CN1152340A - 具有改进疲劳性能的超低碳冷轧钢板和镀锌钢板及其生产工艺 - Google Patents

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Abstract

一种深冲冷轧或热镀锌钢板，其母材和点焊区疲劳特性有所改善。钢板含有重量百分比0.0001-0.0026％C，最多1.2％Si，0.03-0.30％Mn，0.015-0.15％P，0.0010-0.020％S，0.005-0.1％Al，0.0005-0.008％N，0.0003-0.0030％B，其余为Fe及不可避免的杂质，以及一种生产这类钢板的工艺，即通过在Ar3转变点及其以上温度热轧含有上述成分的扁钢坯，最好在1.5秒之内以50℃/秒的冷却速度将热轧钢带冷却至750℃，在常温至750℃的温度范围内卷带，以70％以上的压下率冷轧，再在600～900℃进行连续退火或连续森氏热镀锌，并将硬化冷轧压下率控至为1.5×(1-400×C)％以上及2080×(C-0.0015％)以上，其中C为碳含量(重量百分比)。

Description

具有改进疲劳性能的超低碳冷轧钢板和镀锌钢板及其生产工艺
技术领域
本发明涉及用于深冲、母材及点焊区疲劳性能有所改善的超低碳冷轧钢板和镀锌钢板及其生产工艺。根据本发明的冷轧钢板在压力成型后用于诸如汽车、家用电器及建筑等用途；狭义上包括未作表面处理的冷轧钢板，广义上还包括经过防锈表面处理如镀锌、镀锌合金及在镀层上再覆以有机薄膜的冷轧钢板。
根据本发明的镀锌钢板同样是在压力成型后用于诸如汽车、家用电器及建筑等用途，它已经过防锈表面处理如镀锌及合金化镀锌。
背景技术
近年来钢液真空去气工艺的技术进展促进了超低碳钢的生产，使得对于具有良好可加工性的超低碳钢的需求不断增长。
众所周知，此类超低碳钢板通常含有Ti和Nb中的至少一种元素。Ti和Nb表现出与钢中间隙固溶元素(C，N)发生强烈的相互吸引作用并易于生成碳氮化物的倾向，使得不含间隙固溶元素的钢(IF钢：无间隙元素钢)易于生产。IF钢不含引起形变时效并使可加工性劣化的间隙固溶元素，因此，具备无时效特性及极佳的可加工性。其次，Ti和Nb的加入有重要作用，即它使易于粗化的超低碳钢热轧钢板晶粒直径细化，并使冷轧退火钢板的深冲性能提高。但是，添加Ti和Nb的超低碳钢存在如下问题。首先，添加昂贵元素如Ti和Nb的成本再加上为获得超低碳而进行的真空处理的成本，使得生产成本高。第二，成品板中缺乏C和N的固溶造成冲压致脆化或烤漆硬化性能(BH性能)的丧失。第三，母材和点焊区疲劳性能差，其原因是由于超低碳钢的特性该材料强度低，另外点焊区域热影响区组织粗化形成脆性区。第四，Ti和Nb是强氧化物形成元素，所形成的氧化物降低了表面质量。
为解决IF钢的上述问题进行过大量的研究和开发，解决上述问题可想到的途径之一是使用不加Ti和Nb的超低碳钢作为母材。这是因为采用不含Ti和Nb的钢作为母材自然可以解决上述第一、二、四个问题。采用此类方法者可见于日本未审专利公开3-83230号、63-72830号、59-80724号、60-103129号、1-184251号、58-141355号以及6-93376号。在所有上述公报中，应注意的是影响不含Ti和Nb的超低碳钢的模压成型性的性能，如r值和延伸率，以及BH性能和抵抗加工脆化的性能。
对于疲劳性能即第三个问题，仅作了少量研究。日本未审专利公开63-317625号公开了一种点焊区疲劳性能优良的超低碳冷轧钢板的生产工艺，其Ti、Nb和B复合加入，硬化冷轧获得优化。但是，没有提及任何改善无Ti、Nb超低碳钢疲劳性能的方法。日本未审专利公开6-81043，6-81044及6-81080号公开了一种具有优良疲劳性能的含有Ti和Nb中至少一种元素的超低碳钢板及其生产工艺。
这些未审专利说明书公开了提高屈服强度及改善母材疲劳性能的方法。但对于点焊区接头的疲劳性能未作研究。另外，上述未审专利说明书只考虑了添加了Ti和Nb的超低碳钢，对于本发明所考察的超低碳钢即基本不含Ti和Nb者未作研究。
一般地说，对于不含Ti和Nb的超低碳钢，因屈服强度低故母材的疲劳性能差，并且点焊时的加热易于造成异常晶粒长大，导致了有可能其点焊区接头疲劳性能不够。如上所述，尚无人提出避免这些不利现象的技术。
发明公开
本发明的目的之一是解决不含Ti和Nb等昂贵添加元素的超低碳钢中所遇到的以上各种问题。
因而本发明提供一种不含Ti和Nb等元素、有良好的母材疲劳抗力和良好的点焊疲劳性能的匹配，同时保持优良深冲性能的冷轧钢板和镀锌钢板及其生产工艺。
在不使用昂贵的碳氮化物形成元素如Ti和Nb的简单超低碳钢板中，业已发现由于钢板过度软化，点焊时在电极压力下易变形，电极与钢板之间或钢板与钢板之间的接触电阻过低，导致最佳焊接电流范围窄并向高电流一边偏移，极为不利地要求有大的焊机，另外，这还造成一个问题，即母材的疲劳性能因与母材的屈服强度有很大关系故也产生劣化。
业已发现加P和B对于解决上述问题有效。加入P和B可经济并有效地提高钢板强度同时提高电阻，因而焊接电流可保持在低电流一边。另外，还可改善母材的疲劳抗力。
另一方面，在不含Ti和Nb的超低碳钢板中，点焊时HAZ(热影响区)中易发生异常晶粒长大，造成点焊接头强度和疲劳性能降低的问题。本发明人等为解决这一问题进行了广泛和深入的研究，最近发现复合添加P和B超过一定值可获得显著效果。另外，还发现采用下述方法对于令人满意地获取上述效果也有效。1)B/N控制为不小于1以保证固溶B的存在。2)允许存在极少量的Ti和/或Nb。3)硬化冷轧压下率控制为C含量的函数。4)对于有BH性能的钢板，需要引入BH性能是因为BH处理使得接头强度及点焊区疲劳性能提高。
本发明即基于以上创意与新发现而得以完成，本发明的主题内容包括：一种用于深冲、具有改进的母材和点焊区疲劳性能的超低碳冷轧钢板，含有重量百分比C：0.0001至0.0026％，Si：不超过1.2％，Mn：0.03至3.0％，P：0.015至0.15％，S：0.0010至0.020％，Al：0.005至0.15％，N：0.0005至0.0080％，以及B：0.0003至0.0030％，如有必要还可含有Ti：0.0002至0.0015％及Nb：0.0002至0.0015％这组元素中的至少一种元素，其余为Fe及不可避免的杂质；
以及一种生产冷轧钢板的工艺，包括如下步骤：在Ar3转变点或其以上温度对含有上述化学成分的钢坯进行热轧终轧，在室温至750℃将热轧钢带成卷，以不小于70％的压下率冷轧该钢带卷，在600至900℃的温度范围对冷轧钢带进行连续退火，退火后的钢带进行硬化冷轧，其压下率(％)落在由下面的公式规定的范围内：％≥1.5×(1-400×C)，％≥2080×(C-0.0015)，％≤3.0以及0.0001≤C≤0.0026，其中C代表碳的重量百分比含量。
本发明的主题内容还包括：
一种用于深冲、具有改进的母材和点焊区疲劳性能的超低碳镀锌钢板，含有重量百分比C：0.0001至0.0026％，Si：不超过1.0％，Mn：0.03至2.5％，P：0.015至0.15％，S：0.0010至0.020％，Al：0.005至0.15％，N：0.0005至0.0080％以及B：0.0003至0.0030％，如有必要还可含有Ti：0.0002至0.0015％和Nb：0.0002至0.0015％这组元素中选出的至少一种元素，其余为Fe及不可避免的杂质。
一种生产镀锌钢板的工艺，包括如下步骤：在Ar3转变点或其以上温度对含有上述化学成分的钢坯进行热轧终轧，在室温至750℃将热轧钢带成卷，以不小于70％的压下率冷轧该钢带卷，在序列退火型连续镀锌系统中将冷轧钢带镀锌并在600至900℃的温度退火，选择性地进行合金化处理以及对镀锌钢带进行硬化冷轧，其压下率(％)落在由下面的公式规定的范围内：％≥1.5×(1-400×C)，％≥2080×(C-0.0015)，％≤3.0以及0.0001≤C≤0.0026，其中C代表碳的重量百分比含量。
图示简要说明
图1所示为母材的疲劳极限(2×106次)与P和B含量的关系；
图2所示为B含量为0.0008％的钢中最佳点焊电流范围与P含量的关系；
图3所示为P和B含量对点焊后HAZ附近硬度分布的影响；
图4(A)为点焊区接头拉—剪强度(tension shear strength)与P和B含量的关系，图4(B)为点焊区十字拉伸强度与P和B含量的关系；
图5(A)为烤漆前点焊区接头疲劳性能与P和B含量的关系，而图5(B)所示与图5(A)所示关系相同，只是在此点焊区经过烤漆；
图6所示为总体C含量和硬化冷轧压下率对点焊性(最佳焊接电流下限)及时效性能(100℃处理1小时后的YP-EI)的影响；
图7所示为本发明另一实施例中疲劳极限(2×106次)与P和B含量的关系；
图8所示为本发明另一实施例中最佳点焊电流范围与P含量的关系；
图9所示为本发明另一实施例中P和B含量对点焊后HAZ附近硬度分布的影响；
图10(A)所示为本发明另一实施例中点焊区接头拉一剪强度与P和B含量的关系，图10(B)所示为点焊区接头十字拉伸强度与P和B含量的关系；
图11(A)所示为本发明另一实施例中点焊区接头烤漆前的剪切疲劳性能与P和B含量的关系，图11(B)所示关系与图11(A)相同，只是点焊区已经过烤漆；以及
图12所示为本发明另一实施例中总体C含量和硬化冷轧压下率对点焊性(最佳焊接电流下限)及时效性能(100℃处理1小时后的YP-EI)的影响。
实施本发明的最佳模式
首先说明作为本发明的根据的实验结果。图1、2和3所示为关于添加P和B对于点焊性和疲劳性能的影响的研究结果，对于本发明特别重要。
在该实验中，采用了一种筒单的超低碳钢板，含有C：约0.0013％，Si：0.01％，Mn：0.15％，P：0.003至0.18％，S：0.008％，Al：0.07％，N：0.0018％以及B：0.0001至0.004％。在加热温度1150℃及终轧温度920℃下进行热轧，热轧后钢带在1.2秒内以50℃/秒的速度快冷，并在500℃卷带。厚度为5.0mm的热轧钢板经酸洗，冷轧至0.8mm厚(压下率＝84％)，在加热速度＝10℃/秒，保温＝740℃×50秒及冷却＝10℃/秒的条件下连续退火，以1.0％的压下率进行硬化冷轧。
根据JISZ2273(有关金属材料疲劳试验方法的标准)及JISZ2275(金属平板重复弯曲疲劳试验)将冷轧、退火及硬化冷轧后的材料进行脉动弯曲疲劳试验，以评价母材的疲劳特性。参照RWMA(电阻焊机制造商协会)建议的参考数值，采用直径4.5mm的CF型电极、在200kgf外加压力以及12Hz焊接时间的条件下进行焊接，以评价点焊性。最佳电流范围为从形成不小于4×t1/2(t：板厚(mm))的熔核直径所需的电流(最佳焊接电流下限)至导致喷溅及表面烧化所需电流(最佳焊接电流上限)之间的范围。关于接头疲劳强度的评价，剪切及十字疲劳强度采用以上述焊接条件中造成喷溅及表面烧化的焊接电流的95％的焊接电流进行点焊的材料来作评价。
从图1可以看出，含有上述成分且加有不少于0.015％P及不少于0.0003％B的材料，其重复次数2×106次时的母材疲劳极限超过作为对比的加有Ti、含有重量百分比C：0.0035％，Si：0.01％，Mn：0.15％，P：0.10％，S：0.01％，Al：0.03％，Ti：0.045％，B：0.0001％及N：0.0020％的普通超低碳冷轧钢板的180MPa，达到与闭箱或堆叠退火的低碳、Al脱氧、含有重量百分比C：0.035％，Si：0.01％，Mn：0.15％，P：0.01％，S：0.01％，Al：0.045％及N：0.0040％的冷轧钢板相同的水平(208MPa)。
从图2所示结果可以看出，对于加有0.0008％B的超低碳钢，提高P的加入量可使最佳焊接电流范围宽化并将最佳焊接电流移向低电流一边。本发明人等发现，当P加入量不少于0.015％时，最佳焊接电流与常规材料处在同一水平。
从图3可以看出，对照钢在点焊区中心3mm范围内存在HAZ软化，适量复合添加P和B消除了这种软化，使得点焊接头强度改善，如图4(A)及(B)所示。另外，如图5(A)所示(烤漆前)，对于本发明很重要的点焊区疲劳性能也得到了保证，还有，如图5(B)所示(烤漆后)BH处理使该性能进一步加强。这样，本发明人等就获得了对于不添加Ti和Nb的超低碳钢板的商业化极为重要的上述新发现。在图4(A)和(B)及图5(A)和(B)中，2P-3B、2P-18B、8P-3B及8P-18B是成分处于上述范围内的本发明钢，其中2P和8P的P含量分别为0.02％和0.08％，而3B和18B的B含量分别为0.0003％及0.0018％。作为对照钢的Ti-IF其成分上文已提及，是一种通用超低碳冷轧钢板，加有Ti和B，现已广泛应用。复合添加P和B为何能改善母材的疲劳抗力及点焊性(包括最佳焊接电流范围、接头强度、以及焊区疲劳性能)，其冶金学原因可认为如下所述：
对于不加Ti和Nb的超低碳钢，C在固溶状态并使强度提高，在置换式固溶元素中，P的原子半径远小于Fe，而B又是一种间隙式固溶元素。因此，这些元素可有效地提高屈服强度，同时，它们也使电阻提高。所以，母材疲劳性能优良，另外，最佳焊接电流范围移向低电流一边。众所周知P是一种晶界偏聚元素，与晶界有强烈相互作用，故它可阻止晶界迁移，有利地细化组织。另外，B和C有相互吸引的作用，因而在点焊后的冷却过程中阻止了γ-α的转变，有利于HAZ组织的细化及提高硬度。
对于不加Ti和Nb的超低碳钢，通过P和B获得的组织细化作用在P和B同时存在时协同出现。虽然其原因尚未弄清楚，但可认为其原因如下：P和B在点焊后的冷却过程中在γ-α转变边界处富集，且如上文所述，P降低晶界迁移速度。而B与C反应并阻止C的扩散，阻碍了γ-α转变直至温度降低。这就提高HAZ的可硬化性并显著提高硬度，导致点焊性及接头强度和点焊区疲劳性能的提高。
其次，本发明人等最近发现一条规律，即将C含量和硬化冷轧压下率控制在其相应的适当范围对于点焊时获得无时效性能及低的最佳焊接电流下限这些对于不加Ti和Nb超低碳钢板必须达到的目标非常有效。
首先说明作为发现上述关系的基础的实验结果。图6所示为C含量和硬化冷轧条件对于时效性能及最佳点焊电流下限的影响关系。该实验中所用钢为含有Si：0.01％，Mn：0.15％，P：0.03％，S：0.008％，Al：0.075％，N：0.0018％及B：0.0010％、C含量范围为0.0003至0.0030％的简单超低碳钢板。以实验室规模的熔化工艺制备的上述样品经过热轧。热轧在1150℃的加热温度及920℃的终轧温度下进行，在500℃卷带。厚度为6.0mm的热轧板经酸洗，冷轧至0.8mm厚(压下率＝87％)，在加热速度＝10℃/秒，保温＝740℃×50秒及冷却＝10℃/秒的条件下连续退火，再以不同的压下率进行硬化冷轧。
在图6中，以100℃1小时人工时效后拉伸试验的屈服点延伸率(YP-EI)作为时效性能参数。另外，以点焊时的最佳电流下限值作为点焊性参数。焊接条件与上文所述相同。从该图可看出，为保证无时效性能，压下率应控制在下述区域内：压下率不少于0.3％，C含量不高于0.0026％，压下率等于或大于2080×(C-0.0015)％，其中C代表C含量。通过将C含量控制在不低于0.0001％、压下率控制在等于或大于1.5×(1-400×C)％，可将最佳点焊电流下限值控制得较低。提高总体C含量会提高固溶C的含量，因此也会提高获得无时效性能所需的压下率。最佳点焊电流下限值与材料屈服强度(YP)有关，YP提高时向低电流一边移动。据此可认为提高C含量及硬化冷轧压下率较为有利。硬化冷轧时压下率的上限为3.0％，而当压下率超过该值时，钢板变得太硬，导致可加工性下降。
进一步说明限制钢的化学成分及生产条件的原因如下：
(1)C：C是决定产品质量的极为重要元系。当C含量超过上限值0.0026％时，既使控制硬化冷轧压下量其自然无时效性能也会丧失。另外在这种情况下，时效造成的塑性劣化也显著。基于上述原因，C含量的上限是0.0026％，另一方面，当C含量低于0.0001％时，母材疲劳性能及点焊区疲劳性能下降。另外，也出现加工脆化，在这一方面，已注意到由于炼钢技术方面的原因将含C量降至0.0001％或低于0.0005％有困难，同时也使成本提高，因此，C含量下限最好为0.0005％。
(2)Si：Si是可以经济地提高强度的元素。超过1.2％Si含量可造成转化处理及镀锌的适应性低的问题。因此，Si含量上限为1.2％.
(3)Mn：Mn和Si一样是可有效地提高强度的元素。另外，在本发明钢中，未添加Ti等元素，由于Mn可固定S，它在热轧时可起到避免开裂的作用。据说降低Mn含量从改善r值的角度看是有利的。当Mn含量低于0.03％时，热轧时出现开裂。因此，Mn含量的下限值为0.03％。另一方面，业已发现Mn可有效地细化如本发明中的加有P的超低碳钢热轧钢板的晶粒。这可能是因为这两种元素的作用在热力学上抵消了Ar3温度的作用并在动力学上延滞了γ-α转变。另外，Mn有细化点焊HAZ显微组织的作用。但当Mn含量超过3％时就造成r值劣化，即深冲性能的下降。基于以上原因，Mn含量上限值为3％。
(4)P：P和Si及Mn一样也是提高强度的元素，加入P的量因目标强度水平而变。通常不加Ti和Nb的超低碳钢热轧板晶粒直径增加，以不少于0.015％的含量加入P可显著细化晶粒，并有提高冷轧退火成品板深冲性能的作用。另外如上文所说，加入P对保证点焊性有作用，且如图2所示，必需的P加入量为0.015％或更多。另一方面，P加入量超过0.15％造成冷轧性能下降，产生冲压致脆化及其它不利作用，因此，P含量的上限值为0.15％。
(5)S：S含量越低，结果越好。但当S含量低于0.001％时，生产成本大大提高，因此S含量的下限为0.001％，另一方面，超过0.020％的S含量导致MnS的过度析出，降低可加工性。因此，S含量上限为0.020％。
(6)Al：Al用于控制脱氧。当Al含量少于0.005％时，很难稳定地进行脱氧，而含量超过0.15％成本又提高，故Al含量的下限和上限分别为0.005％和0.15％。
(7)N：N含量超低结果越好。但N含量低于0.0005％可造成成本的显著提高。因此，N含量的下限为0.0005％。另一方面，当N含量超过0.0080％时，可加工性显著下降。因此，N含量上限为0.0080％。
(8)B：B对于保证接头强度及点焊区疲劳性能是一种不可替代的元素。为了获得预期效果B的加入量须不少于0.0003％。当B加入量少于0.0003％时，HAZ组织细化不理想，而B含量超过0.003％又导致成本提高同时易引起钢坯开裂，因此，B含量上限为0.0030％。B加入量最好满足关系B/N＞1。这是因为处于固溶态而不形成BN的B有利于细化HAZ组织。
(9)Ti，Nb：原则上，本发明中不添加这些昂贵元素。经过广泛和深入的研究，本发明人等发现极少量(0.0002-0.0015％)Ti和Nb中至少一种元素的存在可使以r值为代表的成品板性能以及点焊区强度和疲劳性能获得改善。当至少一种元素加入低于0.00020％时达不到预期的改善效果，另一方面，当其加入量超过0.0015％时，实际工业规模生产的成本就提高，因此，这些元素的上限为0.0015％。
控制生产条件的原因说明如下：
(9)热轧条件：终热轧在Ar3温度或其以上温度进行，以保证成品板的可加工性。在Ar3温度以下进行最终热轧可导致热轧板晶粒直径的显著增大，降低成品板的深冲性。其次，会出现被称为“隆脊”(ridge)的表面不平。对于不加Ti和Nb的超低碳钢，终轧完成后在1.5秒内将热轧板以不低于50℃/秒的速度快速冷却至750℃以下比较有利，因为热轧板晶粒直径减小并使最终成品板的深冲性能改善。最好是在终轧完成后0.5秒内快速冷却。卷带温度高于750℃会导致酸洗性能下降并使钢带卷长度方向上质量不均匀，另外还造成卷带过程中的异常晶粒长大。因此，卷带温度上限为750℃。另一方面，由于将卷带温度降至室温并不造成可加工性的下降，故卷带温度下限为室温。
关于热轧，可以采用一种方法即在粗热轧之后、终热轧之前的一个阶段将粗轧后的材料连接起来的连续方式进行终热轧，或者也可进行常规间歇式热轧。在连续热轧情况下，钢坯经粗轧至30至70mm厚，先卷带，然后开卷以将该钢带的前端与前一钢带卷的后端相连接，再进行连续终轧。
(10)冷轧条件：从保证成品板r值的角度将冷轧压下率限制为不小于70％，对于本发明所预期的超低碳钢板，当压下降不低于84％时，r45显著改善使得r值的面内各向异性下降。另外，组织也得到细化并使点焊性提高，因此，该条件特别可取。
(11)连续退火条件：连续退火在600至900℃的温度下进行。当退火温度低于600℃时，再结晶不理想造成成品板可加工性方面的问题。可加工性随退火温度升高而改善。但是，高于900℃的退火温度会引起板材开裂或降低板材平整度。另外，也使可加工性及疲劳性能劣化。
(12)硬化冷轧条件：对于不加Ti和Nb的超低碳钢，从同时保证无时效性能及点焊性的角度讲，将硬化冷轧压下率及C含量控制在其相应的适当范围很重要。无时效性能可通过将压下率控制在下述范围内实现，即：压下率不低于0.3％，压下率等于或大于2080×(C-0.0015)％，以及C含量不高于0.0026％。为使最佳点焊电流下限值低，可将压下率控制在下述区域内，即：压下率等于或大于1.5×(1-400×C)％，C含量不少于0.0001％，以及提高YP。硬化冷轧压下率的上限是3.0％，超过3.0％的压下率使钢板硬度过高，降低钢板的可加工性。
本发明基于上述新观念和新发现，根据本发明，可提供用于深冲的冷轧钢板，具备自然无时效性能和BH性能的配合，母材疲劳性能及点焊区疲劳性获得改进，而无需添加Ti和Nb等昂贵元素。
下面将说明根据本发明另一方面的超低碳镀锌钢板。
很自然，在退火温度为600～900℃的序列式退火型连续镀锌系统中对以上述技术生产的冷轧钢板进行镀锌，可提供用于深冲、母材和点焊区的疲劳性能获得改进的镀锌钢板。为了获得特别适用于不加Ti和Nb的超低碳钢板的最佳镀锌条件，本发明人等对此类钢板的化学成分、生产条件等进行了进一步的研究。
首先，上文关于冷轧钢板质量的实验中所用的超低碳钢板以前述方式进行热轧、快速冷却、卷带及冷轧，只是终热轧温度为930℃。对于所获得的冷轧钢带，模拟森氏合金化镀锌工艺。所达到的最高温度为750℃，镀液Al浓度为0.12％，合金化处理在520℃下进行15秒，硬化冷轧压下率为1.2％。
在上述镀锌钢板中加入P和B对于点焊性及疲劳性能的影响以前文所述实验进行研究，结果示于图7至9。
母材疲劳性能、点焊性、接头疲劳强度等以前文所述方式进行评价。
从图7可以看出，含有前述成分及不少于0.015％P和0.003％B的材料，其重复次数2×106次的母材疲劳极限好于对照常规超低碳钢的165MPa，该常规钢为添加Ti和Nb的合金化镀锌钢板，含有重量百分比C：0.0023％，Si：0.01％，Mn：0.15％，P：0.007％，S：0.01％，Al：0.03％，Ti：0.015％，Nb：0.011％，B：0.0001％，以及N：0.0020％，并可达到与闭箱或堆垛退火、低碳、铝脱氧，并经过合金镀锌及意在获得无时效性能的焊后退火的冷轧钢板(含有重量百分比C：0.035％，Si：0.01％，Mn：0.15％，P：0.01％，S：0.01％，Al：0.045％，以及N：0.0040％)相同的水平(200MPa)。
从图8的结果可以看出，对于加有0.0008％B的超低碳钢，增加P的加入量可使最佳焊接电流范围宽化并将最佳焊接电流移向低电流一边。本发明人等发现当P加入量不少于0.015％时，最佳焊接电流与常规材料处在同一水平。从图9可看出，对于对照钢，HAZ软化存在于点焊区中心3mm内，而以其各自适当含量复合加入P和B消除了此类软化，获得如图10(A)和(B)所示的点焊接头强度的提高。另外，如图11(A)所示(烤漆前)，对本发明很重要的点焊区疲劳性能也得到了保证，并且，如图11(B)所示(烤漆后)，BH处理使该性能进一步改善。这样，本发明人等就获得了对于不加Ti和Nb的超低碳钢的商业化极为重要的上述新发现。
在图10(A)和(B)及图11(A)和(B)中，2P-3B，2P-18B，8P-3B及8P-18B为本发明钢，其成分处于上文所述成分范围内，其中2P和8P的P含量分别为0.02％和0.08％，3B和18B的B含量分别为0.0003％和0.0018％，作为对照钢的Nb-Ti-IF其成分如前述，是一种超低碳的合金化镀锌钢板，已得到广泛的实际应用。
其次，将对确定C含量及硬化冷轧压下率之间关系的实验进行说明。在该实验中，上文有关冷轧钢板的实验中所用的超低碳钢板以与前述相同的方式进行热轧、卷带、酸洗及冷轧，对于所获得的冷轧钢带，模拟森氏连续镀锌工艺。最高加热温度为750℃，镀液中Al浓度为0.12％，合金化处理在520℃进行12秒。硬化冷轧压下率各不相同。以上实验的结果，如图12所示，为C含量及硬化冷轧压下率对最佳点焊电流下限值的影响。
在图12中，以经100℃1小时人工时效后拉伸实验中的屈服点延伸率(YP-El)作为时效性能参数。另外，以点焊最佳电流下限值作为点焊性参数。焊接条件与上文所述相同，从该图可看出，与冷轧钢板的情况一样，为了保证无时效性能，压下率必须控制在下述范围即：压下率不小于0.3％，  C含量不高于0.0026％，以及压下率等于或大于2080×(C-0.0015％)％，其中，C代表C含量。通过将压下率控制在以下范围：C含量不小于0.0001％及压下率等于或大于1.5×(1-400×C)％，可将最佳点焊电流下限保持在较低值。硬化冷轧时压下率的上限是3.0％，且当压下率超过该值时，钢板变得太硬导致可加工性的劣化。
下面进一步说明对钢的化学成分及生产条件进行限制的理由：
(1)C：C是决定产品质量的极为重要的元素，当C含量超过0.0026％的上限值时，既使控制硬化冷轧压下率，其自然无时效性能也会丧失。其次，在这种情况下，时效造成的塑性劣化也很显著。由于上述原因，C含量上限为0.0026％.另一方面，当C含量少于0.0001％时，母材疲劳性能及点焊区疲劳性能下降，还会出现加工脆化。另外，由于炼钢技术方面的原因，将C含量降至0.0001％很困难，同时也使成本提高。因此，C含量下限为0.0001％，就此而言，必须指出的是将C含量控制在从0.0001至低于0.0005％的范围由于炼钢技术方面的原因仍有困难，同时造成成本提高。因此，C含量下限最好为0.0005％。
(2)Si：超过1.0％的Si含量会造成转化处理及镀锌时适应性降低的问题。因此，Si含量上限为1.0％.
(3)Mn：少于0.03％的Mn含量会造成热轧过程中的开裂。因此，Mn含量下限为0.03％，另一方面，超过2.5％的Mn含量造成r值劣化，即深冲性能下降。由于以上原因，Mn含量上限为2.5％。
(4)P：以不少于0.015％的含量加入P可显著细化超低碳钢热轧板的晶粒，并有改善冷轧退火成品板深冲性的作用。另外，加入P有利于保证点焊性，且如图8所示，所需加入量为0.015％或更多。另一方面，以超过0.15％的含量加入P导致冷轧性能下降，产生冲压致脆化及其它不利作用。因此，P含量上限为0.15％。
(5)S：S含量越低，结果越好。但当S含量低于0.001％时，生产成本显著提高，因此，S含量下限为0.001％，另一方面，超过0.020％的S含量造成MnS的过度折出，使可加工性下降，因此，S含量上限为0.020％。
(6)Al：Al用于控制脱氧。当Al含量低于0.005％时，很难稳定地进行脱氧。在本发明中P的加入是个前提，P抑制了合金化反应。但由于Al和P表现相互吸引的作用，在加有足量Al的钢中，被迟滞的合金化反应就变得正常了，因此，Al加入量最好不少于0.04％。另一方面，当Al加入量超过0.15％时，成本提高，因此，Al含量的下限和上限分别为0.005％和0.15％。
(7)N：N含量越低，结果越好。但是，少于0.0005％的N含量导致成本显著提高。因此，N含量下限为0.0005％。另一方面，当N含量超过0.0080％时，可加工性明显下降。因此，N含量上限为0.0080％
(8)B：B对于保证接头强度和点焊区疲劳性能是一种不可替代的元素。为获得预想效果所必须的B加入量为不少于0.0003％。当B加入量少于0.0003％时，HAZ组织细化不够，而超过0.0030％的B加入量又使成本提高同时易引起钢坯开裂。因此，B含量上限为0.0030％。B含量最好满足关系B/N＞1。这是因为处于固溶态而不形成BN的B有利于细化HAZ组织。
(9)Ti，Nb：原则上，本发明中不加这些昂贵元素。但是，极少量Ti和Nb中至少一种元素的存在(0.0002至0.0015％)可使以r值为代表的成品板性能、及点焊区强度和疲劳性能都获得改善。当至少一种元素总以超过0.0015％的含量加入时，工业规模实际生产的成本提高。因此，Ti和Nb的加入量限于上述范围。
下面说明限定生产条件的原因：
(10)热轧条件：与冷轧钢板的生产一样，热轧可以是连续热轧，即经粗轧的钢带在粗热轧和终热轧之间的阶段连接起来，或者是常规的间歇式热轧，终热轧在Ar3温度或其以上进行，以保证成品板的可加工性。在低于Ar3的温度下进行终热轧导致热轧板晶粒直径的显著加大，成品板深冲性能下降，另外，会出现被称为“隆脊”的表面不平。对于不加Ti和Nb的超低碳钢，终轧完成后在1.5秒内将热轧板以不低于50℃/秒的速度快速冷却至750℃以下比较有利，因为热轧板晶粒直径减小并使最终成品板的深冲性能改善。最好是在终轧完成后0.5秒内快速冷却。卷带温度高于750℃导致酸洗性能下降，并使钢带卷长度方向上质量不均匀，另外还造成卷带过程中的异常晶粒长大，因此，卷带上温度限为750℃。另一方面，由于将卷带温度降至室温并不造成可加工性的下降，故卷带温度下限为室温。
(11)冷轧条件：从保证成品板r值的角度将冷轧压下率限制为不低于70％，对于本发明所预期的超低碳钢板，当压下率不低于84％时，r45显著改善使得r值的面内各向异性下降，另外组织也得到细化并使点焊性提高。因此，该条件特别可取。
(12)连续镀锌条件：退火、镀锌及任选的合金化处理在森氏连续镀锌系统中进行。合金化处理的目的在于提高镀锌钢板的可涂敷性和可焊性。为获得σ1均匀相，该处理在450至550℃的温度范围内进行，退火温度为600至900℃。当退火温度低于600℃时，再结晶不够，造成与成品板可加工性相关的问题。可加工性随退火温度提高而提高。但是，高于900℃的退火温度造成板材开裂及板材平整度下降。另外，可加工性和疲劳性能也劣化。
(13)硬化冷轧条件：对于不加Ti和Nb的超低碳钢，从同时保证无时效性能和点焊性的角度讲，将硬化冷轧压下率及C含量控制在其相应的适当范围很重要。无时效性能可通过将压下率控制在下述范围内实现，即：压下率不低于3％，压下率等于或大于2080×(C-0.0015)％，以及C含量不高于0.0026％。为使最佳点焊电流下限值低，可将压下率控制在1.5×(1-400×C)％或更高的范围内，并提高YP。
硬化冷轧压下率的上限是3.0％，当压下率超过3.0％时，钢板硬度过高，降低钢板的可加工性。
因此，根据本发明，可提供用于深冲的镀锌板，具备自然无时效性能和BH性能的配合，母材疲劳性能及点焊区疲劳性能获得改进，而无需添加Ti和Nb等昂贵无素。
实施例1
表1所列连铸钢坯加热至1150℃，以终轧温度920℃的热轧制备5.5mm厚的热轧板，热轧完成后1.0秒内以50℃/秒的速度冷却，在600℃卷带。然后以85％的压下率冷轧至0.8mm厚。在冷轧钢带中，从钢A至E及H至J制得者在740℃连续退火并以1.2％的压下率进行硬化冷轧。由此获得的钢板进行检测，如对每种钢板的各种机械性能、母材疲劳强度、最小焊接电流、点焊区剪切强度、十字疲劳强度等。结果归纳于表2。点焊在上文所述条件下进行，点焊区强度以焊接电流为造成喷溅和表面烧化的95％时的数值来评价，从表1和2看出，本发明钢提供了用于深冲的无时效冷轧钢板，具有优良的母材疲劳抗力和点焊区疲劳强度。另外，控制C含量可产生烘烤硬化性能(BH性能)。对于具备BH性能的钢板的BH处理(BH处理是指模拟模压后的上漆和烘烤步骤、在变形2％后在170℃×20分钟条件下进行的时效处理)可使母材疲劳强度和点焊接头疲劳强度进一步提高。相反，在本发明范围之外的对照钢其母材疲劳强度和点焊区疲劳强度(钢I和J)、r45(钢H和I)及在100℃下暴露1小时后的YP-EI(钢H)不能令人满意。
表1(wt％)
  钢号     C     Si    Mn     P     S     Al     N     Ti     Nb     B    B/N   备注
  A   0.0012   0.01   0.15    0.03   0.008    0.075    0.0015     -     -   0.0007    0.47   本发明
  B   0.0013   0.04   0.15    0.05   0.008    0.075    0.0015     -     -   0.0010    0.67
  C   0.0023   0.01   0.23    0.08   0.007    0.070    0.0 013     -     -   0.0018    1.38
  D   0.0018   0.02   0.12    0.04   0.009    0.063    0.0014     0.0008     -   0.0011    0.79
  E   0.0008   0.01   0.13    0.03   0.008    0.060    0.0012     0.0003     0.0005   0.0006    0.50
  F   0.0013   0.04   0.15    0.05   0.008    0.038    0.0015     -     -   0.0010    0.67
  G   0.0008   0.01   0.43    0.03   0.008    0.060    0.0012     0.0003     0.0005   0.0006    0.50
  H   0.0030   0.01   0.15    0.01   0.008    0.050    0.0018     -     -   0.0001    0.06   对照钢
  I   0.0012   0.01   0.15    0.007   0.010    0.062    0.0017     -     -   0.0005    0.29
  J   0.0030   0.01   0.15    0.01   0.008    0.032    0.0018     0.051     -   0.0001    0.05
  K   0.0023   0.01   0.15    0.007   0.010    0.032    0.0018      0.015     0.010   0.0001    0.05
(注)加下线者超出本发明范围
表2
  钢号   YP   TS    T-EI    rm    r45   YP-EI   BH     σw   lop     点焊区疲劳强度极限(2×106)     备注
    (Mpa)    (％)    (％)   (Mpa)     (MPa) (KA)     剪切平板(KN)     十字  (KN)
    BH             BH         BH
前部 后部    前部     后部   前部   后部
    A  172   316     48   1.8   1.6     0     35     194   199   5.5     0.94     0.95   0.13   0.13     本发明
    B  191   333     46   1.9   1.7     0     37     202   207   5.5     1.03     1.04   0.14   0.15
    C  218   354     43   1.8   1.7     0.1     41     215   222   5.5     1.08     1.10   0.15   0.15
    D   182   325     46   2.0   1.8     0     34     202   205   5.5     1.09     1.10   0.15   0.15
    E   157   297     49   2.0   1.8     0     30     182   184   5.5     1.10     1.11   0.15   0.16
    H   153   292     50   1.7   1.3     0.4     58     17 8   188   5.5     0.96     0.98   0.13   0.14     对照钢
    I   145   283     52   1.5   1.1     0     25     172   174   6.0     0.88     0.89   0.12   0.12
    J   141   297     49   1.9   1.7     0     0     170   170   5.5     0.90     0.90   0.12   0.12
σw：母材疲劳强度极限(2×106)                               lop：最佳焊接电流下限(注)加下线者超出本发明范围实施例2
表1中所列钢A以与实施例1的相同的方式处理至连续退火步骤。退火钢带再以从0.5至3.0％范围的不同压下率进行硬化冷轧，然后检测每种钢板经100℃1小时人工时效后的屈服点延伸率、适用点焊电流的下限、以及母材疲劳强度。结果归纳于表3。点焊在上文所述条件下，焊接强度以焊接电流为造成喷溅和表面烧化的90％时的数值来评价，从表3可以看出，将硬化冷轧压下率控制在本发明所规定的适当范围，可产生令人满意的无时效性能、可焊性及疲劳性能的配合。
表3
  硬化冷轧程度   0.3％或更多及2080×(C-0.0015)％或更多(无时效要求) 1.5×(1-400C)％或更多(可焊性要求)   YP-EI(％) 最佳焊接电流下限(KA) (2×106)次脉冲负载下的母材疲劳极限    备注
    0.2      ≥0.3     ≥0.78     0.3      6.5     182 对照钢
    0.7      ≥0.3     ≥0.78     0.1      6.0     185
    1.5      ≥0.3     ≥0.78     0      5.0     187 本发明
    2.2      ≥0.3     ≥0.78     0      4.5     205
    3.0      ≥0.3     ≥0.78     0      4.5     235
(注)加下线者超出本发明范围实施例3
实施例1中由列于表1的钢A、C、D、F、G、H、I和K所制得的冷轧钢带以10℃/秒的速度加热至760℃，即其所达到的最高温度，以10℃/秒的速度冷却至480℃，在460℃以常规方法在镀液中镀锌(镀液Al含量：0.12％)，再加热至520℃保温20秒，以进行合金化，并以约10℃/秒的速度冷却至室温，再以1.2％的压下率进行硬化冷轧。
由此获得的钢板进行检测，如对每种钢板的各种机械性能、母材疲劳强度、最小焊接电流、以及点焊区剪切强度和十字疲劳强度等，方式同实施例1，结果归纳于表4。
从表1和4可以看出，本发明钢可提供用于深冲的无时效、合金化镀锌钢板，其母材疲劳抗力和点焊区疲劳性能优良。
表4
钢号   YP   TS   T-EI   rm   r45   YP-EI(％)   BH(Mpa)     σw(MPa)BH   lop(KA)     点焊区疲劳强度极限(2×106)   备注
      (MPa)     剪切平板(KN)     十字(KN)
    BH     BH
前部 后部     前部     后部   前部   后部
    A   187    321     47   1.7   1.5     0     37     184   189   6.5     0.89     0.90   0.12   0.12   本发明
    C   227    365     42   1.7   1.6     0.1     45     2 05   212   6.0     1.03     1.05   0.14   0.14
    D   192    337     45   1.9   1.7     0     40     192   195   6.0     1.04     1.05   0.14   0.14
    F   203    345     45   1.8   1.6     0     3 6     192   197   6.0     0.98     0.99   0.13   0.14
    G   172    309     48   1.9   1.7     0     3 0     172   174   6.0     1.05     1.00   0.14   0.15
    H   169    310     48   1.5   1.1     0.4     59     168   178   6.5     0.91     0.93   0.12   0.13   对照钢
    I   163    302     50   1.3   0.9     0     2 8     162   164   7.0     0.83     0.84   0.11   0.11
    K   162    309     47   1.7   1.5     0     0     160   160   6.0     0.85     0.85   0.11   0.11
σw：母材疲劳强度极限(2×106)                                lop：最佳焊接电流下限(注)加下线者超出本发明范围实施例4
表1所列钢A以与实施例3相同的方式处理至连续镀锌步骤。镀锌钢带再以从0.5至3.0％范围的不同压下率进行硬化冷轧，然后检测每种钢板经100℃1小时人工时效后的屈服点延伸率、适用点焊电流的下限，以及母材疲劳强度。结果归纳于表5。点焊在上文所述条件下进行，焊接强度以焊接电流为造成喷溅和表面烧化的90％时的数值来评价。从表5可以看出，将硬化冷轧压下率控制在本发明所规定的适当范围，可产生令人满意的无时效性能、点焊性及疲劳性能的配合。
表5
  硬化冷轧程度 0.3％或更多及2080×(C-0.0015)％或更多(无时效要求) 1.5×(1-400C)％或更多(可焊性要求)   YP-EI(％) 最佳焊接电流下限(KA) (2×106)次脉冲负载下的母材疲劳极限   备注
    0.2      ≥0.3     ≥0.78     0.3      7.0     172   对照钢
    0.7      ≥0.3     ≥0.78     0.1      7.0     175
    1.5      ≥0.3     ≥0.78     0      6.0     177   本发明
    2.2      ≥0.3     ≥0.78     0      5.5     195
    3.0      ≥0.3     ≥0.78     0      5.5     225
(注)加下线者超出本发明范围
工业应用可能性
从上文的详细说明可以看出，根据本发明，可提供用于深冲的冷轧钢板和镀锌钢板，其母材疲劳性能和点焊区疲劳性能获得改善，而无须添加Ti和Nb等昂贵元素。其次，还可产生无时效和BH性能。BH处理可使疲劳性能进一步改善。因此，本发明给用户提供与常规钢板相比可用性更好而价格又不贵的钢板及其生产工艺。由于不使用Ti和Nb等昂贵元素，本发明有利于节约地球资源。另外，本发明还可提供高强度钢板，可使重量减少，因而有利于地球环境保护。因此，本发明效益显著。

Claims (20)

1.一种超低碳冷轧钢板，其母材和点焊区疲劳性能获得改善，含有重量百分比C：0.0001至0.0026％，Si：不超过1.2％，Mn：0.03至3.0％，P：0.015至0.15％，S：0.0010至0.020％，Al：0.005至0.15％，N：0.0005至0.0080％，以及B：0.0003至0.0030％，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1的冷轧钢板，其中钢板化学成分中C含量为重量百分比0.0005至0.0026％。
3.根据权利要求1的冷轧钢板，另含有从由Ti：0.0002至0.0015％和Nb：0.0002至0.00015％(重量百分比)组成的元素组中选出的至少一种元素。
4.根据权利要求1或3的冷轧钢板，其化学成分中B和N含量满足下列关系：B/N＞1。
5.一种用于深冲的超低碳镀锌钢板，其母材和点焊区疲劳性能获得改善，含有重量百分比C：0.0001至0.0026％，Si：不超过1.0％，Mn：0.03至2.5％，P：0.015至0.15％，S：0.0010至0.020％，Al：0.005至0.15％，N：0.0005至0.0080％，以及B：0.0003至0.0030％，其余为Fe及不可避免的杂质。
6.根据权利要求5的镀锌钢板，其中钢板化学成分中C含量为重量百分比0.0005至0.0026％。
7.根据权利要求5的镀锌钢板，另含有从由Ti：0.0002至0.0015％和Nb：0.0002至0.00015％(重量百分比)组成的元素组中选出的至少一种元素。
8.根据权利要求5或7的镀锌钢板，其化学成分中B和N含量满足下列关系：B/N＞1。
9.一种生产母材和点焊区疲劳性能改善的超低碳冷轧钢板的工艺，包括如下步骤：
加热扁钢坯至1050℃或其以上的温度，该钢坯含有重量百分比C：0.0001至0.0026％，Si：不超过1.2％，Mn：0.03至3.0％，P：0.015至0.15％，S：0.0010至0.020％，Al：0.005至0.15％，N：0.0005至0.0080％，以及B：0.0003至0.0030％，其余包括Fe及不可避免的杂质，
热轧该钢坯并在Ar3转变点或其以上温度终止热轧；在从室温至750℃的温度范围内将该热轧钢带成卷；将该热轧钢带卷转移至冷轧机上并以不小于70％的压下率冷轧；在600℃至900℃的温度范围内将该冷轧钢带连续退火；然后以下式所示范围内的压下率(％)对退火钢带进行硬化冷轧：％≥1.5×(1-400×C)，％≥2080×(C-0.0015)，％≤3.0以及0.0001≤C≤0.0026，其中C代表以重量百分比表示的碳含量。
10.根据权利要求9的工艺，其中热轧方式为将扁钢坯粗轧至厚度为30至70mm，卷带，开卷并将钢带卷的前端与前一钢带卷的后端相连接，随后进行连续终轧。
11.根据权利要求9或10的工艺，其中热轧钢板在热轧完成后1.5秒之内以不小于50％秒的速度却至750℃或其以下温度，并在从室温至750℃的温度范围内卷带。
12.根据权利要求9的工艺，其中冷轧以不小于84％的压下率进行。
13.根据权利要求9的工艺，其中扁钢坯的化学成分中还包含从由Ti：0.0002至0.0015％及Nb：0.0002至0.0015％(重量百分比)组成的元素组中选择的至少一种元素。
14.根据权利要求9或13的工艺，其中扁钢坯的化学成分中B和N含量满足下列关系：B/N＞1。
15.一种生产母材和点焊区疲劳性能改善的超低碳镀锌钢板的工艺，包括如下步骤：
加热扁钢坯至1050℃或其以上的温度，该钢坯含有重量百分比C：0.0001至0.0026％，Si：不超过1.0％，Mn：0.03至2.5％，P：0.015至0.15％，S：0.0010至0.020％，Al：0.005至0.15％，N：0.0005至0.0080％，以及B：0.0003至0.0030％，其余为Fe及不可避免的杂质，
热轧该扁钢坯并在Ar3转变点或其以上温度终止热轧；在从室温至750℃的温度范围内将该热轧钢带成卷；将该热轧钢带卷转移至冷轧机上，打开热轧钢带卷，以不小于70％的压下率冷轧；在600℃至900℃的温度范围内将该冷轧钢带退火并将退火钢带镀锌；然后以下式所示范围内的压下率(％)对镀锌钢带进行硬化冷轧：％≥1.5×(1-400×C)，％≥2080×(C-0.0015)，％≤3.0以及0.0001≤C≤0.0026，其中C代表以重量百分比表示的碳含量。
16.根据权利要求15的工艺，其中热轧方式为将钢坯粗轧至厚度为30至70mm，卷带，开卷并将钢带卷的前端与前一钢带卷的后端相连接，随后进行连续终轧。
17.根据权利要求15或16的工艺，其中热轧钢板在热轧完成后1.5秒之内以不小于50％秒的速度冷却至750℃或其以下温度，并在从室温至750℃的温度范围内卷带。
18.根据权利要求15的工艺，其中冷轧以不小于84％的压下率进行。
19.根据权利要求15的工艺，其中扁钢坯的化学成分中还包含从由Ti：0.0002至0.0015％及Nb：0.0002至0.0015％(重量百分比)组成的元素组中选择的至少一种元素。
20.根据权利要求15或19的工艺，其中扁钢坯的化学成分中B和N含量满足下列关系：B/N＞1。
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Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1322159C (zh) * 2002-02-13 2007-06-20 新日本制铁株式会社 在焊缝处可成形性和性能优秀的容器用薄钢板及其生产方法
CN101775471B (zh) * 2009-01-13 2011-07-20 攀钢集团研究院有限公司 一种生产低碳钢热镀钢板的方法
CN102653839A (zh) * 2011-03-04 2012-09-05 上海梅山钢铁股份有限公司 低温连续退火无间隙原子冷轧钢板及其生产方法
CN104651715A (zh) * 2015-02-06 2015-05-27 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN105648322A (zh) * 2016-03-15 2016-06-08 唐山钢铁集团有限责任公司 低成本超深冲级冷轧镀锌钢带及其制备方法
CN105970094A (zh) * 2016-06-14 2016-09-28 武汉钢铁股份有限公司 一种汽车外板用电镀锌烘烤硬化钢板的生产方法
CN107201477A (zh) * 2016-10-11 2017-09-26 宝钢集团新疆八钢铁有限公司 一种深冲镀锌门板用钢的冷轧生产工艺
CN110257612A (zh) * 2019-06-17 2019-09-20 首钢集团有限公司 一种低残余应力低合金高强钢板的制备方法
CN112789358A (zh) * 2018-09-26 2021-05-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 制造经涂覆的扁钢产品的方法和经涂覆的扁钢产品
CN115491583A (zh) * 2021-06-18 2022-12-20 上海梅山钢铁股份有限公司 一种超深冲冷轧热镀铝锌钢板及其制造方法

Families Citing this family (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1089376C (zh) † 1996-02-08 2002-08-21 日本钢管株式会社 成形加工性、耐二次加工脆性和耐蚀性优异的两件组合式电池壳用钢板
US6171413B1 (en) * 1997-07-28 2001-01-09 Nkk Corporation Soft cold-rolled steel sheet and method for making the same
JPH1150211A (ja) * 1997-08-05 1999-02-23 Kawasaki Steel Corp 深絞り加工性に優れる厚物冷延鋼板およびその製造方法
US6143100A (en) * 1998-09-29 2000-11-07 National Steel Corporation Bake-hardenable cold rolled steel sheet and method of producing same
CA2310335C (en) * 1998-09-29 2009-05-19 Kawasaki Steel Corporation High strength thin steel sheet, high strength galvannealed steel sheet and manufacturing method thereof
CA2357663A1 (en) * 1998-12-30 2000-07-13 Hille & Muller Gmbh Steel band with good forming properties and method for producing same
DE19946889C1 (de) * 1999-09-30 2000-11-09 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen von alterungsbeständigen Bändern aus einem aluminiumberuhigten Stahl
US20030015263A1 (en) 2000-05-26 2003-01-23 Chikara Kami Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same
TW565621B (en) * 2000-05-26 2003-12-11 Jfe Steel Corp Cold-rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain age hardenability property and method for producing the same
WO2001098551A1 (fr) 2000-06-23 2001-12-27 Nippon Steel Corporation Tole d'acier emaillable a la porcelaine se pretant particulierement bien au formage, au vieillissement et a l'emaillage, et procede de production correspondant
JP2002194493A (ja) * 2000-12-21 2002-07-10 Ferro Enamels Japan Ltd ほうろう用鋼板、その製造方法、ほうろう製品、およびその製造方法
KR100482199B1 (ko) * 2000-12-22 2005-04-13 주식회사 포스코 드로잉성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
JP3912014B2 (ja) * 2001-02-05 2007-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1233079B1 (en) * 2001-02-16 2012-04-11 Tata Steel IJmuiden BV Cold reduced enamelling steel sheet and an enamelled structure comprising a component of such a steel sheet
DE10117118C1 (de) * 2001-04-06 2002-07-11 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zur Herstellung von gut umformfähigem Feinstblech und Verwendung eines Stahls
KR100627430B1 (ko) * 2001-10-04 2006-09-25 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용기용 강판 및 이를 제조하는 방법
EP1336665B1 (en) * 2002-02-18 2008-07-02 Corus Staal BV Cold reduced enamelling steel sheet and an enamelled structure comprising a component of such a steel sheet
US6935275B2 (en) 2003-05-15 2005-08-30 The Hartz Mountain Corporation Dental chew roll and method of making the same
CN101392317B (zh) * 2008-10-17 2010-06-09 哈尔滨建成集团有限公司 一种35CrMnSiA合金结构钢的热处理方法
CN101736114B (zh) * 2008-11-19 2011-11-09 攀钢集团研究院有限公司 一种用于造渣的组合物及其制备和使用方法
CN101736132B (zh) * 2009-12-31 2011-08-03 辽宁天和矿产有限公司 一种烧结型合成渣及其生产方法
CN101736124B (zh) * 2010-01-19 2011-09-21 南京钢铁股份有限公司 一种降低帘线钢中钛夹杂的方法
CN102071290A (zh) * 2011-01-13 2011-05-25 上海海事大学 高速钢W18Cr4V压铸模热处理工艺
CN102140568A (zh) * 2011-03-11 2011-08-03 上海海事大学 一种应用于模具制造领域的高速钢热处理工艺
EP2986749B1 (en) * 2013-04-15 2018-03-21 Tata Steel IJmuiden BV Cold reduced enamelling steel sheet, method for its production, and use of such steel
UA117592C2 (uk) 2013-08-01 2018-08-27 Арселорміттал Пофарбований оцинкований сталевий лист та спосіб його виготовлення
CN103993148B (zh) * 2014-05-19 2015-12-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种超低碳冷轧钢板及其制备方法
CN108097720B (zh) * 2017-11-28 2020-09-25 甘肃酒钢集团宏兴钢铁股份有限公司 一种宽度1250mm纯钛冷轧薄钛带的轧制工艺

Family Cites Families (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS58141355A (ja) * 1982-02-18 1983-08-22 Hitachi Metals Ltd コ−テイング層を有する合金
JPS5980724A (ja) * 1982-10-29 1984-05-10 Nisshin Steel Co Ltd 歯車の歯面焼入れ方法及び同装置
JPS60103129A (ja) * 1983-11-11 1985-06-07 Kawasaki Steel Corp 連続焼鈍による深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPS6383230A (ja) * 1986-09-27 1988-04-13 Nkk Corp 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPS63317625A (ja) * 1987-06-19 1988-12-26 Kawasaki Steel Corp スポット溶接部の疲労特性に優れた極低炭素冷延鋼板の製造方法
JPS6372830A (ja) * 1987-08-27 1988-04-02 Kawasaki Steel Corp 人工時効硬化性と深絞り性に優れるフェライト単相混合粒組織冷延鋼板の製造方法
JPH01184251A (ja) * 1988-01-14 1989-07-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 深紋り加工用高張力冷延鋼板とその製造法
JPH03226544A (ja) * 1990-01-31 1991-10-07 Kawasaki Steel Corp 耐時効性に優れた焼付硬化型加工用鋼板の製造方法
JP3309859B2 (ja) * 1991-07-30 2002-07-29 日新製鋼株式会社 焼付硬化性および耐食性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JP3068677B2 (ja) * 1991-08-08 2000-07-24 川崎製鉄株式会社 深絞り性、耐時効性の良好なほうろう用鋼板およびその製造方法
JPH05263142A (ja) * 1992-01-30 1993-10-12 Nippon Steel Corp 調質度ｔ−３以下の軟質非時効性容器用鋼板の製造法
DE69311393T2 (de) * 1992-02-21 1997-09-25 Kawasaki Steel Co Verfahren zum Herstellen hochfester Stahlbleche für Dosen
WO1994000615A1 (en) * 1992-06-22 1994-01-06 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel plate having excellent baking hardenability, non-cold-ageing characteristics and moldability, and molten zinc-plated cold-rolled steel plate and method of manufacturing the same
DE69329696T2 (de) * 1992-08-31 2001-06-13 Nippon Steel Corp Kaltgewalztes Stahlblech, gegebenenfalls feuerverzinkt, mit guter Einbrenn-härtbarkeit, gute Kaltalterungsbeständigkeit und Formbarkeit und Verfahrenzur Herstellung dieser Bleche
JPH06122940A (ja) * 1992-08-31 1994-05-06 Nippon Steel Corp 優れた焼付硬化性と常温非時効性を兼備した冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ冷延鋼板およびその製造方法
JP2827739B2 (ja) * 1992-08-31 1998-11-25 日本鋼管株式会社 疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板の製造方法
JP2848148B2 (ja) * 1992-08-31 1999-01-20 日本鋼管株式会社 疲労特性及び深絞り性に優れた鋼板
JP3175063B2 (ja) * 1992-09-14 2001-06-11 新日本製鐵株式会社 常温非時効深絞り用フェライト単相冷延鋼板およびその製造方法
US5486241A (en) * 1992-09-14 1996-01-23 Nippon Steel Corporation Non-aging at room temperature ferritic single-phase cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized steel sheet for deep drawing having excellent fabrication embrittlement resistance and paint-bake hardenability and process for producing the same
JPH0762448A (ja) * 1993-08-27 1995-03-07 Nippon Steel Corp 容器用極薄鋼板の製造法

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1322159C (zh) * 2002-02-13 2007-06-20 新日本制铁株式会社 在焊缝处可成形性和性能优秀的容器用薄钢板及其生产方法
CN101775471B (zh) * 2009-01-13 2011-07-20 攀钢集团研究院有限公司 一种生产低碳钢热镀钢板的方法
CN102653839A (zh) * 2011-03-04 2012-09-05 上海梅山钢铁股份有限公司 低温连续退火无间隙原子冷轧钢板及其生产方法
CN104651715A (zh) * 2015-02-06 2015-05-27 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 冷轧钢板及其制备方法和热镀锌钢板及其制备方法
CN105648322A (zh) * 2016-03-15 2016-06-08 唐山钢铁集团有限责任公司 低成本超深冲级冷轧镀锌钢带及其制备方法
CN105648322B (zh) * 2016-03-15 2018-04-10 唐山钢铁集团有限责任公司 低成本超深冲级冷轧镀锌钢带及其制备方法
CN105970094A (zh) * 2016-06-14 2016-09-28 武汉钢铁股份有限公司 一种汽车外板用电镀锌烘烤硬化钢板的生产方法
CN107201477A (zh) * 2016-10-11 2017-09-26 宝钢集团新疆八钢铁有限公司 一种深冲镀锌门板用钢的冷轧生产工艺
CN112789358A (zh) * 2018-09-26 2021-05-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 制造经涂覆的扁钢产品的方法和经涂覆的扁钢产品
CN110257612A (zh) * 2019-06-17 2019-09-20 首钢集团有限公司 一种低残余应力低合金高强钢板的制备方法
CN115491583A (zh) * 2021-06-18 2022-12-20 上海梅山钢铁股份有限公司 一种超深冲冷轧热镀铝锌钢板及其制造方法
CN115491583B (zh) * 2021-06-18 2023-09-05 上海梅山钢铁股份有限公司 一种超深冲冷轧热镀铝锌钢板及其制造方法

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