專利名稱：一種雙相鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及一種雙相鋼板及其制造方法，特別是涉及一種性能均衡型冷軋980MPa 雙相鋼板及其制造方法。性能均衡型雙相鋼是指具有低碳當(dāng)量，較高延伸率和擴(kuò)孔率的冷軋高強(qiáng)度雙相帶鋼。
背景技術(shù)：
汽車工業(yè)出于減重的需要，要求使用更高強(qiáng)度的鋼板。其中，抗拉強(qiáng)度在980Mpa 及其以上的超高強(qiáng)度雙相鋼越來(lái)越成為汽車制造業(yè)的首選，因?yàn)檫@種強(qiáng)度級(jí)別的鋼能有效減輕汽車車身重量，提高安全性。高強(qiáng)鋼板在汽車制造過(guò)程中，不僅僅需要好的延伸率，同時(shí)對(duì)于局部成形能力要求也很高，即對(duì)擴(kuò)孔率和彎曲性能要求較高。傳統(tǒng)的冷軋雙相鋼具有較低的屈強(qiáng)比，延伸率也較好，具備了一定的拉延成形能力，但由于局部成形性不足在制造以彎曲、反復(fù)彎曲和擴(kuò)孔等成形方式為主的高強(qiáng)鋼部件時(shí)，容易發(fā)生沖裂、縮頸等缺陷。 高強(qiáng)雙相鋼中一般含有較高的碳和合金元素。但在添加了較高的合金元素后，在鑄造過(guò)程中容易發(fā)生成分偏析，后續(xù)的材料由于成分和組織的不均勻造成局部變形能力下降，即擴(kuò)孔率和冷彎性差等。另外，鋼中均不可避免存在夾雜物，塑性?shī)A雜物在鋼的軋制過(guò)程中會(huì)發(fā)生延展，成為微觀裂紋源，進(jìn)一步降低鋼的局部成形能力。鋼的帶狀組織主要是成分偏析引起的，偏析則發(fā)生于鋼水凝固過(guò)程中，首先析出凝固的鋼水成分和后續(xù)析出的成分含量不一樣，鋼水中的合金元素濃度會(huì)越來(lái)越高，最終造成凝固的組織中先凝固的部分和后凝固的部分合金元素含量差別非常大。成分偏析的區(qū)域在熱軋過(guò)程中被變形拉長(zhǎng)，最終形成帶狀組織。帶狀組織通常含有高的合金元素，并且由于這些合金元素?cái)U(kuò)散困難，很難消除，合金元素的富集吸引碳也富集在同樣區(qū)域，造成雙相鋼淬火后形成呈帶狀分布的又硬又脆的馬氏體，對(duì)局部變形性能危害較大，擴(kuò)孔性能和冷彎性能均較低，成形過(guò)程中容易發(fā)生開(kāi)裂。提高組織均勻性，提高高強(qiáng)雙相鋼的局部成形性是獲得均衡型雙相鋼的關(guān)鍵。通過(guò)查新檢索到連續(xù)退火生產(chǎn)的強(qiáng)度接近980Mpa的冷軋雙相鋼的發(fā)明專利，具體參見(jiàn)表1-2，其示出了本發(fā)明和現(xiàn)有其它發(fā)明的成分對(duì)照表(wt% )專利CA25^488公開(kāi)了一種冷軋鋼板，其化學(xué)成分為C :0. 05 0. 09 % ；Si 0. 4 1. 3% ；Mn :2. 5 3. 2% ；可以選擇添加 Mo :0. 05 0. 5%或者 Ni :0. 05 2% ;P 0. 001 0. 05 % ;S 彡 0. 08*Ti-3. 43*Ν+0· 004 ；N 彡 0. 006 % ；Al 0. 005 0. 10 % ；Ti 0. 001 0. 045%，還可以添加Nb ^ 0. 04%或者B :0. 0002 0. 0015%，可以添加Ca進(jìn)行處理；其它為狗和不可避免雜質(zhì)。要求貝氏體含量大于7%，Pcm彡0.3，通過(guò)Ar3以上溫度熱軋，700°C以下卷取，冷軋、700 900°C之間退火，550 700°C開(kāi)始快速冷卻，最終獲得強(qiáng)度最小為780Mpa的高強(qiáng)度鋼。該鋼具有局部變形能力強(qiáng)，焊接區(qū)域硬度低的特點(diǎn)。但是， 該鋼設(shè)計(jì)采用了較高的Mn含量，必然會(huì)造成嚴(yán)重的帶狀組織，從而造成力學(xué)性能的不均勻性；另外，在加入了高M(jìn)n的情況下，又加入了比較多的Si，對(duì)表面質(zhì)量和焊接均不利。專利US20040238082A1公開(kāi)了一種擴(kuò)孔性好的高強(qiáng)鋼的制造方法，其化學(xué)成分為0· 04 0. C，0. 5 1. 5% Si，1. 8-3% Mn，≤ 0. 020% P，≤ 0. 01% S，0. 01 0. Al，≤0. 005% N，其它為Fe和不可避免雜質(zhì)。該鋼在Ar3 870°C之間熱軋，620°C以下卷取，750 870°C退火，550 750°C開(kāi)始快冷，快冷速率彡100°C /s，快冷終止溫度低于 3000C，最終獲得抗拉強(qiáng)度在780Mpa以上，擴(kuò)孔率至少為60%的冷軋高強(qiáng)鋼。該鋼設(shè)計(jì)采用了較高的Si含量，作為提高擴(kuò)孔率的主要手段，但高Si不利于焊接性，也影響表面質(zhì)量和磷化性能。專利US20050167007A1介紹了一種高強(qiáng)度鋼板的制造方法，其化學(xué)成分為 0. 05 0. 13% C，0. 5 2. 5% Si，0. 5 3. 5%Mn,0. 05 l%Cr，0. 05 0. 6% Mo，≤ 0. 1 % Al,≤ 0. 005% S, ^ 0. 01% N, ^ 0. 03% P，添加 0. 005 0. 05% Ti 或者 0. 005 0. 05% Nb或者0. 005 0. 2% V。該鋼經(jīng)Ar3溫度以上熱軋，450 700°C卷取，退火后以100°C /s 的冷速?gòu)?00 600°C冷卻淬火，然后在180 450°C之間回火，最終得到抗拉強(qiáng)度780Mpa 的擴(kuò)孔率高于50%的高強(qiáng)鋼。該鋼的主要問(wèn)題是合金總量過(guò)高，Si含量高，不利于焊接性和磷化性能。中國(guó)發(fā)明專利申請(qǐng)CN200810119823. 0公開(kāi)了一種980MPa雙相鋼，包括C :0. 14 0.21%，Si :0. 4 0.9%，Mn :1. 5 2. 1%，P ≤ 0.02%，S ≤ 0.01%，Nb :0. 001 0. 05%, V 0. 001 0. 02%，經(jīng)熱軋冷軋后，在760 820°C間保溫，冷速40 50°C /s，在240 320°C過(guò)時(shí)效180 300s。該鋼的碳當(dāng)量設(shè)計(jì)較高，并且不具備性能均衡的特點(diǎn)。特開(kāi)平11-350038公開(kāi)了一種拉延性和成形性好的980MPa的鋼，其成分包括C 0. 1 0. 15%, Si 0. 8 1. 5%，Mn :1. 5 2. 0%，P :0. 01 0. 05%, S ≤ 0. 005%, Sol Al 0. 01 0. 07%, N ^ 0. 01%, Nb :0. 001 0. 02%, V :0. 001 0. 02%, Ti :0. 001 0.02%中的一種或以上。碳當(dāng)量=(C+Mn/6+Si/24) = 0. 4 0. 52，在Ar3以上熱軋，500 650°C卷取，在Acl AC3之間保溫，冷卻到580 720°C，快冷到室溫后，在230 300°C過(guò)時(shí)效。該鋼的碳當(dāng)量設(shè)計(jì)較高。以上涉及980Mpa雙相鋼的專利，有的雖涉及較高的擴(kuò)孔率，但均采用了高碳含量和較高Si含量，不利于焊接性、表面質(zhì)量和磷化性能。此外，有些高Si的鋼，擴(kuò)孔率很高， 但屈強(qiáng)比高，沖壓性能下降。雖然在對(duì)擴(kuò)孔率有較高單一要求的零件制造中有優(yōu)勢(shì)，但不能適應(yīng)對(duì)拉延和擴(kuò)孔都有較高要求的零部件制造，而汽車車身的大部分安全結(jié)構(gòu)件均屬于此類。上述發(fā)明的設(shè)計(jì)沒(méi)能較好地兼顧碳當(dāng)量、拉延性能和擴(kuò)孔率的均衡問(wèn)題，也沒(méi)能兼顧良好的表面和磷化性能。

發(fā)明內(nèi)容
本發(fā)明的目的在于通過(guò)合理的成分設(shè)計(jì)和工藝設(shè)計(jì)獲得抗拉強(qiáng)度980Mpa的性能均衡型冷軋高強(qiáng)度雙相鋼板，該鋼板的特點(diǎn)是組織均勻分布，延伸率較高，同時(shí)局部成形性較佳。同時(shí)，鋼中不添加過(guò)多的Si等合金元素，有利于提高該級(jí)別雙相鋼板的表面質(zhì)量和磷化性，使其符合汽車制造的要求。本發(fā)明提供一種性能均衡型雙相鋼板，其化學(xué)成分質(zhì)量百分比為C 0. 07 0. 098 ；Si :0. 1 0. 4 ；Mn 1. 95 2. 2 ；Cr :0. 3 0. 6 ；P ≤ 0. 015 ；S ≤ 0. 004 ；N ≤ 0. 005 ；Nb 0. 015 0. 04 ；Ti 0. 015 0. 04 ；Al 0. 015 0. 045 ；
還含有B 0. 002 0. 004 或 Mo :0. 2 0. 4 ；其它為!^e和不可避免的雜質(zhì)，其中，該雙相鋼板的化學(xué)成分的質(zhì)量百分比滿足Pcm = C+Si/30+Mn/20+2P+4S)彡 0. 24。優(yōu)選地，其中，C 0. 075 0. 095 ；Si 0. 2 0. 4 ；Mn :2 2. 2 ；Cr :0· 3 0. 5 ；P 彡 0. 01 ；S 彡 0. 003 ；N 彡 0. 004 ；Nb 0. 02 0. 04 ；Ti 0. 02 0. 04。本發(fā)明還提供上述雙相鋼板的制造方法，包括以下步驟冶煉轉(zhuǎn)爐加精煉，深脫S，將S控制在0. 004%以下，減少M(fèi)nS夾雜。連鑄連鑄拉速為0. 8 1. 5米/分，有助于夾雜物上浮和減小偏析。熱軋加熱溫度控制在1200 1260°C，終軋溫度控制在840 930°C，軋后快速冷卻，冷卻速度為20 70°C /s，卷取溫度為500 620°C。冷軋壓下率為40 65% ；熱處理工藝退火退火溫度為780 820°C，保溫時(shí)間為40 200s ；以5 15°C /s的冷卻速度冷卻到700 650°C之間，再以50 200°C /s的冷卻速度冷卻到300°C以下；回火回火溫度為200 300°C，回火時(shí)間為100 400s。平整平整率為0 0. 3 %。優(yōu)選地，所述S控制在0.003%以下。優(yōu)選地，所述連鑄拉速為0. 9 1. 2米/分。優(yōu)選地，在所述熱軋中，加熱溫度控制在1220 1260°C加熱，終軋溫度控制在 850 920°C，軋后快速冷卻，冷卻速度為30 60°C /s，卷取溫度為520 600°C。優(yōu)選地，在所述冷軋中，壓下率為40 60%。優(yōu)選地，在所述退火中，退火溫度為790 820°C，退火時(shí)間為40 200s ；以5 15°C /s的冷卻速度冷卻到660 690°C之間(緩冷)，再以60 150°C /s的冷卻速度冷卻到230 270°C (快冷)；再經(jīng)過(guò)230 270°C回火200 300s。優(yōu)選地，所述平整率為0. 1 0. 3%。本發(fā)明針對(duì)高強(qiáng)度雙相鋼對(duì)局部成形性要求較高的問(wèn)題，通過(guò)適當(dāng)?shù)某煞衷O(shè)計(jì)和工藝設(shè)計(jì)，在正常的工序條件下，就能得到較高的延伸率和擴(kuò)孔率的優(yōu)良綜合力學(xué)性能。具體措施是，通過(guò)碳、硅、錳、鉻、鉬的合理設(shè)計(jì)，獲得理想的板坯組織鐵素體等軸晶和彌散分布在鐵素體晶粒上的細(xì)小碳化物析出。選擇較低的含碳量范圍，從而降低C在鋼中的富集程度，減少帶狀組織傾向；選擇較低的Si含量，有利于減少鋼板表面紅銹等缺陷，采用較高的錳含量，以保證淬透性，同時(shí)添加一定的鉻、鉬等元素，以進(jìn)一步提高淬透性。上述幾種主要合金元素的添加量保證板坯組織為等軸狀鐵素體晶粒加彌散碳化物的理想組織。在工藝方面，深脫硫工藝，以減少鋼中的MnS夾雜。熱軋工藝采用了較低的終軋溫度和卷取溫度， 以細(xì)化晶粒；退火時(shí)不能采用過(guò)低的退火保溫溫度，以有利于含碳量的稀釋，避免了帶狀形成，同時(shí)冷卻到650 700°C就以高速卻到300°C以下，有效獲得均勻細(xì)化的組織。最終產(chǎn)品碳當(dāng)量低、表面質(zhì)量高，同時(shí)擁有好的局部成形能力，性能均衡性優(yōu)良。本發(fā)明由于采用了上述的技術(shù)方案，使之與現(xiàn)有技術(shù)相比，具有以下的優(yōu)點(diǎn)和有益效果在本發(fā)明鋼板的組織中，馬氏體分布均勻，帶狀組織輕微，夾雜物數(shù)量少且分布均勻；按照本發(fā)明可以制造出強(qiáng)度980Mpa以上的高強(qiáng)度雙相鋼板，其延伸率良好，擴(kuò)孔率較高，力學(xué)性能均勻性良好；同時(shí)，碳當(dāng)量低，有利于焊接，表面質(zhì)量好，磷化性能優(yōu)異。本發(fā)明中的高強(qiáng)度雙相鋼較好地實(shí)現(xiàn)了雙相鋼的性能均衡性，能很好地適應(yīng)汽車零部件制造的需要。
具體實(shí)施例方式根據(jù)本發(fā)明，雙相鋼板的化學(xué)成分質(zhì)量百分比為C 0. 07 0. 098 ；Si :0. 1 0. 4 ；Mn :1· 95 2. 2 ;Cr :0· 3 0. 6 ；P ^ 0. 015 ；S ^ 0. 004 ；N 彡 0. 005 ;Nb :0· 015 0. 04 ；Ti 0. 015 0. 04 ；Al 0. 015 0. 045 ；還含有B 0. 002 0. 004 或 Mo :0· 2 0. 4 ；其它為!^e和不可避免的雜質(zhì)，其中，該雙相鋼板的化學(xué)成分的質(zhì)量百分比滿足Pcm = C+Si/30+Mn/20+2P+4S)彡 0. 24。本發(fā)明的雙相鋼板中各主要化學(xué)成分元素的作用如下C 提高馬氏體的強(qiáng)度，影響馬氏體的含量，對(duì)強(qiáng)度影響很大。含碳量提高對(duì)焊接性不利，因此，選擇含碳量在0. 07 0. 098%之間，如果低于0. 07%，強(qiáng)度不夠；如果高于 0. 098%，造成碳當(dāng)量上升，對(duì)焊接性不利，同時(shí)板坯組織易形成柱狀晶導(dǎo)致成分偏析加劇。Si 在鋼中起到提高延伸率的作用。Si對(duì)鋼的組織影響也很大。Si容易在表面富集形成難以清除的氧化膜(紅銹)。Si的控制范圍是0. 1 0.4%，如果低于0. 1%，鋼的強(qiáng)度不足，如果高于0. 4%，容易影響表面質(zhì)量。Mn 可提高鋼的淬透性，有效提高鋼的強(qiáng)度，但對(duì)焊接不利。Mn在鋼中偏析，在熱軋過(guò)程中容易被軋制成帶狀分布的Mn富集區(qū)，形成帶狀組織，不利于最終雙相鋼的組織均勻性。Mn的含量為1.95 2.2%，低于1.95%，鋼的強(qiáng)度不夠；高于2. 2%，強(qiáng)度過(guò)高，碳當(dāng)
量也過(guò)高。Cr 可提高鋼的淬透性，為了保證淬透性，Cr可以添加0. 3 0. 6%，高于0. 6%會(huì)造成強(qiáng)度偏高，太低則效果不明顯。Mo 可提高鋼的淬透性，有效提高鋼的強(qiáng)度；Mo改善碳化物的分布，對(duì)擴(kuò)孔率有好處。在不加B的情況下，添加0. 2 0. 4%的Mo，低于0. 2%，作用不明顯，碳化物不能彌散析出，高于0.4%，強(qiáng)度過(guò)高。B 可提高鋼的淬透性，有效提高鋼的強(qiáng)度；在不加Mo的情況下，B含量為0. 002 0. 004%。B低于0. 002 %，強(qiáng)度不夠，B高于0. 004%，強(qiáng)度偏高。P 在鋼中為雜質(zhì)元素，要求彡0.015%。S 在鋼中為雜質(zhì)元素，形成MnS嚴(yán)重影響擴(kuò)孔率，要求彡0.004%。Al 在鋼中起到了脫氧作用和細(xì)化晶粒的作用，要求Al含量在0.015 0.045%。N:在鋼中為雜質(zhì)元素，要求彡0.005%。過(guò)高容易導(dǎo)致板坯表面裂紋。
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Nb 為析出強(qiáng)化元素，起到調(diào)節(jié)強(qiáng)度的作用，要求分布在0. 015 0. 04%之間，過(guò)低對(duì)強(qiáng)度增加不明顯，過(guò)高則塑性下降較多。Ti 0. 015 0. 04%，起到固定氮元素和細(xì)化晶粒的作用。根據(jù)本發(fā)明，上述雙相鋼板的制造方法包括以下步驟冶煉轉(zhuǎn)爐加精煉，深脫S，將S控制在0. 004%以下，減少M(fèi)nS夾雜。連鑄連鑄拉速為0. 8 1. 5米/分，有助于夾雜物上浮和減小偏析。熱軋加熱溫度控制在1200 1260°C，終軋溫度控制在840 930°C，軋后快速冷卻，冷卻速度為20 70°C /s，卷取溫度為500 620°C。冷軋壓下率為40 65% ；熱處理工藝退火退火溫度為780 820°C，保溫時(shí)間為40 200s ；以5 15°C /s的冷卻速度冷卻到700 650°C之間，再以50 200°C /s的冷卻速度冷卻到300°C以下；回火回火溫度為200 300°C，回火時(shí)間為100 400s。平整平整率為0 0. 3 %。表3-5示出了本發(fā)明的雙相鋼板的組分和制造方法的不同實(shí)施例，其中表3示出了本發(fā)明的雙相鋼板的不同實(shí)施例的化學(xué)成分；表4示出了本發(fā)明的雙相鋼板的不同實(shí)施例的具體工藝參數(shù)；表5示出了本發(fā)明的雙相鋼板的不同實(shí)施例的力學(xué)性能。從表5可以看出，按照本發(fā)明可以制造出抗拉強(qiáng)度在980Mpa以上的高強(qiáng)度雙相鋼板，其延伸率好，約15%左右，相當(dāng)于一些780ΜΙ^冷軋雙相鋼的延伸率水平；擴(kuò)孔率較好， 大于30%，比一般的980ΜΙ^冷軋雙相鋼高出10%以上；同時(shí)，本發(fā)明采用低碳當(dāng)量設(shè)計(jì)， Pcm低于0. Μ，焊接性能良好。通過(guò)本發(fā)明適當(dāng)?shù)某煞衷O(shè)計(jì)和制造工藝，可以獲得性能均衡的高強(qiáng)度雙相鋼鋼板，能夠較好地滿足高強(qiáng)度車身零部件的制造。本發(fā)明通過(guò)合理的合金元素成分搭配，獲得了低屈強(qiáng)比、高延伸率和高擴(kuò)孔率的均衡性能，解決了高強(qiáng)度雙相鋼板的局部成形性較差的問(wèn)題。相對(duì)于常用的高Si成分設(shè)計(jì)，可以避免由Si造成的夾雜物、紅銹和磷化性問(wèn)題。 本發(fā)明鋼在成分設(shè)計(jì)和最終獲得的結(jié)果等各方面不同于現(xiàn)有技術(shù)且優(yōu)于現(xiàn)有技術(shù)。表1 本發(fā)明和現(xiàn)有其它發(fā)明的成分對(duì)照表(wt% )
權(quán)利要求
1.一種雙相鋼板，其化學(xué)成分質(zhì)量百分比為C 0. 07 0. 098 ；Si :0. 1 0. 4 ；Mn :1. 95 2. 2 ；Cr :0. 3 0. 6 ；P ≤ 0. 015 ；S ≤ 0. 004 ；N ≤ 0. 005 ；Nb 0. 015 0. 04 ；Ti 0. 015 0. 04 ；Al 0. 015 0. 045 ；還含有 B 0. 002 0. 004 或 Mo :0. 2 0. 4 ；其它為！^和不可避免的雜質(zhì)，其中，該雙相鋼板的化學(xué)成分的質(zhì)量百分比滿足Pcm = C+Si/30+Mn/20+2P+4S)≤ 0.24。
2.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，所述C的化學(xué)成分質(zhì)量百分比為 0. 075 0. 095。
3.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，所述Si的化學(xué)成分質(zhì)量百分比為 0. 2 0. 4。
4.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，所述Mn的化學(xué)成分質(zhì)量百分比為
5.根據(jù)權(quán)利要求1所述的雙相鋼板，其特征在于，其化學(xué)成分質(zhì)量百分比為 C 0. 075 0. 095 ；Si :0. 2 0. 4 ；Mn :2 2. 2 ；Cr :0. 3 0. 5 ；P ≤ 0. 01 ；S ≤ 0. 003 ；N ≤ 0. 004 ；Nb :0. 02 0. 04 ；Ti :0. 02 0. 04。
6.用于制造根據(jù)權(quán)利要求1到5中任一項(xiàng)所述的雙相鋼板的方法，其特征在于，包括以下步驟冶煉轉(zhuǎn)爐加精煉，深脫S，將S控制在0. 004%以下； 連鑄連鑄拉速為0. 8 1. 5米/分；熱軋加熱溫度控制在1200 1260°C，終軋溫度控制在840 930°C，軋后快速冷卻， 冷卻速度為20 70°C /s，卷取溫度為500 620°C ； 冷軋壓下率為40 65% ；退火退火溫度為780 820°C，退火時(shí)間為40 200s ；以5 15°C /s的冷卻速度冷卻到650 700°C，再以50 200°C /s的冷卻速度冷卻到300°C以下；再經(jīng)過(guò)200 300°C 回火100 400s ；平整平整率小于0.3%。
7.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于，所述S控制在0.003%以下。
8.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于，所述連鑄拉速為0.9 1. 2米/分。
9.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于，在所述熱軋中，加熱溫度控制在1220 1260°C，終軋溫度控制在850 920°C，軋后快速冷卻，冷卻速度為30 60°C /s，卷取溫度為 520 600 0C ο
10.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于，在所述冷軋中，壓下率為40 60%。
11.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于，在所述退火中，退火溫度為790 820°C，退火時(shí)間為40 200s ；以5 15°C /s的冷卻速度冷卻到660 690°C之間，再以 60 150°C /s的冷卻速度冷卻到230 270°C ；再經(jīng)過(guò)230 270°C回火200 300s。
12.根據(jù)權(quán)利要求6所述的方法，其特征在于，所述平整率為0.1 0. 3%。
全文摘要
本發(fā)明提供一種雙相鋼板，包括C0.07～0.098；Si0.1～0.4；Mn1.95～2.2；Cr0.3～0.6；P≤0.015；S≤0.004；N≤0.005；Nb0.015～0.04；Ti0.015～0.04；Al0.015～0.045；還含有B0.002～0.004或Mo0.2～0.4；其中，Pcm＝C+Si/30+Mn/20+2P+4S)≤0.24，其它為Fe和不可避免的雜質(zhì)。本發(fā)明還提供一種雙相鋼板的制造方法。通過(guò)本發(fā)明適當(dāng)?shù)某煞衷O(shè)計(jì)和制造工藝，可以獲得性能均衡的高強(qiáng)度雙相鋼板，能夠較好地滿足高強(qiáng)度車身零部件的制造。
文檔編號(hào)C21D8/02GK102586688SQ20111000401
公開(kāi)日2012年7月18日 申請(qǐng)日期2011年1月10日 優(yōu)先權(quán)日2011年1月10日
發(fā)明者朱曉東, 李旭飛 申請(qǐng)人:寶山鋼鐵股份有限公司