[go: up one dir, main page]

CN101802237A - 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法 - Google Patents

双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101802237A
CN101802237A CN200880103428A CN200880103428A CN101802237A CN 101802237 A CN101802237 A CN 101802237A CN 200880103428 A CN200880103428 A CN 200880103428A CN 200880103428 A CN200880103428 A CN 200880103428A CN 101802237 A CN101802237 A CN 101802237A
Authority
CN
China
Prior art keywords
dual
weight
phase steel
content
hot
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
CN200880103428A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101802237B (zh
Inventor
布里吉特·哈默
托马斯·黑勒
叶卡捷林娜·博查罗瓦
多罗特娅·马蒂森
京特·施蒂希
西尔克·施特劳斯
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.)
ThyssenKrupp Steel Europe AG
Original Assignee
ThyssenKrupp Steel Europe AG
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 ThyssenKrupp Steel Europe AG filed Critical ThyssenKrupp Steel Europe AG
Publication of CN101802237A publication Critical patent/CN101802237A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101802237B publication Critical patent/CN101802237B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/0247—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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T29/00—Metal working
    • Y10T29/49—Method of mechanical manufacture
    • Y10T29/4998—Combined manufacture including applying or shaping of fluent material
    • Y10T29/49988—Metal casting
    • Y10T29/49991—Combined with rolling

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)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及双相钢、扁钢产品、及其制备方法，该双相钢具有至少950MPa的强度、良好的可变形性能以及良好的表面光洁度。在采用简单的制备方法的条件下，本发明的双相钢使得由其制备的扁钢产品在未涂镀的状态下或在设置有抗腐蚀覆层的状态下能够形成复杂成形的部件，诸如车身构件。为实现该目的，本发明的钢具有由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成的组织，并且具有以下组成(以重量％计)：碳：0.050％至0.105％，硅：0.20％至0.60％，锰：2.10％至2.80％，铬：0.20％至0.80％，钛：0.02％至0.10％，硼：＜0.0020％，钼：＜0.25％，铝：＜0.10％，铜：至多0.20％，镍：至多0.10％，钙：至多0.005％，磷：至多0.2％，硫：至多0.01％，氮：至多0.012％；以及余量的铁和不可避免的杂质。

Description

双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
本发明涉及一种双相钢，其组织基本上由马氏体和铁素体以及各相应情况下的贝氏体构成，并且可能存在残留奥氏体部分，该双相钢具有大于950MPa的抗拉强度。本发明还涉及由这种双相钢制备的扁钢产品以及制备这种扁钢产品的方法。本文中所用的通称“扁钢产品”通常包括符合本发明这种类型的钢带和钢板。
在车身构造领域中需要这样的钢，其一方面具有高强度和低重量，另一方面还具有良好的可变形能力。已知在制备钢时进行了许多尝试来将这些矛盾的特性结合。
例如，专利文献EP 1 637 618 A1披露了一种不仅具有有效的深冲压性能而且具有高的抗拉强度的钢、由其制备的扁钢产品和制备所述扁钢产品的方法。除了铁和不可避免的杂质，这种已知的钢还含有(以重量％计)：0.05％至0.3％的碳、至多1.5％的硅、0.01％至3.0％的锰、至多0.02％的磷、0.02％的硫、至多0.01％的氮以及0.01％至3.0％的铝。这种已知的钢具有含量至多为7％的残留奥氏体并且应具有颗粒直径为0.01至5.0μm的镁沉积物(其分布在该专利文献中已详细确定)。以这种方式构成并获得的钢应该可以特别有效地变形并且应该表现出低的形成断裂的倾向。因此，在该现有技术中，关键点在于合金中存在镁，根据专利文献EP 1 637 618 A1所包含的描述，镁的存在充分防止了在其他具有类似组成的已知钢中会发生的形成断裂(“滞后断裂”)的倾向。
为了进一步提高专利文献EP 1 637 618 A1中这种已知钢的强度，除了其他选择性添加的合金元素外，所述的钢还可任选地含有：含量分别为0.005重量％至5重量％的铬和钼，以及含量为0.0051重量％至2重量％的铜，据称，所述含量的铜还降低了形成断裂的风险。
专利文献EP 1 200 635 A1中披露了另外的制备扁钢产品的可行方法，其中所述扁钢产品由相对高强度的双相钢构成，并且即使在经历退火过程(包括过老化处理)之后仍具有良好的机械技术特性。在该文献得知的方法中，制备了主要具有铁素体-马氏体组织的钢带或钢板，其中马氏体比例为4％至20％，除了铁和熔致杂质，该钢带或钢板还包含(以重量％计)：0.05％至0.2％的碳、至多1.0％的硅、至多2.0％的锰、至多0.1％的磷、至多0.015％的硫、0.02％至0.4％的铝、至多0.005％的氮、0.25％至1.0％的铬、0.002％至0.01％的硼。相应的钢的马氏体比例优选总计为主要的马氏体-铁素体组织的约5％至20％。以这种方式制备的扁钢产品具有至少500N/mm2的强度，同时具有良好的成形能力，而无需为此目的要求特别高含量的特定合金元素。
在专利文献EP 1 200 635 A1所述的钢的情况中，为了提高强度，利用了元素硼的转化影响作用。在这种已知的钢中，硼使强度提高的作用是通过以下方式而确保的，其中将至少一种可供选择的氮化物形成体(优选铝和附加的钛)加入钢材中。加入钛和铝的作用是结合钢中所含的氮，使得硼可用于形成提高硬度的碳化物。在必需存在的铬含量的支持下，以这种方式获得了比类似的钢更高的强度水平。然而，专利文献EP 1 200 635 A1中示例性描述的钢的最大强度在每种情况下都小于900MPa。
针对上述现有技术的背景，本发明的目的在于开发一种具有至少为950MPa的强度并具有良好的可变形能力的钢、以及由其制备的扁钢产品。此外，所述钢应具有一定的表面光洁度，使得在使用简单的制备方法的条件下，由这种钢制备的扁钢产品在未涂镀的状态下或在设置有抗腐蚀覆层的状态下能够变形为复杂成形的部件，如车身构件。此外，还提供一种可容易地制备以上述方式获得的扁钢产品的方法。
关于这种材料，通过本发明的权利要求1中所述的双相钢达到该目的。在从属于权利要求1的权利要求中阐述了该钢的有利实施方案。
根据本发明的权利要求21，一种达到上述目的的扁钢产品的特征在于其由这样的钢构成，所述的钢是根据本发明构成并获得的。
最后，关于制备方法，通过本发明的权利要求27和28中所述的制备方法达成了上述目的，其中权利要求27中所述的方法与本发明的热轧带的制备相关，权利要求28中所述的程序方法与本发明的冷轧带的制备相关。引用权利要求27和28的权利要求分别包含本发明方法的有利的变体形式。此外，为了实际实施权利要求中所述的本发明的方法及其变体形式，下面将对特别有利的实施方案进行描述。
本发明的钢的特征在于具有至少950MPa的高强度、特别是具有980MPa的高强度，并且常规达到了1000MPa和更高的强度。同时，本发明的钢具有至少580MPa的屈服强度、特别是具有至少600MPa的屈服强度，并且具有至少10％的延伸率A80。
由于高强度和良好可变形能力的结合，所以本发明的钢特别适合于制备复杂成形的、在实际使用中要承受高应力的部件，例如车身构造领域中所需的那些。
本发明的钢可实现上述特性的有利结合，这尤其是由于本发明的钢不仅具有高强度，而且还具有双相组织。因此，本发明的钢的合金被如此构造，使得其马氏体比例为至少20％，最大至70％。同时，残留奥氏体部分至多8％可为有利的，而最多7％或更少的较低的残留奥氏体比例通常是优选的。本发明双相钢的组织的剩余部分分别由铁素体和/或贝氏体(贝氏体铁素体+碳化物)构成。
根据本发明通过调节双相组织，获得了高强度、良好的延伸特性以及优化的表面光洁度。这是通过对本发明的钢中存在的除了铁和不可避免的杂质以外的各种合金元素的含量进行窄范围地选择而实现的。
这样，本发明规定碳含量为0.050重量％至0.105重量％。在这方面，本发明规定的碳含量是针对钢的最佳可焊性能而选择的。当本发明的钢的碳含量为0.060重量％至0.090重量％、特别是0.070重量％至0.080重量％时，可以以特别可靠的方式利用本发明的钢中的碳的有利作用。
硅在本发明的钢中起到了通过硬化铁素体或贝氏体来提高强度的作用。为了能够利用此作用，规定最低的硅含量为0.10重量％，当本发明的钢的硅含量为至少0.2重量％、特别是至少0.25重量％时，硅以特别可靠的方式发挥其作用。当遵守该上限时，晶界氧化的风险也最小化。考虑到下列事实：由本发明的钢制备的扁钢产品要具有最适于进一步加工的表面光洁度，并且如果需要的话，要最适于施加的覆层，则硅含量的上限同时被设定为0.6重量％。通过将本发明的钢的硅含量限制至0.4重量％、特别是0.35重量％，甚至可以更可靠地避免硅对于本发明的钢的特性的不利影响。
本发明的钢的锰含量在2.10重量％至2.80重量％的范围内，以便一方面利用锰使强度提高的作用，另一方面利用锰对形成马氏体的有利影响。在根据本发明制备冷轧带的情况下，锰也在降低退火后的临界冷却速率方面具有有利影响，因为其抑制形成珠光体。当锰含量为至少2.20重量％、特别是至少2.45重量％时，可以以特别可靠的方式利用本发明的钢中存在的锰的这些有利作用。通过将锰含量限制至2.70重量％、特别是2.60重量％，可以更可靠地消除锰对于本发明的钢产生的消极影响，例如降低延伸率、损害焊接适应性或降低对热浸镀锌的适应性。
含量为0.2重量％至0.8重量％的铬在本发明的双相钢中也具有强度提高作用。铬的效果在由本发明的钢制备的冷轧带的退火后的临界冷却速率方面与锰的效果相当。特别是在铬含量为至少0.3重量％、尤其是至少0.55重量％时，铬产生有利的效果。然而，本发明的钢的铬含量同时被降至0.8重量％，以减少发生晶界氧化的风险，并避免对本发明的钢的延伸特性产生消极影响。特别是在将本发明的钢的铬含量的上限设定为最大0.7重量％、尤其是0.65重量％时，可以确保这点。
含量为至少0.02重量％的钛的存在也有助于提高本发明的钢的强度，因为其形成精细的TiC或Ti(C，N)沉积物且有助于晶粒细化。钛的另外的积极作用是结合可能存在的氮，从而防止在本发明的钢中形成氮化硼。这些物质将对本发明的扁钢产品的延伸特性和可变形能力带来很强的消极影响。因此，当加入硼来提高强度时，钛的存在还确保硼可以充分发挥其作用。为此，能够有利的是，钛的加入量大于各相应情况下的氮含量的5.1倍(即，钛含量＞1.5(3.4×氮含量))。然而，过高的钛含量不利地导致高的重结晶温度，当由本发明的钢制备冷轧扁钢产品(其在最终处理阶段退火)时，这具有特别消极的影响。为此，钛含量的上限被限制至0.10重量％。当钛含量为0.060重量％至0.090重量％、特别是0.070重量％至0.085重量％时，可以以特别可靠的方式利用钛对于本发明的钢的特性所产生的积极作用。
通过根据本发明可任选地提供的、含量最多为0.002重量％的硼，也可提高本发明的钢的强度，与分别加入锰、铬和钼的情况一样，当由本发明的钢制备冷轧带时，在退火后临界冷却速率降低。因此，根据本发明的特别优选的实施方案，硼含量为至少0.0005重量％。然而，过高的硼含量同时可降低本发明的钢的可变形能力，并且不利地影响本发明所期望的双相组织的形成。因此，在硼含量被限制为0.0007重量％至0.0016重量％、特别是0.0008重量％至0.0013重量％时，本发明的钢可以利用硼的最优化的作用。
类似在上述含量范围内的硼或铬，根据本发明可任选地存在的含量为至少0.05重量％的钼也有助于提高本发明的钢的强度。在这方面，根据经验，钼的存在对于用金属覆层包覆的扁钢产品的涂镀性能或其延展性能没有消极影响。实际试验已表明，含量最高达0.25重量％、特别是0.22重量％时，可特别有效地利用钼的积极影响，从经济观点考虑也是如此。因此，甚至含量为0.05重量％的钼也对本发明的钢的特性具有积极影响。如果存在足够量的其他强度提高元素，当钼含量为0.065重量％至0.18重量％、特别是0.08重量％至0.13重量％时，钼在本发明的钢中尤为明显地产生所期望的作用。然而，特别是如果本发明的钢含有少于0.3重量％的铬，则有利的是加入0.05重量％至0.22重量％的钼以确保本发明的钢具有所要求的强度。
当本发明的钢被熔融时，用铝来脱氧和结合钢中可能含有的氮。为此，如果需要，可向本发明的钢中加入含量为少于0.1重量％的铝，当其含量在0.01重量％至0.06重量％、特别是0.020重量％至0.050重量％时，可以以特别可靠的方式使铝产生所期望的作用。
本发明的钢可含有至多0.20重量％的铜以进一步提高其强度。铜含量在0.08重量％至0.12重量％的范围内是特别有利的。
同样地，可向本发明的钢中加入至多0.1重量％的镍，以进一步提高硬化能力，并由此提高本发明的钢的强度。
与铝类似，钙可在制备钢的过程中用于脱氧。此外，存在含量至多为0.005重量％、特别是0.002重量％至0.004重量％的钙也可以促进细晶粒组织的形成。
在本发明的钢中，特别是在同时存在硼时为了避免氮化硼的形成，氮的含量仅允许为最高达0.012重量％。为了可靠地防止各相应情况下存在的钛与氮完全结合而不再有效地作为微合金元素，氮含量优选被限制至0.007重量％。
低于本发明规定的上限的低含量的磷有助于本发明的钢具有良好的可焊性能。因此，根据本发明，磷含量优选被限制为＜0.1重量％，特别是＜0.02重量％，在磷含量为小于0.010重量％时得到特别良好的结果。
如果硫含量低于本发明规定的上限，则MnS或(Mn，Fe)S的形成被抑制，从而确保本发明的钢以及由其制备的扁钢产品的良好的延展性能。当硫含量低于0.003重量％时尤其是如此。
根据本发明，为了制备具有至少为950MPa的抗拉强度和双相组织的热轧带(所述双相组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成)，首先将根据本发明构成的双相钢熔融，将熔体铸造成预制品(如扁坯或薄板坯)，然后将所述预制品重新加热至或保存于1100至1300℃的起始热轧温度，在800至950℃的最终热轧温度下将预制品热轧成热轧带，并最终将所得热轧带在至多650℃、特别是500-650℃的卷绕温度下卷绕。
按照本发明的方式，由本发明的双相钢构成的扁钢产品可直接传送(即无需进行随后的冷轧过程)，以作为热轧后获得的热轧带的形式进行进一步加工。在这方面，可以证明，根据本发明构成的热轧带对卷绕温度的变化，反应不敏感，并且可恒定地达到：强度在1000MPa的区域内并且屈服强度为750至890MPa。
由复相钢制备的热轧带也获得了类似的特征。然而，这些钢需要特别精确地调节卷绕温度。因此，在实践中，对于由复相钢制备的热轧带所应用的卷绕温度其最大容许偏差仅为30℃。
根据本发明制备的热轧带不存在这种对工艺管理精度的高要求。相反，在根据本发明制备热轧带时，卷绕温度可在宽泛的范围内变化，以有目的地影响在各相应情况下所期望的特性及组织的发展。特别适合于此目的的卷绕温度在500℃至650℃的范围内，已经证明卷绕温度为530℃至580℃是特别有利的，因为在卷绕温度超过580℃时，晶界氧化的风险增加，而当卷绕温度低于500℃时，热轧带的强度会提高以致于可能难以进行后续的变形。
由根据本发明获得的热轧带可形成未镀覆状态和镀覆状态的可承受高应力的、复杂设计的部件。
如果按照本发明的方式获得的热轧带要保持为未镀覆的，或者要进行电解镀而成为具有金属覆层的热轧带，则扁钢产品不必进行退火。另一方面，如果要通过热浸镀锌将热轧带覆以金属覆层，则首先在600℃的最大退火温度下退火，随后冷却至镀浴(例如其可为锌浴)的温度。在通过锌浴后，可以以常规方式将经涂镀的热轧带冷却至室温。
如果需要厚度相对较小的扁钢产品，那么也可由上述组成的钢制备冷轧带。在本发明为了制备冷轧带(其具有至少950MPa的抗拉强度和双相组织，该双相组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成)的过程中，首先将根据本发明构成的双相钢熔融，然后将熔体铸造成预制品(如扁坯或薄板坯)，然后将所述预制品重新加热至或保存于1100至1300℃的起始热轧温度，在800℃至950℃的最终热轧温度下将预制品热轧成热轧带，并将所得热轧带在至多650℃、特别是500至650℃的卷绕温度下卷绕，然后将热轧带冷轧成冷轧带，随后将所得的冷轧带在700℃至900℃的退火温度下退火，最后将冷轧带以受控方式冷却。
因此制备的冷轧带也可设置有抗腐蚀覆层。
已经证明，至多580℃的卷绕温度对于冷轧带的制备是特别有利的，因为如果超出580℃的卷绕温度，则晶界氧化的风险增加。在低卷绕温度下，热轧带的强度和屈服强度提高，使得对热轧带进行冷轧变得更加困难。因此，将要冷轧成冷轧带的热轧带优选在至少500℃、特别是至少530℃或至少550℃的温度下卷绕。
如果热轧带被冷轧成冷轧带，则已证明有利的是，调节冷轧度为40％至70％、特别是50％至60％。就最终的退火步骤过程中晶粒生长的风险而言，变形度太低是不利的。按照这种方式冷轧的本发明的冷轧带的厚度通常为0.8mm至2.5mm。
如果要为本发明的扁钢产品设置保护性金属覆层，则可通过(例如)热浸镀锌、镀锌退火处理或电解镀来进行。如果需要，可在涂镀之前实施预氧化过程，以确保金属覆层可靠地结合在各相应情况下要镀覆的基底上。
如果根据本发明制备的冷轧带要保持为未镀覆的，或者要进行电解镀，则在连续的退火炉中以单独的作业步骤进行退火处理。加热速率为1至50K/s，所达到的最大退火温度在700至900℃的范围内。随后，为了有意调节本发明所期望的特性的结合，经退火的冷轧带优选被冷却，使得在550至650℃的温度范围内达到至少为10K/s的冷却速率，以抑止珠光体的形成。在达到该临界范围内的温度之后，可将带材保持10至100秒的时间，或者可以以0.5至30K/s的冷却速率直接冷却至室温。
然而，如果冷轧带将要通过热浸镀锌法涂镀，则可将退火和涂镀步骤结合。在这种情况下，冷轧带以连续顺序通过热浸镀生产线的各个炉段，各个炉段的主导温度不同且最高达到700至900℃，在这种情况下加热速率应选择在2至100K/s的范围内。在已经达到各相应情况下的退火温度后，将带材在该温度下保持10至200秒。随后将带材冷却至各相应情况下的镀浴(典型为锌浴)的温度，通常低于500℃，在这种情况下，在550至650℃的温度范围内冷却速率也应该超过10K/s。在达到该温度阶段后，冷轧带可任选地在各相应情况的温度下保持10至100秒。随后经退火的冷轧带通过各相应情况下的镀浴(优选锌浴)。随后，将冷轧带冷却至室温以得到常规的热浸镀锌的冷轧带，或经迅速加热，随后冷却至室温以制备镀锌退火的冷轧带。
如果需要，在退火处理之后，冷轧带可在镀覆或未镀覆状态下经历表皮光轧，表皮光轧度被调节为至多为2％。
以下参照实施实例对本发明进行详细描述。
将十六种钢熔体1至16(其组成如表1中所示)以常规的方式熔融，并铸造成扁坯。随后将扁坯在炉中重新加热至1200℃，并以常规的方式从该温度开始进行热轧。最终轧制温度为900℃。
对于第一系列试验，将这样获得的热轧带在550℃的卷绕温度下卷绕，其调节精度为+/-30℃，然后将它们在冷轧度为50％、65％和70％的条件下冷轧成厚度为0.8毫米至2毫米的冷轧带。
表2示出了熔体1至16的第一系列试验中制备的冷轧带的组织状态、机械特性、各相应情况下调节的冷轧度和带材厚度。
在另外的四个系列的试验中，将以上述方式由熔体1至16制备的热轧带在低于100℃的卷绕温度、在500℃的温度、在600℃的温度、以及在650℃的温度下卷绕。表3(卷绕温度为20℃)、表4(卷绕温度＝500℃)、表5(卷绕温度＝580℃)以及表6(卷绕温度＝650℃)示出了这些热轧带测定的特性。这样获得的热轧带并非旨在用于冷轧，而是可任选地在设置有保护性金属覆层后被运送以进一步加工为部件。
表1
  熔体   C   Si   Mn   Al   Mo   Ti   Cr   B   P   S   N
  1   0.08   0.18   2.22   0.007   0.100   0.050   0.60   0.001   0.007   0.004   0.0045
  2   0.069   0.28   2.62   0.04   0.092   0.080   0.58   0.0015   0.008   0.0015   0.0031
  3   0.095   0.23   2.27   0.031   0.10   0.075   0.62   0.0012   0.013   0.002   0.0051
  4   0.089   0.22   2.31   0.034   0.050   0.081   0.64   0.0017   0.012   0.0021   0.0036
  5   0.091   0.31   2.52   0.034   0.150   0.052   0.42   0.0011   0.009   0.003   0.0046
  6   0.060   0.26   2.15   0.041   0.250   0.051   0.25   0.00   0.012   0.0019   0.0052
  7   0.102   0.15   2.26   0.038   0.050   0.090   0.80   0.0018   0.009   0.0021   0.0049
  8   0.065   0.60   2.64   0.032   0.095   0.02   0.45   0.0012   0.014   0.0017   0.0039
  熔体   C   Si   Mn   Al   Mo   Ti   Cr   B   P   S   N
  9   0.063   0.16   2.10   0.035   0.240   0.063   0.71   0.0011   0.008   0.0021   0.0046
  10   0.092   0.35   2.12   0.032   0.098   0.077   0.46   0.0017   0.013   0.003   0.0033
  11   0.100   0.21   2.34   0.042   0.130   0.065   0.47   0.0018   0.014   0.0017   0.0032
  12   0.072   0.50   2.65   0.031   0.160   0.089   0.32   0.0014   0.009   0.0021   0.005
  13   0.076   0.34   2.39   0.037   0.200   0.057   0.54   0.0015   0.012   0.0015   0.0047
  14   0.084   0.23   2.52   0.03   0.060   0.031   0.631   0.00   0.008   0.0033   0.0032
  15   0.092   0.15   2.27   0.033   0.210   0.03   0.75   0.0013   0.014   0.0018   0.0041
  16   0.083   0.05   2.20   0.03   0.170   0.070   0.80   0.0016   0.013   0.0018   0.0032
以上的量均以重量％计，余量为铁和不可避免的杂质。
Figure GPA00001029615100111
Figure GPA00001029615100121
表3
表4
表5
Figure GPA00001029615100151
表6
Figure GPA00001029615100161

Claims (31)

1.一种双相钢，其组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成，其具有至少为950MPa的抗拉强度，并且具有以下组成(以重量％计)：
碳：0.050％至0.105％，
硅：0.20％至0.60％，
锰：2.10％至2.80％，
铬：0.20％至0.80％，
钛：0.02％至0.10％，
硼：＜0.0020％，
钼：＜0.25％，
铝：＜0.10％，
铜：至多0.20％，
镍：至多0.10％，
钙：至多0.005％，
磷：至多0.2％，
硫：至多0.01％，
氮：至多0.012％，
余量为铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的双相钢，特征在于，其屈服强度至少为580MPa。
3.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其延伸率A80至少为10％。
4.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其磷含量＜0.1重量％，特别是＜0.020重量％。
5.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其碳含量为0.06重量％至0.09重量％。
6.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其硅含量为0.20重量％至0.40重量％。
7.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其锰含量为2.20重量％至2.70重量％。
8.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其铬含量为0.40重量％至0.70重量％。
9.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其钛含量为0.060重量％至0.090重量％。
10.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，在存在氮的情况下，所述双相钢的钛含量大于各相应情况下的氮含量的5.1倍。
11.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其硼含量为0.0005重量％至0.002重量％。
12.根据权利要求11所述的双相钢，特征在于，其硼含量为0.0007重量％至0.0015重量％。
13.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其钼含量为0.05重量％至0.20重量％。
14.根据权利要求13所述的双相钢，特征在于，其铬含量＜0.3重量％。
15.根据权利要求13或权利要求14所述的双相钢，特征在于，其钼含量为0.065重量％至0.150重量％。
16.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其铝含量为0.01重量％至0.06重量％。
17.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其铜含量为0.07重量％至0.13重量％。
18.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其硫含量＜0.003重量％。
19.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其氮含量＜0.007重量％。
20.根据前述权利要求中的任一项所述的双相钢，特征在于，其残留奥氏体的含量小于7％。
21.一种扁钢产品，其由根据权利要求1至20中的任一项所获得的双相钢构成。
22.根据权利要求21所述的扁钢产品，特征在于，其为仅经过热轧的热轧带。
23.根据权利要求21所述的扁钢产品，特征在于，其为通过冷轧而得到的冷轧带。
24.根据权利要求21至23中的任一项所述的扁钢产品，特征在于，其设置有保护性金属覆层。
25.根据权利要求24所述的扁钢产品，特征在于，所述保护性金属覆层是通过热浸镀锌制得的。
26.根据权利要求24所述的扁钢产品，特征在于，所述保护性金属覆层是通过镀锌退火制得的。
27.一种制备热轧带的方法，该热轧带具有至少为950MPa的抗拉强度和双相组织，所述双相组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成，该方法包括下列步骤：
-将根据权利要求1至20中的任一项构成的双相钢熔融，
-将熔体铸造成预制品，如扁坯或薄板坯，
-将所述预制品重新加热至或保持在1100℃至1300℃的起始热轧温度，
-在800℃至950℃的最终热轧温度下将所述预制品热轧成热轧带，以及
-将所述热轧带在至多650℃、特别是500℃至650℃的卷绕温度下卷绕。
28.一种制备冷轧带的方法，所述冷轧带具有至少为950MPa的抗拉强度和双相组织，所述双相组织由20％至70％的马氏体、至多8％的残留奥氏体、以及余量的铁素体和/或贝氏体构成，该方法包括下列步骤：
-将根据权利要求1至20中的任一项构成的双相钢熔融，
-将所述熔体铸造成预制品，如扁坯或薄板坯，
-将所述预制品重新加热至或保持在1100℃至1300℃的起始热轧温度，
-在800℃至950℃的最终热轧温度下将所述预制品热轧成热轧带，
-将所述热轧带在至多650℃、特别是500℃至650℃的卷绕温度下卷绕，
-将所述热轧带冷轧成冷轧带，
-将所述冷轧带在700℃至900℃的退火温度下退火，以及
-将退火的冷轧带以受控方式冷却。
29.根据权利要求27或权利要求28所述的方法，特征在于，所述卷绕温度高于500℃，至多为580℃。
30.根据权利要求27至29中的任一项所述的方法，特征在于，所述热轧带以40％至70％的冷轧度被冷轧成冷轧带。
31.根据前述权利要求中的任一项所述的方法，特征在于，在550℃至650℃的温度范围内以至少10K/s的冷却速率实施所述的受控冷却。
CN2008801034281A 2007-08-15 2008-08-07 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法 Active CN101802237B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP07114399.4 2007-08-15
EP07114399A EP2031081B1 (de) 2007-08-15 2007-08-15 Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
PCT/EP2008/060382 WO2009021898A1 (de) 2007-08-15 2008-08-07 Dualphasenstahl, flachprodukt aus einem solchen dualphasenstahl und verfahren zur herstellung eines flachprodukts

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101802237A true CN101802237A (zh) 2010-08-11
CN101802237B CN101802237B (zh) 2013-09-04

Family

ID=38654974

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008801034281A Active CN101802237B (zh) 2007-08-15 2008-08-07 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20110220252A1 (zh)
EP (1) EP2031081B1 (zh)
JP (1) JP5520221B2 (zh)
CN (1) CN101802237B (zh)
AT (1) ATE516380T1 (zh)
ES (1) ES2367713T3 (zh)
PL (1) PL2031081T3 (zh)
WO (1) WO2009021898A1 (zh)

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106471139A (zh) * 2014-07-03 2017-03-01 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有改进的强度、延展性和可成形性的高强度经涂覆的钢板的方法
CN106756512A (zh) * 2017-01-12 2017-05-31 唐山钢铁集团有限责任公司 一钢多级的热轧复相高强钢板及其生产方法
CN109070215A (zh) * 2016-03-15 2018-12-21 Ksb 股份公司 由双相钢制造部件的方法以及通过该方法制造的部件
CN109097676A (zh) * 2018-08-06 2018-12-28 首钢集团有限公司 一种合金化热镀锌双相钢及其制备方法
CN111334716A (zh) * 2020-03-25 2020-06-26 江西理工大学 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用
US10995383B2 (en) 2014-07-03 2021-05-04 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength and ductility and obtained sheet
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
CN115485407A (zh) * 2020-12-21 2022-12-16 现代制铁株式会社 具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板、超高强度镀覆钢板及其制造方法
US11555226B2 (en) 2014-07-03 2023-01-17 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
US11618931B2 (en) 2014-07-03 2023-04-04 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102851611B (zh) * 2011-06-29 2014-03-05 宝山钢铁股份有限公司 耐深水压力壳体用超高强韧性钢板及其制造方法
US9115416B2 (en) * 2011-12-19 2015-08-25 Kobe Steel, Ltd. High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability
DE102011056847B4 (de) * 2011-12-22 2014-04-10 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Stahlblech zur Verwendung als Verpackungsstahl sowie Verfahren zur Herstellung eines Verpackungsstahls
DE102012002079B4 (de) 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
JP6228741B2 (ja) * 2012-03-27 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法
ES2614465T3 (es) * 2012-07-10 2017-05-31 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Producto plano de acero laminado en frío y procedimiento para su fabricación
DE102013101847B3 (de) * 2013-02-25 2014-03-27 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Verfahren zur Herstellung eines korrosionsbeständigen Stahlblechs
DE102013013067A1 (de) * 2013-07-30 2015-02-05 Salzgitter Flachstahl Gmbh Siliziumhaltiger, mikrolegierter hochfester Mehrphasenstahl mit einer Mindestzugfestigkeit von 750 MPa und verbesserten Eigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
WO2016115303A2 (en) * 2015-01-14 2016-07-21 Ak Steel Properties, Inc. Dual phase steel with improved properties
DE102015111177A1 (de) 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
DE102015112889A1 (de) * 2015-08-05 2017-02-09 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester manganhaltiger Stahl, Verwendung des Stahls für flexibel gewalzte Stahlflachprodukte und Herstellverfahren nebst Stahlflachprodukt hierzu
KR101736620B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102130232B1 (ko) 2016-03-31 2020-07-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
CN109207867A (zh) * 2017-06-29 2019-01-15 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧退火双相钢、钢板及其制造方法
DE102017123236A1 (de) 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
DE102017218434A1 (de) 2017-10-16 2019-04-18 Thyssenkrupp Ag Emaillieren von höherfesten Stählen
WO2020221628A1 (en) * 2019-04-30 2020-11-05 Tata Steel Ijmuiden B.V. Process for producing batch annealed tailor rolled strip
WO2022184811A1 (de) 2021-03-03 2022-09-09 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stahlflachprodukt, verfahren zu seiner herstellung und verwendung eines solchen stahlflachprodukts
CN118639114B (zh) * 2024-08-16 2024-11-29 鞍钢股份有限公司 高强度620MPa级冷冲压用汽车桥壳用钢及生产方法
CN118639116B (zh) * 2024-08-16 2024-12-03 鞍钢股份有限公司 一种560MPa级冷冲压用汽车桥壳用钢及其生产方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5798004A (en) * 1995-01-26 1998-08-25 Nippon Steel Corporation Weldable high strength steel having excellent low temperature toughness
JP3254106B2 (ja) * 1995-05-19 2002-02-04 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
DE19710125A1 (de) * 1997-03-13 1998-09-17 Krupp Ag Hoesch Krupp Verfahren zur Herstellung eines Bandstahles mit hoher Festigkeit und guter Umformbarkeit
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
JP4085583B2 (ja) * 2001-02-27 2008-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
EP1288322A1 (en) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
FR2833617B1 (fr) * 2001-12-14 2004-08-20 Usinor Procede de fabrication de toles laminees a froid a tres haute resistance d'aciers dual phase micro-allies
FR2855184B1 (fr) * 2003-05-19 2006-05-19 Usinor Tole laminee a froid et aluminiee en acier dual phase a tres haute resistance pour ceinture anti-implosion de televiseur, et procede de fabrication de cette tole
JP3934604B2 (ja) * 2003-12-25 2007-06-20 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性に優れた高強度冷延鋼板
WO2005095664A1 (ja) * 2004-03-31 2005-10-13 Jfe Steel Corporation 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11618931B2 (en) 2014-07-03 2023-04-04 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
CN106471139B (zh) * 2014-07-03 2018-08-31 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有改进的强度、延展性和可成形性的高强度经涂覆的钢板的方法
CN106471139A (zh) * 2014-07-03 2017-03-01 安赛乐米塔尔公司 用于制造具有改进的强度、延展性和可成形性的高强度经涂覆的钢板的方法
US11555226B2 (en) 2014-07-03 2023-01-17 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
US11492676B2 (en) 2014-07-03 2022-11-08 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
US10995383B2 (en) 2014-07-03 2021-05-04 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength and ductility and obtained sheet
CN109070215B (zh) * 2016-03-15 2021-07-02 Ksb股份有限公司 由双相钢制造部件的方法以及通过该方法制造的部件
CN109070215A (zh) * 2016-03-15 2018-12-21 Ksb 股份公司 由双相钢制造部件的方法以及通过该方法制造的部件
CN106756512B (zh) * 2017-01-12 2018-12-18 唐山钢铁集团有限责任公司 一钢多级的热轧复相高强钢板及其生产方法
CN106756512A (zh) * 2017-01-12 2017-05-31 唐山钢铁集团有限责任公司 一钢多级的热轧复相高强钢板及其生产方法
CN109097676A (zh) * 2018-08-06 2018-12-28 首钢集团有限公司 一种合金化热镀锌双相钢及其制备方法
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
CN111334716A (zh) * 2020-03-25 2020-06-26 江西理工大学 一种含铬钛硼的低碳高强深冲钢及其制备方法和应用
CN115485407A (zh) * 2020-12-21 2022-12-16 现代制铁株式会社 具有优良的点焊性和成型性的超高强度冷轧钢板、超高强度镀覆钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2031081A1 (de) 2009-03-04
EP2031081B1 (de) 2011-07-13
JP2010535947A (ja) 2010-11-25
ES2367713T3 (es) 2011-11-07
WO2009021898A1 (de) 2009-02-19
PL2031081T3 (pl) 2011-11-30
ATE516380T1 (de) 2011-07-15
JP5520221B2 (ja) 2014-06-11
CN101802237B (zh) 2013-09-04
US20110220252A1 (en) 2011-09-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101802233B (zh) 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
CN101802237A (zh) 双相钢、由这种双相钢制备的扁钢产品、以及制备扁钢产品的方法
CN104040008B (zh) 热冲压成型体及其制造方法
JP6564963B1 (ja) 超高強度被覆または非被覆鋼板を製造する方法および得られる鋼板
CN104520460B (zh) 冷轧钢板、其制造方法以及热冲压成型体
JP5425896B2 (ja) 極めて高い強度の冷間圧延された二相鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板
CN104508163B (zh) 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
TWI495734B (zh) 成形性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板之製造方法
JP4737319B2 (ja) 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6260750B1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP6304455B2 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP5092507B2 (ja) 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2011184757A (ja) 高強度鋼板の製造方法
WO2012147898A1 (ja) 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20140068198A (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2019502822A (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼帯
CN101657558A (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
MX2014008430A (es) Articulo moldeado estampado en caliente y metodo para la produccion de articulo moldeado estampado en caliente.
CN110809630A (zh) 热压构件及其制造方法以及热压用冷轧钢板及其制造方法
WO2013046697A1 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
CN111373060B (zh) 具有高的耐边缘开裂性且同时具有高的烘烤硬化潜力的高强度热轧扁钢产品、用于制造这种扁钢产品的方法
JP5853884B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP7767433B2 (ja) 熱間成形用鋼材、熱間成形用鋼材の製造方法、及び熱間成形部材の製造方法
JP3464611B2 (ja) 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法
KR20240090135A (ko) 하이브리드 고강도 저합금 냉간압연 및 어닐링 강 스트립 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant