CN110747405B - 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法 - Google Patents

适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110747405B
CN110747405B CN201911017923.7A CN201911017923A CN110747405B CN 110747405 B CN110747405 B CN 110747405B CN 201911017923 A CN201911017923 A CN 201911017923A CN 110747405 B CN110747405 B CN 110747405B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolling
cold
steel plate
steel
annealing
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
CN201911017923.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110747405A (zh
Inventor
许斌
贾亚飞
刘自权
何方
刘鹏
马子洋
李守华
李文进
张银普
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.)
Handan Iron and Steel Group Co Ltd
HBIS Co Ltd Handan Branch
Original Assignee
Handan Iron and Steel Group Co Ltd
HBIS Co Ltd Handan Branch
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 Handan Iron and Steel Group Co Ltd, HBIS Co Ltd Handan Branch filed Critical Handan Iron and Steel Group Co Ltd
Priority to CN201911017923.7A priority Critical patent/CN110747405B/zh
Publication of CN110747405A publication Critical patent/CN110747405A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110747405B publication Critical patent/CN110747405B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C21D2211/002—Bainite

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

本发明涉及一种适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板；钢板化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.11～0.18%，Si：0.1～0.6%，Mn：1.2～2.0%，P≤0.015，S≤0.008%，Als：0.015～0.065%，Ti：0.01～0.05%，Cr：0.3～0.7%，N≤0.007%，其余为Fe及不可避免杂质。本发明还涉及一种适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板的制备方法，包括冶炼、连铸、热轧、冷轧、退火、平整工序；退火工序采用连续退火，以1～3℃/s的加热速率将带钢加热至840～890℃，保温120～150s后以2～4℃/s缓冷至710～760℃，随后采用气冷快冷，随后以10～20℃/s的冷速快冷至400～450℃，过时效处理250～400s，平整延伸率为0.2～0.6%。本发明可进一步提高钢板折弯性能，满足复杂零件辊压的高折弯性能要求。

Description

适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法
技术领域
本发明属于冶金技术领域，具体涉及适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法。
背景技术
伴随汽车工业的蓬勃发展以及全球环境的迫切需求，汽车工业的轻量化成为未来发展的焦点所在，高强薄板的研发需求也就应运而生。采用薄规格超高强度汽车板可有效减轻汽车自重，降低燃油消耗、减少废气排放、改善安全性，降低环境污染。
辊压成形工艺是采用连续弯曲的方式将开平的带钢加工成想要的形状。此类成形方式可以成形不同力学性能级别与不同组织的钢种，根据钢的厚度和力学性能，可以成形更小的弯曲半径零件，与传统的冲压成形相比可以减少成形工序。辊压成形件，广泛应用于汽车制造领域。辊压成形常见的钢种有双相钢、马氏体钢，成形零件管类零件、防撞梁、门槛件等。这类安全零件对于强度要求越来越高，成形零件形状日益复杂，因此急需开发一种适用于辊压成形的高强度钢板，保证辊压成形的同时提高零件强度。
适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板是一种以相变强化为主的钢种，其显微组织主要由贝氏体相和较软的铁素体以及硬相马氏体组成，可以通过低碳钢经临界区热处理及控制轧制工艺得到，通过合理的基体相含量的配比比例，使其具有良好的强塑性以及冷弯性能。
现有辊压技术所采用的材质多为马氏体钢，例如公开号为CN102534373A的专利申请公开了“一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法”，其采用马氏体钢工艺进行辊压成形，但随着辊压零件的种类及形状复杂化，对于折弯性能的要求进一步提高，马氏体钢已无法满足较高成形性要求，易出现零件开裂问题。
公开号为CN107354376B的中国专利公开了“一种辊压成型用屈服强度550MPa级冷轧钢板及生产方法”，退火后钢板的屈服强度≥550MPa，抗拉强度≥620MPa，该专利钢板强度级别低。随着辊压零件对于强度的逐步提高，以及轻量化的要求，高强度级别钢种的使用需求日益增多。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法，通过低碳及微合金化成分设计，匹配合理的轧制及贝氏体退火工艺设计，可进一步提高钢板折弯性能，满足复杂零件辊压的高折弯性能要求，且组织均匀，零件辊压成形良好。
为解决上述技术问题，本发明采取的技术方案是：
适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板，所述钢板化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.11～0.18%，Si：0.1～0.6%，Mn：1.2～2.0%，P≤0.015，S≤0.008%，Als：0.015～0.065%，Ti：0.01～0.05%，Cr：0.3～0.7%，N≤0.007%，其余为Fe及不可避免杂质。
优选地，钢成分质量百分比为：C：0.11～0.15%，Si：0.2～0.6%，Mn：1.4～2.0%，P≤0.015，S≤0.008%，Als：0.015～0.065%，Ti：0.01～0.04%，Cr：0.3～0.6%，N≤0.007%，，
本发明所述钢板屈服强度：800～1050MPa，抗拉强度：1000～1150MPa，延伸率：3～6%。
一种适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板的制备方法，包括冶炼、连铸、热轧、冷轧、退火、平整工序；
所述连铸工序，冶炼后钢水经连铸得到连铸坯，连铸坯化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.11～0.18%，优选0.11～0.15%；Si：0.1～0.6%，优选0.2～0.6%；Mn：1.2～2.0%，优选1.4～2.0%；P≤0.015%，S≤0.008%，Als：0.015～0.065%，Ti：0.01～0.05%，优选0.01～0.04%；Cr：0.3～0.7%，优选0.3～0.6%；N≤0.007%，其余为Fe及不可避免杂质。
上述的适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板的制备方法，所述退火工序采用连续退火，以1～3℃/s的加热速率将带钢加热至840～890℃，保温120～150s后以2～4℃/s缓冷至710～760℃，随后采用气冷快冷，随后以10～20℃/s的冷速快冷至400～450℃，过时效处理250～400s，平整延伸率为0.2～0.6%。
所述冶炼工序，采用转炉冶炼，LF+RH双联工艺。
所述热轧工序，将板坯加热至1220～1290℃，终轧温度控制在870～930℃，轧后通过层流冷却系统冷却至610～680℃卷取。本发明所述冷轧工序，冷轧压下率控制在45～60%。
本发明各成分元素的含量及作用如下：
C：碳是有效的强化元素，能大幅度提高钢的强度。但碳含量过高会恶化钢的焊接性能，并且固溶强化增强导致强度增加塑性降低。本发明选择C含量为0.11～0.18wt%，C含量过低，则不能保证钢板强度。
Si：硅是铁素体形成元素，主要以固溶方式存在于钢中起强化作用。Si为非碳化物形成元素，可以扩大Fe-C相图中的α+γ区，提高奥氏体向铁素体转变温度，促进铁素体析出。本发明选择Si含量为0.1～0.6wt%，Si含量过高容易导致表面质量问题。
Mn：锰是奥氏体稳定化元素，对奥氏体再结晶过程有明显的抑制作用，适当提高Mn含量可以充分利用未再结晶控制轧制细化晶粒，Mn还具有一定的固溶强化作用，可以改善塑韧性。本发明选择Mn含量为1.2～2.0wt%。
Ti：加入足够量的Ti可有效细化晶粒，固定氮元素。本发明选择Ti含量为0.01～0.05wt%。
Cr：加入足够量的Cr，提高淬透性，本发明选择Cr含量为0.3～0.7wt%。
P：在钢中为杂质元素，要求≤0.015%。
S：在钢中为杂质元素，要求≤0.008%。
Als：在钢中起到脱氧和细化晶粒作用，本发明要求ALs含量为0.015～0.065%。
N：在钢中为杂质元素，要求≤0.007%。
针对辊压成形的特点，通过适当的成分设计和工艺设计，得到焊接及冷弯性能优良的高冷弯性能贝氏体高强钢。具体措施是，采用相对较高的碳含量区间，搭配相对较低的Si含量，同时适当提高Mn含量，提高奥氏体稳定性，优化强度，利于得到均匀的组织，改善通卷力学均匀性。添加Ti、Cr元素，细化晶粒提高淬透性，保证带钢具有足够的强度，并细化晶粒组织。选择较低的Si含量，可有效避免Si含量过高导致表面质量问题。冶炼及热轧工艺采用常规生产工艺。通过匹配退火及热轧工艺，获得钢的成品组织。退火时，采用比常规工艺更高的退火保温温度，保证奥氏体晶粒的均匀及组织转变。之后，缓冷至710～760℃，随后采用气冷快冷，高速冷至400～450℃，有效获得均匀细化的贝氏体组织，然后进行时效处理和少量平整。最终产品性能优良，折弯性能良好，满足辊压成形日益复杂的要求。
采用上述技术方案所产生的有益效果在于：
本发明通过低碳及Cr、Ti微合金化的成分设计，匹配合理的轧制及贝氏体退火工艺设计，得到焊接及冷弯性能优良的高冷弯性能贝氏体高强钢，抗拉强度达到1000MPa以上，组织均匀，可以有效提高辊压成形性，零件辊压成形良好。
附图说明
图1为实施例1所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图2为实施例2所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图3为实施例3所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图4为实施例4所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图5为实施例5所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图6为实施例6所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图7为实施例7所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图8为实施例8所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图9为实施例9所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）；
图10为实施例10所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×）。
具体实施方式
下面结合具体实施例1～10对本发明适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法作进一步详细地说明。
实施例1～10采用260吨转炉冶炼，转炉工序主要任务为脱碳、脱磷、温度控制；LF+RH双联精炼主要是为了脱硫、脱气、合金精调、去夹杂等；连铸采用保护浇注，防止增氮和二次氧化，采用恒拉速浇注，过程控制稳定，液面波动控制在±3mm以内，板坯断面1500*241mm；热轧采用2250mm热轧机组，加热温度为1220～1290℃，终轧温度为870～930℃，轧后通过层流冷却系统冷却至610～680℃卷取，冷轧压下率控制在45～60%，冷硬态钢板规格为1.3*1325mm；退火方式采用连续退火，将钢板以1～3℃/s的加热速率将钢板加热至840～890℃，保温120～150s，再以2～4℃/s的冷却速率缓冷至710～760℃，随后以10～20℃/s的冷速快冷至400～450℃，过时效处理250～400s，平整延伸率为0.2～0.6%。
表1列出了实施例1～10制备适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板铸坯的化学成分：
表1实施例1～10铸坯化学成分组成及质量百分含量（wt%）
Figure 469998DEST_PATH_IMAGE001
表1中成分余量为Fe及不可避免杂质。
表2列出了实施例1～10制备适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板所用热轧工艺参数：
表2热轧工艺参数
Figure DEST_PATH_IMAGE002
表3列出了实施例1～10制备适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板所用冷轧及退火工艺参数：
表3冷轧及退火工艺参数
Figure 262504DEST_PATH_IMAGE003
表4列出了实施例1～10制备适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板成品力学性能：
表4适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板力学性能
Figure DEST_PATH_IMAGE004
由表4可以看出本发明适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板力学性能优异，抗拉强度达到1000MPa以上，横向180°冷弯良好，冷弯最小内弯曲弯心直径≤2.5t，t为钢板厚度。
图1～图10显示，实施例1～10所生产的冷轧贝氏体钢板金相组织图（1000×），其金相组织主要由铁素体、马氏体以及贝氏体构成，通过三种基体相的合理配比，提高综合力学性能，利于辊压成形。

Claims (3)

1.适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板，其特征在于：所述钢板化学成分组成及其质量百分含量为：C：0.12～0.18%，Si：0.1～0.6%，Mn：1.2～1.8%，P≤0.015，S≤0.008%，Als：0.015～0.065%，Ti：0.01～0.05%，Cr：0.3～0.7%，N≤0.007%，其余为Fe及不可避免杂质；
所述钢板由下述方法制备：包括冶炼、连铸、热轧、冷轧、退火、平整工序，所述热轧工序，将板坯加热至1220～1290℃，终轧温度控制在870～930℃，轧后通过层流冷却系统冷却至610～680℃卷取；所述冷轧工序，冷轧压下率控制在45～60%；所述退火工序采用连续退火，以1～3℃/s的加热速率将带钢加热至840～890℃，保温120～150s后以2～4℃/s缓冷至710～760℃，随后采用气冷快冷，以10～20℃/s的冷速快冷至400～450℃，过时效处理250～400s，平整延伸率为0.2～0.6%。
2.如权利要求1所述的适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板，其特征在于：所述钢板屈服强度：800～1050MPa，抗拉强度：1000～1150MPa，延伸率：3～6%。
3.一种如权利要求1或2所述的适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板的制备方法，包括冶炼、连铸、热轧、冷轧、退火、平整工序；其特征在于：所述热轧工序，将板坯加热至1220～1290℃，终轧温度控制在870～930℃，轧后通过层流冷却系统冷却至610～680℃卷取；所述冷轧工序，冷轧压下率控制在45～60%；所述退火工序采用连续退火，以1～3℃/s的加热速率将带钢加热至840～890℃，保温120～150s后以2～4℃/s缓冷至710～760℃，随后采用气冷快冷，以10～20℃/s的冷速快冷至400～450℃，过时效处理250～400s，平整延伸率为0.2～0.6%。
CN201911017923.7A 2019-10-24 2019-10-24 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法 Active CN110747405B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911017923.7A CN110747405B (zh) 2019-10-24 2019-10-24 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201911017923.7A CN110747405B (zh) 2019-10-24 2019-10-24 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110747405A CN110747405A (zh) 2020-02-04
CN110747405B true CN110747405B (zh) 2021-09-14

Family

ID=69279709

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201911017923.7A Active CN110747405B (zh) 2019-10-24 2019-10-24 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110747405B (zh)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114107785B (zh) * 2020-08-27 2022-10-21 宝山钢铁股份有限公司 一种具有超高屈强比的吉帕级贝氏体钢及其制造方法
CN115386783B (zh) * 2022-08-29 2023-10-03 东北大学 一种屈服强度1000MPa级超高强钢板及其制备方法
CN115418461A (zh) * 2022-09-30 2022-12-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 含硼钢制备双相钢、复相钢、热成形用钢连退板的方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0665685A (ja) * 1992-08-24 1994-03-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2005325393A (ja) * 2004-05-13 2005-11-24 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN105861926A (zh) * 2016-06-17 2016-08-17 首钢总公司 一种抗拉强度1000MPa的双相钢及其生产方法
CN109280857A (zh) * 2018-09-25 2019-01-29 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1200MPa级超快冷冷轧双相钢板及其制备方法
CN109371317A (zh) * 2018-09-25 2019-02-22 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1000MPa级超快冷冷轧双相钢板及其制备方法
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
CN109913763A (zh) * 2019-03-25 2019-06-21 武汉钢铁有限公司 1000MPa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢及其制造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0665685A (ja) * 1992-08-24 1994-03-08 Sumitomo Metal Ind Ltd 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2005325393A (ja) * 2004-05-13 2005-11-24 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN105861926A (zh) * 2016-06-17 2016-08-17 首钢总公司 一种抗拉强度1000MPa的双相钢及其生产方法
CN109280857A (zh) * 2018-09-25 2019-01-29 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1200MPa级超快冷冷轧双相钢板及其制备方法
CN109371317A (zh) * 2018-09-25 2019-02-22 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种1000MPa级超快冷冷轧双相钢板及其制备方法
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
CN109913763A (zh) * 2019-03-25 2019-06-21 武汉钢铁有限公司 1000MPa级冷加工性能良好的低成本冷轧双相钢及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN110747405A (zh) 2020-02-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107619993B (zh) 屈服强度750MPa级冷轧马氏体钢板及其制造方法
CN102586688B (zh) 一种双相钢板及其制造方法
EP2615191B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flange properties, and process for production thereof
JP2022508292A (ja) 高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法
KR20150110723A (ko) 780 MPa급 냉간 압연 2상 스트립 강 및 그의 제조방법
CN102952996A (zh) 一种高延伸率冷轧trip钢板及其制备方法
CN108914000B (zh) 一种抗拉强度780MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN108642379B (zh) 一种抗拉强度1200MPa级冷轧双相钢及其制备方法
CN105274432A (zh) 600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板及其制造方法
CN111218620B (zh) 一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法
CN111172466B (zh) 一种塑性增强的抗拉强度590MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN108707815A (zh) 一种800MPa级纯锌镀层高扩孔钢板及其制造方法
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
CN104513927A (zh) 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
CN110088336B (zh) 高温延伸特性优异的高强度钢板、温压成型部件以及它们的制造方法
CN110747409B (zh) 一种低温储罐用低镍钢及其制造方法
CN112680655B (zh) 700MPa级汽车用低合金高强冷轧钢板及制备方法
CN103667948B (zh) 一种复相钢及其制备方法
CN107326276B (zh) 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
CN110129673A (zh) 一种800MPa级高强塑积Q&P钢板及其制备方法
CN110592471A (zh) 1200MPa级冷轧马氏体钢板及其制备方法
KR20230024905A (ko) 가소성이 우수한 초고강도 강 및 이의 제조 방법
CN114150227B (zh) 用中薄板坯轧制Rm≥1500MPa高韧性热冲压钢及生产方法
CN114214563A (zh) 用薄板坯轧制Rm≥1500MPa高韧性热冲压钢及生产方法
CN102534373B (zh) 一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法

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