CN109161795B - 具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法 - Google Patents

具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN109161795B
CN109161795B CN201811012939.4A CN201811012939A CN109161795B CN 109161795 B CN109161795 B CN 109161795B CN 201811012939 A CN201811012939 A CN 201811012939A CN 109161795 B CN109161795 B CN 109161795B
Authority
CN
China
Prior art keywords
cooling
processability
beam steel
fatigue behaviour
strength beam
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
CN201811012939.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN109161795A (zh
Inventor
梁文
刘永前
王立新
胡俊
赵江涛
刘斌
魏兵
张扬
刘昌明
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 Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Wuhan Iron and Steel 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 Wuhan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Wuhan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN201811012939.4A priority Critical patent/CN109161795B/zh
Publication of CN109161795A publication Critical patent/CN109161795A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN109161795B publication Critical patent/CN109161795B/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
    • 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
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制备方法，该钢的化学成分及重量百分比如下：C：0.04～0.07％，Si：0.05～0.15％，Mn：1.3～1.6％，P：≤0.013％，S：≤0.004％，Nb：0.02～0.04％，Ti：≤0.002％，N：≤0.004％，Alt：0.010～0.030％，O：≤0.002％，且Ti/O＜2，其余为Fe及不可避免的杂质。本发明生产出来的厚度2.0～7.0mm的汽车大梁钢，力学性能达到了ReL≥480MPa，Rm≥600MPa，A≥20％，零件减重17％，经路试，综合路段8000km，横梁完好无损；本发明高强汽车大梁钢不但具有良好的疲劳性能，还具有极佳的成型性能。

Description

具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造 方法
技术领域
本发明涉及冶金技术，具体地指一种具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法。
背景技术
随着安全与环保观念深入人心，特别是GB1589-2016《汽车、挂车及汽车列车外廓尺寸、轴荷及质量限值》的发布与实施，人们对汽车用钢高强减薄的要求越来越迫切。然而在汽车大梁领域，纵梁的使用早已采用700MPa甚至更高的强度级别，而横梁因为结构较复杂，对大梁钢的成型提出了更高的要求。目前仍普遍采用510L强度的产品进行横梁的生产，严重制约了汽车轻量化的进行。
汽车生产企业在设计新车型时，将横梁的强度级别提高至600MPa以上，同时对材料的厚度进行减薄设计，为了确保刚度，对结构设计复杂化，如鳄鱼梁，该零件为钢板两侧拉延成10mm深的，并采用铆接方式与纵梁连接，采用普通的610L进行成型，常常出现成型开裂的现象。采用高延伸凸缘钢FB60进行生产，在零件的疲劳性能检测台架实验中常常出现实验提前失效。因此，寻找一种能够兼顾疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢便成为亟待解决的技术问题。
发明内容
本发明的目的就是要提供一种具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法，该高强汽车大梁钢不但具有良好的疲劳性能，还具有极佳的成型性能。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案是：一种具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢，其化学成分及重量百分比如下：C：0.04～0.07％，Si：0.05～0.15％，Mn：1.3～1.6％，P：≤0.013％，S：≤0.004％，Nb：0.02～0.04％，Ti：≤0.002％，N：≤0.004％，Alt：0.010～0.030％，O：≤0.002％，且Ti/O＜2，其余为Fe及不可避免的杂质。
进一步地，所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢，其化学成分及重量百分比如下：C：0.042～0.050％，Si：0.12～0.14％，Mn：1.51～1.55％，P：0.010～0.013％，S：0.0028～0.0034％，Nb：0.024～0.031％，Ti：0.0016～0.0018％，N：0.0028～0.0031％，Alt：0.015～0.018％，O：0.0014～0.0016％，且Ti/O＜2，其余为Fe及不可避免的杂质。
一种前述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：依次包括冶炼、精炼、Si-Ca处理、连铸、加热、粗轧、精轧、层流冷却及卷取步骤，所述Si-Ca处理步骤中，控制Ca/S比为1.0～3.0；所述连铸步骤中，冷却模式采用强冷，冷却水量Φ与连铸坯拉速V拉的关系为Φ(L/min)＝3.34×103×V拉(m/min)；所述加热步骤中，加热温度为1160～1200℃；所述层流冷却步骤中，采用两段式冷却，第一段冷却为超快冷却工艺，水冷冷速为100～200℃/s，第二段冷却为加密冷却工艺，水冷冷速为60～120℃/s；所述卷取步骤中，卷取温度为410～470℃。
进一步地，所述连铸步骤中，采用电磁搅拌，连铸拉速为1.2～1.4m/min，连铸水量为4012～4678L/min。
进一步地，所述层流冷却步骤中，空冷段的开始温度为680～740℃，空冷时间为8～12s。
进一步地，所述精轧步骤中，精轧温度为820～880℃。
进一步地，所述加热步骤中，加热温度为1170～1185℃。
进一步地，所述层流冷却步骤中，第一段冷却的水冷冷速为120～170℃/s，空冷段的开始温度为685～720℃，空冷时间为8.5～11.5s，第二段冷却的水冷冷速为75～88℃/s。
进一步地，所述层流冷却步骤中，第一段冷却的水冷冷速为120～140℃/s，空冷段的开始温度为685～693℃，空冷时间为11～11.5s，第二段冷却的水冷冷速为75～88℃/s。
更进一步地，所述卷取步骤中，卷取温度为418～465℃。
对本发明钢的成分分析如下：
C：碳作为钢中重要的合金元素，对提高钢板强度、促进第二相析出均有重要的意义。但是含量过高，会影响焊接性能和成型性能。冷成型用低碳钢目前应用广泛，故采用0.04～0.07％的范围。
Si：硅提高钢板强度，扩大中温相变区、抑制碳化物析出等好处，但是过高对钢板表面质量有不良影响。而硅作为脱氧剂，过低不利于控制钢中氧含量。故采用0.05～0.15％的范围。
Mn：锰是钢中主要的固溶强化元素，是典型的奥氏体稳定化元素，并起到细化铁素体晶粒的作用，对推迟珠光体转变以及贝氏体转变也有较好的效果。故采用1.3～1.6％的范围。
P：磷作为钢中有害夹杂对钢的低温冲击韧性、延伸率、焊接性及抗疲劳裂纹扩展特性具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，磷含量控制在≤0.013％。
S：硫作为钢中有害夹杂对钢的低温韧性、抗疲劳裂纹扩展特性(主要长条状硫化物)具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的低温冲击韧性、抗疲劳裂纹扩展特性，理论上要求越低越好；但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本和物流顺畅原则，S含量控制在≤0.004％。
Nb：微合金元素铌具有显著的细晶强化和中等程度的沉淀强化作用，有利于提高钢板强度。综合考虑成本和强度，将Nb控制在0.02～0.04％。
Ti、N：钛元素的添加，除了可以提高焊接性能，其对强度也有一定的贡献。但Ti与N亲合力很大，生成弥散分布的TiN粒子，抑制板坯加热和热轧过程中奥氏体晶粒过分长大，当Ti含量添加量超过0.02％，再进一步增加钢中Ti含量对钢板细化晶粒与改善钢板焊接性作用均不大，且TiN夹杂的风险显著增大，因此适宜的Ti含量范围为≤0.002％，考虑到生产成本，N含量控制在≤0.004％。
Alt：铝作为脱氧的主要元素，其在钢中的含量能够决定钢中O的含量。但Al含量过高，会生成Al2O3，它是TiN异质形核的核心，从而导致TiN夹杂超标。因此Alt控制在0.01～0.03％。
O：氧是通过脱氧而被从钢中除去的元素，它是钢中氧化物夹杂的主要成分。但是对于Ti元素来说，微量的O反而可以固定Ti，因为O与Ti反应生成Ti2O3较TiN容易。而球形的Ti2O3对疲劳的危害原小于方形的TiN。因此将O含量的规定为≤0.002％。且[％Ti]-2[％O]＜0，这样Ti几乎全部可与O发生反应生成Ti2O3，避免生成方形的TiN。
对本发明钢的制备方法分析如下：
Si-Ca处理：对钢进行Si-Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物、抑制S的热脆性、提高钢板的低温韧性、改善钢板抗疲劳裂纹扩展特性、延伸率及改善钢板韧性的各向异性。且Ca/S比控制在1.0～3.0之间。
连铸：连铸过程采用电磁搅拌，冷却模式采用强冷，冷却水量Φ与连铸坯拉速V拉的关系为Φ(L/min)＝3.34×103×V拉(m/min)。铸坯表层冷却速率高达几百℃/min，但芯部仅为几℃/min。Ti、N元素在凝固过程中，均会发生偏析，即随着凝固的进行，剩余钢液中的元素含量会越来越高。根据Scheil模型计算可知，在缓慢的凝固过程中，Ti、N含量将发生严重的偏析，最终钢液中的Ti、N含量分别是初始成分的21.8倍和10.9倍。而提高连铸坯冷速是降低钢液中TiN长大的重要因素。因此采用较薄的铸坯，可以在保证生产效率的前提下，提高铸坯芯部的冷速，可使铸坯芯部冷速增加至40℃/min。而采用电磁搅拌，可以使连铸器中的钢液混合均匀，降低凝固末期Ti、N元素的含量，从而降低TiN颗粒析出的可能性。
采用较大的中间包，为氧化物上浮提供充足的时间。TiN在凝固过程中的析出，80％以上为异质形核点，因此去除Al2O3、MgO、MgS等炼钢产物中的有利于减少钢中TiN的数量。
加热温度：实验证明，当钢中仅含Nb元素时，Nb的全固溶温度仅为1200℃，当Nb全部固溶后，奥氏体晶粒将发生异常长大，故加热温度选择1160～1200℃，即可保证Nb的固溶，也可防止奥氏体晶粒过分长大。而加热温度过低，微合金元素固溶不够，将影响其析出强化。因此对加热温度的控制非常重要。
精轧温度：采用较低的轧制温度，将加大材料在非再结晶奥氏体区的变形，增加变形奥氏体中的位错，促进得到细晶粒转变组织，加强了细晶强化，因此终轧温度为820～880℃。
层流冷却：冷却工艺过程，采用两段式冷却，第一段冷却为超快冷却工艺，水冷冷速为100～200℃/s，空冷段的开始温度为680～740℃，空冷时间为8～12s，第二段冷却为加密冷却工艺，水冷冷速为60～120℃/s。
卷取温度：为了得到F+B组织，卷取温度控制在440±30℃。这样通过组织强化，减少了第二相析出元素的含量，节约了成本。而且F+B组织具有良好的成形性能。
本发明的有益效果如下：
其一，严格控制钢中的Ti、S、N、O含量，保证高强汽车大梁钢中TiN、MnS等杂质尺寸和数量，来提高疲劳性能；采用两段式冷却方式，得到F+B的两相组织，来保证其具有较高强度和良好成型性能，使得该高强汽车大梁钢不但具有良好的疲劳性能，还具有极佳的成型性能。
其二，本发明生产出来的厚度2.0～7.0mm的汽车大梁钢，力学性能达到了ReL≥480MPa，Rm≥600MPa，A≥20％。经用户加工成零件，零件减重17％，经路试，综合路段8000km，横梁完好无损，完全能够满足用户要求。
附图说明
图1为实施例1所得高强大梁钢的金相组织结构图。
图2为本发明所得高强大梁钢加工成的汽车横梁图片。
具体实施方式
下面结合附图对本发明作进一步的详细说明，便于更清楚地了解本发明，但它们不对本发明构成限定。
一种具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的生产方法主要包括转炉-氩站-LF炉-RH(Si-Ca处理)-连铸(电磁搅拌)-板坯检验-加热-粗轧-精轧-层流冷却-卷取等工序。
本发明各实施例的化学成分见下表1。
本发明各实施例的主要工艺参数见下表2。
本发明各实施例制得的钢的性能检测结果见下表3。
表1
表2
表3
从表3数据可以看出，本发明制得的高强汽车大梁钢具有良好疲劳性能，疲劳试验比对比例1和对比例2高出20多万次，本发明制得的高强汽车大梁钢还具有优良的成型性能，本发明钢加工成的零件，成型合格率100％。另外，本发明钢的屈服强度、抗拉强度等其他力学性能也很优良。实施例1所得钢的金相组织结构见图1，TiN夹杂非常少，制得的汽车横梁(如图2所示)高强、轻量，疲劳性能和成型性能均得到大幅提升。

Claims (10)

1.一种具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢，其特征在于：其化学成分及重量百分比如下：C：0.04～0.07％，Si：0.05～0.15％，Mn：1.3～1.6％，P：≤0.013％，S：≤0.004％，Nb：0.02～0.04％，Ti：≤0.002％，N：≤0.004％，Alt：0.010～0.030％，O：≤0.002％，且Ti/O＜2，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，依次包括冶炼、精炼、Si-Ca处理、连铸、加热、粗轧、精轧、层流冷却及卷取步骤，所述Si-Ca处理步骤中，控制Ca/S比为1.0～3.0；所述连铸步骤中，冷却模式采用强冷，冷却水量Φ与连铸坯拉速V拉的关系为Φ(L/min)＝3.34×103×V拉(m/min)；所述加热步骤中，加热温度为1160～1200℃；所述层流冷却步骤中，采用两段式冷却，第一段冷却为超快冷却工艺，水冷冷速为100～200℃/s，第二段冷却为加密冷却工艺，水冷冷速为60～120℃/s；所述卷取步骤中，卷取温度为410～470℃。
2.根据权利要求1所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢，其特征在于：其化学成分及重量百分比如下：C：0.042～0.050％，Si：0.12～0.14％，Mn：1.51～1.55％，P：0.010～0.013％，S：0.0028～0.0034％，Nb：0.024～0.031％，Ti：0.0016～0.0018％，N：0.0028～0.0031％，Alt：0.015～0.018％，O：0.0014～0.0016％，且Ti/O＜2，其余为Fe及不可避免的杂质。
3.一种权利要求1所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：依次包括冶炼、精炼、Si-Ca处理、连铸、加热、粗轧、精轧、层流冷却及卷取步骤，所述Si-Ca处理步骤中，控制Ca/S比为1.0～3.0；所述连铸步骤中，冷却模式采用强冷，冷却水量Φ与连铸坯拉速V拉的关系为Φ(L/min)＝3.34×103×V拉(m/min)；所述加热步骤中，加热温度为1160～1200℃；所述层流冷却步骤中，采用两段式冷却，第一段冷却为超快冷却工艺，水冷冷速为100～200℃/s，第二段冷却为加密冷却工艺，水冷冷速为60～120℃/s；所述卷取步骤中，卷取温度为410～470℃。
4.根据权利要求3所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：所述连铸步骤中，采用电磁搅拌，连铸拉速为1.2～1.4m/min，连铸水量为4012～4678L/min。
5.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：所述层流冷却步骤中，空冷段的开始温度为680～740℃，空冷时间为8～12s。
6.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：所述精轧步骤中，精轧温度为820～880℃。
7.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：所述加热步骤中，加热温度为1170～1185℃。
8.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：所述层流冷却步骤中，第一段冷却的水冷冷速为120～170℃/s，空冷段的开始温度为685～720℃，空冷时间为8.5～11.5s，第二段冷却的水冷冷速为75～88℃/s。
9.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：所述层流冷却步骤中，第一段冷却的水冷冷速为120～140℃/s，空冷段的开始温度为685～693℃，空冷时间为11～11.5s，第二段冷却的水冷冷速为75～88℃/s。
10.根据权利要求3或4所述具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢的制备方法，其特征在于：所述卷取步骤中，卷取温度为418～465℃。
CN201811012939.4A 2018-08-31 2018-08-31 具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法 Active CN109161795B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811012939.4A CN109161795B (zh) 2018-08-31 2018-08-31 具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201811012939.4A CN109161795B (zh) 2018-08-31 2018-08-31 具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN109161795A CN109161795A (zh) 2019-01-08
CN109161795B true CN109161795B (zh) 2019-10-08

Family

ID=64893533

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201811012939.4A Active CN109161795B (zh) 2018-08-31 2018-08-31 具有良好疲劳性能和成型性能的高强汽车大梁钢及其制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN109161795B (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112522616B (zh) * 2020-11-23 2022-03-22 首钢集团有限公司 一种650MPa级热轧高强钢及其制备方法、应用

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3993831B2 (ja) * 2002-11-14 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板およびその使用方法
CN101565794A (zh) * 2008-04-22 2009-10-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度热轧汽车大梁钢板及其制造方法
CN101805873A (zh) * 2009-10-30 2010-08-18 莱芜钢铁股份有限公司 一种低成本高强汽车大梁用钢及其制造方法
CN102212747A (zh) * 2011-06-03 2011-10-12 首钢总公司 一种低成本汽车大梁用钢及其制造方法
CN103849812A (zh) * 2014-03-31 2014-06-11 武汉钢铁(集团)公司 低脆性700MPa级汽车大梁用钢及其制造方法
CN104018087A (zh) * 2014-04-04 2014-09-03 首钢总公司 屈服强度700MPa以上汽车大梁用钢及其制造方法
JP2016108599A (ja) * 2014-12-04 2016-06-20 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3993831B2 (ja) * 2002-11-14 2007-10-17 新日本製鐵株式会社 熱間成形加工後の硬化能および衝撃特性に優れた鋼板およびその使用方法
CN101565794A (zh) * 2008-04-22 2009-10-28 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度热轧汽车大梁钢板及其制造方法
CN101805873A (zh) * 2009-10-30 2010-08-18 莱芜钢铁股份有限公司 一种低成本高强汽车大梁用钢及其制造方法
CN102212747A (zh) * 2011-06-03 2011-10-12 首钢总公司 一种低成本汽车大梁用钢及其制造方法
CN103849812A (zh) * 2014-03-31 2014-06-11 武汉钢铁(集团)公司 低脆性700MPa级汽车大梁用钢及其制造方法
CN104018087A (zh) * 2014-04-04 2014-09-03 首钢总公司 屈服强度700MPa以上汽车大梁用钢及其制造方法
JP2016108599A (ja) * 2014-12-04 2016-06-20 株式会社神戸製鋼所 転動疲労特性に優れた軸受用鋼材および軸受部品

Also Published As

Publication number Publication date
CN109161795A (zh) 2019-01-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107151763B (zh) 薄规格高强度冷成型用热轧钢带及其生产方法
CN104694822A (zh) 一种屈服强度700MPa级高强度热轧钢板及其制造方法
WO2017219940A1 (zh) 一种980MPa级热轧双相钢及其制造方法
CN109097680B (zh) 一种使用50t中频感应炉冶炼制得的高锰高铝无磁钢板的制造方法
CN102242322B (zh) 一种改进型40CrNiMo钢及其制备方法
CN107868911A (zh) 一种屈服强度600MPa级热轧钢板及其制造方法
CN107964624A (zh) 一种屈服强度500MPa级结构钢及其制备方法
CN111074148B (zh) 一种800MPa级热冲压桥壳钢及其制造方法
CN111906153B (zh) 一种汽车底盘用非调质钢制备方法
CN107881430A (zh) 一种抗拉强度600MPa级热轧双相钢及其制造方法
CN106609335A (zh) 抗拉强度700MPa级高扩孔热轧钢板及其制造方法
CN106244931A (zh) 一种屈服强度450MPa级热轧钢板及其制造方法
CN106811684B (zh) 屈服强度750Mpa级集装箱用热轧钢板及其制造方法
CN109161806A (zh) 一种700MPa级汽车大梁钢带及其制备方法
CN107385319A (zh) 屈服强度400MPa级精密焊管用钢板及其制造方法
CN106636911A (zh) 用薄板坯直接轧制的900MPa级热轧薄钢板及其制造方法
CN105925905A (zh) Nb-Ti系780MPa级热轧双相钢及其生产方法
CN105803334A (zh) 抗拉强度700MPa级热轧复相钢及其生产方法
CN109957716A (zh) 一种高强度高扩孔性单一铁素体析出钢板及其制备方法
CN112626421A (zh) 一种650MPa级汽车车轮用钢及其制备方法
CN105838996A (zh) 一种800MPa级高强耐候钢板及其生产方法
CN108913998A (zh) 一种冷轧双相钢及其制备方法
CN105695869A (zh) 屈服强度450MPa级桥梁用热轧钢板及其制造方法
CN110747405B (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
CN104213022A (zh) 抗拉强度650MPa级搅拌罐用钢及其生产方法

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