CN115605626A - 经冷轧和退火的钢板及其制造方法 - Google Patents

经冷轧和退火的钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN115605626A
CN115605626A CN202180035694.0A CN202180035694A CN115605626A CN 115605626 A CN115605626 A CN 115605626A CN 202180035694 A CN202180035694 A CN 202180035694A CN 115605626 A CN115605626 A CN 115605626A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
cold rolled
manganese
annealed steel
content
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
CN202180035694.0A
Other languages
English (en)
Other versions
CN115605626B (zh
Inventor
阿斯特丽·佩拉德
朱康英
弗雷德里克·凯热尔
布朗蒂尼·雷米
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.)
ArcelorMittal SA
Original Assignee
ArcelorMittal SA
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 ArcelorMittal SA filed Critical ArcelorMittal SA
Publication of CN115605626A publication Critical patent/CN115605626A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN115605626B publication Critical patent/CN115605626B/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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C21D6/00—Heat treatment 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • B23K11/11—Spot welding
    • 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
    • C21D2211/005—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

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

本发明涉及由具有以下组成的钢制成的经冷轧和退火的钢板：所述组成按重量百分比计包含：C：0.03％至0.18％、Mn：6.0％至11.0％、Al：0.2％至3％、Mo：0.05％至0.5％、B：0.0005％至0.005％、S≤0.010％、P≤0.020％、N≤0.008％，以及任选地以重量百分比计包含以下元素中的一者或更多者：Si≤1.20％、Ti≤0.050％、Nb≤0.050％、Cr≤0.5％、V≤0.2％，所述组成的剩余部分为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，所述钢板具有以表面分数计包含以下的显微组织：‑30％至55％的残余奥氏体，‑45％至70％的铁素体，‑少于5％的新鲜马氏体，‑满足[C]A*[Mn]A/((0,1+C％2)*(Mn％+2))≥1.10的在奥氏体中以重量百分比表示的碳[C]A含量和锰[Mn]A含量，‑以及锰的不均匀再分配，其特征在于斜率高于或等于‑30的锰分布。

Description

经冷轧和退火的钢板及其制造方法
本发明涉及具有良好可焊性特性的高强度钢板和获得这样的钢板的方法。
为了制造各种项目例如机动车辆的车身结构构件和车身面板的部件，已知使用由DP(Dual Phase，双相)钢或TRIP(Transformation Induced Plasticity，相变感生塑性)钢制成的板。
汽车行业中的主要挑战之一是在不忽视安全要求的情况下，鉴于全球环境保护，减小车辆的重量以改善其燃油效率。为了满足这些要求，炼钢行业持续地开发了新的高强度钢以使板具有改善的屈服强度和抗拉强度，以及良好的延性和可成形性。
为了改善机械特性而进行的开发之一是增加钢中的锰含量。锰的存在由于奥氏体的稳定化而有助于增加钢的延性。但是这些钢存在脆性的缺点。为了克服该问题，添加诸如硼的元素。这些添加硼的化学物质在热轧阶段是非常坚韧的，但是热带太硬而无法被进一步加工。使热带软化的最有效的方法是分批退火，但是其导致韧性的损失。
除了这些机械要求之外，这样的钢板还必须表现出良好的对液态金属致脆(LME，liquid metal embrittlement)的抗性。经锌或锌合金涂覆的钢板对于耐腐蚀性是非常有效的并因此广泛地用于汽车行业。然而，经验表明，某些钢的电弧焊或电阻焊由于被称为液态金属致脆(“LME”)或液态金属辅助开裂(“LMAC，Liquid Metal Assisted Cracking”)的现象而可能导致特定裂纹的出现。这种现象的特征在于在施加的应力或者由约束、热膨胀或相变引起的内部应力下，液态Zn沿着下面的钢基材的晶界渗入。已知添加诸如碳或硅的元素对LME抗性有害。
汽车行业通常通过限制根据以下公式计算的所谓的LME指数的上限值来评估这样的抗性：
LME指数＝C％+Si％/4，其中％C和％Si分别代表钢中的碳和硅的重量百分比。
公开WO2020011638涉及用于提供碳含量降低的中值中锰(Mn为3.5％至12％)冷轧钢。描述了两种工艺路线。第一种工艺路线包括冷轧钢板的单一临界区退火。第二种工艺路线包括冷轧钢板的双重退火，第一种退火为完全奥氏体的，第二种退火为临界区的。由于退火温度的选择，获得了抗拉强度和延伸率的良好折衷。但是钢板的抗拉强度不高于980MPa。
因此，本发明的目的是解决上述问题并且提供经冷轧和退火的钢板，所述经冷轧和退火的钢板在不使可焊性特性劣化的情况下，具有抗拉强度TS高于或等于1050MPa、屈服强度YS高于或等于780MPa、均匀延伸率UE高于或等于13％、总延伸率TE高于或等于15％的高机械特性的组合。优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板的LME指数小于0.36。优选地，经冷轧和退火的钢板的扩孔率HE高于或等于15％。
优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板的碳当量Ceq低于0.4％，所述碳当量被定义为
Ceq＝C％+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2P％-3.24B％-0.133*Mn％*Mo％
其中元素按重量百分比表示。
优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板的两个钢部件的电阻点焊焊缝的α值为至少30daN/mm2。
优选地，根据本发明的经冷轧和退火的钢板满足[(TS-800)×(YS-300)×UE×TE]/[(0,1+C％)×Mn％]>3.3×107，其中TS和YS以MPa表示，UE和TE以％计，以及C％和Mn％为以重量％计的标称浓度。
本发明的目的通过提供根据权利要求1的钢板来实现。所述钢板还可以包括权利要求2至10中任一项的特征。本发明的另一个目的是根据权利要求11的两个钢部件的电阻点焊焊缝。
现在将详细地描述本发明并且通过实例对本发明进行举例说明而不引入限制。
根据本发明，碳含量为0.03％至0.18％，以确保令人满意的强度和良好的可焊性特性。高于0.18％的碳，可能降低钢板的可焊性和对LME的抗性。均热的温度特别地取决于碳含量：碳含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越低。如果碳含量低于0.03％，则均热之后奥氏体分数不够稳定而无法获得期望的抗拉强度和延伸率。在本发明的一个优选实施方案中，碳含量为0.05％至0.15％。在本发明的另一个优选实施方案中，碳含量为0.07％至0.12％。
锰含量为6.0％至11.0％。高于11.0％的添加，可能降低钢板的可焊性，以及可能降低部件组合件的生产率。此外，中心偏析的风险增加，从而损害机械特性。由于均热的温度也取决于锰含量，因此限定锰的最小值以使奥氏体稳定，从而在均热之后获得目标的显微组织和强度。优选地，锰含量为6.5％至9.0％。
根据本发明，铝含量为0.2％至3％，以减少铸造期间的锰偏析。铝为在精炼期间使呈液相的钢脱氧的非常有效的元素。高于3％的添加，可能降低钢板的可焊性，也降低可铸造性。此外，难以实现高于980MPa的抗拉强度。此外，铝含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越高。为了通过扩大临界区范围来改善产品稳健性，以及改善可焊性，铝添加至少0.2％。此外，为了避免出现夹杂物和氧化问题，添加铝。在本发明的一个优选实施方案中，铝含量为0.5％至1.5％。
钼含量为0.05％至0.5％，以减少铸造期间的锰偏析。此外，添加至少0.05％的钼提供对脆性的抗性。鉴于所需的特性，高于0.5％，钼的添加成本高并且无效。在本发明的一个优选实施方案中，钼含量为0.1％至0.3％。
根据本发明，硼含量为0.0005％至0.005％，以改善热轧钢板的韧性和冷轧钢板的可点焊性。高于0.005％，促进在原奥氏体晶界处形成硼-碳化物，从而使钢更脆。在本发明的一个优选实施方案中，硼含量为0.001％至0.003％。
任选地可以向根据本发明的钢的组成中添加一些元素。
硅含量的最大添加被限制为1.20％，以改善LME抗性。此外，该低硅含量使得可以通过消除在热带退火之前对热轧钢板进行酸洗的步骤来简化过程。优选地，添加的最大硅含量为0.5％。
钛可以添加多至0.050％，以提供析出强化。
优选地，除硼之外添加最少0.010％的钛，以保护硼免于形成BN。
铌可以任选地添加多至0.050％，以在热轧期间使奥氏体晶粒细化以及提供析出强化。优选地，添加的铌的最小量为0.010％。
铬和钒可以任选地分别添加多至0.5％和0.2％，以提供改善的强度。
钢的组成的剩余部分为铁和由熔炼产生的杂质。在该方面，P、S和N至少被认为是作为不可避免的杂质的残余元素。它们的含量对于S小于或等于0.010％，对于P小于或等于0.020％以及对于N小于或等于0.008％。
现在将描述根据本发明的经冷轧和退火的钢板的显微组织。其以表面分数计包含：
-30％至55％的残余奥氏体，
-45％至70％的铁素体，
-少于5％的新鲜马氏体，
-满足[C]A*[Mn]A/((0,1+C％2)*(Mn％+2))≥1.10的在奥氏体中以重量百分比表示的碳[C]A含量和锰[Mn]A含量，C％和Mn％为以重量百分比计的碳和锰的标称值，
-以及锰的不均匀再分配，其特征在于斜率高于或等于-30的锰分布。
根据本发明的钢板的显微组织包含30％至55％的残余奥氏体，优选地30％至50％的奥氏体。低于30％或高于55％的奥氏体，均匀延伸率和总延伸率不能达到目标值。
这样的奥氏体不仅在热轧钢板的临界区退火期间形成，而且在冷轧钢板的临界区退火期间形成。在热轧钢板的临界区退火期间，形成包含高于标称值的锰含量的区域和包含低于标称值的锰含量的区域，从而形成锰的不均匀分布。碳相应地与锰共偏析。该锰不均匀性通过如图2中示出并且稍后说明的热轧钢板的锰分布的斜率来测量，所述斜率必须高于或等于-30。
根据本发明的钢板的显微组织包含45％至70％的铁素体，优选地50％至70％的铁素体。这样的铁素体不仅在热轧钢板的临界区退火期间形成，而且在冷轧钢板的临界区退火期间形成。
新鲜马氏体可以以表面分数计多至5％存在，但不是根据本发明的钢板的显微组织中所期望的相。其可以在向室温的最终冷却步骤期间通过不稳定奥氏体的转变而形成。事实上，该具有低的碳含量和锰含量的不稳定奥氏体导致马氏体起始温度Ms高于20℃。为了获得最终的机械特性，将新鲜马氏体限制为5％的最大值，优选地限制为3％的最大值，或者更好地减少至0。
在奥氏体中以重量百分比表示的碳[C]A含量和锰[Mn]A含量使得[C]A*[Mn]A/((0,1+C％2)*(Mn％+2))≥1.10，C％和Mn％为以重量百分比计的碳和锰的标称值。当该式的值低于1.10时，不可能确保针对钢板的令人满意的延伸率。
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的碳化物的密度低于或等于1×106个/mm2。
根据本发明的经冷轧和退火的钢板具有高于或等于1050MPa的抗拉强度、高于或等于13％的均匀延伸率UE以及高于或等于15％的总延伸率TE。
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的屈服强度高于或等于780MPa。
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的LME指数低于0.36。
优选地，所述经冷轧和退火的钢板的扩孔率HE高于或等于15％。
根据本发明，所述经冷轧和退火的钢板优选地具有低于0.4％的碳当量Ceq以改善可焊性。所述碳当量被定义为Ceq＝C％+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2P％-3.24B％-0.133*Mn％*Mo％，其中元素按重量百分比表示。
在一个优选实施方案中，经冷轧和退火的钢板的以MPa表示的抗拉强度TS、以MPa表示的屈服强度YS、以％表示的均匀延伸率UE和以％表示的总延伸率TE使得它们满足下式：
[(TS-800)×(YS-300)×UE×TE]/[(0.1+C％)×Mn％]>3.3×107其中C％和Mn％对应于以重量百分比计的标称碳含量和锰含量。
可以通过生产经冷轧和退火的钢的两个板，并且对两个钢部件进行电阻点焊来制造焊接组合件。
将第一板接合至第二板的电阻点焊焊缝的特征在于由至少30daN/mm2的α值限定的在横向拉伸测试中的高抗力。
根据本发明的钢板可以通过任何适当的制造方法来生产并且本领域技术人员可以限定方法。然而，优选使用根据本发明的方法，其包括以下步骤：
提供能够进一步热轧的具有上述钢组成的半成品。将所述半成品加热到1150℃至1300℃的温度，因此使得其可以易于热轧，其中最终热轧温度FRT为800℃至1000℃。优选地，FRT为850℃至950℃。
然后将热轧钢冷却并在20℃至600℃的温度T卷取下卷取。然后将热轧钢板冷却至室温并且可以进行酸洗。
然后将热轧钢板加热到高至Ac1至Ac3的退火温度THBA。优选地，温度THBA为Ac1+5℃至Ac3。优选地，温度THBA为580℃至680℃。将钢板在所述温度THBA下保持0.1小时至120小时的保持时间tHBA以促进锰扩散和不均匀锰分布的形成。
选择THBA以在冷却之后获得10％至60％的奥氏体和40％至90％的铁素体，将析出的碳化物的分数保持为低于0.8％。特别地，这样的临界区退火的适当时间和温度的选择必须考虑根据本发明可以容忍的最大碳化物分数。特别地，技术人员选择THBA以限制碳化物析出，牢记提高THBA限制碳化物析出。
关于化学组成，对于给定的温度，钢中的碳和铝的量越高，碳化物的浓度越大。这意味着对于在所要求保护的范围的上部中的碳和铝的含量，必须提高THBA以相应地限制碳化物析出。
此外，对于给定的温度，钢中的锰的量越低，碳化物的浓度越高。这意味着对于在所要求保护的范围的下部中的锰含量，必须提高THBA以相应地限制碳化物析出。
然后将经热轧和热处理的钢板冷却至室温并可以进行酸洗以除去氧化。
然后将经热轧和热处理的钢板以20％至80％的压下率冷轧。
然后将冷轧钢板在冷轧钢板的Ac1至Ac3的临界区温度T均热下退火。Ac1和Ac3通过膨胀测定法测试确定。技术人员必须选择足够低的最佳温度T均热，以限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成和不稳定奥氏体的形成。该最佳温度特别地取决于碳含量、锰含量和铝含量。铝含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越高。碳含量或锰含量越高，使奥氏体稳定的均热温度越低。
优选地，临界区温度T均热为600℃至760℃。将钢板在所述温度T均热下保持10秒至180000秒的保持时间t均热以获得充分再结晶的显微组织。
然后将经冷轧和退火的钢板冷却至室温。
然后可以将板通过任何合适的方法(包括锌或基于锌的合金或者铝或基于铝的合金的热浸涂、电沉积或真空涂覆)进行涂覆。
现在将通过决不是限制性的以下实施例对本发明进行举例说明。
实施例
将其组成汇总在表1中的七种牌号铸造成半成品并加工成钢板。
表1-组成
所测试的组成汇总在下表中，其中元素含量以重量百分比表示。
Figure BDA0003945752360000071
Ac1和Ac3温度已通过对冷轧钢板的膨胀测定法测试和金相学分析确定。
表2-经热轧和热处理的钢板的工艺参数
将作为铸料的钢半成品在1200℃下再加热，热轧，然后在450℃下卷取。然后将经热轧和卷取的钢板在温度THBA下热处理并在所述温度下保持保持时间tHBA。施加以下用于获得经热轧和热处理的钢板的特定条件：
Figure BDA0003945752360000081
带下划线的值：不允许获得目标特性的参数
分析经热轧和热处理的钢板并且将相应的特性汇总在表3中。
表3-经热轧和热处理的钢板的显微组织和特性
确定锰分布的斜率和在20℃下的夏氏冲击能。
夏氏冲击能根据标准ISO 148-1:2006(F)和ISO 148-1:2017(F)测量。
热轧钢板的热处理允许锰在奥氏体中扩散：锰的再分配不均匀，具有锰含量低的区域和锰含量高的区域。该锰不均匀性有助于实现机械特性并且可以通过锰分布测量。
图1示出了试验1和试验10的经热轧和热处理的钢板的截面。黑色区域对应于具有较低量的锰的区域，灰色区域对应于较大量的锰。
该图通过以下方法来获得：从经热轧和热处理的钢板在1/4厚度处切割试样并抛光。
之后通过具有场发射枪(“FEG，Field Emission Gun”)的电子探针微分析仪在大于10000倍的放大倍数下表征截面以确定锰量。获得截面的不同部分的10μm*10μm的三张图。这些图由0.01μm2的像素构成。在各像素中计算以重量百分比计的锰量，然后绘制在表示三张图的累积面积分数随锰量的变化的曲线上。
对于试验1和试验10，在图2中绘制了该曲线：板截面的100％包含大于1％的锰。对于试验1，板截面的20％包含大于10％的锰。
然后在表示80％的累积面积分数的点与表示20％的累积面积分数的点之间计算所获得曲线的斜率。对于试验1，该斜率高于-30，表明锰的再分配不均匀，具有锰含量低的区域和锰含量高的区域。
相反，对于试验10，在热轧之后没有热处理意味着锰的再分配不是不均匀的，这可以由低于-30的锰分布的斜率值看出。锰的该分布将不允许实现机械特性。这对于试验11也是这样的情况。
试验 Mn分布的斜率 夏氏能(J/mm<sup>2</sup>)
1 -13 1.22
2 -25 1.26
3 -13 1.22
4 -13 1.22
5 -13 1.22
6 -20 1.00
7 -20 1.00
8 -20 1.00
9 -12 1.25
<u>10</u> <u>-69</u> 0.94
<u>11</u> <u>-69</u> 0.94
12 -27 0.68
13 -25 0.60
14 -25 0.60
15 -25 0.60
<u>16</u> n.d <u>0.05</u>
带下划线的值：不匹配目标值。n.d.：未确定
表4-经冷轧和退火的钢板的工艺参数
然后将所获得的经热轧和热处理的钢板以50％的压下率冷轧。然后将冷轧钢板在冷轧钢板的Ac1至Ac3的温度T均热下退火并在所述温度下保持保持时间t均热，然后冷却至室温。施加以下用于获得经冷轧和退火的钢板的特定条件：
Figure BDA0003945752360000101
带下划线的值：不允许获得目标特性的参数
然后分析经冷轧和退火的板，并且在表5、表6和表7中分别汇总了相应的显微组织元素、机械特性和可焊性特性。
表5-经冷轧和退火的钢板的显微组织
确定所获得的经冷轧和退火的钢板的显微组织的相百分比和锰分布的斜率。
[C]A和[Mn]A对应于奥氏体中的以重量百分比计的碳和锰的量。它们用X射线衍射(C％)和具有场发射枪的电子探针微分析仪(Mn％)二者进行测量。
显微组织中的相的表面分数通过以下方法确定：从经冷轧和退火的钢板切割试样，抛光并用本身已知的试剂蚀刻以显露显微组织。之后通过扫描电子显微镜，例如用具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)在大于5000倍的放大倍数下以二次电子模式检查截面。
在硝酸酒精溶液或苦醇/硝酸酒精溶液试剂蚀刻之后通过SEM观察进行铁素体的表面分数的确定。
通过X射线衍射进行残余奥氏体的体积分数的确定。
通过经由具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)和图像分析在大于15000倍的放大倍数下检查的板的截面确定析出的碳化物的密度。
Figure BDA0003945752360000111
带下划线的值：不对应于本发明
在热轧钢板的退火之后获得的锰分布的不均匀性在钢板的冷轧和退火之后得到保持。这可以通过将在热轧钢板的退火之后获得的锰分布的斜率(表3中)与在冷轧钢板的退火之后获得的锰分布的斜率(表5)进行对比而看出。这些值非常地相同。
表6-经冷轧和退火的钢板的机械特性
确定所获得的经冷轧和退火的钢板的机械特性并汇总在下表中。
屈服强度YS、抗拉强度TS和均匀延伸率TE根据2009年10月出版的ISO标准ISO6892-1进行测量。扩孔率HE根据ISO标准16630:2009进行测量。
Figure BDA0003945752360000121
带下划线的值：不匹配目标值
nd：未确定的值
实施例表明根据本发明的钢板(即实施例1至4、6至7、9和13至14)由于其特定的组成和显微组织而为表现出所有目标特性的唯一钢板。
用钢组成A进行了试验1至5。通过调整T均热进行了不同的试验以发现限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成和不稳定奥氏体的形成的最佳温度。对于试验1至4，所选择的退火温度T均热允许获得那些特性。由于在奥氏体中的碳和锰的量而获得了奥氏体的稳定性，这可以从表述[C]A*[Mn]A/((0,1+C％2)*(Mn％+2))大于1.10看出。在试验5中，将冷轧钢板在720℃的较高的T均热温度下退火，从而导致大量的奥氏体具有较少的碳，这可以由表述[C]A*[Mn]A/((0,1+C％2)*(Mn％+2))低于1.10看出。与试验1至4相比，这种不稳定奥氏体导致UE和TE的降低。
用钢组成B进行试验6至8。对于试验6和7，选择T均热以限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成。在试验8中，将冷轧钢板在比试验6和7更高的T均热温度下退火，由此形成更多的奥氏体。在最后的冷却步骤期间，由于退火期间形成的这种大量的奥氏体而然后形成30％的新鲜马氏体。这种大量的新鲜马氏体不允许获得目标机械特性。
在试验10和11中，在热轧之后没有热处理意味着锰的再分配不是不均匀的，这可以由低于-30的锰分布的斜率值看出，即使在冷轧钢板的退火之后也是如此。锰中的这种分布不允许实现机械特性。
在试验12中，如在表3中看出的，用过低的THBA温度将热轧钢板热处理，导致形成多于0.5％的析出的碳化物。在冷轧钢板的退火之后，这些析出的碳化物不溶解，其中观察到2.106个/mm2的碳化物密度。冷轧钢板的碳化物的存在导致在最后的冷却步骤期间形成25％的新鲜马氏体。这种大量的新鲜马氏体不允许获得目标机械特性。
用钢组成F进行试验13至15。对于试验13和14，选择T均热以限制在最后的冷却步骤期间新鲜马氏体的形成。在试验15中，将冷轧钢板在比试验13和14更高的T均热温度下退火，由此形成更多的奥氏体。在最后的冷却步骤期间，由于退火期间形成的这种大量的奥氏体而然后形成5％的新鲜马氏体。这种量的新鲜马氏体不允许获得目标机械特性。
表7-经冷轧和退火的钢板的可焊性特性
对经冷轧和退火的钢板进行了标准ISO 18278-2条件下的点焊。
在所使用的测试中，样品由呈横向焊接等效形式的两个钢板构成。施加力以使焊接点断裂。将被称为横向抗拉强度(CTS，cross tensile strength)的该力以daN表示。其取决于焊接点的直径和金属的厚度，也就是说钢和金属涂层的厚度。这使得可以计算系数α，其是CTS的值与焊接点的直径乘以基材的厚度的乘积的比率。该系数以daN/mm2表示。
确定所获得的经冷轧和退火的钢板的可焊性特性并汇总在下表中：
试验 α(daN/mm<sup>2</sup>) LME指数
1 60 0.07
2 60 0.07
3 60 0.07
4 60 0.07
5 60 0.07
6 55 0.18
7 55 0.18
8 55 0.18
9 68 0.08
10 60 0.06
11 60 0.06
12 40 0.16
13 40 0.16
14 40 0.16
15 40 0.16
<u>16</u> <u>24</u> <u>0.58</u>
LME指数＝C％+Si％/4，以重量％计。
在试验16中，钢板中的具有大量的碳或硅的化学组成不允许获得本发明的可焊性特性。

Claims (11)

1.一种经冷轧和退火的钢板，由具有以下组成的钢制成，所述组成按重量百分比计包含：
C：0.03％至0.18％
Mn：6.0％至11.0％
Al：0.2％至3％
Mo：0.05％至0.5％
B：0.0005％至0.005％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
以及任选地以重量百分比计包含以下元素中的一者或更多者：
Si≤1.20％
Ti≤0.050％
Nb≤0.050％
Cr≤0.5％
V≤0.2％
所述组成的剩余部分为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，
所述钢板具有以表面分数计包含以下的显微组织：
-30％至55％的残余奥氏体，
-45％至70％的铁素体，
-少于5％的新鲜马氏体，
-满足[C]A*[Mn]A/((0,1+C％2)*(Mn％+2))≥1.10的在奥氏体中以重量百分比表示的碳[C]A含量和锰[Mn]A含量，C％和Mn％为以重量百分比计的碳和锰的标称值，
-以及锰的不均匀再分配，其特征在于斜率高于或等于-30的锰分布。
2.根据权利要求1所述的经冷轧和退火的钢板，其中碳含量为0.05％至0.15％。
3.根据权利要求1至2中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中锰含量为6.5％至9.0％。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中铝含量为0.5％至1.5％。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中所述显微组织包含低于或等于1.106个/mm2的碳化物密度。
6.根据权利要求1至5中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中抗拉强度高于或等于1050MPa，屈服强度高于或等于780MPa，均匀延伸率UE高于或等于13％，以及总延伸率TE高于或等于15％。
7.根据权利要求1至6中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中LME指数低于0.36。
8.根据权利要求1至7中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中扩孔率HE高于或等于15％。
9.根据权利要求1至8中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中所述钢的碳当量Ceq低于0.4％，所述碳当量被定义为
Ceq＝C％+Si％/55+Cr％/20+Mn％/19-Al％/18+2.2P％-3.24B％-0.133*Mn％*Mo％
其中元素按重量百分比表示。
10.根据权利要求1至9中任一项所述的经冷轧和退火的钢板，其中抗拉强度TS以MPa表示，屈服强度YS以MPa表示，均匀延伸率UE以％表示以及总延伸率TE以％表示，满足下式：
[(TS-800)×(YS-300)×UE×TE]/[(0,1+C％)×Mn％]>3.3×107
其中C％和Mn％对应于以重量百分比计的在整体中的碳含量和锰含量。
11.一种根据权利要求1至10中任一项所述的经冷轧和退火的钢板的两个钢部件的电阻点焊焊缝，所述电阻点焊焊缝的α值为至少30daN/mm2。
CN202180035694.0A 2020-07-24 2021-07-12 经冷轧和退火的钢板及其制造方法 Active CN115605626B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2020/056993 WO2022018497A1 (en) 2020-07-24 2020-07-24 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
IBPCT/IB2020/056993 2020-07-24
PCT/IB2021/056233 WO2022018562A1 (en) 2020-07-24 2021-07-12 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN115605626A true CN115605626A (zh) 2023-01-13
CN115605626B CN115605626B (zh) 2024-03-08

Family

ID=71895046

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202180035694.0A Active CN115605626B (zh) 2020-07-24 2021-07-12 经冷轧和退火的钢板及其制造方法

Country Status (10)

Country Link
US (1) US20230175104A1 (zh)
EP (1) EP4185727A1 (zh)
JP (1) JP2023534604A (zh)
KR (1) KR20230004733A (zh)
CN (1) CN115605626B (zh)
BR (1) BR112022020559A2 (zh)
CA (1) CA3180164A1 (zh)
MX (1) MX2023000922A (zh)
WO (2) WO2022018497A1 (zh)
ZA (1) ZA202210907B (zh)

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20000043762A (ko) * 1998-12-29 2000-07-15 이구택 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법
JP2010255091A (ja) * 2009-04-03 2010-11-11 Kobe Steel Ltd 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およびその製造方法
US20160369369A1 (en) * 2014-01-29 2016-12-22 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same (as amended)
CN107109588A (zh) * 2014-12-19 2017-08-29 Posco公司 材质不均匀性低且成型性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及制造方法
WO2017212885A1 (ja) * 2016-06-06 2017-12-14 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
BR112019003791A2 (pt) * 2016-09-22 2019-05-21 Arcelormittal chapa de aço laminada a frio e tratada termicamente, junta soldada por pontos de resistência, método para a fabricação de uma chapa de aço laminada a frio e tratada termicamente e processo para a produção de uma junta soldada por pontos de resistência
US20190233910A1 (en) * 2016-10-24 2019-08-01 Posco Ultra-high-strength steel sheet having excellent hole expandability and yield ratio, and method of manufacturing the same

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100985322B1 (ko) * 2002-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
KR101758522B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
JP6811690B2 (ja) * 2017-07-05 2021-01-13 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびその製造方法
JP6811694B2 (ja) * 2017-08-24 2021-01-13 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびその製造方法
CN107858586B (zh) * 2017-11-07 2019-05-03 东北大学 一种高强塑积无屈服平台冷轧中锰钢板的制备方法
WO2019122961A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
EP3594368A1 (de) 2018-07-13 2020-01-15 voestalpine Stahl GmbH Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes
KR102089170B1 (ko) * 2018-08-28 2020-03-13 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조방법
KR102109265B1 (ko) * 2018-09-04 2020-05-11 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR20000043762A (ko) * 1998-12-29 2000-07-15 이구택 연성이 향상된 초고강도 냉연강판의 제조방법
JP2010255091A (ja) * 2009-04-03 2010-11-11 Kobe Steel Ltd 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およびその製造方法
US20160369369A1 (en) * 2014-01-29 2016-12-22 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same (as amended)
CN107109588A (zh) * 2014-12-19 2017-08-29 Posco公司 材质不均匀性低且成型性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及制造方法
WO2017212885A1 (ja) * 2016-06-06 2017-12-14 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
BR112019003791A2 (pt) * 2016-09-22 2019-05-21 Arcelormittal chapa de aço laminada a frio e tratada termicamente, junta soldada por pontos de resistência, método para a fabricação de uma chapa de aço laminada a frio e tratada termicamente e processo para a produção de uma junta soldada por pontos de resistência
US20190233910A1 (en) * 2016-10-24 2019-08-01 Posco Ultra-high-strength steel sheet having excellent hole expandability and yield ratio, and method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
ZA202210907B (en) 2023-07-26
JP2023534604A (ja) 2023-08-10
KR20230004733A (ko) 2023-01-06
MX2023000922A (es) 2023-02-22
BR112022020559A2 (pt) 2023-01-24
WO2022018497A1 (en) 2022-01-27
EP4185727A1 (en) 2023-05-31
CA3180164A1 (en) 2022-01-27
WO2022018562A1 (en) 2022-01-27
US20230175104A1 (en) 2023-06-08
CN115605626B (zh) 2024-03-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US20230287548A1 (en) Cold rolled, annealed and tempered steel sheet and method of manufacturing the same
US20230287547A1 (en) Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
CN115698343A (zh) 经冷轧、退火和配分的钢板及其制造方法
CN115605626B (zh) 经冷轧和退火的钢板及其制造方法
CN115698364B (zh) 冷轧退火钢板及其制造方法
CN115552050B (zh) 经冷轧和退火的钢板及其制造方法
US20230295781A1 (en) Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CA3180655A1 (en) Cold rolled and double annealed steel sheet

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