CN104928456B - 一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法 - Google Patents
一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN104928456B CN104928456B CN201510372688.0A CN201510372688A CN104928456B CN 104928456 B CN104928456 B CN 104928456B CN 201510372688 A CN201510372688 A CN 201510372688A CN 104928456 B CN104928456 B CN 104928456B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- cold rolling
- ferrite
- ductility
- 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.)
- Active
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法，其包括：对热轧板进行冷轧前预处理、冷轧和连续退火热处理，其中，冷轧前预处理包括冷轧预变形和再结晶退火。本发明将热轧钢板在冷轧前先进行预处理，以细化钢中高温δ铁素体，增加退火后钢板组织均匀性。本发明制备得到的钢板在保持较高强度的基础上，显著提高了延展性以及强塑积。
Description
技术领域
本发明属于铁素体轻质钢领域，具体涉及一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法。
背景技术
应用高强钢和先进高强钢替代传统低强度级别钢材，可以提高汽车用钢的比强度(强度与密度之比)和减小结构件的厚度，实现汽车结构轻量化。提高汽车用钢比强度的另一种有效途径是在维持上述高强钢优良力学性能的基础上降低钢材的密度。因此，开发低密度、高强韧性钢板正是为了应对进一步实现汽车轻量化的迫切需求。
低密度钢一般通过添加较多合金元素Al来实现碳钢密度的降低。目前，研究人员正致力于开发基于相变诱导塑性(Transformation-induced plasticity，简称TRIP)强化机制并富含Al的铁素体低密度钢。这类铁素体钢的合金含量同其它低密度钢种(如铁素体-奥氏体双相钢和奥氏体钢)的合金含量相比要低，因而它不但具有低密度、高强度特征，同时它还具有良好的可制造性。基于相变诱导塑性机制的铁素体低密度钢的显微组织主要由铁素体(其中包括高温δ铁素体和经相变形成的α铁素体)和适量体积分数的亚稳态残余奥氏体组成。亚稳态残余奥氏体在后续外部形变作用下被诱发渐进转变为马氏体，以提高钢板的变形加工硬化，进而提高钢板强度和改善延展性。
现有技术中，低密度高强度铁素体钢板的主要制造工艺流程依次为冶炼及连铸、热轧、冷轧和连续退火。高温铁素体(即δ铁素体)是铁素体轻质钢的主要组成相。钢水凝固过程完成后，δ铁素体在后续热加工和热处理过程中始终存留，并且它具有以下两个特性：δ铁素体不会通过固态相变获得组织细化；在实际生产过程中，δ铁素体也不易通过热轧、冷轧和连续退火过程发生充分动态和静态再结晶而细化。
在高Mn、高Al含量的低密度铁素体钢板中，尽管热轧和连退可以使δ铁素体微观组织发生回复和部分再结晶，但长条状δ铁素体在钢的基体中依然会大量存在，并且这些条状δ铁素体往往具有较低变形塑性。所以，尽管退火钢板基体分布着足够多亚稳态残余奥氏体，但由于δ铁素体的变形塑性差，在外力作用下退火钢板中的δ铁素体多发生解理断裂的破坏模式，相应地，退火钢板的整体延展性也会降低。另外，大量条带状δ铁素体的存在也会降低钢板的弯曲性能。
因此，迫切需要细化δ铁素体组织以提高δ铁素体的变形塑性，使基于相变诱导塑性强化机制的铁素体低密度钢的塑性获得显著提高。
发明内容
本发明的目的在于提供一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法，在保持较高强度的基础上，显著提高铁素体轻质钢的延展性以及强塑积(即强度与延展性的乘积)。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法，其包括如下步骤：
1)冷轧预变形
对热轧板进行冷轧预变形，变形量为30～80％；热轧板的主要化学成分重量百分比为：C：0.05～0.50％、Mn：0.25～12.0％、Al：3.0～7.0％，还含有：Si：0.01～1.5％、Ti：0.005～0.6％、Nb：0.005～0.2％、V：0.005～0.5％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、Ni：0.05～2.0％、Cu：0.05～1.0％中的一种以上，其余为Fe和不可避免杂质；
2)再结晶退火
采用罩式炉退火，均热温度为660～850℃，均热时间为0.5～48h；
3)冷轧
冷轧的变形量为30～90％；
4)连续退火热处理
将冷轧板加热至均热温度750～950℃后保温30～600s，先冷却至中间温度，再冷却至配分稳定化温度200～500℃，保温0～600s，其中，冷轧钢板的加热速率为1～20℃/s；650℃≤中间温度＜950℃；均热处理后的钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率为1～10℃/s；均热处理后的钢板从中间温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为1～150℃/s，并且该冷却速率不小于钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率。配分稳定化处理结束后，将钢板以1～20℃/s的冷却速率缓冷至室温。
进一步，步骤1)中，热轧板轧制：加热温度1000～1250℃，保温时间为0.5～3h，终轧温度≥800℃，在300～750℃下卷取热轧板；冷却后，酸洗。
优选的，步骤1)中，冷轧预变形的变形量为40～60％。
优选的，步骤3)中，冷轧的变形量为50～70％。
本发明所制备的铁素体轻质钢的显微组织主要是由充分再结晶的铁素体和亚稳态残余奥氏体组成。
本发明制造工艺设计的理由如下：
(1)冷轧前预处理工艺
冷轧前预处理工艺依次包括冷轧预变形和再结晶退火，其目的是细化钢中高温δ铁素体，增加退火后钢板组织均匀性。
对酸洗后的热轧钢板进行冷轧预变形，变形量为30～80％，优选40～60％。冷轧预变形在钢板基体储存形变能，为高温δ铁素体组织在后续罩式炉再结晶退火过程中进行的再结晶提供驱动力。增加冷轧预变形的变形量，有助于提高形变储能和再结晶驱动力，从而增加形变δ铁素体的细化程度以及提高退火钢板的组织均匀性。但如果冷轧预变形的变形量过大，因加工硬化导致材料的变形抗力非常高。
再结晶退火采用罩式炉退火，罩式炉退火过程主要是将经冷轧预变形的钢卷加热至均热温度后保温，这一过程用来细化钢中高温δ铁素体组织以及提高钢板的组织均匀性。另外，已经细化的δ铁素体可以为后续经冷轧变形的钢板在连续退火热处理过程中δ铁素体的进一步细化提供更多的再结晶形核点。罩式炉退火的均热温度为660～850℃。当均热温度低于660℃，δ铁素体组织的再结晶进行的不充分；当均热温度高于850℃，再结晶后δ铁素体晶粒会发生过度粗化。均热时间可以通过适当改变均热温度来调节，过长均热时间影响生产效率，因此，本发明控制罩式炉退火的均热时间不超过48小时。
再结晶退火过程中使用中性或还原性保护气氛(如N2气或N2+H2混合气体)，以防止钢板表面氧化和脱碳。再结晶退火结束后，将钢板冷却至室温。
(2)冷轧工艺
对再结晶退火后的钢板进行冷轧变形至规定厚度，冷轧变形量为30～90％，优选50～70％。增加冷轧变形量，可以在后续连续退火过程中提高奥氏体形成速率以及促进高温δ铁素体的进一步细化。但如果冷轧变形量过大，因加工硬化导致材料的变形抗力非常高，制备规定厚度和良好板形的冷轧钢板变得异常困难。
(3)连续退火工艺
采用连续退火工艺热处理冷轧钢板，使δ铁素体发生进一步再结晶细化以及获取适量亚稳态残余奥氏体。本发明连续退火工艺主要包括均热过程和配分稳定化过程，如图1所示。
参见图1，将冷轧钢板以加热速率v0加热至均热温度T1后保温t1(均热时间)时间段。均热温度T1的选取需要保证形变δ铁素体的再结晶细化和奥氏体相变同时发生，故选取v0＝1～20℃/s；T1＝750～950℃；t1＝30～600s。当均热温度T1低于750℃和均热时间t1小于30s，冷轧钢板基体组织尚未充分发生奥氏体化，包括基体中碳化物尚未完全溶解生成奥氏体颗粒，以及条带状形变δ铁素体无法充分进行再结晶而细化。
当均热温度T1高于950℃和均热时间t1长于600s，均热处理后钢板基体组织中奥氏体晶粒粗化且奥氏体C含量降低，两者均使钢中奥氏体稳定性降低，从而引起退火冷却后钢板基体中残余奥氏体含量减少，并且残余奥氏体力学稳定性也会降低。相应地，退火钢板的力学性能恶化。
参见图1，将均热处理后的钢板先以缓冷速率v2缓冷至中间温度T2后立即以快冷速率v3冷却至配分稳定化温度T3后保温t3(配分稳定化时间)时间段。缓冷速率v2和中间温度T2的选取主要是考虑：避免均热处理形成的奥氏体在由均热温度冷却至中间温度的缓冷段分解生成碳化物、易于操作控制使退火热处理顺利从均热段过渡到快冷段以及维持冷轧钢板的板形。本发明选取v2＝1～10℃/s，650℃≤T2＜950℃；在快冷段，v3＝1～150℃/s，并且v3≥v2，同样是确保均热处理后形成的奥氏体在快冷段经历不同温度时不发生分解。
配分稳定化处理段，配分稳定化温度T3＝200～500℃；配分稳定化时间t3＝0～600s。本发明采用配分稳定化处理(即奥氏体等温淬火)，以进一步提高奥氏体稳定性。配分稳定化过程中，部分奥氏体会转化为贝氏体铁素体，同时碳化物形成受到抑制，C原子从贝氏体铁素体向剩余奥氏体中扩散从而提高残余奥氏体的含C量和稳定性。
配分稳定化温度T3高于500℃时会引起奥氏体分解，从而消耗掉奥氏体中C和降低残余奥氏体稳定性；而配分稳定化温度T3温度低于200℃，则延缓配分过程的发生。为避免奥氏体在长时间配分稳定化过程中发生分解，并且从实效性和经济性上考虑，选取配分稳定化时间t3不超过600s。配分稳定化处理结束后，将钢板以冷却速率v4冷却至室温，v4＝1～20℃/s。
(4)热轧板轧制工艺
本发明热轧板轧制过程中加热温度1000～1250℃，加热温度超过1250℃时会造成铸坯过烧，铸坯内部晶粒组织粗大而使热加工性能降低，并且超高温会引起铸坯表层脱碳严重。加热温度低于1000℃时，铸坯经高压水除鳞和初轧后，终轧温度过低而造成材料的变形抗力过大，从而无法制造出既无表面缺陷又具有规定厚度的热轧钢板。
本发明需要控制终轧温度在800℃以上完成对铸坯的热轧。终轧温度过低会造成铸坯变形抗力过高，难以制造出所需厚度规格并且无边部缺陷的冷轧钢板；另外，对于本发明的成分体系来说，终轧温度高于800℃，有助于铸坯内部热轧条状高温铁素体(也称δ铁素体)发生回复和再结晶。
本发明在300～750℃下卷取热轧板，如果卷取温度高于750℃，可造成κ碳化物或渗碳体过度球化和粗化，不利于后续冷轧钢板退火后获得均匀细小稳定的残余奥氏体。另外，卷取温度过高，容易引起扁卷，并且热轧卷的头部、中部和尾部材料显微组织不均匀性增加，进而引起退火钢卷头、中、尾部显微组织和性能不均匀。另外，卷取温度至少为300℃，以抑制热轧钢板中形成过多马氏体组织，确保热轧钢板具有良好的冷轧变形能力。
与现有技术相比，通过优化制造工艺，本发明制备的钢板的延伸率和强塑积均可提高20％以上。本发明制造工艺可适用于制造一切富含Al并以铁素体为主要组成相的普冷TRIP钢板，以及适用于生产带镀层钢板的基板材料，镀层可选自Zn、Zn-Fe、Zn-Al、Zn-Mg、Zn-Al-Mg、Al-Si和Al-Mg-Si中的一种。
本发明的有益效果：
1.本发明将热轧钢板在冷轧前进行预处理，冷轧前预处理依次包括冷轧预变形和再结晶退火，冷轧前预处理工艺明显使退火钢板中高温δ铁素体发生再结晶而细化，条状组织明显减少，退火钢板的组织均匀性得到提高。
2.本发明经冷轧前预处理的退火钢板在维持高强度水平的同时，其延展性和强塑积显著提高。
3.本发明可在现有先进高强钢生产线上完成，而无需做较大调整，具有很好的推广应用前景。
附图说明
图1为本发明冷轧后连续退火工艺的工艺曲线示意图。
图2为本发明实施例的制造工艺流程图。
图3为现有制造工艺制备的铁素体轻质钢的典型微观组织照片。
图4为本发明制备的铁素体轻质钢的典型微观组织照片。
具体实施方式
下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。
表1为本发明实施例的热轧、冷轧前预处理及冷轧工艺参数，表2为本发明实施例的连续退火工艺参数，表3为本发明实施例及对比例钢的力学性能。
本发明实施例的制造工艺主要包括：冶炼及连铸、热轧、冷轧前预处理、冷轧和连续退火热处理。冷轧前预处理依次包括冷轧预变形和罩式炉再结晶退火，工艺流程如图2所示：
对比例1：冷轧前不进行冷轧前预处理(即冷轧预变形和罩式炉再结晶退火工艺处理)，钢种及其它制造工艺同实施例1。
对比例2：冷轧前不进行冷轧前预处理(即冷轧预变形和罩式炉再结晶退火工艺处理)，钢种及其它制造工艺同实施例2。
对比例3：冷轧前不进行冷轧前预处理(即冷轧预变形和罩式炉再结晶退火工艺处理)，钢种及其它制造工艺同实施例3。
对比例4：冷轧前不进行冷轧前预处理(即冷轧预变形和罩式炉再结晶退火工艺处理)，钢种及其它制造工艺同实施例4。
由表3可知，实施例1与对比例1相比，实施例1退火钢板的延伸率提高了30.2％，强塑积提高了26.7％。实施例2与对比例2相比，实施例2退火钢板的延伸率提高了28.9％，强塑积提高了24.1％。实施例3与对比例3相比，实施例3退火钢板的延伸率提高了30.3％，强塑积提高了21.2％。实施例4与对比例4相比，实施例4退火钢板的延伸率提高了27.5％，强塑积提高了21％。因此，本发明将热轧钢板在冷轧前进冷轧预变形和罩式炉再结晶退火的制造工艺，保证铁素体轻质钢在维持高强度水平的同时，其延展性和强塑积显著提高。
图3为现有制造工艺制备的铁素体轻质钢的典型微观组织照片，图4为本发明制备的铁素体轻质钢的典型微观组织照片，图3、4中δ表示高温δ铁素体，α+RA表示相变α铁素体和残余奥氏体RA的混合物。
参见图3和图4，本发明实施冷轧前预处理工艺明显使退火钢板中高温δ铁素体发生再结晶而细化，条状组织明显减少，退火钢板的组织均匀性得到提高，进而可显著提高钢的延展性。
Claims (4)
1.一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法，其特征在于，所述铁素体轻质钢的显微组织主要是由充分再结晶的铁素体和亚稳态残余奥氏体组成，所述铁素体轻质钢的制造方法包括如下步骤：
1)冷轧预变形
对热轧板进行冷轧预变形，变形量为30～80％；热轧板的主要化学成分重量百分比为：C：0.05～0.50％、Mn：0.25～12.0％、Al：3.0～7.0％，还含有：Si：0.01～1.5％、Ti：0.005～0.6％、Nb：0.005～0.2％、V：0.005～0.5％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.01～0.5％、Ni：0.05～2.0％、Cu：0.05～1.0％中的一种以上，其余为Fe和不可避免杂质；
2)再结晶退火
采用罩式炉退火，均热温度为660～850℃，均热时间为0.5～48h；
3)冷轧
冷轧的变形量为30～90％；
4)连续退火热处理
将冷轧板加热至均热温度750～950℃后保温30～600s，先冷却至中间温度，再冷却至配分稳定化温度200～500℃，保温0～600s，其中，冷轧钢板的加热速率为1～20℃/s；650℃≤中间温度＜950℃；均热处理后的钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率为1～10℃/s；均热处理后的钢板从中间温度冷却至配分稳定化温度的冷却速率为1～150℃/s，并且该冷却速率不小于钢板从均热温度冷却至中间温度的冷却速率；配分稳定化处理结束后，将钢板以1～20℃/s的冷却速率缓冷至室温。
2.根据权利要求1所述的提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法，其特征在于，步骤1)中，热轧板轧制：加热温度1000～1250℃，保温时间为0.5～3h，终轧温度≥800℃，在300～750℃下卷取热轧板；冷却后，酸洗。
3.根据权利要求1所述的提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法，其特征在于，步骤1)中，冷轧预变形的变形量为40～60％。
4.根据权利要求1所述的提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法，其特征在于，步骤3)中，冷轧的变形量为50～70％。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201510372688.0A CN104928456B (zh) | 2015-06-30 | 2015-06-30 | 一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201510372688.0A CN104928456B (zh) | 2015-06-30 | 2015-06-30 | 一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN104928456A CN104928456A (zh) | 2015-09-23 |
| CN104928456B true CN104928456B (zh) | 2017-08-25 |
Family
ID=54115878
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201510372688.0A Active CN104928456B (zh) | 2015-06-30 | 2015-06-30 | 一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN104928456B (zh) |
Families Citing this family (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN106086658B (zh) * | 2016-06-20 | 2017-08-08 | 上海大学 | 一种高强度中碳含铬低锰轻质钢及制备方法 |
| CN106011652B (zh) * | 2016-06-28 | 2017-12-26 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种磷化性能优异的冷轧低密度钢板及其制造方法 |
| KR20190065671A (ko) * | 2017-12-04 | 2019-06-12 | 현대자동차주식회사 | 페라이트계 경량강 |
| CN111378908B (zh) * | 2020-03-18 | 2021-10-01 | 云南昆钢耐磨材料科技股份有限公司 | 一种合金钢衬板的制备方法 |
| CN112226701B (zh) * | 2020-09-11 | 2021-12-31 | 北京科技大学 | 一种高铝含量细晶粒低密度全高温铁素体钢及制备方法 |
| CA3202801A1 (en) * | 2020-12-10 | 2022-06-16 | Arcelormittal | Low density cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
| CN114086080B (zh) * | 2021-11-15 | 2022-11-18 | 华北理工大学 | 一种双相异构轻质高强钢及制备方法 |
| CN115125442B (zh) * | 2022-06-16 | 2023-11-10 | 首钢集团有限公司 | 一种低裂纹率的低密度高强钢及其制备方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0974677B2 (en) * | 1997-01-29 | 2015-09-23 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | A method for producing high strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties |
| KR20120065464A (ko) * | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 주식회사 포스코 | 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
| JP5699889B2 (ja) * | 2011-09-30 | 2015-04-15 | 新日鐵住金株式会社 | 引張強度９８０ＭＰａ以上の成形性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| CN102628140A (zh) * | 2012-03-22 | 2012-08-08 | 内蒙古包钢钢联股份有限公司 | 一种超深冲if钢及其二次冷轧工艺 |
| WO2013178887A1 (fr) * | 2012-05-31 | 2013-12-05 | Arcelormittal Investigación Desarrollo Sl | Acier laminé a chaud ou a froid a faible densite, son procede de mise en oeuvre et son utilisation |
| CN102912219A (zh) * | 2012-10-23 | 2013-02-06 | 鞍钢股份有限公司 | 一种高强塑积trip钢板及其制备方法 |
| CN104109802B (zh) * | 2014-08-04 | 2017-04-12 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种具有优良扩孔性能的冷轧双相钢及生产方法 |
-
2015
- 2015-06-30 CN CN201510372688.0A patent/CN104928456B/zh active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN104928456A (zh) | 2015-09-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN104928456B (zh) | 一种提高普冷铁素体轻质钢延展性的制造方法 | |
| CN104928568B (zh) | 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法 | |
| CN104928569B (zh) | 一种800MPa级高延展性的低密度钢及其制造方法 | |
| CN104109814B (zh) | 一种具有翻边特性冷轧热镀锌双相钢板及制造方法 | |
| CN103060703B (zh) | 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法 | |
| CN108486494B (zh) | 钒微合金化1300MPa级别高强热轧钢板和冷轧双相钢板的生产方法 | |
| CN103882320B (zh) | 延伸凸缘性和点焊性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
| JP2022508292A (ja) | 高穴拡げ率と高伸び率を有する９８０ＭＰａ級冷間圧延鋼板及びその製造方法 | |
| CN105492643A (zh) | 高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
| CN101928875A (zh) | 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法 | |
| CN103469089B (zh) | 一种饼形晶粒深冲双相钢板及其制备方法 | |
| CN108707815A (zh) | 一种800MPa级纯锌镀层高扩孔钢板及其制造方法 | |
| CN113416889B (zh) | 焊接性能良好超高强热镀锌dh1470钢及制备方法 | |
| WO2009008548A1 (ja) | 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| CN104372261A (zh) | 一种适用于高寒地区的高韧x80管线钢板及生产方法 | |
| CN109518080A (zh) | 冷轧低成本超高强双相钢及其制备方法 | |
| US20240167138A1 (en) | Dual-phase steel and hot-dip galvanized dual-phase steel having tensile strength greater than or equal to 980mpa and method for manufacturing same by means of rapid heat treatment | |
| CN110747405B (zh) | 适用于辊压的一千兆帕级冷轧贝氏体钢板及其制备方法 | |
| CN103667884B (zh) | 1400MPa级低屈强比高延伸率冷轧超高强汽车用钢的制备方法 | |
| CN109136761B (zh) | 一种980MPa级高延性低密度汽车用奥氏体钢及其制备方法 | |
| CN114015932B (zh) | 一种具有优异扩孔性能的800MPa级冷轧低合金高强钢的制备方法 | |
| CN113046644B (zh) | 一种980MPa级轻质高强钢及其制备方法 | |
| CN113025790B (zh) | 一种中锰钢板的热处理方法 | |
| CN111647818B (zh) | 一种超细晶粒尺寸薄规格高锰高铝钢及生产方法 | |
| CN111647803B (zh) | 一种含铜高强钢及其制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| GR01 | Patent grant | ||
| GR01 | Patent grant |