CN113481430A - 一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法 - Google Patents

一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN113481430A
CN113481430A CN202110646953.5A CN202110646953A CN113481430A CN 113481430 A CN113481430 A CN 113481430A CN 202110646953 A CN202110646953 A CN 202110646953A CN 113481430 A CN113481430 A CN 113481430A
Authority
CN
China
Prior art keywords
hot
dip galvanized
steel
phase steel
galvanized dual
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
CN202110646953.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN113481430B (zh
Inventor
陈忠
郑笑芳
景宏亮
崔磊
张军
葛浩
刘永刚
詹华
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 CN202110646953.5A priority Critical patent/CN113481430B/zh
Publication of CN113481430A publication Critical patent/CN113481430A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN113481430B publication Critical patent/CN113481430B/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
    • C22C38/02—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
    • C21D8/0205—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
    • C22C38/04—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
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • 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
    • 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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

本发明公开了一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法，属于热镀锌汽车用高强钢技术领域。所述热镀锌双相钢其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.06～0.11％，Si：0.10～0.25％，Mn：1.60～2.25％，Cr+Mo：0.50～0.90％，Als：0.02～0.08％，Ti：0.01～0.06％，B：0.0005～0.0065％，Cu：0.05～0.90％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。采用钛硼铜微合金化的低碳‑低硅化学成分设计、低温卷曲工艺及高温缓冷工艺，配合合理的工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→RH炉精炼→连铸炼钢→热轧→酸洗冷轧→连续退火→热浸镀锌→过时效→光整，从而生产出扩孔率为35.0～45.5％的800MPa级热镀锌双相钢，适合作为翻边扩孔成型性能要求高的复杂成型汽车零部件。

Description

一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产 方法
技术领域
本发明属于热镀锌汽车用高强钢技术领域，更具体地说，涉及一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法。
背景技术
为了满足汽车制造行业对汽车安全性能及整车轻量化的严格要求，汽车用高强钢研发一直朝着更高强度、更好塑韧性方向发展。热镀锌双相钢具有出色的强塑性匹配，克服了传统以铁素体+珠光体为组织特征的低合金高强钢成型性能不高的问题，被广泛用于汽车结构件、加强件和防撞件，产品附加值高，在汽车用高强钢技术领域中占有十分重要的地位。自20世纪70年代开始，北美、西欧、日本和中国相继开始大力研制热镀锌双相钢产品。目前，国外的ArcelorMittal、ThyssenKrupp、NIPPON、POSCO、SSAB和国内的宝武、鞍钢、首钢均已实现热镀锌双相钢系列产品的工业化大批量生产。
扩孔率是评价热镀锌双相钢成型性能的关键指标，尤其是翻边扩孔成型性能。热镀锌双相钢的硬质相马氏体强度极高，软质相铁素体强度相对很低，两种相强度差很大，且无中间强度过渡相，两相组织塑性变形协调性差，这使得热镀锌双相钢的扩孔率普遍较低。较低的扩孔率使得热镀锌双相钢在进行翻边扩孔成型工艺时，材料极容易出现开裂现象。因此，在保证热镀锌双相钢屈服强度、抗拉强度、延伸率性能指标合格的前提下，尽可能提高热镀锌双相钢的扩孔率，进而提高其翻边扩孔成型性能，具有极其重要的实际应用价值。
中国专利申请号为201810366354.6的专利文献公开了“一种800MPa级纯锌镀层高扩孔钢板及其制造方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C 0.08～0.12％，Si0.10～0.20％，Mn 1.5～2.5％，Cr 0.2～0.4％，Mo 0.12～0.20％，Als 0.03～0.06％，P≤0.015％，S≤0.04％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为连铸炼钢、热轧、酸洗冷轧、连续退火镀锌，带钢在450～470℃进行热浸镀锌。该发明专利热镀锌双相钢屈服强度均值为554MPa，产品屈服强度已明显超出国家标准GB/T 2518-2019规定值上限。抗拉强度均值小于850MPa，钢的强度不够高，抗凹性能不足。同时，该发明专利没有明确说明其热镀锌双相钢产品扩孔率测试条件是否严格满足国标GB/T 15825.4-2008规定要求。因为，翻边扩孔成型性能以扩孔率为关键性指标，而扩孔率与钢材显微组织、力学性能、测试条件等因素相关性非常大。同时，该发明专利热镀锌双相钢产品中的有害杂质元素S含量过高，对于抗拉强度800MPa级热镀锌高强钢而言，过高的S含量会使得连铸坯的纯净度降低，使得钢材具有热脆性，显著降低钢的韧性及延展性。
中国专利申请号为201610867492.3的专利文献公开了“一种抗拉强度800MPa级含Si的冷轧热镀锌双相钢的生产方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C 0.08～0.12％，Si 0.10～0.18％，Mn 1.5～2.5％，Cr 0.2～0.4％，Mo 0.12～0.20％，Als 0.03～0.06％，P≤0.015％，S≤0.04％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为冶炼与凝固、铸坯或铸锭的热连轧、酸洗冷轧、连续退火镀锌、合金化，实施例连续退火工序的缓冷温度为670～700℃，缓冷温度偏低，影响贝氏体组织的形成，产品翻边扩孔成型性能较差。该发明专利所获得的热镀锌双相钢屈服强度均值为507MPa，抗拉强度均值为831.5MPa，延伸率均值为17.0％，综合力学性能不够高。
中国专利申请号为201910889408.1的专利文献公开了“一种含硼高扩孔钢及其生产方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C 0.01～0.05％，Si 0.2～0.6％，Mn0.8～1.5％，P≤0.02％，S≤0.005％，N≤0.008％，Als≤0.001％，Ca≤0.0050％，B 0.001～0.006％，总氧[O]T：0.007～0.020％，Mn/S>250，余量为Fe和不可避免的杂质。该发明专利工艺流程为冶炼、连铸、下密闭室保护、在线热轧、冷却及卷曲、(酸洗及平整)，热轧出炉温度为1100～1250℃，卷曲温度为550～650℃，所得热轧钢板屈服强度<350MPa，抗拉强度<480MPa。产品中Si含量较高，酸洗冷硬卷表面易形成Si元素富集区。产品无Ti元素，使得化学活性强的B与N反应，固溶态的B含量减小，从而使得B元素提高钢板韧性的效果减弱。
中国专利CN 108396260 B的专利文献公开了“一种高强高扩孔性能镀锌钢板及其制造方法”，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C 0.16～0.60％，Si 0.50～2.50％，Mn 1.1～4.0％，P≤0.020％，S≤0.010％，Al 0.02～3.00％，还含有Cr 0.30～1.50％，Mo 0.25～0.60％，Ni 0.50～2.50％，Cu 0.20～0.50％，V 0.05～0.50％，Ti 0.02～0.20％，Nb 0.02～0.20％中的至少一种。该发明专利工艺流程为冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧、连续退火、热镀锌，热轧终轧温度为800～920℃，卷曲温度为400～600℃，酸轧压下率为30.0～70.0％，连续退火温度为800～930℃，热镀锌产品的显微组织为贝氏体+残余奥氏体，产品扩孔率≥40.0％。该发明专利产品所添加的强化合金元素含量极高，使得钢的冶炼难度极高。极高的Mn、Cr含量，易产生带状组织，降低组织均匀性，降低钢板的翻边扩孔成型性能；极高的Al含量，降低冶炼可浇性，氧化铝夹杂增多，损害钢的塑性，降低钢板的翻边扩孔成型性能；极高的Si含量，显著降低热镀锌成品的表面质量；极高的Ni含量，显著增加生产成本；极高的C含量，显著降低钢板的塑韧性及焊接性能。连续退火温度超过900℃，对现有设备能力要求极高。锌液铝含量过高，降低锌液流动性，使得镀层超厚，降低热镀锌成品焊接性能。该发明专利产品不适合市场推广。
在热镀锌汽车用高强钢技术领域，800MPa级热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能明显低于800MPa级冷轧双相钢裸板(无镀层)，更低于800MPa级热轧双相钢裸板(无镀层)，已经实现工业化大批量生产的，且在汽车制造商主机厂处大量应用的800MPa级热镀锌双相钢的扩孔率普遍小于25.0％(按照国标GB/T 15825.4-2008规定要求进行测试)，甚至更低。
现有技术没有公开过如何采用钛硼铜微合金化的低碳-低硅化学成分设计、低温卷曲工艺及高温缓冷工艺，配合合理的工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→RH炉精炼→连铸炼钢→热轧→酸洗冷轧→连续退火→热浸镀锌→过时效→光整，来综合提高800MPa级热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能。
发明内容
1.要解决的问题
针对现有技术的800MPa级热镀锌双相钢产品翻边扩孔成型性能较差的问题，本发明提供一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，在传统800MPa级热镀锌双相钢的基础之上，采用钛硼铜微合金化的低碳-低硅化学成分设计、低温卷曲工艺及高温缓冷工艺，配合合理的工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→RH炉精炼→连铸炼钢→热轧→酸洗冷轧→连续退火→热浸镀锌→过时效→光整，消除带状组织，提高钢板组织和性能的均匀性；细化硬质相晶粒，综合提高钢的强度和韧性；细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体之间的强度差；在软质相铁素体和硬质相马氏体之间引入适量中间强度的起缓冲过渡作用的粒状贝氏体组织，从而生产出扩孔率为35.0～45.5％的800MPa级热镀锌双相钢，同时钢的表面涂镀质量良好，适合作为翻边扩孔成型性能要求高的复杂成型汽车零部件。
本发明的另一目的在于提供一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的生产方法。
2.技术方案
为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：
一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.06～0.11％，Si：0.10～0.25％，Mn：1.60～2.25％，Cr+Mo：0.50～0.90％，Als：0.02～0.08％，Ti：0.01～0.06％，B：0.0005～0.0065％，Cu：0.05～0.90％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.08～0.10％，Si：0.11～0.21％，Mn：1.80～2.10％，Cr+Mo：0.55～0.80％，Als：0.04～0.06％，Ti：0.01～0.05％，B：0.0005～0.0035％，Cu：0.10～0.80％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述热镀锌双相钢其热轧卷的显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体。
进一步地，所述热镀锌双相钢含体积百分比为51～62.5％的多边形铁素体、体积百分比为25～39％的板条状马氏体及体积百分比为10～12.5％的粒状贝氏体，平均晶粒度为10～11.5。为了保证产品抗拉强度达到800MPa强度等级，板条状马氏体体积百分比不能小于25％，且为了保证产品延伸率不低于16.5％，板条状马氏体体积百分比不能超过39％。在软质相铁素体和硬质相马氏体之间引入适量中间强度的起缓冲过渡作用的粒状贝氏体组织，保证获得更高的翻边扩孔成型性能。热镀锌工序采用预氧化-还原工艺保证钢的表面涂镀质量良好。
进一步地，所述热镀锌双相钢的厚度为0.60～2.50mm，屈服强度为510～550MPa，抗拉强度为860～900MPa，延伸率为16.5～22.5％，扩孔率为35.0～45.5％。
本发明还提供了一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的生产方法，所述生产方法包括以下步骤：
(1)铁水预处理；
(2)转炉冶炼；
(3)合金微调站；
(4)LF炉精炼；
(5)RH炉精炼；
(6)连铸炼钢；
(7)热轧；
(8)酸洗冷轧；
(9)连续退火；
(10)热浸镀锌；
(11)热镀锌卷过时效；
(12)光整。
进一步地，所述步骤(1)中，铁水脱硫目标[S]≤0.005％。
进一步地，所述步骤(2)中，转炉冶炼周期为35～50min。
进一步地，所述步骤(3)中，加入铝粒且进行强搅，顶底强搅时间≥5.0min，使得钢包顶渣进行初步还原。
进一步地，所述步骤(4)中，每批合金加入后强搅时间≥3.0min，弱搅时间≥5.0min，加强造白渣操作，使钢包顶渣充分还原，调整化学元素含量至目标值。
进一步地，所述步骤(5)中，合金加入后循环时间≥8.0min，废钢加入时间≥8.0min，采用本处理工艺，微调化学元素含量至目标值。
进一步地，所述步骤(6)中，中间包钢水温度控制在目标液相线温度以上15～30℃，结晶器液面变化范围控制在±5mm，连铸机投用动态轻压下，铸坯优先采用热装轧制。
进一步地，所述步骤(7)中，板坯加热温度1200～1250℃，在炉保温时间2.5～5.0h，终轧温度860～900℃，卷曲温度525～560℃，采用前段冷却工艺，获得显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷；板坯加热温度>1200℃，更有利于消除铸坯缺陷，降低钢的变形抗力，若板坯加热温度过高，热轧卷表面会生成很多氧化铁皮，影响热镀锌工序成品表面质量；若终轧温度<860℃，会导致铁素体+奥氏体两相区轧制，会使得轧制负荷过大，易造成热轧钢板的组织及性能不均匀；采用低温卷曲工艺，是为了通过控冷获得显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷，细化晶粒，获得细小而均匀的微观组织，综合提高钢的强度和塑韧性。
进一步地，所述步骤(8)中，热轧带钢经过盐酸槽酸洗，去除带钢表面氧化铁皮，常规酸洗后进行冷轧，压下率为45.0～65.0％，若压下率﹥65.0％，设备能力不够；若压下率﹤45.0％，变形储能增加不足，细化晶粒效果不明显。
进一步地，所述步骤(9)中，为有效清洗镀前带钢表面轧制油、铁粉等杂质，使带钢以清洁光亮表面进入退火炉，预清洗段碱洗槽内脱脂液电导率为90～105μs/cm，加热温度为70～80℃，电解清洗段碱洗槽内脱脂液电导率为95～115μs/cm，加热温度为80～90℃；调整通入退火炉内预热段至加热段的水蒸气含量，控制加热段露点温度范围在0～25℃，抑制带钢表面Si、Mn元素的表面富集，提高带钢表面的浸润性；表面经过深度清洗的带钢先预热至190～250℃，再运行至退火炉进行回复再结晶连续退火，加热段温度为780～815℃，均热段温度为765～800℃；带钢充分完成回复再结晶后进行缓冷，缓冷温度控制在695～715℃，缓冷后进行快冷，快冷温度控制在495～510℃；退火炉内还原性气体H2体积百分含量为5.0～10.0％(余量为N2)，带钢运行速度为90～115m/min。
进一步地，所述步骤(10)中，锌液铝含量为0.19～0.21％(余量为锌)，热镀锌温度为465～480℃，热浸镀后的带钢冷却温度控制在395～415℃。
进一步地，所述步骤(11)中，热镀锌卷过时效温度控制在260～325℃，保温时间为15～25min，为了进行低温回火处理，在保证马氏体组织不发生转变的前提，综合提高力学性能，尤其是提升热镀锌卷的塑韧性，降低镀层表面的孔隙率，提高镀层的耐腐蚀性能，增强镀层和基体的界面结合力。
进一步地，所述步骤(12)中，光整延伸率为0.2～0.5％，以消除屈服平台，调整位错数量和密度，提高钢的屈服强度，控制板形，赋予镀层表面粗糙度，有利于后续涂装质量。
本发明公开的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的各化学元素作用及其含量控制原因如下：
C：C是钢铁材料中最基本且最有效的固溶强化元素，对获得足够的强度是必要的，但是碳含量过高，钢铁材料韧性会降低，同时会损害焊接性能，因此，本发明将C含量控制在0.08～0.10％。
Si：Si在碳化物中的溶解度极小，能有效抑制碳化物的形成，有利于形成富碳奥氏体，且随残余奥氏体保留至室温。但是硅含量过高，带钢表面的可镀性会变差。本发明将Si含量控制在0.11～0.21％。
Mn：Mn能促进钢的淬透性，通过固溶强化提高钢的强度，同时Mn能扩大γ相区，稳定奥氏体，降低马氏体开始转变温度Ms，增加残余奥氏体含量。因此，本发明将Mn含量控制在1.80～2.10％。
Cr、Mo：Cr是一种能明显提高钢的淬透性的强化元素，可显著推迟珠光体和贝氏体转变，使奥氏体充分转变为马氏体组织，Cr含量过低会使双相钢强度不足、影响钢的耐腐蚀性能。Cr含量过高，会显著影响贝氏体组织的生成。而本发明专利工艺设计需要引入一定量的贝氏体组织，所以Cr含量不宜过高。Mo作为强化元素的作用与Cr元素接近，显著提高钢的淬透性，可明显延缓冷却时珠光体的形成，不影响热镀锌双相钢表面质量，但其价格较为昂贵。综合考虑，本发明将Cr+Mo含量控制在0.55～0.80％。
Als：Al在保温和冷却的过程中，能促进铁素体的生成，提高铁素体的稳定性，抑制残余奥氏体内C元素的转移，稳定残余奥氏体。如果Al含量过高，钢材的焊接性能、热加工性能会变差。因此，本发明将Al含量控制在0.04～0.06％。
Ti：Ti为强碳氮化物形成元素，与C、N元素形成TiC、TiN，既起析出强化作用，又可以细化晶粒，综合提高钢板的强度和韧性。细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体的强度差，提高钢板的翻边扩孔成型性能。同时，Ti的存在使得化学活性强的B避免与N反应，从而使得B以固溶形式存在。为控制生产成本，本发明将Ti含量控制在0.01～0.05％。
B：B作为能显著提高奥氏体的淬透性的微量元素，抑制P元素在晶界处偏析，强化晶界，提高钢的韧性，提高钢板的成型性能，尤其能提高钢板的翻边扩孔成型性能。但其含量过高会抑制珠光体和贝氏体转变，而本发明专利工艺设计需要引入一定量的贝氏体组织，综合考虑，本发明将B含量控制在0.0005～0.0035％。
Cu：Cu作为析出强化元素，能提高钢的屈服强度，增加钢板组织和性能的均匀性，降低韧脆转变温度，有利于提高钢板的翻边扩孔成型性能。Cu与Cr协同作用，能显著提高钢的耐腐蚀性能。但是，Cu含量过高，连铸板坯在加热过程中容易出现Cu元素偏析，降低钢的热加工性能，产生铜脆现象，同时使得钢表面生成很黏的氧化铁皮，影响镀锌成品表面质量，因此，必须严格控制Cu含量。同时，Cu是一种贵重金属。从工艺控制、降低生产成本两个角度综合考虑，本发明将Cu含量控制在0.10～0.80％。
P：P为固溶在钢中的有害杂质元素，会显著降低钢的韧性。同时P有明显的偏析倾向，不容易通过热处理工艺消除。但是，P也是一种价格低廉且固溶强化能力最强的化学元素，且对成形性能的影响最小。本发明将P含量控制在0.015％以下。
S：S是钢中的有害杂质元素，能使钢材具有热脆性，显著降低钢的韧性、延展性，因此，本发明将S含量控制在0.005％以下。
N：N能提高钢材的强度和焊接性能，但其不利于夹杂物的控制，因此，本发明将N含量控制在0.005％以下。
3.有益效果
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
(1)采用钛硼铜微合金化的低碳-低硅化学成分设计、低温卷曲工艺及高温缓冷工艺，配合合理的工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→RH炉精炼→连铸炼钢→热轧→酸洗冷轧→连续退火→热浸镀锌→过时效→光整，消除带状组织，提高钢板组织和性能的均匀性；细化硬质相晶粒，综合提高钢的强度和韧性；细化、强化铁素体，降低软质相铁素体与硬质相马氏体之间的强度差；在软质相铁素体和硬质相马氏体之间引入适量中间强度的起缓冲过渡作用的粒状贝氏体组织，显著提高软质相铁素体和硬质相马氏体之间的塑性变形协调性，从而提升800MPa级热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能。
(2)在强度满足国家标准GB/T 2518-2019要求的前提下，显著提高800MPa级热镀锌双相钢的翻边扩孔成型性能，产品扩孔率为35.0～45.5％，更适合作为翻边扩孔成型性能要求高的复杂成型汽车零部件。
附图说明
图1为本发明800MPa级含硼热镀锌双相钢的SEM显微组织图片(F:铁素体，M:马氏体，B:贝氏体)。
具体实施方式
下面结合实施例对本发明进行进一步说明。
本发明的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢其主要化学元素组成及质量百分比含量如表1所示。
表1实施例和对比例的化学元素组成及质量百分比(wt％)
Figure BDA0003109466650000071
Figure BDA0003109466650000081
本发明还提供了一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的生产方法，包括以下步骤：
(1)铁水预处理，铁水脱硫目标[S]≤0.005％；
(2)转炉冶炼，冶炼周期为35～50min；
(3)合金微调站，加入铝粒且进行强搅，顶底强搅时间≥5.0min，使得钢包顶渣进行初步还原；
(4)LF炉精炼，每批合金加入后强搅时间≥3.0min，弱搅时间≥5.0min，加强造白渣操作，使钢包顶渣充分还原，调整化学元素含量至目标值；
(5)RH炉精炼，合金加入后循环时间≥8.0min，废钢加入时间≥8.0min，采用本处理工艺，微调化学元素含量至目标值；
(6)连铸炼钢，中间包钢水温度控制在目标液相线温度以上15～30℃，结晶器液面变化范围控制在±5mm，连铸机投用动态轻压下，铸坯优先采用热装轧制；
(7)热轧，板坯加热温度1200～1250℃，在炉保温时间2.5～5.0h，终轧温度860～900℃，卷曲温度525～560℃，采用前段冷却工艺，获得显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷；
(8)酸洗冷轧，热轧卷常规酸洗后进行冷轧，压下率为45.0～65.0％；
(9)连续退火，为有效清洗镀前带钢表面轧制油、铁粉等杂质，使带钢以清洁光亮表面进入退火炉，预清洗段碱洗槽内脱脂液电导率为90～105μs/cm，加热温度为70～80℃，电解清洗段碱洗槽内脱脂液电导率为95～115μs/cm，加热温度为80～90℃；调整通入退火炉内预热段至加热段的水蒸气含量，控制加热段露点温度范围在0～25℃，抑制带钢表面Si、Mn元素的表面富集，提高带钢表面的浸润性；表面经过深度清洗的带钢先预热至190～250℃，再运行至退火炉进行回复再结晶连续退火，加热段温度为780～815℃，均热段温度为765～800℃；带钢充分完成回复再结晶后进行缓冷，缓冷温度控制在695～715℃，缓冷后进行快冷，快冷温度控制在495～510℃；退火炉内还原性气体H2体积百分含量为5.0～10.0％(余量为N2)，带钢运行速度为90～115m/min。
(10)热浸镀锌，锌液铝含量为0.19～0.21％(余量为锌)，热镀锌温度为465～480℃，热浸镀后的带钢冷却温度控制在395～415℃；
(11)热镀锌卷过时效，热镀锌卷过时效温度控制在260～325℃，保温时间为15～25min；
(12)光整，光整延伸率为0.2～0.5％。
具体实施过程为：
优选实施例1～6的化学元素组成及其含量精确控制如表1所示，按照铁水预处理→转炉冶炼→合金微调站→LF炉精炼→RH炉精炼→连铸炼钢的工艺路线冶炼浇注成坯，按照表2的工艺技术参数进行热轧、酸洗冷轧，再按表3的工艺技术参数进行连续退火、热浸镀锌、过时效、光整，得到成品性能如表4所示的翻边扩孔成型性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢产品。
表2实施例和对比例的热轧、酸洗冷轧工艺技术参数
Figure BDA0003109466650000091
Figure BDA0003109466650000101
表3实施例和对比例的热镀锌工序的工艺技术参数
Figure BDA0003109466650000102
表4实施例和对比例的热镀锌成品力学性能
屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率/％ 扩孔率/％ 表面质量等级
实施例1 521 861 22.5 41.6 FC
实施例2 529 892 19.8 45.5 FC
实施例3 525 868 21.6 39.9 FC
实施例4 531 856 17.1 35.1 FC
实施例5 535 869 16.9 42.8 FC
实施例6 539 881 16.5 36.0 FC
对比例1 489 819 16.8 18.1 FB
对比例2 508 801 18.0 19.9 FB
注：力学性能(屈服强度、抗拉强度、延伸率)的测定方法采用国标GB/T 228.1-2010，试验类型编号为P6，试样方向为横向。表征翻边扩孔成型性能的关键性技术指标扩孔率的测定方法严格采用国标GB/T 15825.4-2008。
图1为本发明800MPa级含硼热镀锌双相钢的SEM显微组织图片，其中，“F”为多边形铁素体，“M”为板条状马氏体，“B”为粒状贝氏体。
上述结果表明，本发明技术方案适应性好，生产出的800MPa级含硼热镀锌双相钢的平均晶粒度为10～11.5，钢中含体积百分比为51～62.5％的多边形铁素体、体积百分比为25～39％的板条状马氏体及体积百分比为10～12.5％的粒状贝氏体，屈服强度为510～550MPa，抗拉强度为860～900MPa，延伸率为16.5～22.5％，6个优选实施例在强度满足国标GB/T2518-2019要求的前提下，扩孔率达到35.0～45.5％。对比例1和对比例2的现有技术的传统800MPa级热镀锌双相钢的扩孔率不能满足复杂的翻边扩孔成型工艺的汽车零部件的成型要求。
上述参照优选实施例对一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法进行的进一步说明，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此，在属于本发明总体工艺技术方法构思下的任何技术改进及修改，均应属于本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.06～0.11％，Si：0.10～0.25％，Mn：1.60～2.25％，Cr+Mo：0.50～0.90％，Als：0.02～0.08％，Ti：0.01～0.06％，B：0.0005～0.0065％，Cu：0.05～0.90％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，其特征在于，其主要化学元素组成及质量百分比含量为：C：0.08～0.10％，Si：0.11～0.21％，Mn：1.80～2.10％，Cr+Mo：0.55～0.80％，Als：0.04～0.06％，Ti：0.01～0.05％，B：0.0005～0.0035％，Cu：0.10～0.80％，P≤0.015％，S≤0.005％，N≤0.005％，余量为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求1或2所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢含体积百分比为51～62.5％的多边形铁素体、体积百分比为25～39％的板条状马氏体及体积百分比为10～12.5％的粒状贝氏体，平均晶粒度为10～11.5。
4.根据权利要求1或2所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢扩孔率为35.0～45.5％，所述热镀锌双相钢的厚度为0.60～2.50mm。
5.根据权利要求1或2所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，其特征在于，所述热镀锌双相钢的屈服强度为510～550MPa，抗拉强度为860～900MPa，延伸率为16.5～22.5％。
6.一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢，其特征在于，包括以下步骤：
(1)铁水预处理；
(2)转炉冶炼；
(3)合金微调站；
(4)LF炉精炼；
(5)RH炉精炼；
(6)连铸炼钢；
(7)热轧；
(8)酸洗冷轧；
(9)连续退火；
(10)热浸镀锌；
(11)热镀锌卷过时效；
(12)光整。
7.根据权利要求6所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(1)中，铁水脱硫目标[S]≤0.005％；所述步骤(6)中，连铸机投用动态轻压下，铸坯优先采用热装轧制；所述步骤(7)中，板坯加热温度1200～1250℃，在炉保温时间2.5～5.0h，终轧温度860～900℃，卷曲温度525～560℃，采用前段冷却工艺，获得显微组织为铁素体+珠光体+贝氏体的热轧卷；所述步骤(8)中，热轧卷常规酸洗后进行冷轧，压下率为45.0～65.0％。
8.根据权利要求6所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(9)中，表面经过深度清洗的带钢先预热至190～250℃，再运行至退火炉进行回复再结晶连续退火，加热段温度为780～815℃，均热段温度为765～800℃，加热保温后进行缓冷，缓冷温度控制在695～715℃，缓冷后进行快冷，快冷温度控制在495～510℃。
9.根据权利要求6所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(10)中，锌液铝含量为0.19～0.21％(余量为锌)，热镀锌温度为465～480℃，热浸镀后的带钢冷却温度控制在395～415℃。
10.根据权利要求6所述的一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢的生产方法，其特征在于，所述步骤(11)中，热镀锌卷过时效温度控制在260～325℃，保温时间为15～25min；所述步骤(12)中，光整延伸率为0.2～0.5％。
CN202110646953.5A 2021-06-10 2021-06-10 一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法 Active CN113481430B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110646953.5A CN113481430B (zh) 2021-06-10 2021-06-10 一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202110646953.5A CN113481430B (zh) 2021-06-10 2021-06-10 一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN113481430A true CN113481430A (zh) 2021-10-08
CN113481430B CN113481430B (zh) 2022-06-21

Family

ID=77935318

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110646953.5A Active CN113481430B (zh) 2021-06-10 2021-06-10 一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN113481430B (zh)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115233096A (zh) * 2022-07-13 2022-10-25 首钢集团有限公司 一种冷轧钢及其制备方法
CN116043118A (zh) * 2023-01-19 2023-05-02 鞍钢股份有限公司 一种超高扩孔性能980MPa级热镀锌复相钢及制备方法
CN116043119A (zh) * 2023-01-19 2023-05-02 鞍钢股份有限公司 易焊接超高扩孔性能800MPa级热镀锌复相钢及制备方法
CN116356201A (zh) * 2023-02-28 2023-06-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种易酸轧的780MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN116555673A (zh) * 2023-05-08 2023-08-08 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种屈服强度460MPa级低合金高强镀锌带钢及生产方法
CN117165872A (zh) * 2023-11-02 2023-12-05 北京科技大学 高扩孔率的单钛微合金化耐蚀高强钢
WO2023241631A1 (zh) * 2022-06-15 2023-12-21 宝山钢铁股份有限公司 一种800MPa级高扩孔热镀锌钢板及其制造方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20160097111A1 (en) * 2013-06-19 2016-04-07 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Steel plate resistant to zinc-induced crack and manufacturing method therefor
CN108707815A (zh) * 2018-04-23 2018-10-26 马钢(集团)控股有限公司 一种800MPa级纯锌镀层高扩孔钢板及其制造方法
CN109097705A (zh) * 2018-09-26 2018-12-28 武汉钢铁有限公司 一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20160097111A1 (en) * 2013-06-19 2016-04-07 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. Steel plate resistant to zinc-induced crack and manufacturing method therefor
CN108707815A (zh) * 2018-04-23 2018-10-26 马钢(集团)控股有限公司 一种800MPa级纯锌镀层高扩孔钢板及其制造方法
CN109097705A (zh) * 2018-09-26 2018-12-28 武汉钢铁有限公司 一种800MPa级冷轧热镀锌双相钢及其生产方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2023241631A1 (zh) * 2022-06-15 2023-12-21 宝山钢铁股份有限公司 一种800MPa级高扩孔热镀锌钢板及其制造方法
CN115233096A (zh) * 2022-07-13 2022-10-25 首钢集团有限公司 一种冷轧钢及其制备方法
CN116043118A (zh) * 2023-01-19 2023-05-02 鞍钢股份有限公司 一种超高扩孔性能980MPa级热镀锌复相钢及制备方法
CN116043119A (zh) * 2023-01-19 2023-05-02 鞍钢股份有限公司 易焊接超高扩孔性能800MPa级热镀锌复相钢及制备方法
CN116043118B (zh) * 2023-01-19 2023-10-27 鞍钢股份有限公司 一种超高扩孔性能980MPa级热镀锌复相钢及制备方法
CN116043119B (zh) * 2023-01-19 2023-10-27 鞍钢股份有限公司 易焊接超高扩孔性能800MPa级热镀锌复相钢及制备方法
CN116356201A (zh) * 2023-02-28 2023-06-30 马鞍山钢铁股份有限公司 一种易酸轧的780MPa级冷轧双相钢及其生产方法
CN116555673A (zh) * 2023-05-08 2023-08-08 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种屈服强度460MPa级低合金高强镀锌带钢及生产方法
CN117165872A (zh) * 2023-11-02 2023-12-05 北京科技大学 高扩孔率的单钛微合金化耐蚀高强钢
CN117165872B (zh) * 2023-11-02 2024-02-13 北京科技大学 高扩孔率的单钛微合金化耐蚀高强钢

Also Published As

Publication number Publication date
CN113481430B (zh) 2022-06-21

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN113481430B (zh) 一种扩孔性能增强的800MPa级含硼热镀锌双相钢及其生产方法
CN108823507B (zh) 一种抗拉强度800MPa级热镀锌高强钢及其减量化生产方法
CN112048680B (zh) 一种合金化热镀锌dh980钢及其制备方法
CN107419180B (zh) 一种屈服强度≥250MPa的电镀锌用冷轧钢板及生产方法
CN108754312B (zh) 一种高表面质量铝镀层钢板及生产方法
CN108425069B (zh) 一种具有优异耐热、耐高温氧化性热浸镀层钢板及生产方法
CN110172640B (zh) 500MPa级高加工硬化率热镀锌双相钢板及其制备方法
CN111455259A (zh) 一种电镀锌用热轧酸洗钢板及其生产方法
CN110551946B (zh) 一种经济型350MPa级高韧性结构钢的生产方法
WO2011118421A1 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
CN107475625B (zh) 一种屈服强度≥350MPa的电镀锌用冷轧钢板及生产方法
CN111647821B (zh) 一种屈服强度550MPa级热镀锌钢板及其生产方法
CN110923550A (zh) 一种采用短流程生产的高表面质量高强韧性热轧结构钢及生产方法
CN110551939A (zh) 一种屈服强度320MPa级热镀锌钢板及其生产方法
CN110273108A (zh) 一种深冲级电镀锌用热轧酸洗钢板及其生产方法
CN110747400A (zh) 一种275MPa级含硼高强韧性热镀锌结构钢及其生产方法
CN110819905A (zh) 一种340MPa级含硼高强韧性热镀锌结构钢及其生产方法
CN113584375B (zh) 一种扩孔性能增强的600MPa级低锰含镍合金化热镀锌双相钢及其生产方法
CN110629000A (zh) 屈服强度280MPa级冷轧热镀锌钢板及其制造方法
CN110714165B (zh) 一种320MPa级家电面板用冷轧薄板及其生产方法
CN112159926A (zh) 一种经济型优良综合力学性能热镀锌汽车外板用钢及其生产方法
CN110527923B (zh) 一种600MPa级汽车车身用高屈强比结构钢及生产方法
JP5251207B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN111961789B (zh) 一种薄规格钢品用结构级彩涂基料热镀锌钢板及其制造方法
CN113817961B (zh) 彩涂基料用热浸镀锌钢板及其制造方法

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