CN108486501A - 一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法 - Google Patents

一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN108486501A
CN108486501A CN201810459694.3A CN201810459694A CN108486501A CN 108486501 A CN108486501 A CN 108486501A CN 201810459694 A CN201810459694 A CN 201810459694A CN 108486501 A CN108486501 A CN 108486501A
Authority
CN
China
Prior art keywords
cold rolling
dual phase
hot dip
dip galvanizing
enhancing plasticity
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
CN201810459694.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN108486501B (zh
Inventor
韩赟
邝霜
谢春乾
刘华赛
邱木生
姜英花
齐秀美
王勇围
刘广会
滕华湘
崔阳
李飞
章军
朱国森
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.)
Shougang Group Co Ltd
Original Assignee
Shougang 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 Shougang Group Co Ltd filed Critical Shougang Group Co Ltd
Priority to CN201810459694.3A priority Critical patent/CN108486501B/zh
Publication of CN108486501A publication Critical patent/CN108486501A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN108486501B publication Critical patent/CN108486501B/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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D8/0226—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
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—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
    • 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

Abstract

本发明提供了一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，包含以下重量百分比的化学成分：C:0.15‑0.23％，Si:0.1‑0.5％，Mn:1.8‑2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5‑1.0％，Cr：0.3‑0.6％，Ti：0.01‑0.04％，余量为Fe及不可避免杂质。经性能检测，本发明的冷轧热镀锌双相钢抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于700MPa，标距在80mm的延伸率大于14％，具有增强塑性；本发明采用C‑Si‑Mn‑Al‑Cr‑Ti合金体系设计，不添加Nb、Mo等昂贵金属元素，成本相对较低。另外，通过合金成分设计及退火工艺调整引入一定量残余奥氏体，从而产生比传统双相钢更好的延伸率，通过炉内气氛调整实现良好的镀锌表面质量，适用于具有复杂拉延成形需求的汽车零件生产。

Description

一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造 方法
技术领域
本发明涉及冷轧钢技术领域，具体为一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧双相钢及其制备方法。
背景技术
为了实现汽车轻量化节能减排、汽车安全性提高，先进高强钢在白车身中的应用与日俱增。以国际钢协汽车用钢联盟提出的“未来钢质车身(FSV)”为例，先进高强钢在白车身上的使用比例高达97％，而其中1000MPa以上钢种的使用比例接近50％，最终在成本无增加的前提下，实现白车身减重35％。
双相钢由于良好的综合力学性能已经成为先进高强钢中应用量最大的钢种，并将在未来相当长时间内发挥重要的作用。然而，汽车企业在双相钢使用过程中也发现传统的双相钢在诸多高拉延性的零件上成形困难，难以满足汽车设计复杂的冲压结构件，尤其以1000MPa以上更为突出。然而，针对上述问题，目前1000MPa及以上冷轧热镀锌先进高强钢中，尚未有非常好的解决方案。
发明内容
针对背景技术中的上述缺陷，本发明的主要目的在于提供一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其抗拉强度达到1000MPa级，抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于700MPa，标距在80mm的延伸率大于14％。
为了达到上述目的，本发明采用如下技术方案，一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，包含以下重量百分比的化学成分：
C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质。
作为进一步的优选，所述冷轧热镀锌双相钢组织包含铁素体、马氏体及奥氏体。
作为进一步的优选，所述成分中，C元素化学成分百分比：0.18-0.21％。
作为进一步的优选，所述成分中，Si元素化学成分百分比：0.2-0.4％。
作为进一步的优选，所述成分中，Mn元素化学成分百分比：1.9-2.1％。
作为进一步的优选，所述成分中，Al元素化学成分百分比：0.6-0.8％。
作为进一步的优选，所述成分中，Cr元素化学成分百分比：0.4-0.5％。
作为进一步的优选，所述成分中，Ti元素化学成分百分比：0.015-0.025％。
本发明的另一目的在于提供一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢的制备方法，包括如下步骤：
钢水经过转炉冶炼后获得连铸坯，所述连铸坯化学成分重量百分比如下：C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质；
将所述连铸坯加热至1150-1250℃保温，终轧温度890±20℃，卷取温度650±20℃，经过热轧获得热轧板；
将所述热轧板经冷轧得到冷硬带钢；
将所述冷硬带钢经过退火处理，带钢加热过程中采取炉内加湿，在5％H2+95％N2条件下控制露点温度为-30℃至-10℃；退火保温温度为760-820℃；将带钢缓慢冷却至660-720℃；缓慢冷却后的带钢在20％高氢条件下快冷至镀锌温度450-460℃；镀锌结束后带钢冷却至410-430℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250-290℃。
作为进一步的优选，所述冷轧的变形量45-60％。
本发明的有益效果是：本发明冷轧热镀锌双相钢，包含以下重量百分比的化学成分：C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质。经性能检测，本发明的冷轧热镀锌双相钢抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于700MPa，标距在80mm的延伸率大于14％，具有增强塑性；本发明采用C-Si-Mn-Al-Cr-Ti合金体系设计，不添加Nb、Mo等昂贵金属元素，成本相对较低。另外，通过合金成分设计及退火工艺调整引入一定量残余奥氏体，从而产生比传统双相钢更好的延伸率，通过炉内气氛调整实现良好的镀锌表面质量，适用于具有复杂拉延成形需求的汽车零件生产。
附图说明
图1为本发明实施例具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢的显微组织示意图。
图2为本发明实施例具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢的表面质量示意图。
具体实施方式
本发明通过提供一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法，获得了抗拉强度能达到1000MPa级别的冷轧双相钢，避免了现有技术在产品设计及工业生产中的缺陷。
为了解决上述缺陷，本发明实施例的主要思路是：
本发明实施例具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，包含以下重量百分比的化学成分：
C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质。
C元素是双相钢中最重要的固溶强化元素及奥氏体稳定化元素，为了在冷却过程中获得足够的马氏体量以保证强度，并获得一定量的残余奥氏体量，C含量需控制在一个合适范围。
Si元素有助于扩大两相区，溶解于铁素体起到强化效果，同时Si可以有效抑制残余奥氏体分解及碳化物析出。但Si元素过多会对焊接性能及表面质量带来不利影响，因此Si含量需控制在一个合适范围。
Mn元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对强化具有重要作用，为满足强度及获得一定量残余奥氏体量，本发明Mn含量需控制在一个合适范围。
P元素作为有害元素，在晶界偏聚将会导致晶界强度下降从而恶化材料机械性能，本发明P元素含量控制在0.01％以下。
S元素作为有害元素，主要防止与Mn结合产生MnS从而恶化材料性能，本发明S元素含量控制在0.01％以下。
Al元素作用与Si相似，可以有效抑制残余奥氏体分解及碳化物析出，但Al元素含量过高容易产生连铸过程水口堵塞等问题，因此Al含量需控制在一个合适范围。
Cr元素可以提高奥氏体淬透性，从而获得足够量的马氏体保证强度，但同时Cr元素为铁素体区扩大元素，Cr元素过多，不利于残余奥氏体的生成，因此Cr含量需控制在一个合适范围。
Ti元素作为微合金元素，可以与C结合生成TiC纳米析出相，起到细化晶粒及析出强化的作用，对改善组织形态、提高屈服强度有着显著的作用，但Ti含量过高又会对延伸率造成不利影响，因此Ti含量需控制在一个合适范围。
本发明实施例具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢的制备方法，包括以下步骤：钢水经过转炉冶炼后采用连铸方式获得连铸坯；连铸坯经过热轧获得热轧板，热轧板经冷轧得到冷硬带钢；冷硬带钢经过连续退火工艺处理得到冷轧连退双相钢成品。
本发明通过成分的配比设计以及选用相应的制备方法，且对方法中的参数进行调整，保证了最终双相钢产品的实际性能以及镀锌表面质量。
为了让本发明之上述和其它目的、特征、和优点能更明显易懂，下文特举数实施例，来说明本发明所述之具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制备方法。
本发明实施例具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制备方法，包括以下步骤：
(1)将钢水经过转炉冶炼，采用连铸方式获得连铸坯；实际化学成分如表1所示。
表1具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢化学成分(wt％)
实施例 C Si Mn P S Al Cr Ti
1 0.185 0.35 2.05 0.008 0.005 0.70 0.45 0.021
2 0.19 0.30 2.0 0.009 0.004 0.65 0.42 0.019
3 0.195 0.30 1.95 0.007 0.005 0.70 0.43 0.020
4 0.20 0.30 1.90 0.008 0.004 0.65 0.44 0.022
(2)将上述连铸坯经过热轧获得热轧板，连铸坯加热温度为1150-1250℃，热轧终轧温度890±20℃，热轧卷取温度650±20℃，热轧板进一步经冷轧得到冷硬带钢，冷轧变形量45-60％，具体如表2所示。
上述步骤中加热1150-1250℃是为了实现奥氏体化、组织均匀化及Ti微合金元素的固溶，温度过高可能会导致晶粒异常长大，温度过低可能导致成分组织不均匀、奥氏体化不完全、固溶不充分。终轧温度890±20℃主要是为了保证获得良好的奥氏体或铁素体晶粒，终轧温度过高晶粒可能长大，终轧温度过低可能出现混晶。卷取温度650±20℃依据该成分相变温度制定，主要是为了方便卷取，获得较好的热轧性能，同时保证Ti微合金元素的适当析出，卷取温度过高容易造成表面质量不好，塌卷等缺陷，卷取温度过低又容易导致热轧强度太高，给后续冷轧带来困难等。
冷轧变形量为45-60％，若冷轧变形量不足，容易导致形变储能不够，不利于退火再结晶，进而影响成品力学性能。变形量太大，容易造成边裂等缺陷。
表2具有增强塑性的1000MPa冷轧热镀锌双相钢热轧工艺及产品厚度
实施例 加热温度 终轧温度 卷曲温度 热轧厚度 冷轧厚度
1 1197℃ 893℃ 665℃ 3.0mm 1.4mm
2 1211℃ 884℃ 669℃ 3.0mm 1.4mm
3 1223℃ 879℃ 668℃ 3.0mm 1.4mm
4 1219℃ 895℃ 657℃ 3.0mm 1.4mm
(3)将上述冷硬带钢进行热镀锌退火工艺处理得到成品。热镀锌退火工艺见表3。带钢加热过程中采取炉内加湿，在5％H2+95％N2条件下控制露点温度为-30℃至-10℃；退火保温温度为760-820℃；将加热后的带钢缓慢冷却至660-720℃；缓冷后带钢在20％高氢条件下快冷至镀锌温度450-460℃；镀锌结束后带钢冷却至410-430℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250-290℃。
其中，由于成分体系中Mn、Al含量较高，因此在退火加热过程中采取炉内加湿，在5％H2+95％N2条件下控制露点温度为-30℃至-10℃，从而抑制带钢的外氧化，保证产品的可镀性。退火温度760-820℃为该成分体系计算出的两相区温度。带钢缓慢冷却至660-720℃，高Al含量会促使C、Mn等元素由铁素体向奥氏体富集，从而增加奥氏体稳定性；温度过高会导致铁素体比例下降，奥氏体中平均合金元素含量降低而稳定性下降，最终不能获得稳定的残余奥氏体，温度过低容易导致铁素体比例过高，强度下降。缓冷后在20％高氢条件下快冷，保证带钢的冷却速度，冷却至适宜进锌锅的450-460℃；镀锌结束后带钢冷却至410-430℃，保证锌层表面的正常凝固，防止锌液流动；随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250-290℃，保证锌层完全凝固，避免锌层粘附在顶辊，同时影响锌层粘附性。
表3具有增强塑性的1000MPa冷轧热镀锌双相钢退火工艺
对成品取样进行残余奥氏体含量测定及力学性能测试，结果见表4。各性能采用常规检测方法，不再赘述。
表4具有增强塑性的1000MPa冷轧热镀锌双相钢力学性能
附图1所示为实施例4具有增强塑性的1000MPa冷轧热镀锌双相钢试样典型的微观组织照片。组织包含铁素体、马氏体、残余奥氏体及少量贝氏体。
附图2所示为实施例4具有增强塑性的1000MPa冷轧热镀锌双相钢生产表面质量。可以看出镀锌表面质量良好，无明显缺陷。
上述本申请实施例中的技术方案，至少具有如下的技术效果或优点：
本发明冷轧热镀锌双相钢，包含以下重量百分比的化学成分：C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质。经性能检测，本发明的冷轧热镀锌双相钢抗拉强度大于980MPa，屈服强度大于700MPa，标距在80mm的延伸率大于14％，具有增强塑性；本发明采用C-Si-Mn-Al-Cr-Ti合金体系设计，不添加Nb、Mo等昂贵金属元素，成本相对较低。另外，通过合金成分设计及退火工艺调整引入一定量残余奥氏体，从而产生比传统双相钢更好的延伸率，通过炉内气氛调整实现良好的镀锌表面质量，适用于具有复杂拉延成形需求的汽车零件生产。
以上所述的具体实施方式，对本发明的目的、技术方案和有益效果进行了进一步详细说明，所应理解的是，以上所述仅为本发明的具体实施方式而已，并不用于限制本发明，凡在本发明的精神和原则之内，所做的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：包含以下重量百分比的化学成分：
C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质。
2.根据权利要求1所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：所述冷轧热镀锌双相钢组织包含铁素体、马氏体及奥氏体。
3.根据权利要求1所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：所述成分中，C元素化学成分百分比：0.18-0.21％。
4.根据权利要求1所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：所述成分中，Si元素化学成分百分比：0.2-0.4％。
5.根据权利要求1所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：所述成分中，Mn元素化学成分百分比：1.9-2.1％。
6.根据权利要求1所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：所述成分中，Al元素化学成分百分比：0.6-0.8％。
7.根据权利要求1所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：所述成分中，Cr元素化学成分百分比：0.4-0.5％。
8.根据权利要求1所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢，其特征在于：所述成分中，Ti元素化学成分百分比：0.015-0.025％。
9.如权利要求1-8任一项所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于：包括如下步骤：
钢水经过转炉冶炼后获得连铸坯，所述连铸坯化学成分重量百分比如下：C:0.15-0.23％，Si:0.1-0.5％，Mn:1.8-2.3％，P：≤0.01％，S：≤0.01％，Al：0.5-1.0％，Cr：0.3-0.6％，Ti：0.01-0.04％，余量为Fe及不可避免杂质；
将所述连铸坯加热至1150-1250℃保温，终轧温度890±20℃，卷取温度650±20℃，经过热轧获得热轧板；
将所述热轧板经冷轧得到冷硬带钢；
将所述冷硬带钢经过退火处理，带钢加热过程中采取炉内加湿，在5％H2+95％N2条件下控制露点温度为-30℃至-10℃；退火保温温度为760-820℃；将带钢缓慢冷却至660-720℃；缓慢冷却后的带钢在20％高氢条件下快冷至镀锌温度450-460℃；镀锌结束后带钢冷却至410-430℃，随后采用风冷冷却，冷却塔顶辊温度控制在250-290℃。
10.如权利要求1-8任一项所述的具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢的制备方法，其特征在于：所述冷轧的变形量45-60％。
CN201810459694.3A 2018-05-15 2018-05-15 一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法 Active CN108486501B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810459694.3A CN108486501B (zh) 2018-05-15 2018-05-15 一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201810459694.3A CN108486501B (zh) 2018-05-15 2018-05-15 一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN108486501A true CN108486501A (zh) 2018-09-04
CN108486501B CN108486501B (zh) 2020-07-24

Family

ID=63354390

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201810459694.3A Active CN108486501B (zh) 2018-05-15 2018-05-15 一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN108486501B (zh)

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109594020A (zh) * 2018-12-28 2019-04-09 首钢集团有限公司 一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法
CN110093491A (zh) * 2019-05-17 2019-08-06 中冶赛迪工程技术股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN110408873A (zh) * 2019-08-07 2019-11-05 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
CN111020124A (zh) * 2019-12-13 2020-04-17 首钢集团有限公司 一种锌基镀层涂覆的热冲压用钢及其制备方法
CN111893377A (zh) * 2020-07-13 2020-11-06 首钢集团有限公司 一种1900MPa级高强韧性热冲压用铝硅镀层钢板及其制备方法
CN111893379A (zh) * 2020-07-13 2020-11-06 首钢集团有限公司 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法
CN112195416A (zh) * 2020-09-30 2021-01-08 首钢集团有限公司 一种含铝高强钢及其制备方法、应用
CN112281062A (zh) * 2020-10-22 2021-01-29 本钢板材股份有限公司 1000MPa级低成本热镀锌双相钢及其制备方法
CN112553531A (zh) * 2020-12-04 2021-03-26 山东钢铁集团日照有限公司 一种制管用低成本热成型钢及其生产制备方法
CN113061810A (zh) * 2021-03-17 2021-07-02 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法
CN113684427A (zh) * 2021-08-13 2021-11-23 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种具有优良胀形能力800MPa级双相钢及其制备方法
CN114214562A (zh) * 2021-12-03 2022-03-22 首钢集团有限公司 一种软质镀锡板、制备方法及容器
CN114807737A (zh) * 2021-01-21 2022-07-29 宝山钢铁股份有限公司 一种热镀锌钢及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101348885A (zh) * 2008-09-11 2009-01-21 北京科技大学 一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN104561812A (zh) * 2014-12-26 2015-04-29 北京科技大学 一种1000MPa级高铝热镀锌双相钢及其制备方法
CN104831177A (zh) * 2015-05-11 2015-08-12 首钢总公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法
CN105950998A (zh) * 2016-07-11 2016-09-21 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
CN106119716A (zh) * 2016-06-17 2016-11-16 首钢总公司 一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法
CN107058895A (zh) * 2016-12-23 2017-08-18 首钢总公司 一种1000MPa级热镀锌双相钢及其制备方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101348885A (zh) * 2008-09-11 2009-01-21 北京科技大学 一种1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN104561812A (zh) * 2014-12-26 2015-04-29 北京科技大学 一种1000MPa级高铝热镀锌双相钢及其制备方法
CN104831177A (zh) * 2015-05-11 2015-08-12 首钢总公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制备方法
CN106119716A (zh) * 2016-06-17 2016-11-16 首钢总公司 一种塑性增强的冷轧热镀锌双相钢及其生产方法
CN105950998A (zh) * 2016-07-11 2016-09-21 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
CN107058895A (zh) * 2016-12-23 2017-08-18 首钢总公司 一种1000MPa级热镀锌双相钢及其制备方法

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109594020B (zh) * 2018-12-28 2020-07-24 首钢集团有限公司 一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法
CN109594020A (zh) * 2018-12-28 2019-04-09 首钢集团有限公司 一种抗拉强度1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法
CN110093491A (zh) * 2019-05-17 2019-08-06 中冶赛迪工程技术股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
CN110093491B (zh) * 2019-05-17 2020-12-22 中冶赛迪工程技术股份有限公司 一种冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
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
CN110408873A (zh) * 2019-08-07 2019-11-05 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
CN111020124A (zh) * 2019-12-13 2020-04-17 首钢集团有限公司 一种锌基镀层涂覆的热冲压用钢及其制备方法
CN111893379B (zh) * 2020-07-13 2022-01-18 首钢集团有限公司 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法
CN111893379A (zh) * 2020-07-13 2020-11-06 首钢集团有限公司 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法
CN111893377A (zh) * 2020-07-13 2020-11-06 首钢集团有限公司 一种1900MPa级高强韧性热冲压用铝硅镀层钢板及其制备方法
CN111893377B (zh) * 2020-07-13 2021-10-26 首钢集团有限公司 一种1900MPa级高强韧性热冲压用铝硅镀层钢板及其制备方法
CN112195416A (zh) * 2020-09-30 2021-01-08 首钢集团有限公司 一种含铝高强钢及其制备方法、应用
CN112281062A (zh) * 2020-10-22 2021-01-29 本钢板材股份有限公司 1000MPa级低成本热镀锌双相钢及其制备方法
CN112553531A (zh) * 2020-12-04 2021-03-26 山东钢铁集团日照有限公司 一种制管用低成本热成型钢及其生产制备方法
CN114807737A (zh) * 2021-01-21 2022-07-29 宝山钢铁股份有限公司 一种热镀锌钢及其制造方法
CN113061810A (zh) * 2021-03-17 2021-07-02 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法
CN113061810B (zh) * 2021-03-17 2022-05-17 山东钢铁集团日照有限公司 一种590MPa级增强成型性热镀锌双相钢的生产方法
CN113684427A (zh) * 2021-08-13 2021-11-23 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种具有优良胀形能力800MPa级双相钢及其制备方法
CN114214562A (zh) * 2021-12-03 2022-03-22 首钢集团有限公司 一种软质镀锡板、制备方法及容器

Also Published As

Publication number Publication date
CN108486501B (zh) 2020-07-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108486501A (zh) 一种具有增强塑性的1000MPa级冷轧热镀锌双相钢及其制造方法
KR101985123B1 (ko) 고강도 냉연 박강판 및 그 제조 방법
JP5884714B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2772556B1 (en) Method for producing high-strength steel sheet having superior workability
EP3128027B1 (en) High-strength cold rolled steel sheet having high yield ratio, and production method therefor
CN105940134B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5135868B2 (ja) 缶用鋼板およびその製造方法
EP2762581B1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for producing same
WO2011013838A1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN105143486B (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
JP5549238B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP5488129B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP6597889B2 (ja) 高強度冷延薄鋼板および高強度冷延薄鋼板の製造方法
JPWO2011093319A1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
EP3187613A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same
CN103998639B (zh) 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2011118421A1 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
EP3418419A1 (en) Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet
EP3255163A1 (en) High-strength steel sheet and production method therefor
KR20210059748A (ko) 강판 및 그 제조 방법
US10907233B2 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet with excellent aging resistance properties and bake hardenability, and method for manufacturing same
WO2020004661A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20210059747A (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP2002226937A (ja) 成形後の熱処理による強度上昇能に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板ならびに冷延鋼板の製造方法
US20240026511A1 (en) High-strength galvannealed steel sheet having excellent powdering resistance and manufacturing method therefor

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