～540℃时，可以阻碍奥氏体相变为珠光体，因此，冷却到常温时可以形成稳定的马氏体组织。该成分通过强化固溶来提高强度的同时，在钢中与硫(S)结合而形成MnS内含物，从而防止钢板坯产生热裂。
锰(Mn)的添加量未达到1.50重量比时，很难阻碍奥氏体相变为珠光体(pearlite)，而锰(Mn)的添加量超过2.0重量比时，会明显地提高钢板的价格，同时也会降低焊接性、成形性和电镀性。因此，优选地，本发明将锰(Mn)的含量限制在1.50～2.00重量比范围内。
-铬(Cr)：0.1～0.2重量比
铬(Cr)是通过提高淬透性来有效地形成稳定低温相变状态的元素。铬(Cr)元素还可以使碳化物细化、使球体的形成速度减缓、抑制晶粒扩大、增强铁素体性能等。除此之外，还可以在焊接时有效地抑制热影响区(HAZ)的软化。
铬(Cr)的添加量未达到0.1重量比时，由于与碳(C)之间的结合过少，很难实施再固溶。铬(Cr)的添加量超过0.2重量比时，热影响区的硬度会过高。因此，优选地，本发明将铬(Cr)的添加量限制在0.10～0.20重量比范围内。
-铝(Al)：0.03～0.50重量比
铝(Al)用于脱氧，是一种与硅(Si)一样用于抑制渗碳体的沉析且稳定奥氏体的元素。由于该元素可以使热轧钢卷的晶界和碳化物细化，并且可以将钢中不需要的固溶氮(N)沉析成AlN，因此可以提高钢板强度。
铝(Al)的添加量未达到0.03重量比时，不能起到稳定奥氏体的效果。如果铝(Al)的添加量超过0.50重量比，在制造钢板时会发生喷嘴堵塞的问题，且在铸造时由于Al氧化物等会产生热脆，从而导致产生龟裂且降低了延展性。
因此，优选地，本发明将铝(Al)的含量限制在0.03～0.50重量比范围内，以便在高温区域内产生晶界隔离。
-磷(P)：0.03重量比及以下
磷(P)通过强化固溶提高强度。如果与Si同时添加，在实施退火的过程中维持640～820℃时，可以抑制渗碳体的沉析且促进奥氏体内碳的增多。该元素要添加0.03重量比及以下。
此时，上述“以下”表示存在最少添加量，意指“超过0”。磷(P)的含量超过0.03重量比时，会引起是否需要2次加工的问题，且降低镀锌的粘附性和合金特性。因此，本发明将磷(P)的含量限制在0.03重量比及以下。
-钼(Mo)：0.10～0.20重量比
钼(Mo)在热轧之后的冷却过程中实施复合沉析。由于熔融温度低，因此加入钼可以使得与钼结合在一起的碳再次熔融并在退火的过程中再次溶解于复合沉淀物中。钼(Mo)可以使铁素体晶粒细化的同时，在双相区域形成铁素体晶界，并且在稳定区域内形成增多了的马氏体，从而形成活动的位错。而且，钼可以通过使晶粒细化的过程中对于强度的形成产生影响，从而即使使晶粒细化，也不会降低延展性，同时可以保证强度。
因此，钼(Mo)的含量未达到0.10重量比时，不会产生上述效果。钼(Mo)的含量超过0.20重量比时，不仅制造费用变高，还给铸造带来阻碍。
-铌(Nb)：0.02～0.04重量比
铌(Nb)用于热轧和冷轧之后实施退火过程中进行再熔解，使得与铌(Nb)结合的碳再次溶解在复合沉析物中，从而使晶粒细化且通过形成复合沉析物而形成马氏体。
因此，铌(Nb)的含量低于0.02重量比时不能取得上述效果。铌(Nb)的含量超过0.04重量比时，制造费用变高且马氏体的形成率低于复合碳化物的形成率，在制造双相钢时会面临阻碍。
-硼(B)：0.005重量比及以下
硼(B)是形成马氏体的元素，该元素添加少量也可以提高淬透性。此时，上述“以下”表示存在最少添加量，意指“超过0”。
因此，如果硼(B)的含量超过0.005重量比，则会形成大量马氏体，从而很难确保所期望的延展性。
具有上述组分的钢板坯通过先炼钢准备出熔融钢然后再通过铸锭或者连续铸造而成。通过热轧工序、盘绕工序、冷轧工序、退火工序及热浸镀锌工序将上述钢板坯制作成具有目标特性的钢板。以下具体说明各个工序应具备的制造条件。
热轧工序：
热轧上述钢板坯时，首先，优选地，将钢板坯在1150～1250℃温度环境下再加热1.5～3.5小时。
完成热轧的温度要达到Ar3变形温度以下。完成热轧之后，通过冷却使热轧组织细化。这里，优选地，当在Ar3变形温度或以下完成热轧时，以本发明适用的完成热轧温度910℃为准，介于800～900℃温度范围之内。而且，优选地，分成5个阶段(pass)实施。
如果完成轧钢的温度低，热轧会在奥氏体区域或更小的区域内完成，从而由于晶粒的非对称使得拉拔性能降低。因此，需要以适当的轧钢温度实施热轧以获得超细的热轧组织。热轧之后，优选地，使用高压除鳞装置或者采用性能较强的酸进行酸洗从而为表面除鳞。
盘绕工序：
本发明在550～650℃温度环境下盘绕上述热轧钢板，且在盘绕状态下平稳地形成碳化物来最大限度降低固溶碳且沉析AlN，从而使固溶氮的形成达到最小化。所述盘绕温度是实施冷轧及再结晶热处理之后取得最佳机械性物理特性的温度。该盘绕温度低于550℃时，由于贝氏体或者马氏体组织，很难实施冷轧。而该盘绕温度超过650℃时，由于最终超细组织变粗糙，很难制造出高强度钢板。
冷轧工序：
本发明将上述热轧钢卷展开并进行酸洗之后实施冷轧。此时，优选地，将冷轧冲压率设定为50～80％。冷轧改变热轧组织，而其变形能量将成为再结晶过程的能量。冷轧冲压率未达到50％时，上述变形效果不显著，而冷轧冲压率高于80％时，很难实施冷轧。而且，在实施轧钢的过程中，从热轧钢卷分离出复合沉析物且在再结晶初始过程进一步提高集合组织结构的性能。因此，可能会降低拉伸性能，使钢板的边缘出现龟裂，出现钢板破裂的可能性增高。因此，优选地，本发明将冲压率限制在50～80％范围内。
退火热处理及热浸镀锌工序：
本发明实施冷轧之后，对于已轧钢的钢板实施再结晶退火处理。此时，优选地，在连续退火生产线上(CAL：Continuous Annealing Line)实施退火。这里，连续退火生产线可以是包括连续镀锌生产线(CGL：Continuous Galvanizing Line)或者连续立式镀锌生产线(CVGL：Continuous Vertical Galvanizing Line)的复合生产线。
退火通过提高再结晶和晶粒的性能来提高组织结构的性能，从而提高拉伸性能，同时通过对超细的复合沉析物再熔融进而分离出固溶碳。退火热处理在Ac1变形温度和Ac3变形温度之间的某一温度下实施，从而形成具有铁素体和奥氏体的双相结构。
符合以上条件的连续退火步骤包括以10～20℃/sec的加热速度加热到750～850℃为止且退火处理100～110秒的步骤、在实施退火的过程中以3～15℃/sec的冷却速度冷却到460～540℃的步骤以及在上述460～540℃温度环境下实施100～200秒过时效处理的步骤。
其次，实施退火热处理工序之后，还可以实施热浸镀锌工序。优选地，该步骤在480～560℃温度环境下实施为宜。
上述连续退火步骤的合金化度(Fe％)只有在480～560℃热浸镀锌温度范围内才能达到8～15％范围。此时，合金化时间要限制在2分钟以内。
合金化时间超过2分钟时，贝氏体或者碳化物的过量沉析会降低物理特性。合金化度(Fe％)未达到8％时会失去热浸镀锌工序的实施意义。
如果合金化度超过15％，加工时会出现粉末化(Powdering)和剥落情况(Flaking)变严重的现象。
如上所述，优选地，将本发明连续退火步骤的实施速度(LineSpeed；L/S)设定在80～200mpm范围内。实施连续退火步骤的速度未达到80mpm时，由于制造速度过于缓慢很难形成马氏体，而实施连续退火步骤的速度超过200mpm时，由于制造速度过块，实施热浸镀锌之后进行加热时，Zn-Fe的扩散状态不良。
而且，由于可以通过一个生产线中完成连续退火和热浸镀锌(CAL/CGL)，因此控制热处理时间和温度的复合步骤实施起来更容易。
以下进一步详细说明上述工序中退火工序。首先，用SS(SoakingSection)表示实施退火工序的步骤，用SPM(Skin Pass Mill)表示实施平整轧制的工序，用GJS(Gas Jet Section)表示1次冷却工序步骤，用RQS(Roll Quenching Section)表示2次冷却工序步骤，用OAS(OverAging Section)表示过时效处理步骤，用GA(Galvannealed)表示热浸镀锌步骤。
经过上述步骤制造出镀锌粘附性及表面特性优秀且钢铁组织中马氏体的体积率介于5～20％范围并具有440～590Mpa级别抗拉强度(TS)、28～32％延伸率(El)及0.15～0.2Ri值等优异特性的双相钢合金化热浸镀锌钢板。
以下将通过上述工序得到的由双相钢板制成的经退火的钢板以及经热浸镀锌的钢板称作“热处理钢板”。表1列出了本发明热处理材料的化学成分特性。
Figure BSA00000163161400111
表1
N：0～0.01重量比(不包括0)
因此，实施例1至实施例25中钢的化学成分的组合显示出了用于制造具有铁素体和马氏体的双相钢板的适合的特性。上述实施例中空栏部分表示根据本发明的重量比，且优选地使用最少成分值。
可是，对比例1显示出了不适合的特性。比较对比例1和实施例25的结果可知，不适合的特性来源于Al+Cr的含量差。
即，本发明双相钢板可以调整Al+Cr的含量差从而改善钢的特性。参考对比例1可知，Al+Cr的最高含量要控制在1.0重量比以内。
如果Al+Cr的含量高于1重量比，连续铸造时会堵塞喷嘴而无法进行铸造，且连续铸造或者热轧时因沉析AlN会发生断裂现象。另外，过量添加时，由于硬化性能得到增强，很难控制到所期望的马氏体成分。
利用上述结构形成冷轧材料且实施退火之后，检测了物理特性，其结果请参考以下表2。
Figure BSA00000163161400131
Figure BSA00000163161400141
表2
如表2所示，本发明经退火的钢板具有297～533Mpa的屈服应力(YS)、443～604Mpa的抗拉强度(TS)以及21～36％的延伸率(El)，且形成本发明中双相冷轧钢板。因此，显示除了本发明所期望得到的数值。
这里，从与抗拉强度(TS)进行对比的结果发现实施例符合本发明目标抗拉强度440～590Mpa级。以下表3使用代表性实施例的试验具体说明其详细结果。
图1是说明由根据本发明的双相钢板的组成体系而定的烘烤硬化特性的代表性图表。图1说明了对比分析实施例1至实施例25中各个退火材料具备2％预应变(2％Prestrain)的物理特性和在160℃温度环境下对其材料实施烘烤硬化的物理特性的方法。其结果中代表性实施例请参考表3。
 YS(MPa)  TS(MPa)   EL(％)   n   Ri   YR(％)  BH(MPa)  AI(MPa)
  实施例22   359   510   32   0.184   1.13   73   50   39
  实施例23   354   509   32   0.184   1.18   66   66   44
  实施例24   355   495   34   0.191   1.20   72   48   36
  实施例25   361   603   36   0.201   1.09   65   55   44
表3
如表3所示，构成与上述表1的构成完全相同。本发明将C、Si、Mn、P、S及N确定为主要化学成分，并将Al、Cr、Nb、B及Mo设定为具备双相且体现成形性、烘烤硬化性、耐冲击性、高Ri值(Lankford系数)及喷涂特性的附加化学成分。其结果是，符合297～533Mpa屈服应力(YS)、443～604Mpa抗拉强度(TS)、21～36％延伸率(El)、0.15～0.20加工硬化指数(n)及1.0～2.0Ri值(Lankford系数)相关要求。Al添加量相对多的实施例及对比例的抗拉强度高于590Mpa，由此产生的加工硬化指数也高于0.2。
实施例22或者实施例25中，双相钢的外板及内板中大量添加Si及Mn等时，成形性略低于其它实施例，可由于添加了Al，电镀性(可湿润性)得到了提高。
图2是说明本发明添加Al时电镀性效果的照片。
如图2所示，是否添加Al直接影响电镀性的提高。
如表4所示，作为双相钢中最重要因素，其冷却能力直接影响物理特性。作为代表性例子，观察实施例22至实施例25中材料的冷却温度带来的变化时发现实施例22至25对于温度并不特别敏感，同时显示出了本发明要达到的440～590Mpa级别物理特性。
Figure BSA00000163161400161
表4
这里，作为检测屈服应力(YS)的前一步骤，检测了屈服点(YP；Yeild Point)。除此之外，还可以了解到抗拉强度(TS)、延伸率(EL)和屈服比(YR)均符合本发明目标条件。
如上所述，本发明通过调整Al、Cr、Nb、B及Mo等的组成物的含量而形成双相钢板，且通过适当的热处理以构成钢板的微观组织，从而达到目标物理特性。
图3是将本发明双相钢板退火之后的照片。
如图3所示，本发明双相钢板的相区包括铁素体和马氏体，且通过作为第三相的贝氏体和沉析物来显示出双相钢板的物理特性。
优选地，钢板中铁素体是主相，而第二相马氏体组分的含量介于5～20％范围内。马氏体组分的含量未达到5％时不能保证本发明要达到的高抗拉强度，而马氏体组分的含量超过20％时会急剧降低延伸率。而且，本发明除了第二相马氏体之外，还可以具有含量为5％以内的贝氏体，此时，本发明也可以实现要达到的物理特性。
而且，将后续过时效处理(OAS)温度调整到460℃至540℃范围之内，从而根据调节双相区域内奥氏体的组分形成马氏体。除此之外，通过晶核形成使组织变成超细状的同时，铁素体内部的碳和其它不纯物集合在晶界以提升马氏体性能，使软质铁素体更软且使硬质马氏体在化学方面更稳定，从而进一步提高物理特性。
以上以本发明一个实施例为例进行了详细的说明，可是本发明所属领域的技术人员应当理解，在不脱离本发明的范围的情况下，对于本发明可以进行各种修改或者变型，其均应涵盖在本发明的权利要求范围之内。因此，本发明的权利要求范围应该根据权利要求请求范围加以确定。

Claims (13)

1.一种双相钢板，其特征在于，该双相钢板作为汽车外板及内板材料，包括的组分及相应的重量比为C：0.05～0.10、Si：0.03～0.50、Mn：1.50～2.00、P：0～0.03(不包括0)、S：0～0.003(不包括0)、Al：0.03～0.50、Cr：0.1～0.2、Mo：0.1～0.20、Nb：0.02～0.04、B：0～0.005(不包括0)、N：0～0.01(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物；该双相钢板的抗拉强度为440～590Mpa，且主相是铁素体，第二相是容积比为5～20％的马氏体，且内含容积比为0％以上(不包括0)且5％以内的贝氏体。
2.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的屈服应力是270Mpa及以上。
3.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的延伸率是28％及以上。
4.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的加工硬化指数介于0.15～0.20范围之内。
5.根据权利要求1所述的双相钢板，其特征在于，所述双相钢板的Ri值介于1.0～2.0范围之内。
6.一种双相钢板制造方法，其特征在于：制造汽车的外板及内板材料，包括：重新加热由C：0.05～0.10重量比、Si：0.03～0.50重量比、Mn：1.50～2.00重量比、P：0～0.03重量比(不包括0)、S：0～0.003重量比(不包括0)、Al：0.03～0.50重量比、Cr：0.1～0.2重量比、Mo：0.1～0.20重量比、Nb：0.02～0.04重量比、B：0.005重量比以下、N：0～0.01重量比(不包括0)、其余Fe以及其它必需不纯物组成的钢板坯的步骤、对所述钢板坯实施热轧而形成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热轧钢板而形成热轧钢卷的步骤、盘绕所述热轧钢卷且实施酸洗及冷轧而形成冷轧钢板的步骤以及退火热处理所述冷轧钢板而形成具备双相的退火钢板的步骤；所述退火热处理在连续退火步骤实施，而所述连续退火步骤以10～20℃/sec的加热速度加热到750～850℃且退火100～110秒的步骤、实施退火之后立即以3～15℃/sec的冷却速度冷却到460～540℃的步骤以及在上述460～540℃温度环境下实施100～200秒过时效处理的步骤。
7.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述钢板坯通过浇铸或者连续铸造炼钢工序中的溶钢制造后所述钢锭而成。
8.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述再加热步骤在1150～1250℃温度环境下维持1.5～3.5小时。
9.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述热轧步骤在800～900℃温度范围内分成5个阶段实施。
10.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述盘绕温度介于550～650℃温度范围之内。
11.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述冷轧步骤的冲压率介于50～80％范围之内。
12.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，实施所述退火热处理之后，在480～560℃温度环境下还实施热浸镀锌工序。
13.根据权利要求6所述的双相钢板制造方法，其特征在于，所述双相钢板制造方法实施所述连续退火步骤的速度以80～200mpm为准。
CN2010102083621A 2009-08-31 2010-06-24 双相钢板及其制造方法 Active CN102002639B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020090081659A KR100958019B1 (ko) 2009-08-31 2009-08-31 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법
KR10-2009-0081659 2009-08-31

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102002639A true CN102002639A (zh) 2011-04-06
CN102002639B CN102002639B (zh) 2013-11-06

Family

ID=42281727

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2010102083621A Active CN102002639B (zh) 2009-08-31 2010-06-24 双相钢板及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (2) US20110048586A1 (zh)
EP (1) EP2290111B1 (zh)
JP (1) JP5290245B2 (zh)
KR (1) KR100958019B1 (zh)
CN (1) CN102002639B (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104313460A (zh) * 2014-10-13 2015-01-28 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 500MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN106086638A (zh) * 2016-06-17 2016-11-09 首钢总公司 一种镀锌双相钢及其生产方法
CN108517468A (zh) * 2018-05-24 2018-09-11 山东钢铁集团日照有限公司 一种一钢多级的经济型冷轧双相钢及其生产方法

Families Citing this family (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103060703B (zh) * 2013-01-22 2015-09-23 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法
CN104213015B (zh) * 2014-09-23 2017-12-01 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种dp钢的生产方法、其用途、滚筒洗衣机及汽车
KR101607011B1 (ko) * 2014-09-26 2016-03-28 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법
KR101672103B1 (ko) 2014-12-22 2016-11-02 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법
CA2972470C (en) * 2015-01-14 2019-10-22 Ak Steel Properties, Inc. Dual phase steel with improved properties
DE102017131247A1 (de) 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
DE102017131253A1 (de) 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
JP6575727B1 (ja) * 2018-01-26 2019-09-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高延性高強度鋼板及びその製造方法
CN108754307B (zh) * 2018-05-24 2020-06-09 山东钢铁集团日照有限公司 一种生产不同屈服强度级别的经济型冷轧dp780钢的方法
CN109161797B (zh) * 2018-09-06 2020-11-03 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种轻量化耐疲劳热轧双相车轮钢及其生产方法
CN109371317B (zh) * 2018-09-25 2021-03-02 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1000MPa级超快冷冷轧双相钢板及其制备方法
CN110396657A (zh) * 2019-08-07 2019-11-01 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种冷轧生产800MPa级双相钢的表面控制方法
CN110408873B (zh) * 2019-08-07 2021-09-24 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种冷轧生产800MPa级DH钢的表面控制方法
US20230050487A1 (en) * 2020-01-24 2023-02-16 Nippon Steel Corporation Panel
JP7401821B2 (ja) * 2020-07-03 2023-12-20 日本製鉄株式会社 外装パネルおよびそれを備える自動車
CN115369321A (zh) * 2022-08-16 2022-11-22 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种经济型高强度热镀锌双相钢及其制造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1910301A (zh) * 2004-01-14 2007-02-07 新日本制铁株式会社 镀层粘附性和扩孔性均优异的热浸镀锌高强度钢板及其制造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP4207738B2 (ja) 2002-10-10 2009-01-14 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状に優れた高成形性高強度複合組織鋼板およびその製造方法
KR20060032139A (ko) * 2003-08-26 2006-04-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고장력 냉연강판 및 그 제조방법
JP4473588B2 (ja) 2004-01-14 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法
EP1707645B1 (en) * 2004-01-14 2016-04-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot dip zinc plated high strength steel sheet excellent in plating adhesiveness and hole expanding characteristics
JP4301045B2 (ja) * 2004-03-17 2009-07-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびめっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP4529549B2 (ja) * 2004-06-15 2010-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US8337643B2 (en) * 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
JP4867257B2 (ja) * 2005-09-29 2012-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
KR20080061855A (ko) * 2006-12-28 2008-07-03 주식회사 포스코 딥드로잉성이 우수한 복합조직강판
JP5151246B2 (ja) * 2007-05-24 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP5217395B2 (ja) * 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1910301A (zh) * 2004-01-14 2007-02-07 新日本制铁株式会社 镀层粘附性和扩孔性均优异的热浸镀锌高强度钢板及其制造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104313460A (zh) * 2014-10-13 2015-01-28 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 500MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN106086638A (zh) * 2016-06-17 2016-11-09 首钢总公司 一种镀锌双相钢及其生产方法
CN108517468A (zh) * 2018-05-24 2018-09-11 山东钢铁集团日照有限公司 一种一钢多级的经济型冷轧双相钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20120255654A1 (en) 2012-10-11
JP5290245B2 (ja) 2013-09-18
KR100958019B1 (ko) 2010-05-17
JP2011052317A (ja) 2011-03-17
US8449698B2 (en) 2013-05-28
US20110048586A1 (en) 2011-03-03
EP2290111A1 (en) 2011-03-02
CN102002639B (zh) 2013-11-06
EP2290111B1 (en) 2013-09-18

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102002639B (zh) 双相钢板及其制造方法
CN108350546B (zh) 成型性和扩孔性优异的超高强度钢板及其制造方法
CN111979489B (zh) 一种780MPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法
TWI406966B (zh) 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
US6440584B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same
KR20070061859A (ko) 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
KR20130083481A (ko) 가공성 및 내피로 특성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN112048680A (zh) 一种合金化热镀锌dh980钢及其制备方法
CN103842545A (zh) 高强度钢板及其制造方法
US20190218639A1 (en) Twip steel sheet having an austenitic matrix
CN113416889B (zh) 焊接性能良好超高强热镀锌dh1470钢及制备方法
JP5394306B2 (ja) メッキ性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN103998639A (zh) 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
CN111979488B (zh) 一种780MPa级合金化热镀锌DH钢及其制备方法
JP4466352B2 (ja) 温間成形に適した熱延鋼板およびその製造方法
KR102020407B1 (ko) 고항복비형 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2001226741A (ja) 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN114525452A (zh) 屈服强度700Mpa级热镀锌低合金高强钢及制备方法
JP2007063604A (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法
CN112095047B (zh) 焊接性能优良的冷轧热浸镀锌dh780钢及其制备方法
JP3879440B2 (ja) 高強度冷延鋼板の製造方法
AU2020416427A1 (en) Low-carbon low-cost ultra-high-strength multiphase steel plate/steel strip and manufacturing method therefor
JP3473480B2 (ja) 強度と延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2022535254A (ja) 冷間圧延及び被覆された鋼板並びにその製造方法
CN115698365B (zh) 经热处理的冷轧钢板及其制造方法

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
ASS Succession or assignment of patent right

Owner name: HYUNDAI STEEL COMPANY

Free format text: FORMER OWNER: HYUNDAI HYSCO (KR)

Effective date: 20140208

TR01 Transfer of patent right
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20140208

Address after: Inchon, Korea

Patentee after: Hyundai Steel Company

Address before: Ulsan, South Korea

Patentee before: Hyundai Hysco (KR)