一种抗拉强度1000MPa的双相钢及其生产方法
【专利摘要】本发明公开了的一种抗拉强度1000MPa的双相钢及其生产方法，所述双相钢的化学成分按重量百分比为：C：0.08％～0.11％；Si：0.2％?0.6％；Mn：2.0％～2.5％；P：≤0.01％；S：≤0.01％；Al：0.02％～0.06％；Cr：0.4％?0.6％；Ti:0.02％?0.05％；N：≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质，解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金成本，提高材料的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术问题。
【专利说明】
-种抗拉强度10OOMPa的双相钢及其生产方法
技术领域
[0001] 本发明设及钢材料技术领域，特别设及一种抗拉强度1000 MPa的双相钢及其生产 方法。
【背景技术】
[0002] 汽车的轻量化，就是在保证汽车的强度和安全性能的前提下，尽可能地降低汽车 的整备质量，从而提高汽车的动力性，减少燃料消耗，降低排气污染。汽车轻量化已不仅成 为我国汽车工业发展的当务之急，也成为世界汽车发展的潮流。双相钢由于良好的综合力 学性能，与传统的普通钢板相比拥有的无可比拟的优势，使得双相钢在汽车安全构件领域 开始得到应用。
[0003] 随着汽车构件强度要求的增加，对材料成型的要求也相应的增加。冲压成型材料 要求材料具有低的屈强比，但翻边折弯、扩孔及漉压等材料成型则要求材料具有较高的屈 强比。双相钢中合金体系选择、软硬相形态及其分布都将直接影响双相钢的力学性能及其 最终成型性能。
[0004] 另外，双相钢由铁素体基体和基体上弥散分布的马氏体岛组成，1000 M化级别双相 钢中马氏体岛体积分数可达20-30%左右。由于马氏体具有较高的氨脆敏感性，其在服役过 程中将存在延迟断裂的风险。汽车零件中双相钢多用于横梁纵梁等车身结构件，一旦发生 延迟断裂问题，对汽车安全性是致命的。
【发明内容】
[0005] 本发明提供一种抗拉强度1000 MPa的双相钢及其生产方法，解决了如何在满足强 度要求的基础上降低合金成本，提高材料的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术问题，达到 了提高双相钢的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术效果。
[0006] 为解决上述技术问题，本发明提供了一种抗拉强度1000 M化的双相钢，所述双相钢 的化学成分按重量百分比为:。0.08%~0.11%;51:0.2%-0.6%;]?11:2.0%~2.5%;口：< 0.01% ;S: <0.01% ;A1:0.02 % ~0.06 % ;打：0.4%-0.6% ;Ti :0.02 %-0.05% ;N: < 0.003%，其余为化及不可避免的杂质。
[0007] 优选的，所述Ti元素和所述C元素结合形成TiC纳米析出相。
[000引优选的，所述双相钢的抗拉强度为lOOOMPa，屈强比大于0.65。
[0009] 优选的，所述双相钢中缺口抗拉强度下降率RNS小于10%。
[0010] 优选的，所述双相钢的金相组织包括灰色铁素体、亮白色马氏体及少量黑色贝氏 体。
[0011] 本申请还提供一种抗拉强度1000 MPa的双相钢的生产方法，用于生产上述的双相 钢，所述生产方法包括：
[0012] 对钢水冶炼并铸成连铸巧；
[0013] 对所述连铸巧热社，获得热社板；
[0014] 对所述热社板进行冷社，获得冷硬带钢；
[0015] 对所述冷硬带钢进行连续退火，得到所述双相钢。
[0016] 优选的，所述冶炼并铸成连铸巧，具体为:将钢水经转炉冶炼，并采用连铸方式铸 钢。
[0017] 优选的，所述热社的加热溫度为1210°C~1300°C，所述热社的终社溫度为850°C~ 890°C，所述热社的卷曲溫度为620°C~680°C。
[001引优选的，所述连续退火的预热溫度为230°C~270°C，加热溫度为780°C~810°C，均 热溫度为780°C~810°C，缓冷出口溫度为680°C~710°C，快冷出口溫度为230°C~270°C，过 时效溫度为230°C~270°C，光整延伸率为0.3%~0.5%。
[0019] 优选的，所述连续退火的加热溫度具体为790°C~800°C，所述连续退火的均热溫 度具体为790°C~800°C。
[0020] 本申请有益效果如下：
[0021] 本申请提供的一种抗拉强度1000 MPa的双相钢及其生产方法，在不添加合金成本 较高元素 Mo元素和师元素的基础上，获得较高的扩孔性能及耐延迟断裂性能的双相钢，利 用Ti元素和C元素结合生成TiC纳米析出相来使晶粒细化，同时弥散分布于所述双相钢种的 铁素体基体内的纳米析出相提供了足够的析出强度，从而使得材料的屈服强度提高，屈强 比大于0.65,降低了软硬两相的硬度差异，进而改善了材料的扩孔性能。而大量的TiC质点 作为不可逆的氨陷阱而固定所述双相钢的扩散氨含量，防止氨脆，提供了所述双相钢的耐 延迟断裂性能，解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金成本，提高材料的扩孔性能 及耐延迟断裂性能的技术问题。
【附图说明】
[0022] 为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例描述 中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些 实施例。
[0023] 图1为本申请较佳实施方式一种抗拉强度1000 MPa的双相钢的金相组织图；
[0024] 图2为图1中抗拉强度1000 MPa的双相钢试样充氨前后的慢速拉伸曲线；
[0025] 图3为图1中抗拉强度1000 MPa的双相钢试样充氨后慢速拉伸断口的形貌图；
[0026] 图4为图1中抗拉强度1000 MPa的双相钢试样TiC纳米析出相的金相组织图；
[0027] 图5为本申请另一较佳实施方式一种抗拉强度1000 M化的双相钢的生产方法的流 程图。
【具体实施方式】
[00%]本申请实施例通过提供一种抗拉强度1000 MPa的双相钢及其生产方法，解决了如 何在满足强度要求的基础上降低合金成本，提高材料的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术 问题，达到了提高双相钢的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术效果。
[0029] 本申请实施例中的技术方案为解决上述技术问题，总体思路如下：
[0030] -种抗拉强度1000 MPa的双相钢，所述双相钢的化学成分按重量百分比为：
[0031] C:0.08%~0.11%;Si:0.2%-0.6%;Mn:2.0%~2.5%;P:<0.01%;S:< 0.01%;Al:0.02%~0.06%;Cr:0.4%-0.6%;Ti:0.02%-0.05%;N:< 0.003%，其余为Fe 及不可避免的杂质。
[0032] 本申请在不添加合金成本较高元素 Mo元素和Nb元素的基础上，获得较高的扩孔性 能及耐延迟断裂性能的双相钢，利用Ti元素和C元素结合生成TiC纳米析出相来使晶粒细 化，同时弥散分布于所述双相钢种的铁素体基体内的纳米析出相提供了足够的析出强度， 从而使得材料的抗拉强度达到lOOOMPa，屈强比大于0.65,降低了软硬两相的硬度差异，进 而改善了材料的扩孔性能。而大量的TiC质点作为不可逆的氨陷阱而固定所述双相钢的扩 散氨含量，防止氨脆，提供了所述双相钢的耐延迟断裂性能，解决了如何在满足强度要求的 基础上降低合金成本，提高材料的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术问题。
[0033] 为了更好的理解上述技术方案，下面将结合说明书附图W及具体的实施方式对上 述技术方案进行详细的说明。
[0034] 实施例一
[0035] 为了解决现有技术中钢材强度要求和材料的扩孔性能及耐延迟断裂性能不能同 时满足的技术问题，本申请提供一种抗拉强度1000 MPa的双相钢。
[0036] 所述双相钢的化学成分按重量百分比为：
[0037] C:0.08%~0.11%;Si:0.2%-0.6%;Mn:2.0%~2.5%;P:<0.01%;S:< 0.01%;Al:0.02%~0.06%;Cr:0.4%-0.6%;Ti:0.02%-0.05%;N:< 0.003%，其余为Fe 及不可避免的杂质。
[0038] 所述抗拉强度1000 MPa的双相钢的金相组织图及抗拉强度1000 MPa的双相钢试样 TiC纳米析出相的金相组织图，如图1和图4所示。
[0039] 上述主要合金元素作用和限定范围如下：
[0040] 碳C:碳元素为双相钢中最重要的固溶强化元素，退火过程中稳定奥氏体，从而在 冷却过程中获得足够的马氏体量W保证双相钢的强度。然而，碳含量的增加也明显提高钢 的延迟断裂敏感性，因此碳含量需要对上限做明确限定，本发明采用的碳元素含量为 0.08%~0.11%。
[0041 ]娃Si :娃元素有助于扩大两相区，溶解于铁素体起到强化效果，还能降低氨的扩散 系数，从而降低氨致裂纹的扩展速率。然而娃含量增加容易导致热社表面红憐缺陷增加，对 表面质量控制不利，因此娃含量需要对上限做明确限定，本发明采用的娃元素含量为0.2% ~0.6%。
[0042] 儘Mn:儘元素也是固溶强化、稳定奥氏体的重要元素，对双相钢强化具有重要作 用。然而Mn容易和S结合生成MnS夹杂物，氨致裂纹往往在MnS夹杂处萌生并引发延迟断裂。 本发明采用儘元素含量为2.0%~2.5%。
[0043] 憐P:憐元素作为有害元素，在晶界偏聚将显著增加延迟断裂敏感性，本发明采用 的憐元素含量控制在小于或等于0.0 l %。
[0044] 硫S:硫元素作为有害元素，硫元素主要防止与Mn元素结合产生MnS增加延迟断裂 敏感性，本发明采用的硫元素含量控制在小于或等于0.0 l %。
[0045] 侣Al:侣元素作为炼钢主要的脱氧元素，对两相区作用与Si元素相似，本发明采用 的侣元素含量为0.02%~0.06%。
[0046] 铭Cr:铭元素显著增加钢的泽透性，在不添加成本较高Mo元素的前提下，Cr元素对 于马氏体的形成具有重要的作用。另外，Cr能够抑制沿晶断裂的发生，从而提高钢的延迟断 裂抗力。本发明采用的铭元素含量为0.4%~0.6%。
[0047]铁Ti:铁元素为强碳化物形成元素，铁元素与碳元素结合生成纳米颗粒TiC,可W 起到细化晶粒及析出强化的效果。同时TiC具有较高的陷阱能，作为不可逆陷阱可W显著提 高耐延迟断裂性能。本发明采用的铁元素含量为0.02%~0.05%。
[004引氮N:氮元素作用与C相似，但为了避免N与Ti结合生成大尺寸TiN恶化性能，本发明 采用的氮元素含量控制在小于或等于0.003 %。
[0049] 优选的，本申请提供的主要合金元素作用和限定范围如下，请参阅表1:
[0050] 表1双相钢化学成分(wt%)
[0化1 ]
[0056]本申请提供的抗拉强度大于1000 MPa，屈强比大于0.65的双相钢，在不添加合金成 本较高元素 Mo元素和师元素的基础上，获得较高的扩孔性能及耐延迟断裂性能的双相钢， 利用Ti元素和C元素结合生成TiC纳米析出相来使晶粒细化，同时弥散分布于所述双相钢种 的铁素体基体内的纳米析出相提供了足够的析出强度，从而使得材料的抗拉强度达到 lOOOMPa，屈强比大于0.65,降低了软硬两相的硬度差异，进而改善了材料的扩孔性能。而大 量的TiC质点作为不可逆的氨陷阱而固定所述双相钢的扩散氨含量，防止氨脆，提供了所述 双相钢的耐延迟断裂性能，解决了如何在满足1000 M化的强度要求的基础上降低合金成本， 提高材料的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术问题。
[0化7] 实施例二
[005引基于同样的发明构思，本申请还提供一种抗拉强度1000 M化的双相钢的生产方法， 用于生产实施例一中的所述抗拉强度1000 MI^的双相钢。如图5所示，所述的抗拉强度 1000 MPa的双相钢的生产方法，请参阅图5,所述生产方法包括W下步骤：
[0化9] 步骤110，对钢水冶炼并铸成连铸巧。
[0060]具体地，所述对钢水冶炼并铸成连铸巧，具体为将钢水经转炉冶炼，并采用连铸方 式铸钢。所述钢水为上述抗拉强度1000 M化的双相钢的钢水。
[0061 ] 步骤120，对所述连铸巧热社，获得热社板。
[0062] 具体地，所述热社的加热溫度为121 (TC~1300°C，所述热社的终社溫度为850°C~ 890°C，所述热社的卷曲溫度为620°C~680°C。表3为双相钢热社工艺实施例。
[0063] 表3双相钢热社工艺实施例
[0064]
[0065] 步骤130,对所述热社板进行冷社，获得冷硬带钢。
[0066] 步骤140,对所述冷硬带钢进行连续退火，得到所述双相钢。
[0067] 具体地，所述连续退火工艺的预热溫度为230°C~270°C，加热溫度为780°C~810 °C，均热溫度为780°C~810°C，缓冷出口溫度为680°C~710°C，快冷出口溫度为230°C~270 °C，过时效溫度为230°C~270°C，光整延伸率为0.3%~0.5%，拉矫延伸率为0。
[0068] 优选的，所述连续退火的加热溫度具体为790°C~800°C，所述连续退火的均热溫 度具体为790°C~800°C。其中，表4为双相钢连续退火工艺的实施例。
[0069] 表4双相钢连续退火工艺的实施例
[00701
[0071] 经过上述生产工艺制备的双相钢，抗拉强度大于lOOOMPa，屈强比大于0.65,详见 表5。
[0072] 表5处理后的双相钢的强度实施例
[0073]
[0074] 例一
[0075] 例一中采用220吨转炉冶炼，钢板成品的热社目标厚度为4mm，冷社厚度为1.5mm， 冶炼的具体步骤为：
[0076] SI:对钢水冶炼并铸成连铸巧;冶炼过程严格控制P、S含量，保证铸巧质量。铸巧的 化学成分如下：W质量百分比计算C:0.095wt% ;Si :0.35wt% ;Mn:2.3wt% ;P:0.007wt% ; S:0.005wt% ;Al:0.0035wt%;Cr:0.55wt%;Ti:0.027wt%;N:0.0027wt%，其余为化及不 可避免的杂质。
[0077] S2:对所述连铸巧热社，获得热社板;所述热社的加热溫度为125(TC，所述热社的 终社溫度为873°C，所述热社的卷曲溫度为669°C。热社后的钢板厚度为4mm。
[0078] S3:对所述热社板进行冷社，获得冷硬带钢;所述冷社后的钢板厚度为1.5mm。
[0079] S4:对所述冷硬带钢进行连续退火，得到所述双相钢。所述连续退火工艺的预热溫 度为250°C，加热溫度为800°C，均热溫度为800°C，缓冷出口溫度为700°C，快冷出口溫度为 250°C，过时效溫度为250°C，光整延伸率为0.4%，拉矫延伸率为0。
[0080] 经过上述步骤最终得到的双相钢的力学性能为Rm为lOOSMPa，化0.2为680MPa，A80 为11.5%，屈强比为0.675。
[0081] 对例一中上述步骤得到的钢进行扩孔实验，初始孔径10mm，第一次开裂后孔径为 15.19mm，第二次开裂后孔径为15.08mm，第=次开裂后孔径为15.22mm，计算开裂后平均孔 径为15.16mm，扩孔率为51.6%。
[0082] 对例一中上述步骤得到的钢利用电化学阴极充氨方法，在O.lmol/LNaOH电解液中 采用不同充氨制度对试样进行充氨，随后进行慢速拉伸实验，请参阅图2所述的试样充氨前 后的慢速拉伸曲线。利用缺口抗拉强度下降率RNS(RNS=(1-〇nb/〇nbo)X100%)来评价其氨 脆敏感性，〇NB、〇NB0分别为充氨前后峰值应力。所述双相钢在不同充氨条件下RNS分别为 3.1%(充氨条件8mA/cm 2X72h)和5.4%(充氨条件16mA/cm2X72h)。请参阅图3，图3为充氨 后慢拉伸断口形貌。断口形貌为初窝断口，断裂方式为初性断裂，说明延迟断裂不敏感。请 参阅图4,图4为试样铁素体基体中弥散分布的TiC纳米析出相，起到了析出强化作用及成为 大量不可逆氨陷阱。
[0083] 例二
[0084] 例二中采用220吨转炉冶炼，钢板成品的热社目标厚度为4mm，冷社厚度为1.5mm， 冶炼的具体步骤为：
[0085] Sl:对钢水冶炼并铸成连铸巧;冶炼过程严格控制P、S含量，保证铸巧质量。铸巧的 化学成分如下：^质量百分比计算。0.091*1%;5;[:0.36*1%;1]1:2.4*1%;?:0.008*1%; S:0.005wt% ;Al:0.0033wt%;Cr:0.54wt%;Ti:0.026wt%;N:0.0029wt%，其余为化及不 可避免的杂质。
[0086] S2:对所述连铸巧热社，获得热社板;所述热社的加热溫度为1260°C，所述热社的 终社溫度为8SrC，所述热社的卷曲溫度为67rC。热社后的钢板厚度为4mm。
[0087] S3:对所述热社板进行冷社，获得冷硬带钢;所述冷社后的钢板厚度为1.5mm。
[0088] S4:对所述冷硬带钢进行连续退火，得到所述双相钢。所述连续退火工艺的预热溫 度为250°C，加热溫度为795°C，均热溫度为795°C，缓冷出口溫度为695°C，快冷出口溫度为 250°C，过时效溫度为250°C，光整延伸率为0.4%，拉矫延伸率为0。
[0089] 经过上述步骤最终得到的双相钢的力学性能为Rm为1003MPa，化0.2为667MPa，A80 为12.5%，屈强比为0.665。
[0090] 对例二中上述步骤得到的钢进行扩孔实验，初始孔径10mm，第一次开裂后孔径为 14.81mm，第二次开裂后孔径为15.13mm，第=次开裂后孔径为14.72mm，计算开裂后平均孔 径为14.89mm，扩孔率为48.9 %。
[0091] 对例二中上述步骤得到的钢利用电化学阴极充氨方法，在O.lmol/LNaOH电解液中 采用不同充氨制度对试样进行充氨，随后进行慢速拉伸实验，同样利用缺口抗拉强度下降 率RNS来评价其氨脆敏感性。所述双相钢在不同充氨条件下RNS分别为3.4% (充氨条件8mA/ cm2 X 72h)和5.7% (充氨条件16mA/cm2 X 72h)。断口形貌为初窝断口，断裂方式为初性断裂， 说明延迟断裂不敏感。试样铁素体基体中弥散分布的TiC纳米析出相，起到了析出强化作用 及成为大量不可逆氨陷阱。
[0092] 例 S
[0093] 例=中采用220吨转炉冶炼，钢板成品的热社目标厚度为4mm，冷社厚度为1.5mm， 冶炼的具体步骤为：
[0094] Sl:对钢水冶炼并铸成连铸巧;冶炼过程严格控制P、S含量，保证铸巧质量。铸巧的 化学成分如下：W质量百分比计算C:0.099wt% ;Si :0.35wt% ;Mn:2.3wt% ;P:0.007wt% ; S:0.004wt%;Al:0.0039wt%;Cr:0.51wt%;Ti:0.030wt%;N:0.003wt%，其余为化及不可 避免的杂质。
[00M] S2:对所述连铸巧热社，获得热社板;所述热社的加热溫度为1255°C，所述热社的 终社溫度为877°C，所述热社的卷曲溫度为663°C。热社后的钢板厚度为4mm。
[0096] S3:对所述热社板进行冷社，获得冷硬带钢;所述冷社后的钢板厚度为1.5mm。
[0097] S4:对所述冷硬带钢进行连续退火，得到所述双相钢。所述连续退火工艺的预热溫 度为250°C，加热溫度为790°C，均热溫度为790°C，缓冷出口溫度为690°C，快冷出口溫度为 250°C，过时效溫度为250°C，光整延伸率为0.4%，拉矫延伸率为0。
[009引经过上述步骤最终得到的双相钢的力学性能为Rm为1016MPa，化0.2为706MPa，A80 为11.0%，屈强比为0.695。
[0099] 对例=中上述步骤得到的钢进行扩孔实验，初始孔径10mm，第一次开裂后孔径为 16.69mm，第二次开裂后孔径为16.45111111，第立次开裂后孔径为16.10mm，计算开裂后平均孔 径为16.41mm，扩孔率为64.1%。
[0100] 对例S中上述步骤得到的钢利用电化学阴极充氨方法，在O.lmol/LNaOH电解液中 采用不同充氨制度对试样进行充氨，随后进行慢速拉伸实验，同样利用缺口抗拉强度下降 率RNS来评价其氨脆敏感性。所述双相钢在不同充氨条件下RNS分别为2.9% (充氨条件8mA/ cm2 X 72h)和5.0% (充氨条件16mA/cm2 X 72h)。断口形貌为初窝断口，断裂方式为初性断裂， 说明延迟断裂不敏感。试样铁素体基体中弥散分布的TiC纳米析出相，起到了析出强化作用 及成为大量不可逆氨陷阱。
[0101] 本申请有益效果如下：
[0102] 本申请提供的一种抗拉强度1000 MPa的双相钢及其生产方法，在不添加合金成本 较高元素 Mo元素和师元素的基础上，获得较高的扩孔性能及耐延迟断裂性能的双相钢，利 用Ti元素和C元素结合生成TiC纳米析出相来使晶粒细化，同时弥散分布于所述双相钢种的 铁素体基体内的纳米析出相提供了足够的析出强度，从而使得材料的抗拉强度达到 lOOOMPa，屈强比大于0.65,降低了软硬两相的硬度差异，进而改善了材料的扩孔性能。而大 量的TiC质点作为不可逆的氨陷阱而固定所述双相钢的扩散氨含量，防止氨脆，提供了所述 双相钢的耐延迟断裂性能，解决了如何在满足强度要求的基础上降低合金成本，提高材料 的扩孔性能及耐延迟断裂性能的技术问题。
[0103]最后所应说明的是，W上【具体实施方式】仅用W说明本发明的技术方案而非限制， 尽管参照实例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，可W对本发明 的技术方案进行修改或者等同替换，而不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖 在本发明的权利要求范围当中。
【主权项】
1. 一种抗拉强度lOOOMPa的双相钢，其特征在于，所述双相钢的化学成分按重量百分比 为： C:0.08%~0.11%;Si:0.2%-0.6%;Mn :2.0%~2.5%;P:<0.01%;S :<0.01%;Al: 0.02%~0.06% ;Cr:0.4%-0.6%;Ti:0.02%-0.05%;N: <0.003%，其余为Fe及不可避免 的杂质。2. 如权利要求1所述的双相钢，其特征在于，所述Ti元素和所述C元素结合形成TiC纳米 析出相。3. 如权利要求1所述的双相钢，其特征在于，所述双相钢的抗拉强度为lOOOMPa，屈强比 大于0.65。4. 如权利要求1所述的双相钢，其特征在于，所述双相钢中缺口抗拉强度下降率RNS小 于 10% 〇5. 如权利要求1所述的双相钢，其特征在于，所述双相钢的金相组织包括灰色铁素体、 亮白色马氏体及少量黑色贝氏体。6. -种抗拉强度lOOOMPa的双相钢的生产方法，用于生产如权利要求1至5任一所述的 双相钢，其特征在于，所述生产方法包括： 对钢水冶炼并铸成连铸坯； 对所述连铸坯热乳，获得热乳板； 对所述热乳板进行冷乳，获得冷硬带钢； 对所述冷硬带钢进行连续退火，得到所述双相钢。7. 如权利要求6所述的生产方法，其特征在于，所述冶炼并铸成连铸坯，具体为： 将钢水经转炉冶炼，并采用连铸方式铸钢。8. 如权利要求6所述的生产方法，其特征在于，所述热乳的加热温度为1210°C~1300 。(：，所述热乳的终乳温度为850°C~890°C，所述热乳的卷曲温度为620°C~680°C。9. 如权利要求6所述的生产方法，其特征在于，所述连续退火的预热温度为230°C~270 °C，加热温度为780°C~810°C，均热温度为780°C~810°C，缓冷出口温度为680°C~710°C， 快冷出口温度为230°C~270°C，过时效温度为230°C~270°C，光整延伸率为0.3%~0.5%。10. 如权利要求9所述的生产方法，其特征在于，所述连续退火的加热温度具体为790 °C ~800°C，所述连续退火的均热温度具体为790°C~800°C。
【文档编号】C21D1/26GK105861926SQ201610438785
【公开日】2016年8月17日
【申请日】2016年6月17日
【发明人】韩赟, 邝霜, 姜英花, 刘华赛, 谢春乾, 齐秀美, 王勇围, 王海全, 刘广会, 滕华湘, 崔阳, 李飞
【申请人】首钢总公司