CN1082098C - 可烘烤硬化的含钒钢 - Google Patents

可烘烤硬化的含钒钢 Download PDF

Info

Publication number
CN1082098C
CN1082098C CN96180128A CN96180128A CN1082098C CN 1082098 C CN1082098 C CN 1082098C CN 96180128 A CN96180128 A CN 96180128A CN 96180128 A CN96180128 A CN 96180128A CN 1082098 C CN1082098 C CN 1082098C
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
content
vanadium
weight
carbon
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.)
Expired - Fee Related
Application number
CN96180128A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1209174A (zh
Inventor
基思·A·泰勒
约翰·G·斯皮尔
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.)
International Iron & Steel Group Technology Inc
Original Assignee
Bethlehem Steel Corp
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=24434143&utm_source=***_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN1082098(C) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Bethlehem Steel Corp filed Critical Bethlehem Steel Corp
Publication of CN1209174A publication Critical patent/CN1209174A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1082098C publication Critical patent/CN1082098C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Meat, Egg Or Seafood Products (AREA)
  • Materials For Medical Uses (AREA)
  • Solid-Sorbent Or Filter-Aiding Compositions (AREA)
  • Reinforcement Elements For Buildings (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

本文公开了轧制钢制品如经热轧或冷轧并退火处理的薄钢板和/或钢带，是在低碳钢中含有有效量的钒，以制成改善了烘烤硬化性的产品，该产品特别适合汽车应用。在合金钢化学成分中使用钒来控制烘烤硬化性，允许在其生产流程中在较低的温度下固溶处理退火，并确定了一个成分范围，该范围使得其更容易在其所需成分范围内铸造，导致产品最终机械性能变化较小。控制钒与碳的比例，保持其值约为10或更高，还能提高其抗时效性。

Description

可烘烤硬化的含钒钢
本发明涉及权利要求1的前序部分所述的轧制钢制品及其制备方法，所述制品和制备方法公开于WO-A-96/014444。
在现有技术中，对高强度薄钢板和钢带的需求一直不断增长，尤其是汽车制造商，要求在新的汽车设计中，既能提供抗硌痕性，又能减轻重量。鉴于这种要求，增加了对既有高成形性又同时表现出烘烤硬化性的钢材的需求。在此技术领域中，众所周知，烘烤硬化性是指在汽车烤漆处理中(典型条件为177℃(350°F)下烘烤20或30分钟)，某些特定的钢中发生的强化的现象。在烤漆或其它合适的处理过程中，烘烤硬化钢得到强化，使最终产品具有所需的抗硌痕性。
在给定钢中，塑性和强度这两个特性是互相矛盾的。为获得优良的成形性(例如压制成形性或随模成形性)，钢本质上应具有塑性，以获得所需的形状。可是，伴随这种塑性，钢也必须保持足够的强度，以便在用作外露面板(如在汽车中常见的那些)时具有抗硌痕性。
以前工艺已经提出各种方案，即通过控制钢的合金化成分和制造钢制品的工艺，来克服这种塑性和强度的矛盾。烘烤硬化性是这些方案中有吸引力的一种特性，因为这种硬化在成形之后产生。
Hashimoto等人提出的美国专利NO.5,133,815公开了一种深冲压用的冷轧或热浸镀锌薄钢板。通过控制合金化成分，并控制渗碳工序使薄钢板获得合适的固溶碳浓度，使烘烤硬化性提高。
Takechi等人提出的美国专利NO.4,391,653公开了一种通过控制冷轧钢带的氮含量，提高了其烘烤硬化性的高强度冷轧钢带。
Irie等人提出的美国专利NO.4,496,400涉及一种适用于汽车外板的冷轧薄钢板。该专利公开了添加有效复合量的铌，铌在适量的铝存在时，在钢中起固定C和N的作用；并公开了一种能有效地促进铌发挥作用的退火条件。为获得烘烤硬化效应，这种钢的连续退火需要细致的加热和冷却工艺规范。
Sato等人提出的美国专利NO.4,750,952，也公开了一种提高了烘烤硬化性的冷轧薄钢板。在该专利中限定硫和氮的含量，并考虑硫和氮的含量而把钛的添加量限制在一个特定的范围内。该专利还要求“时间/能量强度”退火(即在重结晶温度以上退火超过300秒)。
对于汽车外部面板的应用，考虑到抗腐蚀性，优选涂敷了镀层的钢如热浸镀层钢。可是，特别适合于热浸镀层的合金通常使得钢中无间隙原子(IF)。在这类合金中，合金成分有效地从固溶体中除掉了所有碳原子，而这妨碍了烘烤硬化性。
这样，需要提供一种改进的方法和合金的化学成分，使得热浸镀层钢制品既有可接受的成形性，又有烘烤硬化性。另外，采用合金化成分如钛和/或铌的钢组成，需要求精确的化学成分控制，所以需要提供一种适合于烘烤硬化的合金化学成分，而不要求精确的和极低的合金成分限制，以及不需要高耗能热处理。
鉴于这种需要，本发明提供了一种用作薄钢板如汽车薄钢板的改进的经热轧或冷轧并且退火处理的低碳钢产品。这种钢具有比以前工艺中更容易控制的合金化学成分，并且具有更低的能耗和处理要求。
虽然在现有工艺中可以得到良好的烘烤硬化性结果，但现有工艺的钢制品在成形为适用于高技术领域，特别是用于汽车制造领域的制品之前，所具有的抗时效性经常不足。
因此，本发明的目的在于提供上文所述的其抗时效性得到改善而同时又有极佳的烘烤硬化性的轧制钢制品及其生产方法。
该目的通过本发明如下得以实现：提供一种轧制钢制品，以重量百分比计，该钢制品基本上含有0.0005-少于0.1％的碳、0-2.5％的锰、0-0.5％的铝、0-0.5％选自硼、锆和钛的氮化物形成元素、0-少于0.04％的氮、0.005-少于0.6％的钒、0-1.0％的硅、0-0.25％的磷、余量的铁和不可避的杂质，其特征在于钒对碳的比例为10或10以上。相应地，制造上述轧制钢制品的方法的特征在于，将上述钢中的钒/碳比的值维持在10或以上，以改善抗时效性。
这种配方的优点在从属权利要求以及下文中结合唯一的那幅附图进行描述的示例性的实施方案中有所描述，所述附图是幅显示本发明烘烤硬化性(兆帕(MPa)，ksi)和固溶退火温度间关系的曲线图。
已经发现，向低碳钢中添加有效量的钒，可制造尤其适于用作汽车镀层薄钢板的烘烤可硬化的热轧或冷轧并且退火处理的钢制品。
本发明的合金化学成分能在低的固溶退火温度下获得所需的烘烤硬化性，在制品生产过程中成为更加“友好的生产者”。即在此合金钢化学法中使用规定含量范围内的钒，可以容易地在容差内铸造此钢以获得可接受的产品。钒的重量百分比超过其它已有工艺中合金化成分的量，在铸造过程中更容易控制。更重要的是，由于钒含量的典型变化不会显著地改变材料机械性能，本发明的合金化学成分不易造成产品最终机械性能的大范围变化。
对应于本发明最宽的实施方案，本发明包括一种烘烤硬化性的经热轧或冷轧并且退火处理的钢制品如低碳钢薄钢板或钢带。该轧制钢制品基本上含有重量百分比0.0005到0.1％的碳、0到少于0.04％的氮、0到少于0.5％的钛、0到0.5％的铝、0到2.5％的锰、0.005到0.6％的钒、余量的铁和不可避免的杂质。优选地，碳含量的上限为0.01％，氮含量的上限为0.008％，钛含量的上限为0.05％，钒含量的上限为0.15％。
通常向这种类型的钢中添加锰，因为锰既作为强化元素，又与硫化合，从而防止钢的热脆。
由于本发明的热轧或冷轧并且退火处理后的钢为镇静钢，钢中的铝起脱氧作用，优选将铝限制在0.08％。
如上所述，氮含量上限为0.04％(400ppm)。优选将氮限制在低于0.008％。
为获得烘烤硬化效应，本发明的低碳钢需要特定含量的碳。通常地，其下限约为0.0005％(5ppm)，其上限最好为0.005％。
在这种类型的低碳钢中，尽管硅和磷的含量通常处于残余杂质的水平，但钢制品的其它特定的最终用途或许要求它们添加的更多一些以获得高强度。因此，依赖于最终用途，硅和磷可以单独或复合添加，分别达到重量百分比1.0％和0.25％。其它元素也可用于固溶强化，但一般将Mn、P和Si用于低碳薄钢板的固溶强化。
钛主要是通过形成氮化物如氮化钛添加到钢中，用于清除固溶氮。这样，可以简单地通过控制固溶碳的量来实现对烘烤硬化性的控制。优选地，钛含量应控制在至少为氮含量重量百分比的3.4倍。应该理解，利用合适的工艺将其它强氮化物形成元素如硼、锆，或甚至铝或钒控制在合适的含量，可以代替钛同固溶氮化合。
正常情况下，低碳薄钢板中不添加硫，但依赖于使用的炼钢和钢水包处理方法，低碳薄钢板中仍存在残余量的硫。典型情况下，在最终产品中，硫以多种化合物的形式存在，包括硫化钛(TiS)。考虑上述氮化钛的形成，以及部分钛和硫反应生成TiS，钛的最佳添加量为3.4N到(3.4N+1.5S)之间，其中N和S分别为氮和硫的重量百分比。
加入钒来控制热轧或冷轧并且退火处理的钢制品的烘烤硬化性。钒的优选范围是0.03-0.12％之间，更优选0.05-0.10％之间。
在下面将说明，添加钒可以控制烘烤硬化性和抗时效性，这种控制作用在以前的工艺中没被认识到。对于按照本发明的给定合金化学成分，已经表明钒的添加使烘烤硬化性提高。
本发明的经冷轧并且退火处理的钢可以随后加工成镀层钢，根据最终使用目的压制而成各种形状。特别是这些镀层钢制品适合用作汽车薄钢板或钢片，随后对这些镀层钢制品进行涂漆并烘烤以获得烘烤硬化效应和抗硌痕性(用作车辆外露面板)。镀层可以是实际中典型使用的任何一种传统的镀层例如镀锌。
对于本发明的另一方面，本发明的钢的化学成分使这类材料的冷轧并且退火技术比以前的工艺技术得到提高。在以前的工艺中，将特定的钢浇注成钢锭或连铸成扁坯，再热轧、冷却和卷取。热轧制品即可使用，或者作为一种选择，将卷取的钢带随后进行清洗如酸洗，再经过一定道次的冷轧达到所需的厚度。然后，将冷轧钢带或以批处理退火的形式，或以连续退火的形式进行退火，生产重结晶钢制品。
这些工艺中也可包括利用诸如电镀锌或热浸镀层等技术，对冷轧并且退火的产品镀层。这些镀层工序可以作为退火工艺的一部分。本发明对以前工艺的改进在于：上述本发明合金钢的化学成分比以前工艺的合金化成分允许使用更低的固溶退火温度，特别是在连续退火过程中。例如，在Irie等人提出的美国专利NO.4,496,400中，烘烤可硬化的含铌薄钢板的最低退火温度为900℃(1,652°F)。
相反地，本发明合金的化学成分使得其在高于约788℃(1450°F)以上的温度退火，就能获得令人感兴趣的烘烤硬化性。低退火温度也导致节约能源和使单位产品成本降低，同时容易控制产品的形状和平整度。
在本发明合金化学成分中使用钒，可使固溶退火温度降低，其原因在于钒比其它合金化成分如钛或铌在钢基体中更容易溶解。因此，可使用低的固溶退火温度，获得适应烘烤硬化性要求的必要含量的固溶碳。
有效的退火温度范围可以低到788℃(1,450°F)左右，高到约900℃(1,650°F)。固溶退火处理优选在815℃(1,500°F)到843℃(1,550°F)范围内，从而获得合适的重结晶、烘烤硬化性、改善的产品的形状外观/平整度，以及降低的能耗。
应该理解，对于这些类型的低碳钢而言，其铸造、热轧和冷却、以及冷轧等工艺步骤在冶金工艺中是众所周知的。相信对它们进一步详细描述，对理解本发明并不必要。
为了说明与在这些类型的低碳钢中使用钒有关的出乎意料的结果，进行了下述实验。应该注意除非标明，这里所有的百分比都是重量百分比。这些实验只是出于说明的目的，而不能认为是对本发明的限制。
将三炉227kg(500磅)重的实验钢水，在实验室条件下，浇注成钢锭，随后热轧成1.9cm(0.75英寸)厚。钢水的组成主要为0.003％的碳、0.2％的锰、0.004到0.007％的氮、0.02到0.04％的铝、0.02％的钛和选定含量的钒，以及余量的铁和杂质。
将热轧过的钢锭加热到1260℃(2,300°F)，并进一步从1.9cm(0.75英寸)轧制成0.3cm(0.12英寸)。为模拟热轧后输出辊道喷水冷却，使轧制所得钢坯在聚合物溶液中淬火达到通常的油冷温度。热轧样品从此温度开始炉冷到室温。
对每个热轧样品随后进行酸洗，再经过多道次的冷轧，从0.3cm(0.12英寸)轧制到0.076cm(0.03英寸)，获得约75％的冷轧压缩量。
冷轧料然后在温度788℃(1,450°F)到900℃(1,650°F)之间进行30秒的退火，随后空气冷却和光整轧制(冷轧压缩量约1％)。使光整轧制后的钢，进行标准的烘烤硬化模拟，包括2％的拉伸预应变，随后在178℃(350°F)处理30分钟。烘烤硬化性增量是指时效后的屈服应力和时效前2％预应变时流变应力的差。对此材料也进行应变时效指数(SAI)测试，这涉及10％的拉伸预应变，随后在101℃(212°F)处理60分钟，来获得处理的钢的室温抗时效性初始指标。
下面的表归纳了实验钢的实际重量百分比组成。
                                    表1
 钢*  C  Mn  Al  N  Ti  V
 0.02Ti  0.0018  0.20  0.024  0.0044  0.018  -
 0.02Ti-0.05V  0.0021  0.19  0.038  0.0062  0.021  0.049
 0.02Ti-0.10V  0.0028  0.19  0.040  0.0065  0.021  0.094
*由铁和残余杂质平衡补足
现在参照附图，说明在四种不同合金成分钢之间，烘烤硬化增量和退火保温温度的比较。三条标明0.02钛(Ti)的曲线，相应于上表给出的三种成分。标明0.05钛(Ti)的曲线，表示过于稳定的低碳薄钢板，适合热浸镀层，但没有显著的烘烤硬化性。
正如图中表明的，在低碳钢中可利用添加钒来控制烘烤硬化性。曲线图表明，在含钛低碳钢中加入一定量的钒，例如0.05％的钒，与没加入钒的类似成分钢相比，在高于815℃(1500°F)和低于878℃(1600°F)范围内退火，提高了烘烤硬化性。曲线图还表明，当钒添加量增加到约0.1％时，可获得更好的烘烤硬化性。最后，曲线图还表明，在低退火温度下(低于优选退火温度范围：815℃(1500°F)到843℃(1550°F))，在低碳含钒钢中也会发生烘烤硬化性的提高。在低退火温度时，与非含钒钢的烘烤硬化性范围(从约低于6.92Mpa(1KSI)到约17.3Mpa(2.5KSI))相比，含钒钢的烘烤硬化性范围增加到约13.8Mpa(2KSI)到约34.6Mpa(5KSI)的范围。并且，应变时效指数测试结果表明，这些钢成形前在室温下表现出足够高的抗时效性。
对于本发明的另一方面，已经发现在上述含钒钢成分中控制钒对碳的比例，可使抗时效性出乎意料地提高。特别是，对这些钢保持钒碳比为约10或大于10，可获得上述抗时效性。假设选择的钒和碳含量之间保持钒/碳为10或大于10，相信大范围内的钒含量，即约0.005％到少于约0.6％(如上所述)，都会导致抗时效性提高。更优选地，钒含量的下限设为0.02％。相信钒的上限取决于烘烤硬化性何时降到不可接受的程度。
参照下面的表2，给出了九种特定成分钢的抗时效性的对比数据(以屈服点伸长(YPE)表示)，同时也给出了这九种钢的化学成分。
室温抗时效性，通过测量在加速时效试验(101℃(212°F)/1小时)后观察到的屈服点伸长(YPE)的量来确定。如果时效试验后不存在明显的YPE证据(即YPE小于约0.2％)，那么称这种钢基本上无时效。我们的测试结果表明，临界V/C比(以重量百分比表示)约10或更高时，可确保钢至少在788-843℃(1450°F-1550°F)的优选退火温度范围内(更优选在815-843℃(1500-1550°F)范围内)具有充足的抗时效性。
正如本表所表明的，钒碳比为10或以上的成分具有最低的屈服点伸长。应当理解，在屈服点伸长表中所描述的各成分的钢，也按照本申请公开的内容、成分范围和工艺条件，进行烘烤硬化。
间隙固溶原子的含量，是影响时效行为的重要参数。通常，易于和碳或氮化学结合的元素，倾向于减少固溶碳和固溶氮的量，进而降低时效硬化或屈服点伸长。在本发明中，我们知道，在钢中，钒和碳反应形成钒的碳化物，钒用来控制固溶碳的含量，在保持室温抗时效性的同时，提供合适程度的烘烤硬化性。钒和碳化合的程度，可以用钒和碳的浓度比(V/C)来表示。V/C浓度比被认为是反映钒的碳化物溶解性(或者相反，稳定性)的重要参数，从而控制固溶碳浓度(根据V/C比)，也就是说，此碳化物的稳定性由V和C共同决定，而不是单独决定。
本发明的另一方面，对成分落入上述宽的范围内的钢，须经模拟的批处理或闭箱处理退火，来确定具这些成分的钢是否表现出烘烤硬化性。
闭箱退火包括将一个罩子罩在一卷或多卷钢卷上，引入保护性气体，并加热使整个钢卷都获得规定范围的温度，从而实现完全的重结晶。典型地，此范围为约654-766℃(1,200-1,400°F)。由于钢卷含有大量的钢，加热和冷却速度较低，典型地为只有每小时11℃(50°F)，一个处理循环周期为几天。为在实验室模拟闭箱处理退火，将钢带样品密封在一个不锈钢容器中，此容器允许由4％氢气和96％氮气构成的混合气体流过，以每小时11℃(50°F)的速度加热到710℃(1,300°F)，并在710℃(1,300°F)保温15小时，然后以每小时11℃(50°F)的速度冷却到室温。
表3和4描述了组成落入上述范围内的钢分别经过模拟批处理退火和生产试验批处理退火后的烘烤硬化性。如这些表中所示，很令人惊奇地，这些钢都表现出烘烤硬化性。
                                表2
编号                    成分(重量％)(由Fe和夹带杂质平衡补足)            YPE(％)数据*
           退火保温温度
 C  Mn  P  S   Ti(或B)  Al  V   N  V/C  788℃(1450°F)  815℃(1500°F)  843℃(1550°F)
  1  0.0053  0.20  0.015  0.008   0.022  0.031  0.051  0.0035  9.6   0   0.1   1.51
  2  0.009  0.20  0.016  0.008   0.022  0.033  0.050  0.0042  5.5   4.28   4.12   5.54
  3  0.020  0.21  0.014  0.008   0.021  0.048  0.047  0.0068  2.4   1.77   1.32   1.42
  4  0.0044  0.20  0.014  0.008   0.023  0.024  0.022  0.0039  5   0   0   1.16
  5  0.0094  0.20  0.016  0.007   0.024  0.045  0.076  0.0056  8.1   3.9   3.8
  6  0.0034  0.21  0.016  0.008   0.021  0.018  0.14  0.0034  41.2   0   0   0
  7  0.0030  0.20  0.016  0.009   0.022  0.040  0.19  0.0045  63.3   0   0   0
  8  0.0024  0.20  0.053  0.009   0.022  0.034  0.050  0.0057  20.8   0   0   0
  9  0.0034  0.20  0.015  0.011  0.018Ti0.0002B  0.014  0.050  0.0051  14.7   0   0   0
*所有钢带经过光整轧制和100℃(212°F)/1小时时效。
由于闭箱退火时冷却速率低，对碳化物沉淀有利，应变时效通常不会成为问题。可是，烘烤硬化性有些出人意料或令人惊奇，这被认为是由于钒影响其碳化物的溶解性和沉淀行为而导致上述结果。
本发明合金钢的化学成分使其提高了烘烤硬化性和抗时效性，降低了固溶退火温度，改善了薄钢板或钢带的形状外观和平整度，以及在铸造过程中容易控制钒的添加并且降低了最终机械性能对钒含量变化的敏感性。这些使得这种钢，或者以热轧或冷轧并且退火后状态，或者以镀层产品状态，理想地用作薄钢板和/或钢带制品。
表3模拟批处理退火后的烘烤硬化性
  编号    钢类型              光整轧制(1％压下量)
    BHI2％预应变   SAI ksi(MPa)
    *    Ti-V     24.2MPa  (3.5ksi)   0
    **    Ti-0.10V     16.6MPa  (2.4ksi)   0
    6    Ti-0.15V     6.2MPa   (0.9ksi)   0
    1    0.005C-Ti-V     4.2MPa   (0.6ksi)   0
    8    Ti-V-P     10.4MPa  (1.5ksi)   0
    ***    0.7Mn-Ti-V     9.0MPa   (1.3ksi)   0
    9    Ti-V-B     18.0MPa  (2.6ksi)
* 钢的成分相应于表1中的0.02Ti-0.05V；
**钢的成分相应于表1中的0.02Ti-0.10V
***0.0023C、0.71Mn、0.015P、0.009S、0.021Ti、0.28Al、0.053V、0.004N，并由Fe和杂质平衡补足。
表4批处理退火Ti+V产品试验
(所有的测试都在钢带宽度的中心)
    编号               烘烤硬化，*之后
    0％预应变   2％预应变
    10     14.5MPa (2.1ksi)   28.4MPa (4.1ksi)
    11     12.8MPa (1.85ksi)   25.6MPa (3.7ksi)
10化学成分-H 0.0067C、0.14Mn、0.062P、0.026AI、0.0043N、0.020Ti、0.047V，T0.0054C、0.14Mn、0.062P、0.027Al、0.0038N、0.021Ti、0.047V。
11化学成分-H0.0058C、0.12Mn、0.064P、0.028Al、0.0057N、0.025Ti、0.053V，T0.0055C、0.13Mn、0.066P、0.033Al、0.0044N、0.026Ti、0.051V。
*烘烤硬化MPa(KSI)值是H和T样品的平均值，H和T分别代表钢带卷的头部和尾部。
鉴于对传统无间隙原子钢的改进，以及本发明钢制品和制造方法的“友好的生产者”特征，这种钢特别适合于热浸镀层工艺如热浸镀锌等类似工艺。
本发明合金钢成分的冷轧并且退火后的钢制品，可利用任何一种传统的热浸镀层工艺，优选用连续退火热浸镀层生产线。一旦完成热浸镀层，镀层钢制品可用传统工艺成形为汽车面板。这些面板易于成形，并随后对之进行涂漆和烘烤，涂漆后的面板表现出良好的抗硌痕性。
本发明从一个优选实施例角度进行了公开，如前所述，可满足本发明的各个目的。并且，本发明提供了一种改进的低碳钢制品及其制造方法，它利用钒作为合金化成分，提高了烘烤硬化性并降低了生产中的能耗。
当然，根据本发明的说明，在不脱离本发明精神和范围的前提下，本领域技术人员可设想各种变化、修正和变更。因此，倾向于本发明只是受限制于所附的权利要求书。

Claims (30)

1.一种轧制钢制品，基本上含有重量百分比：
0.0005到少于0.1％的碳、0到2.5％的锰、0到0.5％的铝、0到0.5％的选自硼、锆和钛的氮化物形成元素、0到少于0.04％的氮、0.005到少于0.6％的钒、余量的铁和不可避免的杂质，其特征在于：钒/碳的比值为10或10以上。
2.按照权利要求1所述的轧制钢制品，其中所述钒/碳比值为10-64。
3.按照权利要求1或2所述的轧制钢制品，其中所述钒含量为0.02到0.6％。
4.按照权利要求3所述的轧制钢制品，其中所述钒含量为0.05到0.20％。
5.按照权利要求4所述的轧制钢制品，其中所述钒含量为0.05到0.15％。
6.按照权利要求1或2所述的轧制钢制品，其中碳的含量为少于0.005％重量。
7.按照权利要求6所述的轧制钢制品，其中碳的含量为少于0.0034％重量，矾的含量为0.05％重量或以上。
8.按照权利要求1或2所述的轧制钢制品，其中作为所述氮化物形成元素的钛的含量为0.015到0.025％。
9.按照权利要求1或2所述的轧制钢制品，其中所述的钛的含量为氮重量百分比含量的至少3.4倍。
10.按照权利要求1或2所述的轧制钢制品，其中所述钢的组成基本上为含重量百分比0.0018到0.0028％的碳、0.18到0.22％的锰、0.024到0.040％的铝、0.0044到0.0065％的氮、0.018到0.022％作为所述的氮化物形成元素的钛、0.049到0.094％的钒、余量的铁和不可避免的杂质。
11.按照权利要求1或2所述的轧制钢制品，其中所述的碳含量为0.001到0.01％重量、所述的氮含量为0.001到0.005％重量、所述的钒含量范围为0.03到0.12％重量、所述的铝含量范围为0.02到0.08％重量、所述的作为氮化物形成元素的钛的含量大于所述氮含量的3.4倍。
12.按照权利要求1或2所述的轧制钢制品，其中所述的制品包括在其上的镀层。
13.一种制造轧制钢制品的方法，包括步骤：
铸造其组成为基本上含有重量百分比0.0005到少于0.1％的碳、0到2.5％的锰、0到0.5％的铝、0到0.5％的选自硼、锆和钛的氮化物形成元素、0到少于0.04％的氮、0.005到0.6％的钒、余量的铁和不可避免的杂质的低碳钢；将上述钢热轧；其特征在于：
保持所述钢中的钒/碳比值为10或10以上，以改进抗时效性。
14.按照权利要求13所述的方法，其中将所述的钒/碳比值保持在10到64之间。
15.按照权利要求13或14所述的方法，其中使所述钢的钒含量为0.02-0.6％重量。
16.按照权利要求15所述的方法，其中使所述钢的钒含量为0.05-0.20％重量。
17.按照权利要求13或14所述的方法，其中使所述钢的碳含量低于0.005％重量。
18.按照权利要求17所述的方法，其中使所述钢的碳含量多至0.0034％重量，钒含量为0.05％重量以上。
19.按照权利要求13或14所述的方法，其中使作为氮化物形成元素的钛的含量为0.015-0.025％重量。
20.按照权利要求13或14所述的方法，其中使钛的含量大于所述氮含量的3.4倍。
21.按照权利要求13或14所述的方法，其中采用以重量计具有基本上如下组成的钢：0.0018-0.0028％的碳、0.18-0.22％的锰、0.024-0.040％的铝、0.0044-0.0065％的氮、0.018-0.022％作为氮化物形成元素的钛、0.049-0.094％的钒、余量的铁和不可避免的杂质。
22.按照权利要求13或14所述的方法，其中所述的碳含量为0.001-0.01％重量，所述的氮含量为0.001-0.005％重量，所述的钒含量为0.03-0.12％重量，所述的铝含量为0.02-0.08％重量、作为所述氮化物形成元素的钛的含量为大于所述氮含量的3.4倍。
23.按照权利要求13或14所述的方法，其中对所述的热轧钢进行冷轧和在选定的温度范围内进行退火处理。
24.按照权利要求23所述的方法，其中所述温度范围的下限为约788℃(1450°F)。
25.按照权利要求13或14所述的方法，其中对所述的热轧钢进行冷轧，然后通过将卷状的冷轧钢缓慢加热到选定的温度并使钢卷在所述的温度下保持一定的时间，再缓慢冷却至室温而进行批处理退火。
26.按照权利要求25所述的方法，其中所述的温度范围为654℃-766℃(1200°F-1400°F)。
27.按照权利要求13或14所述的方法，其中对所述的钢进行镀层。
28.按照权利要求27所述的方法，其中通过热浸镀层工艺对所述的钢进行镀层。
29.按照权利要求27所述的方法，其中通过电镀锌工艺对所述的钢进行镀层。
30.按照权利要求13或14所述的方法，其中将使所述的钢成形为薄钢板制品，并使其经过烤漆步骤。
CN96180128A 1996-02-27 1996-05-01 可烘烤硬化的含钒钢 Expired - Fee Related CN1082098C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US08/607,893 1996-02-27
US08/607,893 US5656102A (en) 1996-02-27 1996-02-27 Bake hardenable vanadium containing steel and method thereof

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1209174A CN1209174A (zh) 1999-02-24
CN1082098C true CN1082098C (zh) 2002-04-03

Family

ID=24434143

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN96180128A Expired - Fee Related CN1082098C (zh) 1996-02-27 1996-05-01 可烘烤硬化的含钒钢

Country Status (12)

Country Link
US (1) US5656102A (zh)
EP (1) EP0883696B1 (zh)
JP (1) JP3601721B2 (zh)
KR (1) KR100339052B1 (zh)
CN (1) CN1082098C (zh)
AT (1) ATE184056T1 (zh)
AU (1) AU716905B2 (zh)
BR (1) BR9612531A (zh)
CA (1) CA2250162C (zh)
DE (1) DE69604092T2 (zh)
TW (1) TW418258B (zh)
WO (1) WO1997032051A1 (zh)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5556485A (en) * 1994-11-07 1996-09-17 Bethlehem Steel Corporation Bake hardenable vanadium containing steel and method of making thereof
US5853903A (en) * 1996-05-07 1998-12-29 Nkk Corporation Steel sheet for excellent panel appearance and dent resistance after panel-forming
FR2780984B1 (fr) * 1998-07-09 2001-06-22 Lorraine Laminage Tole d'acier laminee a chaud et a froid revetue et comportant une tres haute resistance apres traitement thermique
US6143100A (en) * 1998-09-29 2000-11-07 National Steel Corporation Bake-hardenable cold rolled steel sheet and method of producing same
DE19946889C1 (de) * 1999-09-30 2000-11-09 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen von alterungsbeständigen Bändern aus einem aluminiumberuhigten Stahl
JP4556363B2 (ja) * 2001-08-22 2010-10-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形後強度上昇熱処理能と深絞り性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
US6920592B2 (en) * 2002-08-12 2005-07-19 Broadcom Corporation System, method, and apparatus for detecting and recovering from false synchronization
US20070181232A1 (en) * 2004-03-25 2007-08-09 Posco Cold rolled steel sheet and hot dipped steel sheet with superior strength and bake hardenability and method for manufacturing the steel sheets
US7717976B2 (en) * 2004-12-14 2010-05-18 L&P Property Management Company Method for making strain aging resistant steel
US8128763B2 (en) * 2005-09-23 2012-03-06 Posco Bake-hardenable cold rolled steel sheet with superior strength, galvannealed steel sheet using the cold rolled steel sheet and method for manufacturing the cold rolled steel sheet
KR100685037B1 (ko) * 2005-09-23 2007-02-20 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 고장력 소부경화형 냉간압연강판,용융도금강판 및 냉연강판의 제조방법
CN100436632C (zh) * 2006-11-10 2008-11-26 武汉钢铁(集团)公司 钒处理烤漆硬化型深冲轿车钢板及制备方法
CN110273107A (zh) * 2019-06-14 2019-09-24 河钢股份有限公司承德分公司 一种高强度if钢板及其生产方法
CN113549736B (zh) * 2021-06-22 2023-01-03 鞍钢蒂森克虏伯（重庆）汽车钢有限公司 一种稳定控制烘烤硬化钢bh2的工艺方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4313770A (en) * 1979-06-28 1982-02-02 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Method of producing cold rolled steel strip having improved press formability and bake-hardenability

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US1420328A (en) * 1920-06-05 1922-06-20 Interstate Iron And Steel Comp Process of making alloy steel
US1546176A (en) * 1923-05-17 1925-07-14 Mathesius Walther Titanium steel
US2291842A (en) * 1940-07-18 1942-08-04 Vanadium Corp Production of steel
US2999749A (en) * 1958-09-17 1961-09-12 Union Carbide Corp Method for producing non-aging rimmed steels
US3375105A (en) * 1965-10-22 1968-03-26 Vanadium Corp Of America Method for the production of fine grained steel
US3600160A (en) * 1968-05-14 1971-08-17 Wallace Murray Corp Heat and temper resistant alloy steel
US3947293A (en) * 1972-01-31 1976-03-30 Nippon Steel Corporation Method for producing high-strength cold rolled steel sheet
US3897280A (en) * 1972-12-23 1975-07-29 Nippon Steel Corp Method for manufacturing a steel sheet and product obtained thereby
JPS5157623A (en) * 1974-11-18 1976-05-20 Nippon Kokan Kk Takaitosoyakitsukekokaseitosugureta hijikoseiomotsukochoryokureienkohanno seizohoho
US4144378A (en) * 1977-09-02 1979-03-13 Inland Steel Company Aluminized low alloy steel
JPS5531837A (en) * 1978-08-25 1980-03-06 Sumitomo Chem Co Ltd Preparation of thermosetting resin aqueous solution
US4375376A (en) * 1979-12-31 1983-03-01 Republic Steel Corporation Retarded aging, rimmed steel with good surface quality
JPS5857492B2 (ja) * 1980-09-25 1983-12-20 新日本製鐵株式会社 自動車用高強度冷延鋼板の製造方法
EP0064552B1 (en) * 1980-10-18 1988-06-22 Kawasaki Steel Corporation Thin steel plate for draw working excellent in bake-hardening properties and process for manufacturing same
JPS57140868A (en) * 1981-02-24 1982-08-31 Nisshin Steel Co Ltd Aluminum hot-dipped steel plate with superior strength and oxidation resistance at high temperature and its manufacture
US4398970A (en) * 1981-10-05 1983-08-16 Bethlehem Steel Corporation Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture
CA1259827A (en) * 1984-07-17 1989-09-26 Mitsumasa Kurosawa Cold-rolled steel sheets and a method of manufacturing the same
JPS61246327A (ja) * 1985-04-24 1986-11-01 Kobe Steel Ltd 超深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH0674480B2 (ja) * 1987-09-03 1994-09-21 本田技研工業株式会社 溶接性、耐糸錆性、成形性及び焼付硬化性に優れた成形用及び溶接用Ａ▲ｌ▼合金板及びその製造法
DE3803064C2 (de) * 1988-01-29 1995-04-20 Preussag Stahl Ag Kaltgewalztes Blech oder Band und Verfahren zu seiner Herstellung
JPH02194126A (ja) * 1989-01-20 1990-07-31 Sumitomo Metal Ind Ltd 焼付硬化性鋼板の製造方法
CA2037316C (en) * 1990-03-02 1997-10-28 Shunichi Hashimoto Cold-rolled steel sheets or hot-dip galvanized cold-rolled steel sheets for deep drawing
US5279683A (en) * 1990-06-20 1994-01-18 Kawasaki Steel Corporation Method of producing high-strength cold-rolled steel sheet suitable for working
JPH04218618A (ja) * 1990-12-19 1992-08-10 Nippon Steel Corp 焼付硬化性および加工性の優れた自動車用電縫鋼管の製　　　　　　　　　　　造方法
JPH0776410B2 (ja) * 1991-01-29 1995-08-16 日本鋼管株式会社 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用高強度冷延鋼板およびその製造方法
US5123969A (en) * 1991-02-01 1992-06-23 China Steel Corp. Ltd. Bake-hardening cold-rolled steel sheet having dual-phase structure and process for manufacturing it
EP0572666B1 (en) * 1991-02-20 1998-05-06 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and galvanized cold-rolled steel sheet which are excellent in formability and baking hardenability, and production thereof
JP2745922B2 (ja) * 1991-12-25 1998-04-28 日本鋼管株式会社 焼付硬化性に優れた非時効性深絞り用冷延鋼板とその製造方法
US5556485A (en) * 1994-11-07 1996-09-17 Bethlehem Steel Corporation Bake hardenable vanadium containing steel and method of making thereof

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4313770A (en) * 1979-06-28 1982-02-02 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Method of producing cold rolled steel strip having improved press formability and bake-hardenability

Also Published As

Publication number Publication date
DE69604092T2 (de) 2000-03-23
BR9612531A (pt) 1999-12-28
EP0883696B1 (en) 1999-09-01
TW418258B (en) 2001-01-11
DE69604092D1 (de) 1999-10-07
KR100339052B1 (ko) 2002-10-25
US5656102A (en) 1997-08-12
WO1997032051A1 (en) 1997-09-04
CA2250162C (en) 2005-08-09
EP0883696A1 (en) 1998-12-16
AU716905B2 (en) 2000-03-09
CA2250162A1 (en) 1997-09-04
JP2001501672A (ja) 2001-02-06
KR19990087298A (ko) 1999-12-27
JP3601721B2 (ja) 2004-12-15
AU5634996A (en) 1997-09-16
CN1209174A (zh) 1999-02-24
ATE184056T1 (de) 1999-09-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP1096029B1 (en) High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof
US7442268B2 (en) Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
CN1082098C (zh) 可烘烤硬化的含钒钢
CN101802236B (zh) 制罐用高强度薄钢板及其制造方法
CN104593674A (zh) 热镀锌超低碳烘烤硬化钢及其生产方法
CN102409225B (zh) 一种高强度超细晶冷轧if钢及其生产方法
CN113462962B (zh) 一种具有低裂纹敏感性的无漏镀预涂覆热成形钢板及制造方法
CN112941414A (zh) 一种发条卷簧用高强度高韧性不锈钢及其制备方法
CN111133122A (zh) 具有优异的强度和延展性的低合金钢板及其制造方法
JP4177477B2 (ja) 耐常温時効性とパネル特性に優れた冷延鋼板及び溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN1071801C (zh) 可烘烤硬化的含钒钢制品的制造方法及其制品
CA1142068A (en) Process for producing high strength cold rolled steel sheet having excellent paintability, weldability and workability
CN109897946B (zh) 一种无针孔缺陷的冷轧搪瓷钢板及其制造方法
KR101062036B1 (ko) 용접 및 충격특성이 우수한 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법
US4594114A (en) Process for producing strip of corrosion resistant alloy steel
CN114381580B (zh) 一种高耐蚀耐候钢的罩式退火工艺及制造方法
JPS639578B2 (zh)
JP2010530030A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JPH01111851A (ja) 焼付硬化性及び成形性に優れたアルミニウム合金の製造法
JPS61264136A (ja) 面内異方性の小さい深絞り用極低炭素Ａｌキルド鋼板の製造方法
JPH0261033A (ja) 深絞り用冷延鋼板
CN115491597A (zh) 一种780MPa增强塑性双相钢及其制备方法
CA1063389A (en) High strength low carbon steel and method
JPH04276026A (ja) 塗装焼付硬化性と２次加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
JPH0277558A (ja) 優れた加工性を有し、かつ面内異方性が小さく耐２次加工脆性に優れた冷延薄鋼板及びその製造方法

Legal Events

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

Owner name: TECHNOLOGY CO., LTD., INTERNATIONAL IRON AND STEE

Free format text: FORMER OWNER: BETHLEHEM STEEL CORP.

Effective date: 20031119

C41 Transfer of patent application or patent right or utility model
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20031119

Address after: ohio

Patentee after: International Iron & Steel Group Technology Inc

Address before: American Pennsylvania

Patentee before: Bethlehem Steel Corp.

REG Reference to a national code

Ref country code: HK

Ref legal event code: WD

Ref document number: 1018289

Country of ref document: HK

C19 Lapse of patent right due to non-payment of the annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee