CN103194669B - 一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法 - Google Patents

一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103194669B
CN103194669B CN201310128245.8A CN201310128245A CN103194669B CN 103194669 B CN103194669 B CN 103194669B CN 201310128245 A CN201310128245 A CN 201310128245A CN 103194669 B CN103194669 B CN 103194669B
Authority
CN
China
Prior art keywords
cold
rolling
low
rolled
silicomanganese
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.)
Active
Application number
CN201310128245.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103194669A (zh
Inventor
侯晓英
王业勤
许荣昌
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.)
Laiwu Iron and Steel Group Co Ltd
Original Assignee
Laiwu Iron and Steel Group 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 Laiwu Iron and Steel Group Co Ltd filed Critical Laiwu Iron and Steel Group Co Ltd
Priority to CN201310128245.8A priority Critical patent/CN103194669B/zh
Publication of CN103194669A publication Critical patent/CN103194669A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103194669B publication Critical patent/CN103194669B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Abstract

本发明属于轧钢技术领域,特别涉及一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法。本发明选取低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢,经过冶炼和锻造制成板坯,加热至1100~1250℃保温,进行粗轧和精轧后将热轧板空冷至600~750℃的温度下卷取,然后酸洗得到冷轧用钢板;采用≥80%的压下量进行冷轧;将冷轧钢板以至少80℃/s的加热速率加热到(Ac3-40℃)~(Ac3+30℃),退火处理5~15s,然后以40~80℃/s的速率冷却到贝氏体区380~450℃,等温处理10~50s,最后冷却至室温。采用本发明制备方法能够获得高强塑性的冷轧相变诱发塑性钢板,在不损失其塑性的同时显著提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的强度。

Description

一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法
技术领域
[0001] 本发明属于轧钢技术领域,特别涉及一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强 塑性的方法。
背景技术
[0002] 近几年,气候变化、能源短缺等问题对现代工业的发展及人们的日常生活产生着 日益严重的影响。节能减排、低碳环保已经是当今各国工业发展所亟待解决的问题。作为现 代工业的标志与象征的汽车工业既是拉动国民经济发展的支柱产业,也是高消耗、高排放, 造成环境污染的重点行业,其所产生的一系列环境负面影响构成了对汽车工业可持续发展 的巨大挑战。
[0003] 安全、舒适、节能、环保是人们对现代汽车提出的新要求。研宄表明:在其它条件 不变的情况下,汽车质量每减轻10%,则油耗可下降8~10%。因此,在保证整车性能的前提 下实现轻量化,已成为各汽车企业研发新产品的目标,而实现轻量化的主要手段是对结构 的设计优化和新材料、新工艺的应用。采用高强度钢板是汽车业和钢铁界为应对这种趋势 所采取的主要措施。其中相变诱发塑性钢不但具有高的强度,而且还具有高的断后延伸率, 它的研制成功为解决强度和塑性的矛盾提供了方向,因此成为近年来汽车用钢板的一大热 点。
[0004] 然而在进一步提高相变诱发塑性钢的强度的研宄中,将C含量增加到0. 4%左右, 可使相变诱发塑性钢的强度达到1000 MPa以上,如此高的C含量会严重影响焊接性能,以及 使热轧变得困难;采用在最终组织中产生少量M,可提高强度,但损失了韧性和成型性;依 靠添加合金元素(如Nb、V、Ti等)可以显著提高相变诱发塑性钢的综合力学性能,但 这又会增加材料的制备成本。
[0005] CN102766804A公开了一种高强度高塑性的中碳含钒的硅锰钢及其制备方法,属 特殊钢制备工艺技术领域。此发明针对的钢的组成及其重量百分含量为:CO. 35~0. 55%, SiL 00 ~L 80%,MnL 20 ~L 80%,A10. 40 ~L 00%,V0. 15 ~0· 25%,Fe 余量,可使中碳 的含钒、硅锰钢的强塑积达到30000MPa%以上。但是对于如何得到高强度高塑性的碳含量 < 〇. 3%的低碳钢系列制备工艺技术并未提及。
发明内容
[0006] 针对在进一步提高相变诱发塑性钢强度的研宄中存在的诸多问题,本发明提供一 种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法,目的是在现有低成本化学成分设计 的基础之上,采用本发明的新工艺,使其在不损失塑性的同时显著提高低碳硅锰系冷轧相 变诱发塑性钢的强度,这将为进一步提高冷轧相变诱发塑性钢综合性能及发展高强冷轧相 变诱发塑性钢的生产工艺提供新思路。
[0007] 本发明所选用的钢材原料的化学组成按质量百分比为C :0. 10%~0. 25%,Si : L 0% ~2. 0%,Mn : L 0% ~2. 0%,Nb 彡 0· 10%,Ti 彡 0· 10%,P 彡 0· 03%,S 彡 0· 02%,余量为 Fe〇
[0008] 本发明提供一种低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢,其特征在于,组织中多边形铁 素体平均晶粒尺寸为< 4 μπι,残余奥氏体体积分数多8. 5%,残余奥氏体形态包括块状结构 以及存在于贝氏体铁素体板条间的片层状结构;其化学组成按质量百分比为C :0. 10%~ 0· 25%,Si : L 0% ~2. 0%,Mn : L 0% ~2. 0%,Nb 彡 0· 10%,Ti 彡 0· 10%,P 彡 0· 03%,S 彡 0· 02%, 余量为Fe。
[0009] 优选的,残余奥氏体体积分数8. 5~20%。
[0010] 实现本发明的技术方案按照以下步骤进行:
[0011] ⑴选取低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢,经冶炼和锻造制成板还,加热至 1100~1250°C保温,进行粗轧和精轧后将热轧板空冷至600~750°C的温度下卷取;
[0012] ⑵卷取后酸洗所述热轧钢还,以去除氧化物,得到冷轧用钢板;
[0013] (3)将冷轧用钢板采用多80%的压下量进行冷乳,以利于在变形期内显著增加位 错密度,贮存更多的畸变能;
[0014] (4)将冷轧后的钢板以至少80°C /s的加热速率加热到(Ae3 - 40°C )~(Ac3+ 30°C ),退火处理5~15s,然后以40~80°C /s的速率冷却到贝氏体区380~450°C,等温 处理10~50s,最后冷却至室温。
[0015] 所述的'为铁素体相变开始温度,所述的A &为退火加热过程中铁素体向奥氏体 转变开始温度,Ae3为退火加热过程中铁素体向奥氏体转变结束温度。由于钢的成分不同 (如碳含量、硅含量等的变化)、工艺参数变化(如加热速率),A c^ A。3都会随之发生变 化。本发明所采用的钢由热膨胀曲线测得其MPAe3。而化学成分、轧制工艺参数等对A ri 有着显著影响。
[0016] 优选的,步骤1)所述的板坯为,经冶炼和锻造制成50~80mm厚的板坯;更优选 的,步骤1)所述的板坯为,经冶炼和锻造制成60~70_厚的板坯。
[0017] 优选的,步骤1)所述的保温,保温时间为1~2h。
[0018] 优选的,步骤1)所述的所述粗轧过程为3~5道次,粗轧开轧温度为1000~ 1100°C,获得厚度为20~25mm的中间坯。
[0019] 步骤1)所述的精轧为:将中间坯进行精乳,精轧过程为4~6道次,精轧开轧温度 为950~KKKTC,精轧终轧温度为835~885°C,精轧后热轧板的厚度为6~7mm。
[0020] 优选的,步骤1)所述的所述粗轧过程为4道次,精轧过程为5道次。
[0021] 优选的,步骤2)所述的酸洗为使用硫酸或盐酸洗去钢材表面上的氧化铁皮(FeO、 Fe3O4、Fe2O3),使用的酸的浓度及使用方法均可采用现有技术。
[0022] 优选的,步骤3)所述的压下量为80. 0~88. 0%。
[0023] 优选的,步骤4)所述的加热速率为80~180°C /s,贝氏体等温温度为380~ 430。。。
[0024] 本发明技术方案制备得到的相变诱发塑性钢,经测定,组织中多边形铁素体平均 晶粒尺寸为<4μπι,残余奥氏体体积分数多8. 5%,残余奥氏体形态不仅仅局限于块状结 构,而且在贝氏体铁素体板条间能观察到大量的片层状残余奥氏体。
[0025] 本发明的特点和有益效果是:
[0026] 采用本发明的制备方法能够获得高强塑性的冷轧相变诱发塑性钢板,在不损失其 塑性的同时显著提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的强度。
[0027] 本发明的原理是:
[0028] 首先,增加冷轧压下量(多80%),这将直接影响相变诱发塑性钢在连续退火加热 过程中奥氏体再结晶晶粒的大小。冷轧过程中存在一个临界变形量,当冷轧压下量达到此 变形量,可使钢板获得粗大的再结晶晶粒;大于此变形量,则随着变形程度的增加,其退火 晶粒越小;反之,低于此临界变形量,则几乎无再结晶现象,即钢板在退火后仍保持其原始 晶粒。增大冷轧变形量所具有的细化晶粒的现象,简单地讲,就是由于大量的变形所造成钢 板组织的破碎,使再结晶时产生的均匀分布的晶核所引起的。而再结晶奥氏体晶粒的细化 直接细化了退火相变诱发塑性钢板的晶粒组织,此外残余奥氏体体积分数增多(多8. 5%), 从而致使强度和塑性同步增加。
[0029] 其次,在其设备能力允许条件下,增加退火过程中的加热速率。快速加热使连续 退火加热过程中的再结晶开始温度升高,再结晶温度范围扩大,而最终再结晶晶粒尺寸减 小。再结晶晶粒尺寸的减小受形核率和长大率的控制,快速加热时,在形核初期没有足够的 时间发生回复,因而再结晶前回复所消耗的形变储能相对于加热速率较低时来说很少,同 时再结晶温度被推迟到相对高的温度,这也是退火温度参数制定为仏。 3-40°〇~(Ac3 + 30°C ),相对于传统退火温度要高的缘故。快速加热时因为要在有限的时间内要求达到可观 的形核量,所以在较高的再结晶温度下增加了形核率,结果使得晶粒尺寸更为细小,而细化 晶粒是惟一既能提高强度,同时又增加其塑性性能的有效措施,因而退火相变诱发塑性钢 板的强度和塑性同步增加。
附图说明
[0030] 图1为本发明实施例2- V中新发明工艺制备的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢 成品板材在扫描电镜下的金相组织;
[0031] 图2为本发明实施例2- V中新发明工艺制备的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢 成品板材在透射电镜下观察到的块状残余奥氏体形貌;
[0032] 其中(a):块状残余奥氏体的明场形貌,(b):块状残余奥氏体的暗场形貌,(c): (a)中圆圈所标识的衍射花样。
[0033] 图3为本发明实施例2- V中新发明工艺制备的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢 成品板材在透射电镜下观察到的片层状残余奥氏体形貌。
[0034] 其中(a):片层状残余奥氏体的明场形貌,(b):片层状残余奥氏体的暗场形貌, (c) : (a)中圆圈所标识的衍射花样。
具体实施方式
[0035] 本发明实施实例中采用的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的化学组成按质量百 分比为 C :0· 10% ~0· 25%,Si :1· 0% ~2. 0%,Mn :1· 0% ~2. 0%,Nb 彡 0· 10%,Ti 彡 0· 10%, P 彡 0· 03%,S 彡 0· 02%,余量为 Fe。
[0036] 本发明实施实例中板坯在热轧时,加热温度为1100~1250°C,粗轧和精轧后卷取 温度在600~750°C范围。
[0037] 本发明实施实例中冷轧用钢板采用多80%的压下量进行冷轧。
[0038] 本发明实施实例中冷轧后的钢板在退火处理时,加热速率多80°C /s ;退火温度在 (Ac3- 40°C )~(Ae3+ 3〇°C )范围内,退火处理5~Ms。
[0039] 本发明实施实例中退火过程中贝氏体温度为380~450 °C。
[0040] 本发明实施实例中从制备得到的退火钢板上切割出金相试样,经研磨、抛光后采 用4%的硝酸酒精溶液腐蚀,采用扫描电镜进行观察金相组织。
[0041] 本发明实施实例中从制备得到的退火钢板上取样进行透射和X射线衍射分析,分 别观察残余奥氏体形貌和体积分数。X射线衍射仪测定试样的残余奥氏体相对量时,测定 (220)7和(200) α峰的衍射强度,采用Svy= 1.41 γΛΐα+1.4Ιγ)求得残余奥氏体的相对 量;铁素体晶粒尺寸采用割线法来测定。
[0042] 本发明实施实例中从制备得到的退火钢板上取样按标准制成拉伸试样,有效标距 为 50 X 15mm,拉伸速度 5mm/min。
[0043] 下面对本发明的具体实施方式作进一步详细说明,但本发明的实施方式不限于 此。
[0044] 实施例1
[0045] 采用的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的化学组成按质量百分比为C :0. 16%, Si :1. 35%,Mn :1. 51%,P :0. 005%,S :0. 007%,余量为 Fe。由热膨胀曲线测得其 AjP Ac3分 别为735和870 °C。
[0046] 采用上述低碳硅锰系相变诱发塑性钢,经冶炼和锻造制成60mm厚的板坯,加热至 1100°C,保温lh,进行粗乳,粗轧过程为4道次,粗轧开轧温度为1050°C,获得厚度为20mm 的中间坯。
[0047] 将中间坯进行精轧,精轧过程为5道次,精轧开轧温度为980°C,精轧终轧温度为 845°C,精轧后热轧板的厚度为6mm。
[0048] 精轧后将热轧板空冷至635~650°C的温度下卷取;卷取后酸洗所述热轧钢坯,以 去除氧化物,得到冷轧用钢板。
[0049] 将冷轧用钢板分别采用不同的冷轧压下量进行冷轧,具体的冷轧和退火工艺参 数见表1。退火处理后以彡40°C /s的速率冷却到贝氏体区等温处理,最后冷却至室温。 I-I为常规工艺技术制备的冷轧相变诱发塑性钢板,冷轧压下量为70%,加热速率为20°C / s ;1-II~I-IX为采用本发明的制备方法获得的冷轧相变诱发塑性钢板,冷轧压下量为 80. 0~86. 2%,加热速率为80~150°C /s,退火温度在(Ae3- 40°C )~(Ae3+ 30°C )范 围,贝氏体等温温度为380~410°C。
[0050] 钢板的力学性能见表2。与常规工艺技术制备得到的冷轧相变诱发塑性钢板相比, 采用本发明的制备方法获得的冷轧相变诱发塑性钢板的显微组织中,残余奥氏体分数增加 了 1. 8~5. 7%,而力学性能显著提高,其中屈服强度增加了 3~118MPa,抗拉强度增加了 45~140MPa,延伸率提高了 0~3. 3%。可见,采用本发明的制备方法获得的冷轧低碳硅锰 系相变诱发塑性钢板在不损失其塑性的同时显著提高其强度。
[0051] 表1实施例1的冷轧和退火工艺参数
[0052]
Figure CN103194669BD00071
[0053] 表2实施例1的力学性能与组织体积分数
[0054]
Figure CN103194669BD00072
[0055] 实施例2
[0056] 采用的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的化学组成按质量百分比为C :0. 20%, Si :L 23%,Mn :L 32%,Nb :0· 0298%,Ti :0· 031%,P :0· 001%,S :0· 004%,余量为 Fe。由热膨胀 曲线测得其MP A。3分别为755和880°C。
[0057] 采用上述低碳硅锰系相变诱发塑性钢,经冶炼和锻造制成70mm厚的板坯,加热至 1250°C,保温lh,进行粗轧,粗轧过程为4道次,粗轧开轧温度为1100°C,获得厚度为20mm 的中间坯。
[0058] 将中间坯进行精轧,精轧过程为5道次,精轧开轧温度为1000°C,精轧终轧温度为 880°C,精轧后热轧板的厚度为6. 5mm。
[0059] 精轧后将热轧板空冷至~650°C的温度下卷取;卷取后酸洗所述热轧钢坯,以去 除氧化物,得到冷轧用钢板。
[0060] 将冷轧用钢板分别采用不同的冷轧压下量进行冷轧,具体的冷轧和退火工艺参 数见表3。退火处理后以彡40°C /s的速率冷却到贝氏体区等温处理,最后冷却至室温。 2-1为常规工艺技术制备的冷轧相变诱发塑性钢板,冷轧压下量为70%,加热速率为20°C / s ;2-II~2-W为采用本发明的制备方法获得的冷轧相变诱发塑性钢板,冷轧压下量为 86. 2~87. 4%,加热速率为100~160°C /s,退火温度在(Ae3- 40°C )~(A。3+ 30°C )范 围,贝氏体等温温度为390~430 °C。
[0061] 表3实施例2的退火工艺参数
[0062]
Figure CN103194669BD00081
[0063] 与常规工艺技术制备得到的冷轧相变诱发塑性钢板相比,采用本发明的制备方 法获得的冷轧相变诱发塑性钢板的显微组织,其中多边形铁素体平均晶粒尺寸为3. 5~ 4. 0 μ m,图1为本发明实施例2- V中新发明工艺制备的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢成 品板材在扫描电镜下的金相组织,多边形铁素体平均晶粒尺寸为3. 8 μπι ;残余奥氏体分数 增加了 1. 8~5. 5%,多以块状和片层状存在于组织中;图2为本发明实施例2- V中新发明 工艺制备的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢成品板材在透射电镜下观察到的块状残余奥 氏体形貌,其中(a)和(b)分别为块状残余奥氏体的明场形貌和暗场形貌,(c)中的衍射斑 证明(a)中圆圈所标识处为[110]的面心立方结构;图3为本发明实施例2- V中新发明工 艺制备的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢成品板材在透射电镜下观察到的片层状残余奥 氏体形貌,其中(a)和(b)分别为片层状残余奥氏体的明场形貌和暗场形貌,(c)中的衍射 斑证明(a)中圆圈所标识处为[110]的面心立方结构。
[0064] 钢板的力学性能见表4。采用本发明的制备方法获得的冷轧相变诱发塑性钢板的 力学性能显著提高,其中屈服强度增加了 34~113MPa,抗拉强度增加了 33~104MPa,延伸 率提高了 〇. 8~2. 8%。可见,采用本发明的制备方法获得的冷轧低碳硅锰系相变诱发塑性 钢板在不损失其塑性的同时显著提高其强度。
[0065] 表4实施例2的力学性能与组织体积分数
[0066]
Figure CN103194669BD00082
[0067] 实施例3
[0068] 采用的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的化学组成按质量百分比为C :0. 184%, Si :1. 00%,Mn :1. 87%,P :0. 006%,S :0. 003%,余量为 Fe。由热膨胀曲线测得其 AjP A c3分 别为730和850 °C。
[0069] 采用上述低碳硅锰系相变诱发塑性钢,经冶炼和锻造制成70mm厚的板坯,加热至 1100°C,保温lh,进行粗轧,粗轧过程为4道次,粗轧开轧温度为1020°C,获得厚度为25mm 的中间坯。
[0070] 将中间坯进行精轧,精轧过程为5道次,精轧开轧温度为960°C,精轧终轧温度为 840°C,精轧后热轧板的厚度为6. 5mm。
[0071] 精轧后将热轧板空冷至~600°C的温度下卷取;卷取后酸洗所述热轧钢坯,以去 除氧化物,得到冷轧用钢板。
[0072] 将冷轧用钢板分别采用不同的冷轧压下量进行冷轧,具体的冷轧和退火工艺参数 见表5,退火处理后以彡40°C /s的速率冷却到贝氏体区等温处理,最后冷却至室温。3-1 为常规工艺技术制备的冷轧相变诱发塑性钢板,冷轧压下量为70. 6%,加热速率为20°C / s ;3-II~3-W为采用本发明的制备方法获得的冷轧相变诱发塑性钢板,冷轧压下量为 87. 2~87. 7%,加热速率为90~180°C /s,退火温度在(Ae3- 20°C )~(Ae3+ 10°C )范 围,贝氏体等温温度为390~430 °C。
[0073] 钢板的力学性能见表6。与常规工艺技术制备得到的冷轧相变诱发塑性钢板相比, 采用本发明的制备方法获得的冷轧相变诱发塑性钢板的显微组织中,残余奥氏体分数增加 了 2. 4~5. 1%,而力学性能显著提高,其中屈服强度增加了 12~90MPa,抗拉强度增加了 49~117MPa,延伸率提高了 0. 6~2. 2%。可见,采用本发明的制备方法获得的冷轧低碳硅 锰系相变诱发塑性钢板在不损失其塑性的同时显著提高其强度。
[0074] 表5实施例3的退火工艺参数
[0075]
Figure CN103194669BD00091
[0076] 表6实施例3的力学性能与组织体积分数
[0077]
Figure CN103194669BD00092

Claims (6)

1. 一种低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的制备方法,包括下列步骤: (1) 选取低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢,经冶炼和锻造制成板坯,加热至Iioo~ 1250°C保温,进行粗轧和精轧后将热轧板空冷至600~750°C的温度下卷取;所述的粗轧过 程为3~5道次,粗轧开轧温度为1000~1100°C,获得厚度为20~25mm的中间坯;所述 的精轧为:将中间坯进行精轧,精轧过程为4~6道次,精轧开轧温度为950~1000°C,精 轧终轧温度为835~885°C,精轧后热轧板的厚度为6~7mm; (2) 卷取后酸洗所述热轧钢坯,以去除氧化物,得到冷轧用钢板; (3) 将冷轧用钢板采用多80%的压下量进行冷轧; (4) 将冷轧后的钢板以至少80°C/s的加热速率加热到(Ae3- 40°C)~(Ae3+30°C),退 火处理5~15s,然后以40~80°C/s的速率冷却到贝氏体区380~450°C,等温处理10~ 50s,最后冷却至室温; 所述的低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢,组织中多边形铁素体平均晶粒尺寸为 < 4ym,残余奥氏体体积分数多8. 5 %,残余奥氏体形态包括块状结构以及存在于贝氏体 铁素体板条间的片层状结构;其化学组成按质量百分比为C:0. 10%~0.25%,Si:1.0%~ 2. 0%,Mn:1. 0%~2. 0%,Nb彡 0• 10%,Ti彡 0• 10%,P彡 0• 03%,S彡 0• 02%,余量为 Fe0
2. 如权利要求1所述低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的制备方法,其特征在于,步骤 1)所述的板还为,经冶炼和锻造制成50~80mm厚的板还。
3. 如权利要求1所述低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的制备方法,其特征在于,步骤 1)所述的板还为,经冶炼和锻造制成60~70mm厚的板还。
4. 如权利要求1所述低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的制备方法,其特征在于,步骤 1)所述的保温,保温时间为1~2h。
5. 如权利要求1所述低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的制备方法,其特征在于,步骤 3) 所述的压下量为80. 0~88. 0%。
6. 如权利要求1所述低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢的制备方法,其特征在于,步骤 4) 所述的加热速率为80~180°C/s,贝氏体等温温度为380~430°C。
CN201310128245.8A 2013-04-12 2013-04-12 一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法 Active CN103194669B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201310128245.8A CN103194669B (zh) 2013-04-12 2013-04-12 一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201310128245.8A CN103194669B (zh) 2013-04-12 2013-04-12 一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103194669A CN103194669A (zh) 2013-07-10
CN103194669B true CN103194669B (zh) 2015-06-10

Family

ID=48717482

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201310128245.8A Active CN103194669B (zh) 2013-04-12 2013-04-12 一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN103194669B (zh)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103866185B (zh) * 2014-03-14 2016-01-20 莱芜钢铁集团有限公司 一种在线制造低成本超细晶粒相变诱发塑性钢无缝管的制备方法
CN104017952B (zh) * 2014-05-28 2016-08-24 攀枝花贝氏体耐磨管道有限公司 一种低合金高强钢制品的节约型免回火强韧化工艺方法
CN106917044B (zh) * 2017-03-03 2019-02-26 北京科技大学 一种冲压成形用石墨化冷轧高碳钢板的制备方法
CN108441765A (zh) * 2018-04-03 2018-08-24 本钢板材股份有限公司 一种冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法
CN110592485B (zh) * 2019-10-18 2021-03-23 山东钢铁集团日照有限公司 生产不同屈服强度级别热镀锌trip780钢的方法
CN111534739A (zh) * 2020-02-17 2020-08-14 本钢板材股份有限公司 一种980MPa级高成形性冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1644743A (zh) * 2004-01-21 2005-07-27 株式会社神户制钢所 可加工性、疲劳特性和表面质量优越的高强度热轧钢板
CN102203310A (zh) * 2008-10-31 2011-09-28 臼井国际产业株式会社 高强度钢制加工品及其制造方法、以及柴油机用燃料喷射管及共轨的制造方法
CN102828119A (zh) * 2011-06-14 2012-12-19 鞍钢股份有限公司 高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1644743A (zh) * 2004-01-21 2005-07-27 株式会社神户制钢所 可加工性、疲劳特性和表面质量优越的高强度热轧钢板
CN102203310A (zh) * 2008-10-31 2011-09-28 臼井国际产业株式会社 高强度钢制加工品及其制造方法、以及柴油机用燃料喷射管及共轨的制造方法
CN102828119A (zh) * 2011-06-14 2012-12-19 鞍钢股份有限公司 高弯曲型980MPa级冷轧双相钢及其制备工艺

Also Published As

Publication number Publication date
CN103194669A (zh) 2013-07-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103194669B (zh) 一种提高低碳硅锰系冷轧相变诱发塑性钢强塑性的方法
CN103184386B (zh) 一种提高低碳硅锰系冷轧双相钢力学性能的方法
CN102471852B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN100516269C (zh) 一种细晶强化碳素结构钢热轧薄板的制造工艺
CN107619993B (zh) 屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法
CN100447280C (zh) 冲压级低碳钢热轧薄板及其制造方法
CN101484601A (zh) 热挤压成形钢板构件及其制造方法
CN107858586B (zh) 一种高强塑积无屈服平台冷轧中锰钢板的制备方法
CN102304664A (zh) 一种高强度高塑性含铝中锰trip冷轧钢板及制备方法
CN103038381A (zh) 钢板及其制造方法
CN108441759B (zh) 一种540MPa级热轧酸洗钢板及其制造方法
CN105420605A (zh) 一种超低屈强比冷轧双相钢及其制造方法
CN105483545A (zh) 一种800MPa级热轧高扩孔钢板及其制造方法
CN105063510A (zh) 一种高塑性700MPa级冷轧耐候双相钢及其制备方法
JP2007291514A (ja) 冷延−再結晶焼鈍後の面内異方性が小さい熱延鋼板、面内異方性が小さい冷延鋼板およびそれらの製造方法
CN102304665A (zh) 一种汽车用钢板及其生产方法
CN104928580A (zh) 低Mn热轧钢及其制备方法
CN104487603A (zh) 冷轧钢板、锌系电镀冷轧钢板、热浸镀锌冷轧钢板、合金化热浸镀锌冷轧钢板及它们的制造方法
CN103320701A (zh) 一种铁素体贝氏体先进高强度钢板及其制造方法
CN108998741A (zh) 超高强韧性中锰相变诱发塑性钢及其制备方法
CN105506476A (zh) 汽车底盘用600MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN103074546A (zh) 冰箱冷凝管用冷轧带钢及其制造方法
WO2007000954A1 (ja) 高炭素冷延鋼板の製造方法
CN102816975B (zh) 一种高r值高强IF钢生产工艺
CN109182923B (zh) 一种低碳微合金化高强塑积冷轧trip980钢的热处理方法

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