CN114381655A - 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法 - Google Patents

一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114381655A
CN114381655A CN202011131049.2A CN202011131049A CN114381655A CN 114381655 A CN114381655 A CN 114381655A CN 202011131049 A CN202011131049 A CN 202011131049A CN 114381655 A CN114381655 A CN 114381655A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
strength
rolled
cold
less
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.)
Pending
Application number
CN202011131049.2A
Other languages
English (en)
Inventor
孟庆格
戴竞舸
孙伟华
范勇斐
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.)
Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Baoshan 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 Baoshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Baoshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN202011131049.2A priority Critical patent/CN114381655A/zh
Publication of CN114381655A publication Critical patent/CN114381655A/zh
Pending legal-status Critical Current

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
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • 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
    • C21D11/00—Process control or regulation for heat treatments
    • C21D11/005—Process control or regulation for heat treatments for cooling
    • 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0081—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for slabs; for billets
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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

本发明公开了一种高强塑积冷轧QP钢，其除了Fe及不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：C：0.02～0.28％，Si：0.09～2.2％，Mn：0.31～2.6％，Al：0.01～0.1％，Cu：0.001～0.1％；Ni≤0.1％，Cr≤0.4％，Mo≤0.1％，V≤0.03％，N≤0.01％，Nb≤0.08％，Ti≤0.08％中的至少其中之一。此外，本发明还公开了上述高强塑积冷轧QP钢的制造方法，其步骤包括：(1)冶炼和铸造；(2)热轧；(3)冷轧；(4)退火，其中退火工艺包括：将带钢或钢板以50～300℃/s的加热速率由室温加热至860～950℃，停留0～100s；然后将带钢或钢板以50～100℃/s的冷却速度冷却至260～320℃；再次将带钢或钢板以10～30℃/s的速度加热到390～430℃并在此温度区间停留90～200s。

Description

一种高强塑积冷轧QP钢及其退火工艺和制造方法
技术领域
本发明涉及一种金属材料及其制造方法，尤其涉及一种钢材及其制造方法。
背景技术
近年来，随着市场和用户对汽车安全性能和车辆轻量化的要求越来越高，众多汽车厂商为了提高车型竞争力，均针对提高汽车冲撞安全性以及轻量化方向进行了大量的研究。其中，利用相变诱导塑性(TRIP)效应而强化的980MPa以上的高强钢逐渐被用于汽车车身结构件。
这类钢通过组织中的残余奥氏体在塑性变形下诱发马氏体相变，引入相变强化和塑性增长，实现了高强度和高塑性较好的统一，解决了强度和塑性的矛盾。这类高强钢大多是多相组织，包括铁素体，马氏体，残余奥氏体等。其中淬火配分钢(QP钢)是一种非常有应用前景并且已经商业化的钢。
公开号为CN103805838B，公开日为2017年2月8日，名称为“一种高成形性超高强度冷轧钢板及其制造方法”的中国专利文献，公开了一种抗拉强度为980～1150Mpa的冷轧QP钢板及其制造方法。该专利文献的钢板生产工艺采用常规热处理工艺，且其加热速率低于10K/s。
公开号为CN109943769A，公开日为2019年6月28日，名称为“780MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理方法”的中国专利文献，公开了一种780MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理方法。该专利文献通过快速热处理工艺生产780MPa级冷轧TRIP钢。
以上专利文献均采用传统热处理工艺生产980MPa的传统QP钢，或者低强度级别的TRIP钢。这是因为传统热处理产线采用慢速加热和相对较长时间均热，冷轧带钢组织得以充分回复和再结晶，并且得到成分和组织结构均匀化的高温组织，在冷却过程中形成均匀的最终组织从而得到合格的性能。
传统观念认为均匀化的高温组织往往对于材料的最终性能有利，但是对于成分不均匀的高温组织反而可能在冷却过程中得到性能更加优良的组织，上诉专利均没有进行研究。近十几年来，由于横向磁通感应加热技术的发展，带钢快速加热得以实现。相比于传统连续退火或者罩式退火设备，该技术可将带钢在几秒内加热到目标温度区域，大幅提高退火工艺的效率。快速热处理技术可以得到成分不均匀的高温组织，而QP钢的最终组织和性能与高温奥氏体组织密切相关，两者的结合为开发高强快速热处理QP钢提供了可能。
基于此，本发明期望获得一种高强塑积冷轧QP钢及其热处理工艺和制造方法，相比于传统热处理工艺制备的QP钢，采用该快速热处理工艺制备的QP钢不仅强度和塑性能获得明显提高，而且退火时间明显缩短，大幅度提高生产效率和降低能耗。
发明内容
本发明的目的之一在于提供一种高强塑积冷轧QP钢，本发明通过合理的化学成分设计，能够获得强度和塑性性能十分优异的高强塑积冷轧QP钢。该高强塑积冷轧QP钢综合力学性能十分优异，其屈服强度为750～1100MPa，抗拉强度为1000～1400MPa，延伸率为17～22％，强塑积为21～30GPa％，其适用性十分广泛，具有良好的推广前景和应用价值。
为了实现上述目的，本发明提供了一种高强塑积冷轧QP钢，其除了Fe及不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.02～0.28％，Si：0.09～2.2％，Mn：0.31～2.6％，Al：0.01～0.1％，Cu：0.001～0.1％；以及Ni≤0.1％，Cr≤0.4％，Mo≤0.1％，V≤0.03％，N≤0.01％，Nb≤0.08％，Ti≤0.08％中的至少其中之一。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.02～0.28％，Si：0.09～2.2％，Mn：0.31～2.6％，Al：0.01～0.1％，Cu：0.001～0.1％；Ni≤0.1％，Cr≤0.4％，Mo≤0.1％，V≤0.03％，N≤0.01％，Nb≤0.08％，Ti≤0.08％中的至少其中之一；余量为Fe和其他不可避免的杂质。
在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，各化学元素的设计原理如下所述：
C：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，C是钢中最基本的强化元素，同时也是奥氏体稳定元素，较高的C含量有利于提高残余奥氏体的量和稳定性，从而提高材料的力学性能。但是需要注意的是，当钢中C含量过高时，会降低钢材的焊接性能，因此在保证钢材强度的基础上，需要严格控制钢中的C元素含量。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将C元素的质量百分比控制在0.02～0.28％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更好的实施效果，C元素的质量百分比可以控制在0.16～0.24％之间。
Si：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Si在碳化物中的溶解度极小，其能有效抑制或者延迟碳化物的生成，有利于在配分过程中形成富碳奥氏体，提高残余奥氏体的稳定性。较高的Si含量有利于获得较多的残余奥氏体，但过高的Si含量会降低材料的高温塑性，增加炼钢、连铸和热轧过程的缺陷发生率。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Si元素的质量百分比控制在0.09～2.2％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更好的实施效果，Si元素的质量百分比可以控制在1.4～2.0％之间。
Mn：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Mn是奥氏体稳定元素。Mn元素能够降低Ms点，使残余奥氏体的含量增加，提高残余奥氏体的稳定性。同时，Mn元素在钢中还可以起固溶强化作用。但需要注意的是，钢中Mn元素含量不宜过高，钢中Mn元素含量过高时，会导致钢材的淬透性过高，不利于材料组织的控制。因此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Mn元素的质量百分比控制在0.31～2.6％之间。
当然，在一些优选的实施方式中，为了获得更好的实施效果，Mn元素的质量百分比可以控制在1.5～2.5％之间。
Al：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Al是钢中常用的脱氧剂。钢中加入少量的Al元素，可以起到细化晶粒，改善材料韧性，减小时效敏感性的作用；当钢中加入大量的Al时，其虽然可以起到一定的固溶强化作用，但钢材的塑性和韧性均会显著下降，冷加工工艺性能变坏。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Al元素的质量百分比控制在0.01～0.1％之间。
Cu：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Cu元素能提高钢中奥氏体的稳定性，从而提高可淬性和淬透性。此外，Cu还具有强化铁素体的作用。但是铜含量较高时将导致热脆性，从而使热轧困难。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Cu元素的质量百分比控制在0.001～0.1％之间。
Ni：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Ni元素能提高钢的强度、韧性和良好的淬透性。一方面Ni可以提高钢的强度，另一方面Ni还能降低钢的韧脆转变温度，使钢材的韧性保持较高水平。但是Ni元素的成本较高，为了控制生产成本，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Ni元素的质量百分比控制为Ni≤0.1％。
Cr：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Cr是中等碳化物形成元素，Cr与碳所形成的铬碳化物是最细小的一种，可均匀分布在钢中，在与Nb、V、Mo、Ti等微元素配合，形成符合碳化物时，有效提高钢的硬度、强度、屈服点和高耐磨性。但Cr元素成本较高，为了控制生产成本，钢中不宜添加过量的Cr。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Cr元素的质量百分比控制为Cr≤0.4％。
Mo：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Mo对提高钢的强度有显著的效果，特别是有利于提高热强性能。但需要注意的是，Mo元素的成本较高，且会影响到钢的塑性和韧性。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Mo元素的质量百分比控制为Mo≤0.1％。
V：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，V是强的碳化物和氮化物形成元素，V元素与C所形成的碳化钒沉淀强化了铁素体和阻碍晶粒长大，因而能够有效提高钢的屈服点和抗拉强度，并能细化晶粒。但V元素成本较高，为了控制生产成本，钢中不宜添加过量的V。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将V元素的质量百分比控制为V≤0.03％。
N：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，N可以形成氮化物有细化晶粒和沉淀强化的效果，可提高钢的强度和耐腐蚀性能，特别是耐局部腐蚀，如耐晶间腐蚀、点腐蚀和缝隙腐蚀。但钢中不宜添加过量的N元素，钢中N元素含量过高，会明显降低钢的韧塑性。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将N元素的质量百分比控制为N≤0.01％。
Nb：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Nb溶入奥氏体时，以置换溶质原子形式存在，其可以起到固溶强化的作用，并提高钢板的淬透性。当Nb以碳化物或氮化物形式存在时，其可以有效细化晶粒并降低钢板的淬透性。在本发明中，微量的Nb即可提高奥氏体的再结晶温度，细化晶粒，得到稳定细小的亚稳奥氏体，获得优异的综合性能；过量的Nb不仅对钢材强韧化的贡献不再明显，且会大大提高合金成本。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Nb元素的质量百分比控制为Nb≤0.08％。
Ti：在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，Ti元素与上述Nb元素的作用相似，当Ti溶入奥氏体时，以置换溶质原子形式存在，起固溶强化作用，并提高钢板的淬透性；当Ti以碳化物或氮化物形式存在时，其可以有效细化晶粒并降低钢板的淬透性。在本发明中，微量的Ti即可提高奥氏体的再结晶温度，细化晶粒，得到稳定细小的亚稳奥氏体，获得优异的综合性能；过量的Ti会大大提高合金成本。基于此，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，将Ti元素的质量百分比控制为Ti≤0.08％。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，其还含有Ce、Hf、La、Re、Sc和Y中的至少一种，并且其总的质量百分含量≤1％。
在上述技术方案中，Ce、Hf、La、Re、Sc和Y元素等稀土元素在钢中有对夹杂物有净化作用和变质作用，对钢板基体有合金化作用，从而优化钢中非金属夹杂物的形态与数量、细化晶粒等作用，从而提高钢的强度与塑性，改善本发明所述高强塑积冷轧QP钢的焊接性能与服役性能。
但考虑到上述元素的加入会增加材料成本，综合考虑到性能与成本控制，在本发明所述的技术方案中，可以优选地添加上述元素的至少其中之一，并且控制其总的质量百分含量≤1％。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，其各化学元素质量百分含量还满足下列各项的至少其中之一：
C：0.16～0.24％；
Si：1.4～2.0％；
Mn：1.5～2.5％。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，在不可避免的杂质中：P≤0.02％，并且/或者S≤0.019％。
在本发明上述的技术方案中，P和S是本发明所述高强塑积冷轧QP钢中的杂质元素，P易造成钢板中心偏析，严重破坏钢的冲击韧性，不利于钢板的热加工和焊接性；S易与Mn形成非金属夹杂物，降低钢板韧性和冷弯性能。因此在技术条件允许情况下，为了获得性能更好且质量更优的钢材，应尽可能降低高强塑积冷轧QP钢中杂质元素的含量。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，其微观组织为铁素体+板条马氏体+碳分布不均匀的残余奥氏体+无碳贝氏体。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，其平均晶粒尺寸为1～3μm。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，所述板条马氏体的交界处随机分布着块状的所述残余奥氏体，所述残余奥氏体的晶界呈模糊状。
需要说明的是，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，基体中存在碳浓度不均匀的奥氏体，奥氏体可在低应变和高应变条件下持续发生TRIP效应，强度和塑性能获得明显提高，强塑积最大可达26GPa％。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢中，其性能满足：屈服强度为750～1100MPa，抗拉强度为1000～1400MPa，延伸率为17～22％，强塑积为21～30GPa％。
相应地，本发明的另一目的在于提供一种高强塑积冷轧QP钢的退火工艺，其生产流程较短，生产效率较高且生产成本低。相比于传统热处理工艺，采用本发明所述的快速热处理工艺可以明显缩短退火时间，大幅度提高生产效率和降低能耗，所制备的QP钢强度和塑性均能获得明显提高。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的高强塑积冷轧QP钢的退火工艺：
将带钢或钢板以50～300℃/s的加热速率由室温加热至860～950℃，停留0～100s；
然后将带钢或钢板以50～100℃/s的冷却速度冷却至260～320℃；
再次将带钢或钢板以10～30℃/s的速度加热到390～430℃并在此温度区间停留90～200s；
然后将带钢或者钢板以20～50℃/s的冷却速度冷却到室温。
在本发明上述技术方案中，本发明所述高强塑积冷轧QP钢的退火工艺，由于采用快速加热，短时均热和快速冷却的工艺操作，从而大幅降低了整个热处理工艺过程的时间，大幅提高生产效率和降低能耗。
需要说明的是，常规的采用慢速加热的方式中，冷轧铁素体和珠光体组织在奥氏体化之前就经历了充分的回复再结晶。而本发明采用了快速加热的方式进行加热，变形组织还没有充分回复就开始再结晶，再结晶还没有完成或晶粒长大还没有开始，就开始发生铁素体向奥氏体的相转变，其铁素体晶体内保留了大量位错等缺陷，同时也存在大量未溶解的渗碳体颗粒。除此之外，刚刚完成再结晶还未来得及长大的铁素体晶粒细小，晶界面积大。
以上多种因素为奥氏体提供了大量的形核点，使奥氏体形核率显著提高，以得到碳分布不均匀的超细奥氏体。因此，综合考虑快速加热细化晶粒的效果，生产成本以及当前快速加热设备能力等因素，本发明所述高强塑积冷轧QP钢的退火工艺中，需要将加热速率设置为50～300℃/s。
此外，需要说明的是，淬火前加热温度和加热时间的选取应该以获得碳分布不均匀的细小奥氏体晶粒为目的。不同的合金成分对应于不同的奥氏体化温度Ac3。加热温度应略高于Ac3(Ac3+30～Ac3+50℃)，保证完全奥氏体化。更高的奥氏体化温度和较长的加热时间，将导致奥氏体晶粒粗化，不利于在随后的冷却过程中得到细小的多相组织，从而降低材料的性能。除此之外，还会导致奥氏体中碳的浓度均匀化，从而抵消快速加热的有益效果。综合考虑本发明的成分设计，需防止碳浓度均匀化和奥氏体晶粒长大等因素，本发明将加热温度设置为860～950℃，且保温停留时间设置为0～100s，该加热温度范围处于目前的新型超高强钢的产线设备能力范围内。
相应地，淬火冷却终点温度必须低于Ms点，冷速必须大于临界冷却速度才能够得到马氏体。Ms点和临界冷却速度取决于材料成分。但是过大的冷速会产生较大的淬火应力，容易导致试样变形甚至开裂。
另外，在超快加热完全奥氏体化的冷却过程中，即使在70K/s的高温淬火条件下，部分超细贫碳奥氏体也会向铁素体转变。铁素体的生成提高了材料的塑性。超细奥氏体与新形成的铁素体之间存在大量的界面，为其提供了更多的碳扩散通道，从而反向促进了相邻奥氏体的碳富集。超细高碳奥氏体使得其进一步冷却转变为马氏体的开始温度有所降低。同时由于之前铁素体和奥氏体晶界的钉扎作用，最终形成细密板条状马氏体，提高了材料的强度。综合考虑本发明的成分设计，冷却中铁素体的生成，超细高碳奥氏体对马氏体转变点的影响等因素，在本发明所述高强塑积冷轧QP钢的退火工艺中，控制以50～100℃/s的冷却速度冷却至260～320℃。
需要注意的是，对于采用快速加热工艺的钢板，在等温分配过程中除了碳从过饱和的马氏体分配至未转化的奥氏体中外，也发生不稳定的奥氏体向无碳贝氏体的转变。再加热温度较高时，原子扩散能力强，淬火组织中有可能析出碳化物，降低了残余奥氏体的稳定性。而当再加热温度较低时或者保温时间较短时，碳元素由过饱和马氏体向奥氏体富集程度较低，从而也导致残余奥氏体的稳定性较差。基于此，综合考虑本发明的成分设计，奥氏体中的碳富集等因素，在本发明所述高强塑积冷轧QP钢的退火工艺中，将再加热温度设置为390～430℃，并控制此温度区间停留时间为90～200s。
此外，本发明的又一目的在于提供一种高强塑积冷轧QP钢的制造方法，该制造方法生产流程较短，生产效率较高且生产成本低。采用本发明高强塑积冷轧QP钢的制造方法制得的QP钢的屈服强度为750～1100MPa，抗拉强度为1000～1400MPa，延伸率为17～22％，强塑积为21～30GPa％。
为了实现上述目的，本发明提出了上述的高强塑积冷轧QP钢的制造方法，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧；
(3)冷轧；
(4)退火，其中退火工艺包括
将带钢或钢板以50～300℃/s的加热速率由室温加热至860～950℃，停留0～100s；
然后将带钢或钢板以50～100℃/s的冷却速度冷却至260～320℃；
再次将带钢或钢板以10～30℃/s的速度加热到390～430℃并在此温度区间停留90～200s；
然后将带钢或者钢板以20～50℃/s的冷却速度冷却到室温。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢的制造方法中，在步骤(2)中，控制板坯加热温度为1200～1280℃，板坯终轧温度为850～950℃，卷取温度为350～550℃。
进一步地，在本发明所述的高强塑积冷轧QP钢的制造方法中，在步骤(3)中，控制累计压下率为40～65％。
本发明所述的高强塑积冷轧QP钢及其热处理工艺和制造方法相较于现有技术具有如下所述的优点以及有益效果：
在本发明中，通过合理的化学成分设计，并结合优化的退火工艺，能够有效获得综合力学性能相当优异的高强塑积冷轧QP钢，本发明所述的高强塑积冷轧QP钢的屈服强度为750～1100MPa，抗拉强度为1000～1400MPa，延伸率为17～22％，强塑积为21～30GPa％，其适用性十分广泛，具有良好的推广前景和应用价值。
在本发明所述的退火工艺中，采用了快速加热，短时均热和快速冷却的工艺操作，其可以大幅降低整个热处理工艺过程的时间，从而大幅提高生产效率和降低能耗。
本发明所述的高强塑积冷轧QP钢的退火工艺，其生产流程较短，生产效率较高且生产成本低。相比于传统热处理工艺，采用本发明所述的快速热处理工艺可以明显缩短退火时间，大幅度提高生产效率和降低能耗，所制备的QP钢强度和塑性均能获得明显提高。此外，相较于传统热处理工艺生产的QP钢，采用本发明所述退火工艺得到的QP钢平均晶粒尺寸减小，可以达到1～3μm。
相应地，本发明所述的高强塑积冷轧QP钢的制造方法也同样具有上述优点以及有益效果。
附图说明
图1为实施例1的高强塑积冷轧QP钢在5000倍扫描电镜下的图像。
图2为实施例1的高强塑积冷轧QP钢在10000倍扫描电镜下的图像。
图3为对比例1的对比钢材在5000倍扫描电镜下的图像。
图4为对比例1的对比钢材在10000倍扫描电镜下的图像。
图5为实施例1的高强塑积冷轧QP钢的透射电镜明场像。
图6为对比例1的对比钢材的透射电镜明场像。
具体实施方式
下面将结合说明书附图及具体的实施例对本发明所述的高强塑积冷轧QP钢及其热处理工艺和制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。
实施例1-6和对比例1-6
本发明所述实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢和对比例1-6的对比钢板均采用以下步骤制得：
(1)按照表1所示的化学成分进行冶炼和铸造：
(2)热轧：控制板坯加热温度为1200～1280℃，板坯终轧温度为
850～950℃，卷取温度为350～550℃；
(3)冷轧：控制累计压下率为40～65％。
(4)退火，其中退火工艺包括：将带钢或钢板以50～300℃/s的加热速率由室温加热至860～950℃，停留0～100s；然后将带钢或钢板以50～100℃/s的冷却速度冷却至260～320℃；再次将带钢或钢板以10～30℃/s的速度390～430℃并在此温度区间停留90～200s；然后将带钢或者钢板以20～50℃/s的冷却速度冷却到室温。
需要说明的是，本发明所述实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢的化学元素成分和相关工艺设计均满足符合本发明设计规范要求。虽然对比例1-6的对比钢板的化学元素成分设计均符合本发明设计规范要求，但其相关工艺中均存在不满足本发明设计要求的参数。
表1列出了实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢和对比例1-6的对比钢板的各化学元素的质量百分配比。
表1.(wt％，余量为Fe和除P、S以外其他不可避免的杂质)
C Si Mn P S Al Cu Ni Cr Mo V N Nb Ti
实施例1 0.18 1.4 1.8 0.008 0.007 0.05 0.02 0.02 0.2 0.02 0.01 0.0008 0.01 0.02
实施例2 0.16 1.6 1.5 0.005 0.003 0.02 0.04 0 0.1 0.03 0.01 0.0006 0.02 0.01
实施例3 0.24 2.0 2.5 0.012 0.005 0.03 0.03 0.04 0 0.06 0.02 0.0010 0.06 0
实施例4 0.28 0.1 0.32 0.020 0.018 0.01 0.002 0.09 0.4 0 0.03 0.0020 0.07 0.08
实施例5 0.03 2.2 0.6 0.004 0.013 0.07 0.77 0.01 0.2 0.1 0 0.0097 0 0.05
实施例6 0.11 1.2 1.2 0.017 0.009 0.10 0.97 0.08 0 0.01 0 0 0.08 0.01
对比例1 0.18 1.4 1.8 0.008 0.007 0.05 0.02 0.02 0.2 0.02 0.01 0.0008 0.01 0.02
对比例2 0.16 1.6 1.5 0.005 0.003 0.02 0.04 0.01 0.1 0.03 0.01 0.0006 0.02 0.01
对比例3 0.24 2.0 2.5 0.012 0.005 0.03 0.03 0.04 0.1 0.06 0.02 0.0010 0.06 0.03
对比例4 0.28 0.1 0.32 0.020 0.018 0.01 0.002 0.09 0.4 0 0.03 0.0020 0.07 0.08
对比例5 0.03 2.2 0.6 0.004 0.013 0.07 0.77 0.01 0.2 0.1 0 0.0097 0.05 0.05
对比例6 0.11 1.2 1.2 0.017 0.009 0.10 0.97 0.08 0 0.01 0 0.0056 0.08 0.01
表2列出了实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢和对比例1-6的对比钢板的具体工艺参数。
表2.
Figure BDA0002735172930000101
Figure BDA0002735172930000111
将得到的成品实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢和对比例1-6的对比钢板分别取样，并进行各项性能测试，将所得的测试结果列于表3中。相关力学性能测试方法如下所述：
拉伸性能测试：根据标准GB/T 228.1-2010金属材料拉伸试验第1部分：室温拉伸试验方法，测试条件分别是温度(20℃)、屈服前变形(3mm/min)、湿度(50％)、屈服后变形(28mm/min)。
强塑积公式：强塑积(GPa％)＝强度Rm(MPa)×延伸率A50(％)。
表3列出了实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢和对比例1-6的对比钢板的性能测试结果。
表3.
Figure BDA0002735172930000112
Figure BDA0002735172930000121
结合表2和表3可知，采用快速热处理的试样的拉伸性能得到大幅提高。即相较于对比例1-6的对比钢板，采用本发明所述的高强塑积冷轧QP钢的退火工艺的实施例1-6，拉伸性能明显更优。
继续参阅表3可知，本发明所述实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢的屈服强度均在750～1100MPa之间，抗拉强度均在1000～1400MPa之间，延伸率为17～22％，强塑积均能够达到18～30GPa％，其适用性十分广泛，具有良好的推广前景和应用价值。
对实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢取样并进行观察可知，本发明所述实施例1-6的高强塑积冷轧QP钢的微观组织均为铁素体+板条马氏体+碳分布不均匀的残余奥氏体+无碳贝氏体，且铁素体的相比例为10％～40％，板条马氏体的相比例为50％～75％，残余奥氏体的相比例为5％～15％，无碳贝氏体的相比例为2％～5％，其平均晶粒尺寸为1～3μm。
图1为实施例1的高强塑积冷轧QP钢在5000倍扫描电镜下的图像。
图2为实施例1的高强塑积冷轧QP钢在10000倍扫描电镜下的图像。
图3为对比例1的对比钢板在5000倍扫描电镜下的图像。
图4为对比例1的对比钢板在10000倍扫描电镜下的图像。
结合图1-4可以看出，本发明所述实施例1和对比例1的微观组织为铁素体+板条马氏体+碳分布不均匀的残余奥氏体+无碳贝氏体，但实施例1组织更分散，而对比例1排列更规整。其中实施例的铁素体的相比例为10％～40％，板条马氏体的相比例为50％～75％，残余奥氏体的相比例为5％～15％，无碳贝氏体的相比例为2％～5％，
图5为实施例1的高强塑积冷轧QP钢的透射电镜明场像。
图6为对比例1的对比钢材的透射电镜明场像。
如图5所示，深色块状为残余奥氏体RA，浅色为马氏体M；如图6所示，黑色长条状为残余奥氏体RA，白色为马氏体M。在实施例1高强塑积冷轧QP钢的组织中，几乎所有的马氏体都是破碎和不连续的，马氏体的交界处随机分布着块状的残余奥氏体相，残余奥氏体的晶界呈模糊状，且碳浓度不均匀，奥氏体可以在不同应变条件下持续发生TRIP效应，从而大幅提高材料的强塑积，并且整体来看马氏体晶粒较小，通过对透射电镜明场像进行观察和计算可以得到，实施例1的高强塑积冷轧QP钢平均晶粒尺寸为1μm，而对比例1的对比钢中平均晶粒尺寸为5μm。
需要说明的是，本案中各技术特征的组合方式并不限本案权利要求中所记载的组合方式或是具体实施例所记载的组合方式，本案记载的所有技术特征可以以任何方式进行自由组合或结合，除非相互之间产生矛盾。
还需要注意的是，以上所列举的实施例仅为本发明的具体实施例。显然本发明不局限于以上实施例，随之做出的类似变化或变形是本领域技术人员能从本发明公开的内容直接得出或者很容易便联想到的，均应属于本发明的保护范围。

Claims (14)

1.一种高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，其除了Fe及不可避免的杂质元素以外还含有质量百分含量如下的下述各化学元素：
C：0.02～0.28％，Si：0.09～2.2％，Mn：0.31～2.6％，Al：0.01～0.1％，Cu：0.001～0.1％；
Ni≤0.1％，Cr≤0.4％，Mo≤0.1％，V≤0.03％，N≤0.01％，Nb≤0.08％，Ti≤0.08％中的至少其中之一。
2.如权利要求1所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量为：
C：0.02～0.28％，Si：0.09～2.2％，Mn：0.31～2.6％，Al：0.01～0.1％，Cu：0.001～0.1％；Ni≤0.1％，Cr≤0.4％，Mo≤0.1％，V≤0.03％，N≤0.01％，Nb≤0.08％，Ti≤0.08％中的至少其中之一；余量为Fe和不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，其还含有Ce、Hf、La、Re、Sc和Y中的至少一种，并且其总的质量百分含量≤1％。
4.如权利要求1或2所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，其各化学元素质量百分含量还满足下列各项的至少其中之一：
C：0.16～0.24％；
Si：1.4～2.0％；
Mn：1.5～2.5％。
5.如权利要求1或2所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，在不可避免的杂质中：P≤0.02％并且/或者S≤0.019％。
6.如权利要求1或2所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，其微观组织为铁素体+板条马氏体+碳分布不均匀的残余奥氏体+无碳贝氏体。
7.如权利要求6所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，铁素体的相比例为10％～40％，板条马氏体的相比例为50％～75％，残余奥氏体的相比例为5％～15％，无碳贝氏体的相比例为2％～5％。
8.如权利要求1或2所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，其平均晶粒尺寸为1～3μm。
9.如权利要求6所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，所述板条马氏体的交界处随机分布着块状的所述残余奥氏体，所述残余奥氏体的晶界呈模糊状。
10.如权利要求1或2所述的高强塑积冷轧QP钢，其特征在于，其性能满足：屈服强度为750～1100MPa，抗拉强度为1000～1400MPa，延伸率为17～22％，强塑积达到21～30GPa％。
11.如权利要求1-10中任意一项所述的高强塑积冷轧QP钢的退火工艺，其特征在于：
将带钢或钢板以50～300℃/s的加热速率由室温加热至860～950℃，停留0～100s；
然后将带钢或钢板以50～100℃/s的冷却速度冷却至260～320℃；
再次将带钢或钢板以10～30℃/s的速度加热到390～430℃并在此温度区间停留90～200s；
然后将带钢或者钢板以20～50℃/s的冷却速度冷却到室温。
12.如权利要求1-10中任意一项所述的高强塑积冷轧QP钢的制造方法，其特征在于，其包括步骤：
(1)冶炼和铸造；
(2)热轧；
(3)冷轧；
(4)退火，其中退火工艺包括：
将带钢或钢板以50～300℃/s的加热速率由室温加热至860～950℃，停留0～100s；
然后将带钢或钢板以50～100℃/s的冷却速度冷却至260～320℃；
再次将带钢或钢板以10～30℃/s的速度加热到390～430℃并在此温度区间停留90～200s；
然后将带钢或者钢板以20～50℃/s的冷却速度冷却到室温。
13.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(2)中，控制板坯加热温度为1200～1280℃，板坯终轧温度为850～950℃，卷取温度为350～550℃。
14.如权利要求12所述的制造方法，其特征在于，在步骤(3)中，控制累计压下率为40～65％。
CN202011131049.2A 2020-10-21 2020-10-21 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法 Pending CN114381655A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202011131049.2A CN114381655A (zh) 2020-10-21 2020-10-21 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202011131049.2A CN114381655A (zh) 2020-10-21 2020-10-21 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN114381655A true CN114381655A (zh) 2022-04-22

Family

ID=81194134

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202011131049.2A Pending CN114381655A (zh) 2020-10-21 2020-10-21 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN114381655A (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115181913A (zh) * 2022-07-15 2022-10-14 燕山大学 一种低锰含量中锰钢的制备方法
CN115341154A (zh) * 2022-09-21 2022-11-15 南通瑞泰针业有限公司 一种高韧性、高强度缝纫机针

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103805838A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN106811698A (zh) * 2015-12-02 2017-06-09 鞍钢股份有限公司 一种基于组织精细控制的高强钢板及其制造方法
CN108504925A (zh) * 2018-04-02 2018-09-07 武汉科技大学 一种短流程热轧q&p钢板及其制备方法
CN110093552A (zh) * 2019-05-30 2019-08-06 安徽工业大学 一种焊接性能优异的高强塑积q&p钢板及其制备方法
WO2019173681A1 (en) * 2018-03-08 2019-09-12 Northwestern University Carbide-free bainite and retained austenite steels, producing method and applications of same
CN111315908A (zh) * 2017-11-10 2020-06-19 安赛乐米塔尔公司 冷轧钢板及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103805838A (zh) * 2012-11-15 2014-05-21 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN106811698A (zh) * 2015-12-02 2017-06-09 鞍钢股份有限公司 一种基于组织精细控制的高强钢板及其制造方法
CN111315908A (zh) * 2017-11-10 2020-06-19 安赛乐米塔尔公司 冷轧钢板及其制造方法
WO2019173681A1 (en) * 2018-03-08 2019-09-12 Northwestern University Carbide-free bainite and retained austenite steels, producing method and applications of same
CN108504925A (zh) * 2018-04-02 2018-09-07 武汉科技大学 一种短流程热轧q&p钢板及其制备方法
CN110093552A (zh) * 2019-05-30 2019-08-06 安徽工业大学 一种焊接性能优异的高强塑积q&p钢板及其制备方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115181913A (zh) * 2022-07-15 2022-10-14 燕山大学 一种低锰含量中锰钢的制备方法
CN115341154A (zh) * 2022-09-21 2022-11-15 南通瑞泰针业有限公司 一种高韧性、高强度缝纫机针

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108018484B (zh) 抗拉强度1500MPa以上成形性优良的冷轧高强钢及其制造方法
JP5348268B2 (ja) 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4324225B1 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
US10889873B2 (en) Complex-phase steel sheet having excellent formability and method of manufacturing the same
JP6248207B2 (ja) 穴広げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP4291860B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP4085826B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた二相型高張力鋼板およびその製造方法
JP5363922B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
WO2014061270A1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN105274432A (zh) 600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板及其制造方法
WO2012105126A1 (ja) 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2015102048A1 (ja) 熱間成形部材およびその製造方法
CN113737087A (zh) 一种超高强双相钢及其制造方法
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
JP5302840B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
KR20230024905A (ko) 가소성이 우수한 초고강도 강 및 이의 제조 방법
JP5747249B2 (ja) 強度、延性及びエネルギー吸収能に優れた高強度鋼材とその製造方法
CN114381655A (zh) 一种高强塑积冷轧qp钢及其退火工艺和制造方法
JP5842748B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
CN108456832B (zh) 弯曲加工性优良的超高强度冷轧钢板及其制造方法
CN115505847B (zh) 一种具有优异冲击性能的冷轧超高强钢板及其制备方法
CN109207847B (zh) 一种低碳当量高扩孔率1180MPa级冷轧钢板及其制造方法
JP3525812B2 (ja) 衝撃エネルギー吸収性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4333352B2 (ja) 延性および伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
JP2002363685A (ja) 低降伏比高強度冷延鋼板

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
RJ01 Rejection of invention patent application after publication
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20220422