CN110079731A - 一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法 - Google Patents

一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110079731A
CN110079731A CN201910359087.4A CN201910359087A CN110079731A CN 110079731 A CN110079731 A CN 110079731A CN 201910359087 A CN201910359087 A CN 201910359087A CN 110079731 A CN110079731 A CN 110079731A
Authority
CN
China
Prior art keywords
cold
enamel
rolled steel
grades
260mpa
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
CN201910359087.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110079731B (zh
Inventor
张宜
王占业
汪建威
高光泽
毛鸣
舒宏富
熊华报
李进
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.)
Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Maanshan 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 Maanshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN201910359087.4A priority Critical patent/CN110079731B/zh
Publication of CN110079731A publication Critical patent/CN110079731A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110079731B publication Critical patent/CN110079731B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

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)

Abstract

本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，属于金属材料领域，本发明包括以下化学元素及重量百分比：C：0.01％～0.04％；Si≤0.05％；Mn：0.10～0.40％；P≤0.015％；S：0.010～0.030％；Als：0.010～0.060％；Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090％，余量为铁和不可避免的杂质；其中：0.020≤4.43B+Ti‑3.42N≤0.055。本发明的260MPa级搪瓷用冷轧钢板的抗拉强度340～450MPa，A50延伸率≥30％，晶粒度级别为10.0～11.0，具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。

Description

一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法
技术领域
本发明涉及金属材料领域，更具体地说，涉及一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法。
背景技术
搪瓷钢板，是指一种将无机玻璃质材料通过熔融凝于基体钢板并与钢板牢固结合在一起的新型复合材料。在钢板表面进行瓷釉涂搪可以防止钢板生锈，使钢板在受热时不至于在表面形成氧化层并且能抵抗各种液体的侵蚀。搪瓷制品不仅安全无毒，易于洗涤洁净，可以广泛地用作日常生活中使用的饮食器具和洗涤用具，而且在特定的条件下，瓷釉涂搪在金属坯体上表现出的硬度高、耐高温、耐磨以及绝缘作用等优良性能，使搪瓷制品有了更加广泛的用途。
目前的冷轧搪瓷钢主要在低碳钢的基础上，通过添加足量Ti元素，生成Ti的化合物，增加钢板内的“捕氢”陷阱，从而提高钢板的抗鳞爆性能。但Ti含量高，生成过多Ti的化合物会导致连铸过程中水口“结瘤”和结晶器“结块”，影响连续生产效率和生产安全；同时，与MnS和BN等细小夹杂物相比，Ti在炼钢过程中形成的化合物体积偏大，使得冷轧搪瓷钢的单位体积“捕氢”效率偏低。一些冷轧搪瓷钢试图通过添加Nb、V、稀土等以增加“捕氢”陷阱，提高钢板的抗鳞爆性能，冷轧搪瓷钢的成本因此增多。
但是，现有技术中没有专门通过控制主要化学元素及重量百分比进行制备冷轧搪瓷钢的方法，特别是通过在钢水连铸过程中调配主要化学元素之间关系比的处理方法，使得冷轧搪瓷钢的抗鳞爆性能和密着性能满足生产和使用要求。因此，亟需发明一种搪瓷用冷轧钢板的生产方法，使得产品搪瓷后具有优异的抗鳞爆性能和密着性能，进而促进搪瓷用冷轧钢板的高效资源化应用。
经检索，发明创造的名称为：一种经济型深冲冷轧搪瓷用钢及生产方法(申请号：CN 201710701568.X，申请日：2017-08-16)，该申请案的冷轧搪瓷钢板包括以下化学元素及重量百分比：C：0.005～0.015％、Si≤0.030％、Mn：0.15～0.25％、P≤0.020％、S：0.010～0.020％、Al：0.030～0.060％、N≤0.0040％。其屈服强度为160～190MPa，抗拉强度高于300MPa、A50延伸率大于45％，n值大于0.2，r值大于1.8。本申请案的不足之处在于：钢板的抗鳞爆性能和密着性能有待进一步改进。
发明内容
1、要解决的问题
本发明的目的在于克服现有技术中，冷轧搪瓷用钢的抗鳞爆性能和密着性能不能完全满足要求的不足，提供了一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法，使得钢板搪瓷后具有优异的抗鳞爆性能和密着性能，进一步地，可以降低连铸生产难度。
2、技术方案
为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，冷轧钢板中Ti、N和B的元素含量如下：Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090。
优选地，所述B、Ti、N化学元素之间的关系为：0.020≤4.43B+Ti-3.42N≤0.055。
优选地，冷轧钢板的各元素及重量百分比为：C：0.01～0.04％；Si≤0.05％；Mn：0.10～0.40％；P≤0.015％；S：0.010～0.030％；Als：0.010～0.060％；Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090％，余量为铁和不可避免的杂质。
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，对铁水进行预处理后，进行转炉冶炼，冶炼完成后控制钢水中Ti、N和B的元素含量如下：Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090；冶炼完成后移入RH炉精炼，经终轧、冷轧后进行连续退火，再对钢板进行平整，得到260MPa级的搪瓷用冷轧钢板。
优选地，具体步骤如下：步骤一：对钢水进行连铸，铸坯出炉的温度控制在1190～1210℃；步骤二：对钢坯进行热连轧，终轧温度控制在870～910℃；步骤三：对热连轧后的钢坯进行冷轧，冷轧总压下率控制在65～80％；步骤四：退火，所述的退火方式为连续退火或罩式退火；步骤五：平整后得到钢板，平整延伸率为0.8～1.2％。
优选地，所述的步骤一连铸之前还有钢水冶炼步骤，钢水冶炼的具体步骤如下：(1)对钢水进行预处理，进行前扒渣后扒渣；(2)转炉冶炼；(3)合金微调，控制钢水各元素及重量百分比为：C：0.01～0.04％；Si≤0.05％；Mn：0.10～0.40％；P≤0.015％；S：0.010～0.030％；Als：0.010～0.060％；Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090％，余量为铁和不可避免的杂质；(4)RH炉精炼。
优选地，步骤二中热轧具体为，铸坯出炉的温度控制在T1＝1190～1210℃，终轧温度控制为T2＝0.72～0.76T1，卷取温度控制为T3＝0.66～0.75T1。
优选地，步骤四中退火方式为连续退火，连续退火的均热温度为720～760℃，过时效温度360～400℃。
优选地，步骤四中退火方式为罩式退火，罩式退火的加热段升温速率为30～80℃/h，冷点温度620～650℃，冷却段速率30～80℃/h。
优选地，B、Ti、N化学元素之间的关系为：0.020≤4.43B+Ti-3.42N≤0.055。
3、有益效果
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
(1)本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，采用低碳、少量Ti和适量N、B的成分体系，配合合理的工艺，钢板内形成以适量Ti的化合物和BN为主、以MnS等夹杂物为辅的“捕氢”陷阱，产品搪瓷后具有优异的抗鳞爆性能和密着性能，同时降低连铸生产难度；
(2)本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，生产的搪瓷用冷轧钢板，组织主要为铁素体+少量珠光体，晶粒度级别为10.0～11.0，含有大量细小夹杂物，屈服强度260～360MPa，抗拉强度340～450MPa，A50延伸率≥30％，氢渗透时间≥15min，产品搪瓷后，具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。
附图说明
图1为实施例1搪烧后的宏观图片；
图2为比较例1搪烧后的宏观图片；
图3为实施例的钢板的金相组织；
图4为本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法的流程图。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例；而且，各个实施例之间不是相对独立的，根据需要可以相互组合，从而达到更优的效果。因此，以下对在附图中提供的本发明的实施例的详细描述并非旨在限制要求保护的本发明的范围，而是仅仅表示本发明的选定实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有作出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
下面结合具体实施例和附图对本发明进一步进行描述。
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，搪瓷用冷轧钢板中包括Ti、N和B元素，Ti、N和B的元素含量如下：Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090。其中，N元素能提高搪瓷用冷轧钢板的强度，降低搪瓷用冷轧钢板的低温韧性，增加时效敏感性，本发明中N元素百分含量控制范围为0.0030％～0.0120％。B元素可以和N元素结合形成BN，置换AlN来改善搪瓷用冷轧钢板的冲压成形性和提高搪瓷用冷轧钢板的抗鳞爆性。如果搪瓷用冷轧钢板中的B元素含量过低，不能和N元素结合形成BN，使得搪瓷用冷轧钢板的抗鳞爆性降低；而B元素含量过高，又会导致过剩的B元素以固溶形式存在钢中会降低冲压成形性，综合考虑将B元素的百分含量控制范围为0.0010％～0.0090％。值得说明的是，瓷用冷轧钢板中还包括C元素，C元素是提高钢板强度最经济且最有效的固溶强化元素，搪瓷用冷轧钢板中的Ti元素和钢板中的C元素、N元素有较强的亲合力，能与C元素和S元素等生成稳定型化合物，如TiN或Ti(CN)、Ti4C2S2或TiS。这些相远比Fe3C稳定，搪烧温度下也不会分解，由此阻止了搪烧过程中CO、CO2等气体的产生，可提高钢板抗鳞爆性，减少了瓷面的针孔、气泡等缺陷。此外，Ti元素与S元素形成的稳定型化合物不仅同样能使钢脱硫，还能促使硫分布变得均匀，避免搪瓷用冷轧钢板中的S元素引起的种种缺陷。但是Ti元素含量过高会导致钢板的密着性变差，经多次实验对比后，将本发明中Ti元素百分含量控制范围为0.020％～0.060％。
值得说明的是，B、Ti、N化学元素之间的配比满足如下关系式：0.020≤4.43B+Ti-3.42N≤0.055，且当搪瓷用冷轧钢板中的B、Ti、N化学元素之间满足该关系式时，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板抗鳞爆性能最优。其原因在于：目前的冷轧搪瓷钢主要在低碳钢的基础上，通过添加足量的Ti元素生成Ti的化合物，使得钢板内的“捕氢”陷阱增加，从而提高钢板的抗鳞爆性能。一方面，利用Ti元素和C元素、N元素和S元素之间较强的亲合力，生成TiN、Ti(CN)、Ti4C2S2或TiS之类的稳定型化合物，TiN、Ti(CN)、Ti4C2S2或TiS之类的稳定型化合物在搪烧温度下不会分解，不仅阻止了搪烧过程中CO、CO2等气体的产生，还减少了搪瓷用冷轧钢板的瓷面针孔、气泡等缺陷。Ti与S形成的稳定型化合物还能使钢钢脱硫，降低S元素的存在而带来的弊端。但不容忽视的另一方面中，当搪瓷用冷轧钢板中的Ti元素含量过高时，会导致钢板密着性变差，同时生成的过多Ti的化合物(如TiN、Ti(CN)、Ti4C2S2或TiS)会导致连铸过程中水口“结瘤”和结晶器“结块”，影响连续生产效率和生产安全；Ti在炼钢过程中形成的化合物体积(与MnS和BN等细小夹杂物相比)偏大，还会导致搪瓷用冷轧钢板中的单位体积“捕氢”效率偏低。因此，本发明采用采用低碳、少量Ti和适量N、B的成分体系，将Ti、N和B的元素的百分含量控制范围如下：Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090，且限制B元素、Ti元素、N元素化学元素百分含量之间的配比：0.020≤4.43B+Ti-3.42N≤0.055，使得钢板内形成以适量Ti的化合物和BN为主、以MnS等夹杂物为辅的“捕氢”陷阱，从而使得搪瓷后的冷轧钢板具有优异的抗鳞爆性能和密着性能，进一步地，还可以降低连铸生产难度。
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板还包括其他元素，元素含量如下：C：0.01％～0.04％；Si≤0.05％；Mn：0.10％～0.40％；P≤0.015％；S：0.010％～0.030％；Als：0.010％～0.060％；其他元素的作用主要基于以下原理：
C：C元素是提高强度最经济且最有效的固溶强化元素，C含量增加，形成的珠光体增加，强度增加，但钢的塑性和成形性降低，且对焊接性不利，另外C含量过高，在搪烧过程中，会产生大量的气泡，导致搪烧后出现针孔缺陷，因此从经济性和综合性能考虑，本发明中C百分含量控制范围为0.01％～0.04％。
Si：Si元素含量过高，钢板表面氧化铁皮不易去除，表面容易形成由于氧化物压入的微裂纹，进而作为裂纹源易导致钢板在冷成形过程中开裂，因此本发明中Si百分含量控制范围为≤0.05％。
Mn：Mn元素能降低奥氏体转变成铁素体的相变温度(正好可以弥补因C元素含量降低带来的奥氏体转变成铁素体的相变温度升高)，扩大热加工温度范围，有利于细化铁素体晶粒尺寸，但Mn含量过高，铸坯在连铸过程中Mn偏析程度增大，钢板厚度中心部位易形成珠光体或贝氏体的带状组织，对塑性、焊接性能、疲劳性能都不利，综合考虑，本发明中Mn百分含量控制范围为0.10％～0.40％。
P：P元素在γ-Fe和α-Fe中的扩散速度小，易形成偏析，对钢板成形性能、低温冲击韧性和焊接性能不利。因此本发明中P百分含量控制范围为≤0.015％。
S：S元素可以与Mn化合形成MnS，MnS是一种塑性优良的夹杂物，是良好的贮氢陷阱，对提高钢板的抗鳞爆性能非常有利，但S含量过高会恶化钢板的焊接性能，且对钢板搪瓷后的密着性能不利，结合本发明中的Mn元素含量，综合考虑，本发明中S百分含量控制范围为0.010～0.030％。
Al：Al元素作为主要脱氧剂，同时铝对细化晶粒也有一定作用。铝的缺点是影响钢的热加工性能、焊接性能和切削加工性能。本发明中控制Als百分含量控制范围为0.010％～0.060％。
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，对铁水进行预处理后，进行转炉冶炼，冶炼完成后控制钢水中Ti、N和B的元素含量如下：Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090；冶炼完成后移入RH炉精炼，经终轧、冷轧后进行连续退火，再对钢板进行平整，得到260MPa级的搪瓷用冷轧钢板。具体步骤如下(如图4所示)：
步骤一：对钢水进行连铸，铸坯出炉的温度控制在1190～1210℃；
步骤二：对钢坯进行热连轧，终轧温度控制在870～910℃；
步骤三：对热连轧后的钢坯进行冷轧，冷轧总压下率控制在65～80％；
步骤四：退火，所述的退火方式为连续退火或罩式退火；
(1)退火方式为连续退火时，连续退火的均热温度为720～760℃，均热段加热时间50～100s，过时效温度360～400℃、过时效时间4～8min；
(2)退火方式为罩式退火时，罩式退火的加热段升温速率为30～80℃/h，冷点温度620～650℃，加热时间5～9h，冷却段速率30～80℃/h，保温温度为360～400℃，保温时间为2～4h；
步骤五：平整后得到钢板，平整延伸率为0.8～1.2％。
其中，在进行步骤一连铸之前，还有钢水冶炼步骤，钢水冶炼的具体步骤如下：
(1)对钢水进行预处理，进行前扒渣后扒渣；
(2)转炉冶炼；
(3)合金微调，控制钢水各元素及重量百分比为：C：0.01～0.04％；Si≤0.05％；Mn：0.10～0.40％；P≤0.015％；S：0.010～0.030％；Als：0.010～0.060％；Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090％，余量为铁和不可避免的杂质；
(4)RH炉精炼。
需要说明的是，铸坯出炉的温度控制在T1＝1190～1210℃，终轧温度控制为T2＝0.72～0.76T1，卷取温度控制为T3＝0.66～0.75T1，即终轧温度控制为T2＝870～910℃，卷取温度控制为T3＝600℃～650℃。搪瓷用冷轧钢板的铸坯出炉温度、终轧温度和卷取温度之间合理配合。铸坯出炉温度控制为1190～1210℃，可确保部分元素Ti在高温区析出的大颗粒析出物回溶，有利于在后续轧制或冷轧退火过程中析出细小的粒子(大颗粒的粒子对钢的韧性影响较大)，进而提高搪瓷用冷轧钢板的抗鳞爆性能，同时也提高搪瓷用冷轧钢板的韧性；终轧温度控制为870～910℃(Ar3相变点以上)，可规避其在两相区轧制，避免形成混晶组织，进而阻止混晶组织严重降低钢材的成形性能，使得搪瓷用冷轧钢板能获得良好的成形性能(确保获得较好的r值和n值)；卷取温度控制为600～650℃，确保钢的组织状态和析出粒子的比例，为后续冷轧退火过程提供良好准备，确保大量细小的析出粒子在冷轧退后过程中析出。与现有技术相比，当卷取温度控制在600～650℃时，本发明的搪瓷用冷轧钢板能获得更好的延伸率。
此外，热连轧后的钢坯进行冷轧时，冷轧压下率如果过低，会导致钢板的塑性应变比偏低；压下率过高，轧制力过大使得生产不稳定。将搪瓷用冷轧钢板的冷轧总压下率控制在65～80％时，有利于提高钢板的力学性能，尤其是对于提高产品延伸率比(A580值)非常明显。总之，将出炉温度、终轧温度、卷取温度及冷轧总压下率控制在上述范围，铸坯出炉温度、终轧温度、卷取温度和冷轧总压下率之间合理配合，使得搪瓷用冷轧钢板的抗鳞爆性能和力学性能获得最优的综合性能匹配。
实施例1
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，本实施例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.015％、Si＝0.048％、Mn＝0.15％、P＝0.010％、S＝0.014％、Als＝0.055％、Ti＝0.024％、N＝0.0115％、B＝0.0087％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本实施例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1193℃；终轧温度为905℃；卷取温度为650℃；冷轧压下率为67.9％；退火为连续退火，均热温度720℃，均热时间50s；过时效温度360℃，保温时间为4min；平整延伸率1.0％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为277MPa，抗拉强度为384MPa，A50延伸率大于42.0％，氢渗透时间为19min。
结合图1所示，图1为实施例1搪烧后的宏观图片，本实施例经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本实施例的搪瓷工艺为单面搪瓷，密着性能为A级，无鳞爆(如表3所示)。
实施例2
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，本实施例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.036％、Si＝0.020％、Mn＝0.38％、P＝0.007％、S＝0.027％、Als＝0.035％、Ti＝0.057％、N＝0.0042％、B＝0.0023％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本实施例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1205℃；终轧温度为887℃；卷取温度为615℃；冷轧压下率为77.3％；退火为连续退火，均热温度760℃，均热时间100s；过时效温度400℃，保温时间为8min；平整延伸率0.9％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为341MPa，抗拉强度为442MPa，A50延伸率大于35.5％，氢渗透时间为18min。
结合表3的搪瓷工艺及性能评价，本实施例经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本实施例的搪瓷工艺为双面面搪瓷，密着性能为A级，无鳞爆。
实施例3
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，本实施例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.015％、Si＝0.048％、Mn＝0.15％、P＝0.010％、S＝0.014％、Als＝0.055％、Ti＝0.024％、N＝0.0115％、B＝0.0087％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本实施例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1210℃；终轧温度为874℃；卷取温度为632℃；冷轧压下率为69.2％；退火为罩式退火，加热段升温速率80℃/h，冷点温度620℃，加热时间9h，冷却段速率30℃/h，在360℃保温4h；平整延伸率1.2％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为269MPa，抗拉强度为375MPa，A50延伸率大于43.5％，氢渗透时间为18min。
本实施例的钢板经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本实施例的搪瓷工艺为单面搪瓷，密着性能为A级，无鳞爆(如表3所示)。
实施例4
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，本实施例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.036％、Si＝0.020％、Mn＝0.38％、P＝0.007％、S＝0.027％、Als＝0.035％、Ti＝0.057％、N＝0.0042％、B＝0.0023％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本实施例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1195℃；终轧温度为894℃；卷取温度为635℃；冷轧压下率为72.8％；退火为罩式退火，加热段升温速率30℃/h，冷点温度650℃，加热时间5h，冷却段速率80℃/h，在400℃保温2h；平整延伸率0.1％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为318MPa，抗拉强度为404MPa，A50延伸率大于39.5％，氢渗透时间为17min。
结合表3的搪瓷工艺及性能评价，本实施例经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、。
本实施例生产的钢板经过清洗处理后进行搪瓷，釉料采用福禄生产的搪瓷粉，采用静电干法双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本实施例的搪瓷工艺为双面搪瓷，密着性能为A级，无鳞爆(如表3所示)。
值得说明的是，如图3所示，上述实施例的金相组织主要为铁素体和碳化物，晶粒度级别10.5，含有大量细小夹杂物。
对比例1
本对比例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.005％、Si＝0.012％、Mn＝0.008％、P＝0.010％、S＝0.015％、Als＝0.044％、Ti＝0.017％、N＝0.0033％、B＝0.0008％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本对比例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1220℃；终轧温度为902℃；卷取温度为695℃；冷轧压下率为69.1％；退火为连续退火，均热温度为760℃，均热时间为40s；过时效温度为360℃，过时效时间为3.2min；平整延伸率0.8％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为197MPa，抗拉强度为311MPa，A50延伸率大于44.5％，氢渗透时间为5min。
结合图2所示，本对比例生产的钢板经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本对比例的搪瓷工艺为单面搪瓷，密着性能为C级，有鳞爆(如表3所示)。
对比例2
本对比例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.022％、Si＝0.028％、Mn＝0.27％、P＝0.014％、S＝0.007％、Als＝0.020％、Ti＝0.006％、N＝0.0015％、B＝0.0004％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本对比例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1195℃；终轧温度为874℃；卷取温度为583℃；冷轧压下率为67.8％；退火为连续退火，均热温度为710℃，均热时间为40s；过时效温度为400℃，过时效时间为3.2min；平整延伸率1.0％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为254MPa，抗拉强度为349MPa，A50延伸率大于42.5％，氢渗透时间为7min。
本对比例生产的钢板经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本对比例的搪瓷工艺为双面搪瓷，密着性能为B级，有鳞爆(如表3所示)。
对比例3
本对比例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.005％、Si＝0.012％、Mn＝0.008％、P＝0.010％、S＝0.015％、Als＝0.044％、Ti＝0.017％、N＝0.0033％、B＝0.0008％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本对比例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1197℃；终轧温度为881℃；卷取温度为625℃；冷轧压下率为7505％；退火为罩式退火，加热段升温速率80℃/h，冷点温度660℃，加热时间4h，冷却段速率30℃/h，在360℃保温1h；平整延伸率1.2％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为164MPa，抗拉强度为298MPa，A50延伸率大于49.5％，氢渗透时间为6min。
本对比例生产的钢板经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本对比例的搪瓷工艺为单面搪瓷，密着性能为B级，有鳞爆(如表3所示)。
对比例4
本对比例中冷轧钢板主要化学成分的质量百分比为：C＝0.022％、Si＝0.028％、Mn＝0.27％、P＝0.014％、S＝0.007％、Als＝0.020％、Ti＝0.006％、N＝0.0015％、B＝0.0004％(如表1所示)。此外，本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，本对比例中具体工艺参数如下(如表2所示)：铸坯出炉温度为1208℃；终轧温度为906℃；卷取温度为673℃；冷轧压下率为67.3％；退火为罩式退火，加热段升温速率30℃/h，冷点温度610℃，加热时间4h，冷却段速率80℃/h，在400℃保温2h；平整延伸率1.4％。根据该工艺参数所生产的钢板的性能如下：
屈服强度为209MPa，抗拉强度为324MPa，A50延伸率大于47.5％，氢渗透时间为6min。
本对比例生产的钢板经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。本对比例的搪瓷工艺为双面搪瓷，密着性能为B级，有鳞爆(如表3所示)。
表1各实施例和比较例中的冷轧搪瓷用钢的化学成分，wt％
C Si Mn P S Als Ti N B
实施例1 0.015 0.048 0.15 0.010 0.014 0.055 0.024 0.0115 0.0087
实施例2 0.036 0.020 0.38 0.007 0.027 0.035 0.057 0.0042 0.0023
实施例3 0.015 0.048 0.15 0.010 0.014 0.055 0.024 0.0115 0.0087
实施例4 0.036 0.020 0.38 0.007 0.027 0.035 0.057 0.0042 0.0023
比较例1 0.005 0.012 0.008 0.010 0.015 0.044 0.017 0.0033 0.0008
比较例2 0.022 0.028 0.27 0.014 0.007 0.020 0.006 0.0015 0.0004
比较例3 0.005 0.012 0.008 0.010 0.015 0.044 0.017 0.0033 0.0008
比较例4 0.022 0.028 0.27 0.014 0.007 0.020 0.006 0.0015 0.0004
钢水连铸后，经过热轧、酸洗、冷轧、连续退火或罩式退火、平整后，生产出260MPa级搪瓷用冷轧钢板，其主要工艺参数、最终性能见表2。氢渗透实验标准采用ISO 17081《Method of measurement of hydrogen permeation and determination of hydrogenuptake and transport in metals by an electrochemical technique》，释氢面镀层采用电镀镍镀层提高信噪比。
表2各实施例和比较例中的冷轧搪瓷用钢的生产工艺参数和产品性能比较
钢板经过清洗后处理后进行搪瓷，釉料采用搪瓷敏感粉，采用单面或双面搪瓷，表3为搪瓷工艺及性能评价结果。搪瓷钢板密着性能评级：A非常优异、B优异、C较优异、D一般、E有问题。
表3各实施例和比较例中的冷轧搪瓷用钢的密着性能和抗鳞爆性能
搪瓷工艺 是否鳞爆 密着性能
实施例1 单面搪瓷 无鳞爆 A
实施例2 双面搪瓷 无鳞爆 A
实施例3 单面搪瓷 无鳞爆 A
实施例4 双面搪瓷 无鳞爆 A
比较例1 单面搪瓷 鳞爆 C
比较例2 双面搪瓷 鳞爆 B
比较例3 单面搪瓷 鳞爆 B
比较例4 双面搪瓷 鳞爆 B
从上述实例可以看出，图1为实施例1搪烧后的宏观图片，无鳞爆；图2为比较例1搪烧后的宏观图片，局部鳞爆；图3为实施例的金相组织，可以看出主要为铁素体+碳化物，晶粒度级别为10.5，含有大量细小夹杂物。
本发明的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，按此方法生产的搪瓷用冷轧钢板，组织主要为铁素体+少量珠光体，晶粒度级别为10.0～11.0，含有大量细小夹杂物，屈服强度260～360MPa，抗拉强度340～450MPa，A50延伸率≥30％，氢渗透时间≥15min，产品搪瓷后，具有优异的抗鳞爆性能和密着性能。
本发明所述实例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明构思和范围进行限定，在不脱离本发明设计思想的前提下，本领域工程技术人员对本发明的技术方案作出的各种变形和改进，均应落入本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，其特征在于：冷轧钢板中Ti、N和B的元素含量如下：Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090。
2.根据权利要求1所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，其特征在于：所述B、Ti、N化学元素之间的关系为：0.020≤4.43B+Ti-3.42N≤0.055。
3.根据权利要求1所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板，其特征在于：冷轧钢板的各元素及重量百分比为：C：0.01～0.04％；Si≤0.05％；Mn：0.10～0.40％；P≤0.015％；S：0.010～0.030％；Als：0.010～0.060％；Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090％，余量为铁和不可避免的杂质。
4.一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，其特征在于：对铁水进行预处理后，进行转炉冶炼，冶炼完成后控制钢水中Ti、N和B的元素含量如下：Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090；冶炼完成后移入RH炉精炼，经终轧、冷轧后进行连续退火，再对钢板进行平整，得到260MPa级的搪瓷用冷轧钢板。
5.根据权利要求4所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，其特征在于：具体步骤如下：
步骤一：对钢水进行连铸，铸坯出炉的温度控制在1190～1210℃；
步骤二：对钢坯进行热连轧，终轧温度控制在870～910℃；
步骤三：对热连轧后的钢坯进行冷轧，冷轧总压下率控制在65～80％；
步骤四：退火，所述的退火方式为连续退火或罩式退火；
步骤五：平整后得到钢板，平整延伸率为0.8～1.2％。
6.根据权利要求4所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，其特征在于：所述的步骤一连铸之前还有钢水冶炼步骤，钢水冶炼的具体步骤如下：
(1)对钢水进行预处理，进行前扒渣后扒渣；
(2)转炉冶炼；
(3)合金微调，控制钢水各元素及重量百分比为：C：0.01～0.04％；Si≤0.05％；Mn：0.10～0.40％；P≤0.015％；S：0.010～0.030％；Als：0.010～0.060％；Ti：0.020～0.060％；N：0.0030～0.0120％；B：0.0010～0.0090％，余量为铁和不可避免的杂质；
(4)RH炉精炼。
7.根据权利要求5所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，其特征在于：步骤二中热轧具体为，铸坯出炉的温度控制在T1＝1190～1210℃，终轧温度控制为T2＝0.72～0.76T1，卷取温度控制为T3＝0.66～0.75T1。
8.根据权利要求5所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，其特征在于：步骤四中退火方式为连续退火，连续退火的均热温度为720～760℃，过时效温度360～400℃。
9.根据权利要求5所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，其特征在于：步骤四中退火方式为罩式退火，罩式退火的加热段升温速率为30～80℃/h，冷点温度620～650℃，冷却段速率30～80℃/h。
10.根据权利要求4-9任一项所述的一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板的生产方法，其特征在于：B、Ti、N化学元素之间的关系为：0.020≤4.43B+Ti-3.42N≤0.055。
CN201910359087.4A 2019-04-30 2019-04-30 一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法 Active CN110079731B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910359087.4A CN110079731B (zh) 2019-04-30 2019-04-30 一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910359087.4A CN110079731B (zh) 2019-04-30 2019-04-30 一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110079731A true CN110079731A (zh) 2019-08-02
CN110079731B CN110079731B (zh) 2020-09-11

Family

ID=67417911

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201910359087.4A Active CN110079731B (zh) 2019-04-30 2019-04-30 一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110079731B (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113025907A (zh) * 2021-03-09 2021-06-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗打压爆瓷热水器内胆用冷轧搪瓷钢板及其生产方法
WO2021233247A1 (zh) * 2020-05-18 2021-11-25 宝山钢铁股份有限公司 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法
CN113913699A (zh) * 2021-10-26 2022-01-11 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 屈服强度300MPa级的冷轧搪瓷钢生产方法
CN114231846A (zh) * 2021-12-03 2022-03-25 日照钢铁控股集团有限公司 一种钛硼复合的热水器内胆用热轧搪瓷钢及制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61117246A (ja) * 1984-11-13 1986-06-04 Nippon Kokan Kk <Nkk> 焼成後の強度が高く且つ耐爪とび性に優れたほうろう用熱延鋼板の製造方法
JPS6425947A (en) * 1987-07-20 1989-01-27 Sumitomo Metal Ind Steel plate for enamel and its production
CN102251174A (zh) * 2010-05-19 2011-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种搪瓷钢及其冷轧板的制造方法
CN102251192A (zh) * 2010-05-19 2011-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种搪瓷钢及其制造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61117246A (ja) * 1984-11-13 1986-06-04 Nippon Kokan Kk <Nkk> 焼成後の強度が高く且つ耐爪とび性に優れたほうろう用熱延鋼板の製造方法
JPS6425947A (en) * 1987-07-20 1989-01-27 Sumitomo Metal Ind Steel plate for enamel and its production
CN102251174A (zh) * 2010-05-19 2011-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种搪瓷钢及其冷轧板的制造方法
CN102251192A (zh) * 2010-05-19 2011-11-23 宝山钢铁股份有限公司 一种搪瓷钢及其制造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2021233247A1 (zh) * 2020-05-18 2021-11-25 宝山钢铁股份有限公司 一种深冲内胆用冷轧搪瓷钢及其制造方法
CN113025907A (zh) * 2021-03-09 2021-06-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种抗打压爆瓷热水器内胆用冷轧搪瓷钢板及其生产方法
CN113913699A (zh) * 2021-10-26 2022-01-11 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 屈服强度300MPa级的冷轧搪瓷钢生产方法
CN114231846A (zh) * 2021-12-03 2022-03-25 日照钢铁控股集团有限公司 一种钛硼复合的热水器内胆用热轧搪瓷钢及制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110079731B (zh) 2020-09-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10745775B2 (en) Galvannealed steel sheet and method for producing the same
CN104109814B (zh) 一种具有翻边特性冷轧热镀锌双相钢板及制造方法
CN107326268B (zh) 一种经济型深冲冷轧搪瓷用钢及生产方法
TWI464296B (zh) 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
CN110079731A (zh) 一种260MPa级搪瓷用冷轧钢板及其生产方法
CN108474074B (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP2835440B1 (en) Hot-dip galvannealed hot-rolled steel sheet and process for producing same
WO2013046476A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP1808505A1 (en) High strength thin steel plate excellent in elongation and bore expanding characteristics and method for production thereof
CN107502819B (zh) 一种600MPa级0.6mm以下薄规格冷轧双相钢及其制备方法
CN110343964B (zh) 一种屈服强度大于500MPa的搪瓷用冷轧钢板及其生产方法
CN108707815A (zh) 一种800MPa级纯锌镀层高扩孔钢板及其制造方法
EP2767604A1 (en) High-strength cold-rolled steel plate having excellent deep drawability and in-coil material uniformity, and method for manufacturing same
JP2023527389A (ja) 超高張力二相鋼およびその製造方法
CN109913763A (zh) 1000MPa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢及其制造方法
CN109943779B (zh) 一种搪瓷用低碳冷轧钢板及其生产方法
CN110527923B (zh) 一种600MPa级汽车车身用高屈强比结构钢及生产方法
JP5659604B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN110093563B (zh) 一种深冲用途的搪瓷用冷轧钢板及其生产方法
CN110777301B (zh) 一种冷轧搪瓷钢及其制造方法
CN115612934B (zh) 一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法
CN110273106A (zh) 一种260MPa级冷轧连退搪瓷钢及其生产方法
JP4268559B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP3125397B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPWO2020203979A1 (ja) 被覆鋼部材、被覆鋼板およびそれらの製造方法

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