CN108411200A - 一种高加工硬化率热轧q&p钢板及其制备方法 - Google Patents

一种高加工硬化率热轧q&p钢板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108411200A
CN108411200A CN201810284151.2A CN201810284151A CN108411200A CN 108411200 A CN108411200 A CN 108411200A CN 201810284151 A CN201810284151 A CN 201810284151A CN 108411200 A CN108411200 A CN 108411200A
Authority
CN
China
Prior art keywords
work hardening
hot rolling
hardening rate
steel plates
high work
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
CN201810284151.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108411200B (zh
Inventor
吴腾
吴润
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.)
Wuhan University of Science and Engineering WUSE
Wuhan University of Science and Technology WHUST
Original Assignee
Wuhan University of Science and Engineering WUSE
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 Wuhan University of Science and Engineering WUSE filed Critical Wuhan University of Science and Engineering WUSE
Priority to CN201810284151.2A priority Critical patent/CN108411200B/zh
Publication of CN108411200A publication Critical patent/CN108411200A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108411200B publication Critical patent/CN108411200B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C22C38/02—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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D8/0226—Hot 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C22C38/06—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
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种高加工硬化率热轧Q&P钢板及其制备方法。其技术方案是，所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分是：C为0.15～0.20wt％，Si为0.60～1.0wt％，Mn为1.2～2.0wt％，Al为0.03～0.06wt％，Nb为0.03～0.06wt％，P≤0.020wt％，S≤0.005wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。将铸坯置入加热炉，入炉温度为700～900℃，加热至1180～1230℃，保温50～90min。前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，终轧温度为800～880℃。冷却至650～720℃，空冷弛豫4～8s析出铁素体，冷却至340℃～400℃，配分处理，配分处理时间为10～60s；水淬至室温，得到高加工硬化率热轧Q&P钢板。本发明工艺简单和成本低，所制制品的工硬化率高、力学性能好、强塑积高和成形性能优异。

Description

一种高加工硬化率热轧Q＆P钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于热轧Q&P钢板技术领域。具体涉及一种高加工硬化率热轧Q&P钢板及其制备方法。
背景技术
近年来，随着汽车节能减排技术的推进，特别是新能源汽车的发展，汽车轻量化成为一种发展趋势，并对薄规格高强汽车用钢的需求越来越大。双相钢(DP)、相变诱发塑性钢(TRIP)、马氏体钢(MART)、孪晶诱导塑性钢(TWIP)、淬火配分钢(Q&P)和热成形钢等先进高强钢均具有高的减重潜力、高的碰撞安全性能和高的成形性能，得到了钢铁生产企业和汽车用户的青睐。而第一代汽车用钢在达到高强的同时塑性较低，其性能已不能满足现代汽车发展需要；第二代汽车用钢加入了较多的合金，使冶炼难度和生产成本均大大增加。采用Q&P工艺生产出来的钢板是一种新型的高强度高韧性多相钢，属于第三代高强钢。在形变过程中，多相钢中稳定存在的残余奥氏体向马氏体转变引起相变强化和塑性增长，有利于均匀变形，实现了强塑性的良好结合，较好地解决了强度和塑性的矛盾。而对于需要有优异成形性能的结构材料，可引入铁素体提高初始加工硬化率来更好的实现强塑性匹配，具有很好的发展应用前景。
现有的Q&P钢板均为冷轧后重新加热至奥氏体区保温、再进行两次配分处理的热轧汽车用钢，正逐渐取代部分冷轧板以制作汽车结构件，如车身结构件、车架、刹车盘和车轮等。采用热轧板制作结构件，不但可以避免冷轧后的钢材加工硬化，降低零件冲压过程中对模具的磨损和回弹量，而且可缩减钢板生产过程中的冷轧、退火、重卷等工序，使生产周期和成本大为降低。
目前，汽车用高强Q&P钢板多需添加Cr、Mo和Ni等贵重金属元素以控制过冷奥氏体转变，显著增加了生产成本。而且，现有汽车用高强钢在实现高强的同时得到的初始加工硬化率n值较低，不利于结构件的冲压成形。“一种汽车用超高强薄钢板的淬火退火制备方法”(CN102943169A)专利技术，该技术将得到的冷轧板重新加热到奥氏体区保温20min，再冷却到两相区保温1200s进行一次配分，接着冷却到400℃保温200s进行二次配分，虽得到含有铁素体的高强汽车用钢，但整个工艺流程耗时较长难以实现大生产，且强塑积不高；“一种抗拉强度780MPa级热轧双相钢板及其制造方法”(CN10291244A)，该技术虽工艺流程简单，但成分中加入了Cr和Ti增加了生产成本，且强塑积和加工硬化率n值较高；“一种高强钢通过热轧及在线热处理的制备方法”(CN104032109A)，该技术得到的强塑积虽较高，但其C、Si和Mn含量均较高，且热轧淬火后需重新升温至两相区保温10min，生产成本高和生产效率较低。
发明内容
本发明旨在克服现有技术缺陷，目的是提供一种工艺简单和生产成本低的高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法，用该方法制备的高加工硬化率热轧Q&P钢板的力学性能好、成形性能优异和强塑积高。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案如下：
所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分是：C为0.15～0.20wt％，Si为0.60～1.0wt％，Mn为1.2～2.0wt％，Al为0.03～0.06wt％，Nb为0.03～0.06wt％，P≤0.020wt％，S≤0.005wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。
所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法是：
1)冶炼和铸造
按所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分进行冶炼，精炼，铸造或连铸，即得铸坯。
2)加热
将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为700～900℃，加热至1180～1230℃，保温50～90min。使所述铸坯的成分与组织均匀、铌能完全固溶和尽可能减少氧化。
3)控制轧制
前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，开轧温度为1140～1160℃，终轧温度为800～880℃，得到热轧板。高温大压下以细化所述铸坯组织和组织的均匀化；大压下产生的大量形变亚结构以利后续控冷和进一步得到细晶组织。
4)空冷驰豫
以≥60℃/s的冷却速度将所述热轧板冷却至650～720℃，空冷驰豫4～8s析出铁素体。析出的铁素体以多边形铁素体为主，晶粒为2～4μm，可动位错较多，有利于塑韧性和加工硬化率的提高。
5)淬火和配分
以≥40℃/s的冷却速度将空冷驰豫后的热轧板冷却至330～400℃，配分处理，配分处理的时间为10～60s。使碳向奥氏体扩散以利未转变为马氏体的奥氏体稳定化，该部分奥氏体保留至室温不发生分解；铌的碳化物应变诱导析出以阻碍形变奥氏体的回复与再结晶，细化了奥氏体晶粒，对最终的转变产物马氏体起到细化作用，提高了热轧Q&P钢板的塑韧性。
6)水淬
水淬至室温，制得的高加工硬化率热轧Q&P钢板。
所述高加工硬化率热轧Q&P钢板具有马氏体、铁素体、碳化物和残余奥氏体的复相组织。
由于采用上述技术方案，本发明与现有技术相比具有如下积极效果：
1)本发明的合金成分简单，为低碳钢，其碳当量较小焊接性能较好。且控轧控冷工艺简易可行，可利用现有生产线上的设备进行生产，热轧淬火后采用一次配分处理大大缩短了流程，配分时间较短且无需重新加热保温，提高了生产效率，节约了生产成本。
2)本发明最大的特点是突破了现有的Q&P钢板通过冷轧后重新加热至奥氏体区保温，并采取两次配分处理的技术方案，也突破了现有汽车用高强钢加工硬化率低的局限性。本发明通过热轧大压下得到大量的形变亚结构，细化了晶粒；空冷驰豫析出铁素体增加了可动位错密度和淬火后一次配分处理，简化了工艺流程，提高了生产效率，节约了生产成本。
3)本发明制备的高强塑积高加工硬化率的热轧Q&P钢板具有马氏体、铁素体、碳化物和残余奥氏体的复相组织，组织特征以长条马氏体与细薄残余奥氏体为主，也有部分细小的多边形铁素体，还有少量颗粒状马氏体/残余奥氏体岛状组织和含Nb的碳化物析出相。这种控多相钢组织结构钢板有着优异的力学性能和成形性能：抗拉强度在800MPa以上；延伸率在24.0％以上；加工硬化率n为0.19～0.23；强塑积在24100～26600MPa·％。
4)本发明制备出的高加工硬化率热轧Q&P钢板具有优异的力学性能，有利于后续的冲压和成形加工，适用于汽车结构材料，应用前景非常广泛。
因此，本发明具有工艺简单、生产效率高和成本低的特点，所制制品的力学性能好、加工硬化率n高、成形性能优异和强塑积高。
附图说明
图1为实验钢控轧控冷工艺示意图；
图2为本发明制备的一种高加工硬化率热轧Q&P钢板的SEM组织图；
图3为本发明制备的另一种高加工硬化率热轧Q&P钢板的SEM组织图；
图4为本发明制备的又一种高加工硬化率热轧Q&P钢板的SEM组织图。
具体实施方式
以下结合附图和具体实施方式对本发明作更详细的描述。这些实例仅仅是对本发明最佳实施方式的描述，并非对本发明保护范围的限制。
一种高加工硬化率热轧Q&P钢板及其制备方法。所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分是：C为0.15～0.20wt％，Si为0.60～1.0wt％，Mn为1.2～2.0wt％，Al为0.03～0.06wt％，Nb为0.03～0.06wt％，P≤0.020wt％，S≤0.005wt％，余量为Fe及不可避免的杂质。
图1为本具体实施方式的一种工艺示意图，从图1可以看出所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法的步骤是：
1)加热
按所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分进行冶炼，精炼，铸造或连铸，即得铸坯；将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为700～900℃，加热至1180～1230℃，保温50～90min。使所述铸坯的成分与组织均匀、铌能完全固溶和尽可能减少氧化。
2)控制轧制
前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，开轧温度为1140～1160℃，终轧温度为800～880℃，得到热轧板。高温大压下以细化所述铸坯组织和组织的均匀化；大压下产生的大量形变亚结构以利后续控冷和进一步得到细晶组织。
3)空冷驰豫
以≥60℃/s的冷却速度(前段冷速)将所述热轧板冷却至650～720℃，空冷驰豫4～8s析出铁素体。析出的铁素体以多边形铁素体为主，晶粒为2～4μm，可动位错较多，有利于塑韧性和加工硬化率n的提高。
4)淬火和配分
以≥40℃/s的冷却速度(后段冷速)将空冷驰豫后的热轧板冷却至330～400℃，配分处理，配分处理的时间为10～60s。使碳向奥氏体分散以利未转变为马氏体的奥氏体稳定化，该部分奥氏体保留至室温不发生分解；铌的碳化物应变诱导析出以阻碍形变奥氏体的回复与再结晶，细化了奥氏体晶粒，对最终的转变产物马氏体起到细化作用，提高了热轧Q&P钢板的塑韧性。
5)水淬
水淬至室温，制得高加工硬化率热轧Q&P钢板。所述高加工硬化率热轧Q&P钢板具有马氏体、铁素体、碳化物和残余奥氏体的复相组织。
本具体实施方式采用3个实施例对所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法进行更为详细的描述：
根据所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分，本具体实施方式的3个实施例的化学组分如表1所示。
表1实施例1～实施例3的高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分(wt％)
本具体实施方式采用3个实施例对具体工艺参数进行描述，具体如表2所示。
表2实施例1～实施例3的高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法的具体工艺参数
本具体实施方式的3个实施例所制制品的力学性能按照GB/T228.1-2010《金属材料拉伸试验第1部分：室温试验方法》进行检测，标距为50mm。检测结果如表3所示：
表3实施例1～实施例3所制制品的力学性能检测结果
图2为实施例1制备的一种高加工硬化率热轧Q&P钢板的SEM组织图；图3为实施例2制备的一种高加工硬化率热轧Q&P钢板SEM组织图；图4为实施例3制备的一种高加工硬化率热轧Q&P钢板SEM组织图。从图2～图4可以看出，本具体实施方式所制备的高加工硬化率热轧Q&P钢板的微观组织为马氏体、铁素体、碳化物和残余奥氏体的复相组织。
从图2可以看出：残余奥氏体量为10.71％，铁素体的体积含量为为20.15％％，马氏体的体积含量为69.14％；从图3可以看出：残余奥氏体量为12.06％，铁素体的体积含量为为24.35％％，马氏体的体积含量为63.59％；从图4可以看出：残余奥氏体量为13.15％，铁素体的体积含量为26.62％，马氏体的体积含量为60.23％。
本具体实施方式与现有技术相比具有如下积极效果：
1)本具体实施方式的合金成分简单，为低碳钢，其碳当量较小焊接性能较好。且控轧控冷工艺简易可行，可利用现有生产线上的设备进行生产，热轧淬火后采用一次配分处理大大缩短了流程，配分时间较短且无需重新加热保温，提高了生产效率，节约了生产成本。
2)本具体实施方式最大的特点是突破了现有的Q&P钢板通过冷轧后重新加热至奥氏体区保温，并采取两次配分处理的技术方案，也突破了现有汽车用高强钢加工硬化率低的局限性。本具体实施方式通过热轧大压下得到大量的形变亚结构，细化了晶粒；空冷驰豫析出铁素体增加了可动位错密度和淬火后一次配分处理，简化了工艺流程，提高了生产效率，节约了生产成本。
3)本具体实施方式制备的高强塑积高加工硬化率的热轧Q&P钢板具有马氏体、铁素体、碳化物和残余奥氏体的复相组织，组织特征以长条马氏体与细薄残余奥氏体为主，也有部分细小的多边形铁素体，还有少量颗粒状马氏体/残余奥氏体岛状组织和含Nb的碳化物析出相。这种控多相钢组织结构钢板有着优异的力学性能和成形性能：抗拉强度在800MPa以上；延伸率在24.0％以上；加工硬化率n为0.19～0.23；强塑积在24100～26600MPa·％。
4)本具体实施方式制备出的高加工硬化率热轧Q&P钢板具有优异的力学性能，有利于后续的冲压和成形加工，适用于汽车结构材料，应用前景非常广泛。
因此，本具体实施方式具有工艺简单、生产效率高和成本低的特点，所制制品的力学性能好、加工硬化率n高、成形性能优异和强塑积高。

Claims (2)

1.一种高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法，其特征在于所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分是：C为0.15～0.20wt％，Si为0.60～1.0wt％，Mn为1.2～2.0wt％，Al为0.03～0.06wt％，Nb为0.03～0.06wt％，P≤0.020wt％，S≤0.005wt％，余量为Fe及不可避免的杂质；
所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法包括如下步骤：
1)冶炼和铸造
按所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的化学组分冶炼，精炼，铸造或连铸，即得铸坯；
2)加热
将所述铸坯置入加热炉，入炉温度为700～900℃，加热至1180～1230℃，保温50～90min；
3)控制轧制
前三个道次进行大压下，压下率为40～60％，开轧温度为1140～1160℃，终轧温度为800～880℃，得到热轧板；
4)空冷驰豫
以≥60℃/s的冷却速度将所述热轧板冷却至650～720℃，空冷驰豫4～8s析出铁素体；
5)淬火和配分
空冷驰豫后以≥40℃/s的冷却速度冷却至330～400℃，配分处理，配分处理的时间为10～60s；
6)水淬
水淬至室温，制得高加工硬化率热轧Q&P钢板。
2.一种高加工硬化率热轧Q&P钢板，其特征在于所述高加工硬化率热轧Q&P钢板是根据权利要求1所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的制备方法所制备的高加工硬化率热轧Q&P钢板；
所述高加工硬化率热轧Q&P钢板的微观组织为马氏体、铁素体、碳化物和残余奥氏体的复相组织。
CN201810284151.2A 2018-04-02 2018-04-02 一种高加工硬化率热轧q＆p钢板及其制备方法 Active CN108411200B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810284151.2A CN108411200B (zh) 2018-04-02 2018-04-02 一种高加工硬化率热轧q＆p钢板及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810284151.2A CN108411200B (zh) 2018-04-02 2018-04-02 一种高加工硬化率热轧q＆p钢板及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108411200A true CN108411200A (zh) 2018-08-17
CN108411200B CN108411200B (zh) 2020-07-10

Family

ID=63132747

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201810284151.2A Active CN108411200B (zh) 2018-04-02 2018-04-02 一种高加工硬化率热轧q＆p钢板及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN108411200B (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109112413A (zh) * 2018-10-22 2019-01-01 湖南人文科技学院 一种12Cr1MoV低合金耐热钢及其生产工艺
CN109988970A (zh) * 2019-04-01 2019-07-09 山东钢铁集团日照有限公司 一种具有不同屈强比的冷轧q&p980钢及其生产方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103233161B (zh) * 2013-04-09 2016-01-20 宝山钢铁股份有限公司 一种低屈强比高强度热轧q&p钢及其制造方法
CN105177415A (zh) * 2015-08-14 2015-12-23 河北钢铁股份有限公司 超高强热轧q&p钢及其生产方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109112413A (zh) * 2018-10-22 2019-01-01 湖南人文科技学院 一种12Cr1MoV低合金耐热钢及其生产工艺
CN109112413B (zh) * 2018-10-22 2019-11-15 湖南人文科技学院 一种12Cr1MoV低合金耐热钢及其生产工艺
CN109988970A (zh) * 2019-04-01 2019-07-09 山东钢铁集团日照有限公司 一种具有不同屈强比的冷轧q&p980钢及其生产方法
CN109988970B (zh) * 2019-04-01 2021-08-31 山东钢铁集团日照有限公司 一种具有不同屈强比的冷轧q&p980钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN108411200B (zh) 2020-07-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109594020B (zh) 一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法
CN107043888B (zh) 一种冷弯性能优异的980MPa级冷轧双相钢钢板及其制备方法
KR101476866B1 (ko) 양호한 스탬핑성을 갖는 저밀도 강
CN109504900B (zh) 一种超高强度冷轧相变诱导塑性钢及其制备方法
CN110066964A (zh) 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法
CN106868281B (zh) 一种超细晶铁素体/低温贝氏体双相钢及其制备方法
CN104651734B (zh) 1000MPa级高强度高塑性含铝中锰钢及其制造方法
CN108914000B (zh) 一种抗拉强度780MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN107119228A (zh) 一种抗拉强度700～800MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
CN102719732A (zh) 热轧高强度双相钢板及其制造方法
CN104630641A (zh) 800MPa级高强度高塑性低碳中锰钢及其制造方法
CN102199732B (zh) 一种含硼热处理用钢板及其制造方法
CN110408861B (zh) 一种具较低Mn含量的冷轧高强塑积中锰钢及其制备方法
CN109778062A (zh) 一种抗拉强度1200MPa级冷轧复相钢及其制备方法
CN109207849A (zh) 高强高塑性1000MPa级热轧钢板及制备方法
CN107385319A (zh) 屈服强度400MPa级精密焊管用钢板及其制造方法
CN110129673A (zh) 一种800MPa级高强塑积Q&P钢板及其制备方法
CN105401090A (zh) 一种精密冲压汽车座椅调节齿板用冷轧钢板及其制造方法
CN103469090A (zh) 一种超高强热成形钢的退火方法
CN114150227B (zh) 用中薄板坯轧制Rm≥1500MPa高韧性热冲压钢及生产方法
CN108913998A (zh) 一种冷轧双相钢及其制备方法
CN108504925A (zh) 一种短流程热轧q&p钢板及其制备方法
CN108359901A (zh) 一种1200MPa级低碳热轧双相钢及其制备方法
CN110747405A (zh) 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法
CN114214563A (zh) 用薄板坯轧制Rm≥1500MPa高韧性热冲压钢及生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant