[go: up one dir, main page]

CN110846564A - 低成本高强大梁钢750l及其生产方法 - Google Patents

低成本高强大梁钢750l及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110846564A
CN110846564A CN201910943515.8A CN201910943515A CN110846564A CN 110846564 A CN110846564 A CN 110846564A CN 201910943515 A CN201910943515 A CN 201910943515A CN 110846564 A CN110846564 A CN 110846564A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
temperature
equal
strength beam
controlled
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
CN201910943515.8A
Other languages
English (en)
Inventor
许斌
李红俊
吕德文
贾改风
李斌
张继永
王文录
李冠楠
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.)
Handan Iron and Steel Group Co Ltd
HBIS Co Ltd Handan Branch
Original Assignee
Handan Iron and Steel Group Co Ltd
HBIS Co Ltd Handan Branch
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 Handan Iron and Steel Group Co Ltd, HBIS Co Ltd Handan Branch filed Critical Handan Iron and Steel Group Co Ltd
Priority to CN201910943515.8A priority Critical patent/CN110846564A/zh
Publication of CN110846564A publication Critical patent/CN110846564A/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
    • 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
    • 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
    • C22C38/002—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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本发明涉及一种低成本高强大梁钢750L，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.065～0.085%，Si：0.05～0.15%，Mn：1.30～1.70%，P≤0.015%，S≤0.004%，Nb：0.035～0.050%，Ti：0.080～0.100%，Als：0.015～0.035%，V：0.040‑0.050%，B:0～0.0020%，N≤0.005%余量为Fe和允许范围内杂质。其生产方法包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序。本发明生产的高强大梁钢750L兼具低成本和良好低温冲击韧性。

Description

低成本高强大梁钢750L及其生产方法
技术领域
本发明属于冶金轧制技术领域，具体涉及一种低成本高强大梁钢750L及其生产方法。
背景技术
750L属于高强度汽车大梁钢，主要用于商用车大梁加工。目前在节能、环保的压力下，国家已大力加快老旧商用车的淘汰步伐，同时加大了超限超载治理力度。商用车轻量化用钢选材，不仅可以降低车辆自身重量，提高有效载荷，同时可以有效地降低燃油消耗总量。随着新能源商用车的市场比例不断加大，轻量化也是解决新能源汽车续航里程的问题关键。汽车大梁钢板主要的成型方式是：开平纵剪、折弯成型、焊接拼装，对于大梁的钢板要求比较高，须要有强韧性、耐疲劳性、冷成型性。
商用车轻量化目前已经受到全产业链的关注，并取得了长足进步，在用材方面，国内的选材仍与世界先进水平存在差距。先进高强钢、铝合金、镁合金、非金属复合材料等已经开始在国产商用车上使用，促进了商用车的轻量化以及安全性、可靠性，但我国目前商用车先进材料的应用比例和应用的成熟度相较国外先进水平还是比较低的。在底盘、大梁钢用钢方面，目前国内是以（510L）510MPa～（610L）650MPa级大梁钢板为主，少部分车型采用了700MPa～800MPa级别的大梁钢板。国际上先进商用车的车架普遍用钢强度已达到700MPa～800MPa级别水平。部分公司还采用了1200MPa级别以上的热处理车架，甚至铝合金车架。车架重量明显低于国内同类产品，国内开发超高强度大梁钢势在必行。
现有750L的批量供货钢厂主要采取的成分体系是低C+高Mn以及Nb、Ti复合强化体系，同时添加了少量的贵金属Mo。该成分体系Ti含量较高，一般在0.110～0.130wt%之间，Mn含量较高，一般在1.85～2.05wt%之间，并且添加0.15-0.30wt% 的Mo合金，使成本增加约350元左右。在生产时TiN夹杂物较多，并且成品带状组织较严重，虽然强度较高但恶化了产品的疲劳及成型性能，由于Ti铁含量较高，TiC、Ti（NC）析出物以及TiN夹杂物增多导致成品冲击功性能波动较大。
发明内容
本发明所要解决的技术问题是提供一种低成本高强大梁钢750L及其生产方法，通过优化成分配比及生产工艺，生产出兼具低成本和良好低温冲击韧性的高强大梁钢750L，解决背景技术缺陷。
为解决上述技术问题，本发明采取的技术方案是：
一种低成本高强大梁钢750L，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.065～0.085%，Si：0.05～0.15%，Mn：1.30～1.70 %，P≤0.015%，S≤0.004%，Nb：0.035～0.050%，Ti：0.080～0.100%，Als：0.015～0.035%， V：0.040-0.050%， B:0～0.0020%，N≤0.005%余量为Fe和允许范围内杂质。
上述的低成本高强大梁钢750L，当大梁钢钢带成品厚度＜10.0mm时，其化学成分中的B含量为0；当大梁钢钢带成品厚度≥10.0mm时，B含量为0.0010-0.0020wt%。
上述的低成本高强大梁钢750L，所述高强大梁钢750L厚度规格为2.5～16.0mm，金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+TiC析出物，晶粒度11.5～12.5级。
上述的低成本高强大梁钢750L，所述高强大梁钢750L的屈服强度723～764MPa，抗拉强度786～831MPa，延伸率16～24%，屈强比0.90～0.94；当高强大梁钢钢带厚度≥10.0mm时，-20℃全尺寸试样冲击功190～220J。
一种低成本高强大梁钢750L的生产方法，包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序；所述连铸工序，当生产大梁钢钢带成品厚度＜10.0mm时，连铸坯化学成分及其质量百分含量为：C：0.065～0.085%，Si：0.05～0.15%，Mn：1.30～1.70 %，P≤0.015%，S≤0.004%，Nb：0.035～0.050%，Ti：0.080～0.100%，Als：0.015～0.035%， V：0.040-0.050%， N≤0.005%；余量为Fe和允许范围内杂质；当生产大梁钢钢带成品厚度≥10.0mm时，连铸坯成分中还需要加入0.0010-0.0020wt%的B，以改善钢带的淬透性。
上述的低成本高强大梁钢750L的生产方法，所述控制轧制工序，第一阶段粗轧终轧温度为1010～1060℃，第二阶段为精轧；当轧制厚度＜10.0mm的钢带时，精轧入口温度控制在950～1050℃，精轧入口不待温，终轧温度控制在880-900℃，卷取温度590-620℃；当轧制厚度≥10.0mm的钢带时，精轧入口待温，精轧入口温度控制在950-1000℃之间，终轧温度较低，控制在840-860℃，卷取温度控制在580-590℃，保证材料强度的同时提高冲击韧性。
上述的低成本高强大梁钢750L的生产方法，所述铁水预处理工序，脱硫前铁水S：0.030～0.050wt%，脱硫站脱硫处理后铁水S≤0.008wt%；
上述的低成本高强大梁钢750L的生产方法，所述冶炼工序，采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；在RH精炼工艺，过程采用全程深真空模式，真空槽真空度≤1.0mbar，真空处理3-5min后开始进行合金调整，将Ti铁调整到目标值后循环3-5min，真空处理时间20～25min，纯脱气时间6～10min；真空结束，到喂丝位时进行Ca处理，钢水Ca含量控制在20～30ppm，Ca处理完毕后软吹时间6～8min，软吹结束至连铸开浇保证钢水20-40min静置时间；当生产大梁钢钢带成品厚度≥10.0mm时，需要在将Ti铁调整到目标值循环3-5min后再加入硼铁，避免硼铁与钢水中的C/N结合，保证钢水中的有效硼，之后继续进行真空处理及后续工艺。
所述连铸工序，连铸工艺采用动态轻压下，加大凝固末端压下量，根据拉速确定末端位置,手动调节末端压下量，压下量控制在6.0-8.0mm，改善铸坯中心质量。
所述铸坯加热工序，加热段温度1230～1270℃，总加热时间200～300min，加热温度及加热时间比普通合金钢稍高，有利于微合金化合物充分回溶。
本发明具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L产品标准参考GB/T 3273-2015；产品性能检测方法标准参考GB/T 228/229/232。
钢中强化元素设计原理：
Si:在设计成分时添加微量的Si，主要是改善钢水流动性及可浇性，提高钢水纯净度。但需控制在0.15wt%以下，过高的Si或造成成品表面红锈影响涂装性能。
Mn: Mn含量对钢的强韧性有很大的影响，如果含量偏低，则不能保证获取理想的显微组织和目标强度，如果含量过高，则会导致成品带状组织严重，影响钢板的焊接性能和耐腐蚀能力，同时造成轧制负荷加大。在新型低碳微合金高强度大梁钢的成分设计中，Mn与钢中S易形成MnS夹杂，沿轧制方向的硫化物夹杂会造成钢板的各向异性增加，因此在大梁钢的生产中，保持高 Mn 含量的同时应该严格控制S的含量，以降低MnS的生成对韧、塑性的恶化风险。所以设计Mn含量控制为1.30-1.70wt%。
Nb 是钢中常用的微合金元素，主要起细化晶粒和析出强化作用。固溶在
钢中的 Nb 和含 Nb 的碳氮化物( NbC、Nb(C, N) )对奥氏体的再结晶行为均有
强烈的抑制作用。在普通低合金钢中加 Nb，还可以提高大气腐蚀能力，防止晶
间腐蚀，改善焊接性能。因此在汽车大梁钢中添加一定量的 Nb 对提高钢的
强度、韧性和改善钢的焊接性能是有益的。但微合金钢中的Nb含量需设计合适的范围，含量太低起不到细化晶粒作用，而太高不仅容易造成混晶组织并且提高了合金成本，该成分体系中实际有效Nb含量0.035-0.050wt%。
Ti元素设计原理：钛作为一种微合金化元素，可显著提高钢材的综合性能，但未得到广泛应用。究其原因是因为钛微合金化钢的性能波动大，生产不稳定，冶炼过程及轧制过程都会导致有效钛不能得到稳定控制。随着洁净钢冶炼技术及控轧空冷技术的推广，Ti合金已逐步推广应用。通过对Ti含量增加对微合金钢性能的影响研究表明：当Ti含量在0.10wt%以下时，随着Ti含量增高，钢材屈服强度逐渐升高，最高达750Mpa。故在该成分体系中选定Ti含量为0.08%-0.10wt%。同时考虑到Ti 的加入，可以有效的固定 N，汽车大梁钢的成型工艺多为冷变形，对基体塑性和变形的连续性要求较高。大颗粒、带棱角的 TiN 在冷变形过程中会降低钢的基体的连续性，从而导致微裂纹的产生，降低钢的塑性加工性能，因此应该适当控制钢中 Ti 的含量在控制合金成本的同时，最大限度发挥Ti合金作用。
B元素设计原理：硼铁的添加及加入时间为本发明的关键创新点；为了提高厚规格（≥10.0mm）700L淬透性，加入微量的 B，但是 B 与钢中的 N 容易结合形成 BN，降低了钢中有效 B 的含量。故需要在RH工序，Ti铁合金加完后加入。Ti 的加入，可以有效的固定 N，从而提高 B 的利用效率 。一般合金元素提高淬透性的效果随其在钢中含量增加而增长，但硼却有一个最佳含量(范围)，过多或过少均对提高淬透性不利，而且此量很小，约为0．0010wt％，一般控制在0.0005～0．0030wt％。本发明选定范围为0.0010-0.0020wt%。
V 是微合金钢中最常用的、也最有效的强化元素之一。钢中添加 0.10wt%的 V 可使强度增加 200 MPa 以上。目前，大多数非调质钢都采用 V 作为微合金元素，但仅含 V的非调质钢韧性较差，有时甚至不能满足工程材料对高韧性的要求。采用 Nb、V 、Ti复合添加工艺的微合金非调质钢具有良好的强韧性配合，且其三点弯曲疲劳极限要远高于仅含 V的微合金调质钢，其原因是结合 Nb、V 的沉淀强化和 Nb的晶粒细化可以在不降低钢强度的同时，改善钢的韧性，考虑到V铁的强度贡献及合金成本，本发明选定的V的范围为0.040-0.050wt%。
采用上述技术方案所产生的有益效果在于：
1、本发明750L成分设计上采用低碳高锰以及微量Nb、V、Ti微合金成分体系；依靠Nb、V、Ti合金的细晶强化机理以及较强烈析出强化机理保证组织及性能达到要求。
2、本发明轧制工艺采用TMCP热机械轧制，通过控制出炉温度、精轧入口温度、中间坯厚度及卷取温度获得合适尺寸的奥氏体晶粒，从而改善钢的综合力学性能；本发明通过对该成分体系进行中试、材料热模拟等实验，分不同厚度制定了钢材的终轧温度、卷取温度、冷却模式保证充分发挥Ti的析出强化。
3、本发明既能保证钢材性能又比较经济的成分设计体系和生产工艺，为企业创效300-500元/吨钢，同时降低了商用车的用钢量，提高有效载荷。
4、本发明试制生产的750L克服了厚度≥10mm时高钛成分体系大梁钢在-20℃低温冲击功波动问题，极大提高了3/4尺寸，及全尺寸冲击功控制情况，3/4尺寸冲击功提升至85-100J，全尺寸冲击功控制在190-220J。
附图说明
图1为实施例1高强大梁钢750L钢卷厚度1/4位置显微组织图（500×）；
图2为实施例1高强大梁钢750L钢卷厚度1/2位置显微组织图（500×）；
图3为实施例2高强大梁钢750L钢卷厚度1/4位置显微组织图（500×）；
图4为实施例2高强大梁钢750L钢卷厚度1/2位置显微组织图（500×）；
图5为实施例3高强大梁钢750L钢卷厚度1/4位置显微组织图（500×）；
图6为实施例3高强大梁钢750L钢卷厚度1/2位置显微组织图（500×）；
图7为实施例4高强大梁钢750L钢卷厚度1/4位置显微组织图（500×）；
图8为实施例4高强大梁钢750L钢卷厚度1/2位置显微组织图（500×）；
图9为实施例5高强大梁钢750L钢卷厚度1/4位置显微组织图（500×）；
图10为实施例5高强大梁钢750L钢卷厚度1/2位置显微组织图（500×）；
图11为实施例6高强大梁钢750L钢卷厚度1/2位置显微组织图（500×）；
图12为实施例6高强大梁钢750L钢卷厚度1/2位置显微组织图（500×）。
具体实施方式
下面结合附图和具体实施例对本发明做进一步详细的说明。
实施例1
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L厚度为2.5mm，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.075%，Si：0.05%，Mn：1.30%，P：0.015%，S：0.003%，Nb：0.035%，Ti：0.100%，Als：0.030%，V：0.040%，N：0.005%，余量为Fe和允许范围内杂质。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L的生产方法包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：脱硫前铁水S：0.036%，脱硫站脱硫处理后铁水S：0.007%；
（2）冶炼工序：采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；
转炉冶炼工艺，转炉终点吹止温度1635℃，控制终点C：0.028%、P：0.011%、O：650ppm；出钢时采用滑板挡渣，严格控制下渣量，出钢时间5.8min；
LF精炼工艺，进站后加入铝粒、石灰、萤石快速造白渣，依据成分调整钢水合金含量；精炼出站温度控制在1625℃，LF精炼时间45min，精炼结束后不进行Ca处理，净吹Ar气时间5min；
RH精炼工艺，精炼过程采用全程深真空模式；环流真空度0.3mbar，真空处理4min后开始进行合金调整，真空处理时间20min，纯脱气时间6min；真空结束，到喂丝位时进行Ca处理，钢水Ca含量控制在28ppm，Ca处理完毕后软吹时间6min，软吹结束至连铸开浇保证钢水20min静置时间；
（3）连铸工序：连铸工艺采用动态轻压下，加大凝固末端压下量，压下量增加至6mm；
（4）铸坯加热工序：加热段温度1230℃，总加热时间200min；
（5）控制轧制工序：轧制采用两阶段控制轧制，第一阶段为粗轧，终轧温度为1040℃，出口中间坯厚度为36-38mm；第二阶段为精轧，入口温度控制在1020-1050℃，精轧7道次，精轧机架间除鳞水全开，末道次压下率22%，第二阶段累计压下率为94%，精轧终轧温度控制在900℃，卷取温度610℃；
（6）层流冷却工序：在层冷阶段采用1/2冷却模式，冷却水温控制在28℃，冷却速度控制在60-70℃/s，每卷耗水量为4300m³。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L力学性能：屈服强度764MPa，抗拉强度808MPa，延伸率18%，屈强比0.94，弯曲试验合格；钢卷厚度1/4位置显微组织见图1，钢卷厚度1/2位置显微组织见图2，由图1和图2可知金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+游离珠光体及TiC析出物，晶粒度12.0级。该厚度不做冲击检验，且合金成分设计较当前成分Mn含量、Ti含量及Mo含量均降低，添加了少量的V铁，综合合金成本降低约310元。
实施例2
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L厚度为5mm，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.085%，Si：0.08%，Mn：1.40%，P：0.014%，S：0.003%，Nb：0.040%，Ti：0.090%，Als：0.032%，V：0.040%，N：0.005%，余量为Fe和允许范围内杂质。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L的生产方法包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：脱硫前铁水S：0.050%，脱硫站脱硫处理后铁水S：0.007%；
（2）冶炼工序：采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；
转炉冶炼工艺，转炉终点吹止温度1655℃，控制终点C：0.035%、P：0.012%、O：750ppm；出钢时采用滑板挡渣，严格控制下渣量。
LF精炼工艺，进站后加入铝粒、石灰、萤石快速造白渣，依据成分调整钢水合金含量；精炼出站温度控制在1628℃，LF精炼时间45min，精炼结束后不进行Ca处理，净吹Ar气时间6min；
RH精炼工艺，精炼过程采用全程深真空模式；环流真空度0.4mbar，真空处理3min后开始进行合金调整，真空处理时间23min，纯脱气时间8min；真空结束，到喂丝位时进行Ca处理，钢水Ca含量控制在30ppm，Ca处理完毕后软吹时间8min，软吹结束至连铸开浇保证钢水30min静置时间；
（3）连铸工序：连铸工艺采用动态轻压下，加大凝固末端压下量，压下量增加至6mm；
（4）铸坯加热工序：加热段温度1260℃，总加热时间230min；
（5）控制轧制工序：轧制采用两阶段控制轧制，第一阶段为粗轧终轧温度为1060℃，出口中间坯厚度为40-46mm；第二阶段为精轧，精轧入口温度控制在950-1030℃，经7道次轧制，精轧机架间除鳞水全开，末道次压下率23%，第二阶段累计压下率为88%，精轧终轧温度控制在880℃，卷取温度610℃；
（6）层流冷却工序：在层冷阶段采用3/4冷却模式，冷却水温控制在28℃，冷却速度控制在35-40℃/s，每卷耗水量为4500m³。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L力学性能：屈服强度731MPa，抗拉强度786MPa，延伸率24%，屈强比0.93，弯曲试验合格；钢卷厚度1/4位置显微组织见图3，钢卷厚度1/2位置显微组织见图4，由图3和图4可知金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+TiC析出物，晶粒度12.5级。合金成分设计较当前成分Mn含量、Ti含量及Mo含量均降低，添加了少量的V铁，综合合金成本降低约285元。
实施例3
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L厚度为10mm，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.076%，Si：0.10%，Mn： 1.50%，P：0.015%，S：0.003%，Nb：0.040%，Ti：0.090%，Als：0.030%，V：0.045%，B：0.0010%,N：0.005%，余量为Fe和允许范围内杂质。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L的生产方法包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：脱硫前铁水S：0.040%，脱硫站脱硫处理后铁水S：0.006%；
（2）冶炼工序：采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；
转炉冶炼工艺，转炉终点吹止温度1655℃，控制终点C：0.032%、P：0.008%、O：700ppm；出钢时采用滑板挡渣，严格控制下渣量，出钢时间6.0min；
LF精炼工艺，进站后加入铝粒、石灰、萤石快速造白渣，成渣后取样化验成分，依据成分调整钢水合金含量；精炼出站温度控制在1635℃，LF精炼时间48min，精炼结束后不进行Ca处理，净吹Ar气时间6min；
RH精炼工艺，精炼过程采用全程深真空模式；真空度0.5mbar，真空处理4min后开始进行合金调整，该厚度规格在Ti铁合金调整完3min后再投入硼铁，真空处理时间23min，纯脱气时间8min；真空结束到喂丝位时进行Ca处理，钢水Ca含量控制在25ppm，Ca处理完毕后软吹时间6min，软吹结束至连铸开浇保证钢水25min静置时间。
（3）连铸工序：连铸工艺采用动态轻压下，加大凝固末端压下量，压下量增加至8mm；
（4）铸坯加热工序：加热段温度1260℃，总加热时间250min；
（5）控制轧制工序：轧制采用两阶段控制轧制，第一阶段为粗轧终轧温度为1050℃，出口中间坯厚度为48-50mm；第二阶段为精轧，入口温度控制在980-1000℃，经7道次轧制，精轧机架间除鳞水全开，末道次压下率21%，第二阶段累计压下率为83%，精轧终轧温度控制在850℃，卷取温度590℃；
（6）层流冷却工序：在层冷阶段采用3/4冷却模式，冷却水温控制在29.5℃，冷却速度控制在35℃/s，每卷耗水量为4700m³。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L力学性能：屈服强度764MPa，抗拉强度831MPa，延伸率21%，屈强比0.92，3/4尺寸-20℃冲击功95J、100J、80J，明显高于标准要求的35J，全尺寸冲击功检验：190J、195J、192J，明显高于标准要求的47J；弯曲试验合格无肉眼可见微裂纹；钢卷厚度1/4位置显微组织见图5，钢卷厚度1/2位置显微组织见图6，由图5和图6可知金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+TiC析出物，晶粒度12.0级。合金成分设计较当前成分Mn含量、Ti含量及Mo含量均降低，添加了少量的V铁，综合合金成本降低约250元。
实施例4
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L厚度为12.0mm，其化学成分组成及质量百分含量为：C： 0.075%，Si：0.15%，Mn：1.65%，P：0.013%，S：0.001%，Nb： 0.045%，Ti：0.090%，Als： 0.022%，V：0.040%，B：0.0012%, N：0.0048%，余量为Fe和允许范围内杂质。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L的生产方法包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：脱硫前铁水S：0.035%，脱硫站脱硫处理后铁水S：0.007%；
（2）冶炼工序：采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；
转炉冶炼工艺，转炉终点吹止温度1635℃，控制终点C：0.038%、P：0.012%、O：620ppm；出钢时采用滑板挡渣，严格控制下渣量，
LF精炼工艺，进站后加入铝粒、石灰、萤石快速造白渣，成渣后取样化验成分，依据成分调整钢水合金含量；精炼出站温度控制在1630℃，LF精炼时间38min，精炼结束后不进行Ca处理，净吹Ar气时间6min；
RH精炼工艺，精炼过程采用全程深真空模式；环流真空度0.3mbar，真空处理3-5min后开始进行合金调整，该厚度规格在Ti铁合金调整完3min后再投入硼铁，真空处理时间22min，纯脱气时间10min；真空结束到喂丝位时进行Ca处理，钢水Ca含量控制在20ppm，Ca处理完毕后软吹时间6min，软吹结束至连铸开浇保证钢水40min静置时间；
（3）连铸工序：连铸工艺采用动态轻压下，加大凝固末端压下量，压下量增加至8mm；
（4）铸坯加热工序：加热段温度1260℃，总加热时间280min；
（5）控制轧制工序：轧制采用两阶段控制轧制，第一阶段为粗轧3+5道次轧制，粗轧终轧温度为1050℃，粗轧出口中间坯厚度为48-52mm；第二阶段为精轧，入口温度控制在950-980℃，经7道次轧制，精轧机架间除鳞水全开，末道次压下率23%，第二阶段累计压下率为67%，精轧终轧温度控制在840℃，卷取温度590℃；
（6）层流冷却工序：在层冷阶段采用集中冷却模式，冷却水温控制在28℃，冷却速度控制在25℃/s，每卷耗水量为5600m³。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L力学性能：屈服强度747MPa，抗拉强度821MPa，延伸率16%，屈强比0.91，-20℃冲击功220J、210J、215J，远高于标准要求的47J，弯曲试验合格；钢卷厚度1/4位置显微组织见图7，钢卷厚度1/2位置显微组织见图8，由图7和图8可知金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+TiC析出物，晶粒度12.0级。合金成分设计较当前成分Mn含量、Ti含量及Mo含量均降低，添加了少量的V铁，综合合金成本降低约220元。
实施例5
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L厚度为14mm，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.065%，Si：0.15%，Mn：1.60 %，P：0.015%，S：0.002%，Nb： 0.045%，Ti：0.090%，Als：0.025%，V：0.045%，B：0.0015%,N：0.0048%，余量为Fe和允许范围内杂质。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L的生产方法包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：脱硫前铁水S：0.040%，脱硫站脱硫处理后铁水S：0.006%；
（2）冶炼工序：采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；
转炉冶炼工艺，转炉终点吹止温度1650℃，控制终点C：0.025%，P：0.010%，O：800ppm；出钢时采用滑板挡渣，严格控制下渣量，出钢时间6min，
LF精炼工艺，进站后加入铝粒、石灰、萤石快速造白渣，成渣后取样化验成分，依据成分调整钢水合金含量；精炼出站温度控制在1626℃，LF精炼时间55min，精炼结束后不进行Ca处理，净吹Ar气时间6min；
RH精炼工艺，精炼过程采用全程深真空模式；环流真空度0.3mbar，真空处理3.0min后开始进行合金调整，该厚度规格在Ti铁合金调整完3min后再投入硼铁，真空处理时间25min，纯脱气时间8min；真空结束，到喂丝位时进行Ca处理，Ca含量控制在25ppm，Ca处理完毕后软吹时间8min，软吹结束至连铸开浇保证钢水30min静置时间；
（3）连铸工序：连铸工艺采用动态轻压下，加大凝固末端压下量，压下量增加至8mm；
（4）铸坯加热工序：加热段温度1260℃，总加热时间280min；
（5）控制轧制工序：轧制采用两阶段控制轧制，第一阶段为粗轧，终轧温度为1050-1080℃，中间坯厚度为52-55mm；第二阶段为精轧，入口温度控制在950-980℃，经7道次轧制，精轧机架间除鳞水全开，末道次压下率20.8%，第二阶段累计压下率为80%，精轧终轧温度控制在840℃，卷取温度590℃；
（6）层流冷却工序：在层冷阶段采用集中冷却模式，冷却水温控制在32℃，冷却速度控制在25℃/s，每卷耗水量为4900m³。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L力学性能：屈服强度723MPa，抗拉强度786Mpa，延伸率18%，屈强比0.92，-20℃冲击功220J、210J、196J，冲击性能明显高于标准要求的47J，弯曲试验合格，无肉眼可见微裂纹；钢卷厚度1/4位置显微组织见图9，钢卷厚度1/2位置显微组织见图10，由图9和图10可知金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+TiC析出物，晶粒度12.0级。合金成分设计较当前成分Mn含量、Ti含量及Mo含量均降低，添加了少量的V铁，综合合金成本降低约200元。
实施例6
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L厚度为16mm，其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.075%，Si：0.15%，Mn：1.70%，P：0.015%，S：0.002%，Nb：0.050%，Ti：0.080%，Als：0.015%，V：0.050%，B：0.0020%,N：0.0050%，余量为Fe和允许范围内杂质。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L的生产方法包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序，具体工艺步骤如下所述：
（1）铁水预处理工序：脱硫前铁水S：0.038%，脱硫站脱硫处理后铁水S：0.008%；
（2）冶炼工序：采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；
转炉冶炼工艺，转炉终点吹止温度1660℃，控制终点C：0.028%、P：0.013%、O：760ppm；出钢时采用滑板挡渣，严格控制下渣量，出钢时间6min，
LF精炼工艺，成渣后取样化验成分，依据成分调整钢水合金含量；精炼出站温度控制在1628℃，LF精炼时间52min，精炼结束后不进行Ca处理，净吹Ar气时间6min；
RH精炼工艺，精炼过程采用全程深真空模式；环流真空度0.4mbar，真空处理4.0min后开始进行合金调整，该厚度在Ti铁合金调整完3min后再投入硼铁，真空处理时间25min，纯脱气时间6min；真空结束，到喂丝位时进行Ca处理，Ca含量控制在20ppm，Ca处理完毕后软吹时间8min，软吹结束至连铸开浇保证钢水30min静置时间；
（3）连铸工序：连铸工艺采用动态轻压下，加大凝固末端压下量，压下量增加至8mm；
（4）铸坯加热工序：加热段温度1270℃，总加热时间300min；
（5）控制轧制工序：第一阶段为粗轧，采用3+5道次轧制终轧温度为1050-1080℃，出口中间坯厚度为54-58mm；第二阶段为精轧，精轧入口温度控制在950-980℃，经7道次轧制，精轧机架间除鳞水全开，末道次压下率20.8%，第二阶段累计压下率为80%，精轧终轧温度控制在840℃，卷取温度580℃；
（6）层流冷却工序：在层冷阶段采用集中冷却模式，冷却水温控制在31℃，冷却速度控制在28℃/s，每卷耗水量为5500m³。
本实施例具有良好低温冲击韧性高强大梁钢750L力学性能：屈服强度720MPa，抗拉强度800MPa，延伸率20%，屈强比0.90，-20℃冲击功190J、199J、208J远高于标准要求的47J，弯曲试验合格；钢卷厚度1/4位置显微组织见图11，钢卷厚度1/2位置显微组织见图12，由图11和图12可知金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+TiC析出物，晶粒度11.5级。合金成分设计较当前成分Mn含量、Ti含量及Mo含量均降低，添加了少量的V铁，综合合金成本降低约170元。

Claims (9)

1.一种低成本高强大梁钢750L，其特征在于：其化学成分组成及质量百分含量为：C：0.065～0.085%，Si：0.05～0.15%，Mn：1.30～1.70 %，P≤0.015%，S≤0.004%，Nb：0.035～0.050%，Ti：0.080～0.100%，Als：0.015～0.035%， V：0.040-0.050%， B:0～0.0020%，N≤0.005%余量为Fe和允许范围内杂质。
2.如权利要求1所述的低成本高强大梁钢750L，其特征在于：当大梁钢钢带成品厚度＜10.0mm时，其化学成分中的B含量为0；当大梁钢钢带成品厚度≥10.0mm时，B含量为0.0010-0.0020wt%。
3.如权利要求1或2所述的低成本高强大梁钢750L，其特征在于：所述高强大梁钢750L厚度规格为2.5～16.0mm，金相组织为准多边形铁素体+针状铁素体+TiC析出物，晶粒度11.5～12.5级。
4.如权利要求1或2所述的低成本高强大梁钢750L，其特征在于：所述高强大梁钢750L的屈服强度723～764MPa，抗拉强度786～831MPa，延伸率16～24%，屈强比0.90～0.94；当高强大梁钢钢带厚度≥10.0mm时，-20℃全尺寸试样冲击功190～220J。
5.一种低成本高强大梁钢750L的生产方法，包括铁水预处理、冶炼、连铸、铸坯加热、控制轧制、层流冷却工序；其特征在于：所述连铸工序，当生产大梁钢钢带成品厚度＜10.0mm时，连铸坯化学成分及其质量百分含量为：C：0.065～0.085%，Si：0.05～0.15%，Mn：1.30～1.70 %，P≤0.015%，S≤0.004%，Nb：0.035～0.050%，Ti：0.080～0.100%，Als：0.015～0.035%， V：0.040-0.050%， N≤0.005%；余量为Fe和允许范围内杂质；当生产大梁钢钢带成品厚度≥10.0mm时，连铸坯成分中还需要加入0.0010-0.0020wt%的B。
6.如权利要求5所述的低成本高强大梁钢750L的生产方法，其特征在于：所述控制轧制工序，第一阶段粗轧终轧温度为1010～1060℃，第二阶段为精轧；当轧制厚度＜10.0mm的钢带时，精轧入口温度控制在950～1050℃，精轧入口不待温，终轧温度控制在880-900℃，卷取温度590-620℃；当轧制厚度≥10.0mm的钢带时，精轧入口待温，精轧入口温度控制在950-1000℃之间，终轧温度控制在840-860℃，卷取温度控制在580-590℃。
7.如权利要求5所述的低成本高强大梁钢750L的生产方法，其特征在于：所述铁水预处理工序，脱硫前铁水S：0.030～0.050wt%，脱硫站脱硫处理后铁水S≤0.008wt%。
8.如权利要求5所述的低成本高强大梁钢750L的生产方法，其特征在于：所述冶炼工序，采用转炉冶炼+LF精炼+RH精炼工艺；在RH精炼工艺，过程采用全程深真空模式，真空槽真空度≤1.0mbar，真空处理3-5min后开始进行合金调整，将Ti铁调整到目标值后循环3-5min，真空处理时间20～25min，纯脱气时间6～10min；真空结束，到喂丝位时进行Ca处理，钢水Ca含量控制在20～30ppm，Ca处理完毕后软吹时间6～8min，软吹结束至连铸开浇保证钢水20-40min静置时间；当生产大梁钢钢带成品厚度≥10.0mm时，需要在将Ti铁调整到目标值循环3-5min后再加入硼铁，之后继续进行真空处理及后续工艺。
9.如权利要求5所述的低成本高强大梁钢750L的生产方法，其特征在于：所述连铸工序，连铸工艺采用动态轻压下，根据拉速确定末端位置,手动调节末端压下量，压下量控制在6.0-8.0mm；所述铸坯加热工序，加热段温度1230～1270℃，总加热时间200～300min。
CN201910943515.8A 2019-09-30 2019-09-30 低成本高强大梁钢750l及其生产方法 Pending CN110846564A (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910943515.8A CN110846564A (zh) 2019-09-30 2019-09-30 低成本高强大梁钢750l及其生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN201910943515.8A CN110846564A (zh) 2019-09-30 2019-09-30 低成本高强大梁钢750l及其生产方法

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN110846564A true CN110846564A (zh) 2020-02-28

Family

ID=69597425

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201910943515.8A Pending CN110846564A (zh) 2019-09-30 2019-09-30 低成本高强大梁钢750l及其生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN110846564A (zh)

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111235477A (zh) * 2020-02-28 2020-06-05 本钢板材股份有限公司 一种950MPa薄规格热轧汽车大梁钢及其制备方法
CN114231838A (zh) * 2021-11-17 2022-03-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 低残余应力冷成型高强钢s700mc及其生产方法
CN115647055A (zh) * 2022-12-27 2023-01-31 河北纵横集团丰南钢铁有限公司 一种高强度汽车大梁钢的生产工艺
CN116145042A (zh) * 2022-12-29 2023-05-23 邯郸钢铁集团有限责任公司 通卷性能良好的冷成型高强钢s700mc及其生产方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101168819A (zh) * 2007-12-05 2008-04-30 攀钢集团攀枝花钢铁研究院 一种含钒热轧钢板及其制备方法
JP2011246804A (ja) * 2010-04-30 2011-12-08 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法
CN103305746A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 宝山钢铁股份有限公司 一种时效硬化薄带连铸低碳微合金高强钢带制造方法
CN106834925A (zh) * 2017-01-12 2017-06-13 河钢股份有限公司 一种780MPa级调质型水电用钢板及生产方法
CN109154041A (zh) * 2016-07-29 2019-01-04 新日铁住金株式会社 高强度钢板
CN109161796A (zh) * 2018-08-31 2019-01-08 邯郸钢铁集团有限责任公司 具有良好低温冲击韧性高强大梁钢800l及其生产方法
JP2019123892A (ja) * 2018-01-12 2019-07-25 日鉄日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN110177894A (zh) * 2017-02-20 2019-08-27 日本制铁株式会社 高强度钢板
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

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101168819A (zh) * 2007-12-05 2008-04-30 攀钢集团攀枝花钢铁研究院 一种含钒热轧钢板及其制备方法
JP2011246804A (ja) * 2010-04-30 2011-12-08 Nippon Steel Corp 電子ビーム溶接継手及び電子ビーム溶接用鋼材とその製造方法
CN103305746A (zh) * 2012-03-14 2013-09-18 宝山钢铁股份有限公司 一种时效硬化薄带连铸低碳微合金高强钢带制造方法
CN109154041A (zh) * 2016-07-29 2019-01-04 新日铁住金株式会社 高强度钢板
CN106834925A (zh) * 2017-01-12 2017-06-13 河钢股份有限公司 一种780MPa级调质型水电用钢板及生产方法
CN110177894A (zh) * 2017-02-20 2019-08-27 日本制铁株式会社 高强度钢板
JP2019123892A (ja) * 2018-01-12 2019-07-25 日鉄日新製鋼株式会社 フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN109161796A (zh) * 2018-08-31 2019-01-08 邯郸钢铁集团有限责任公司 具有良好低温冲击韧性高强大梁钢800l及其生产方法
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

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111235477A (zh) * 2020-02-28 2020-06-05 本钢板材股份有限公司 一种950MPa薄规格热轧汽车大梁钢及其制备方法
CN111235477B (zh) * 2020-02-28 2021-09-21 本钢板材股份有限公司 一种950MPa薄规格热轧汽车大梁钢及其制备方法
CN114231838A (zh) * 2021-11-17 2022-03-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 低残余应力冷成型高强钢s700mc及其生产方法
CN115647055A (zh) * 2022-12-27 2023-01-31 河北纵横集团丰南钢铁有限公司 一种高强度汽车大梁钢的生产工艺
CN116145042A (zh) * 2022-12-29 2023-05-23 邯郸钢铁集团有限责任公司 通卷性能良好的冷成型高强钢s700mc及其生产方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN112048681B (zh) 一种980MPa级高成形性冷轧DH钢及其制备方法
CN109536846B (zh) 屈服强度700MPa级高韧性热轧钢板及其制造方法
US20190185952A1 (en) 1500 MPa GRADE PRESS HARDENING STEEL BY THIN SLAB CASTING AND DIRECT ROLLING AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
CN110317936B (zh) 一种动车车厢外壳用冷轧耐候钢及其制备方法
CN110846564A (zh) 低成本高强大梁钢750l及其生产方法
CN109023055B (zh) 一种高强度高成形性汽车钢板及其生产工艺
CN105177422B (zh) 一种超长薄规格eh36钢及其在卷炉卷轧机上的生产方法
CN110923550A (zh) 一种采用短流程生产的高表面质量高强韧性热轧结构钢及生产方法
CN103103458A (zh) 高强度耐候钢及其制备方法
CN112095047B (zh) 焊接性能优良的冷轧热浸镀锌dh780钢及其制备方法
CN112011737B (zh) 一种桥梁结构用390MPa级耐-20℃热轧角钢及其生产方法
CN111945064A (zh) 一种355MPa级别海洋工程用耐低温热轧H型钢及其制备方法
CN109097683B (zh) 一种80mm厚低成本FH420海工钢板及其制造方法
CN106609335A (zh) 抗拉强度700MPa级高扩孔热轧钢板及其制造方法
CN111235464B (zh) 一种钛微合金化经济型高强耐候钢及其生产方法
CN109609845A (zh) 一种500MPa级耐候钢及其生产方法
CN104451379A (zh) 一种高强度低合金铌钒结构钢及其制备方法
CN104342598A (zh) 一种600MPa级别汽车大梁用热轧钢带的生产方法
CN113846269B (zh) 一种具有高强塑性冷轧高耐候钢板及其制备方法
CN108315662B (zh) 一种屈服强度900MPa级热轧钢板及其生产工艺
CN107641760B (zh) 460MPa级具有良好疲劳性能的热轧汽车结构钢板及制造方法
CN109097681B (zh) 一种高强度低夹杂汽车钢板及其连铸过程电磁搅拌工艺
CN114480962B (zh) 一种620MPa级煤矿液压支架用钢及其制造方法
CN107641762B (zh) 340MPa级具有优良冷成型性能的热轧汽车结构钢板及制造方法
CN107723607B (zh) 420MPa级具有优良冷成型性能的热轧汽车结构钢板及制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
RJ01 Rejection of invention patent application after publication

Application publication date: 20200228

RJ01 Rejection of invention patent application after publication