1.一种精陶质卫生陶瓷坯体，其特征在于，所述坯体原料包括如下质量份的物质：球土10-30，高岭土20-35，瓷土5-15，石英5-15，煅烧高岭土10-25，硅灰石5-15。

2.根据权利要求1所述的精陶质卫生陶瓷坯体，其特征在于：所述坯体原料加入如下质量份的物质：高岭石5-15，长石2-5。

3.根据权利要求2所述的精陶质卫生陶瓷坯体，其特征在于，所述坯体原料由如下质量份的物质组成：球土20，高岭土20，瓷土15，石英10，煅烧高岭土17，硅灰石10，高岭石5，长石3。

4.根据权利要求1或2或3所述的精陶质卫生陶瓷坯体制造方法，它包括原料称取、泥浆制备、注浆成型、脱模干燥等步骤，其特征在于：所述泥浆制备步骤的主要工艺参数如下：泥浆浓度（克/200毫升）360-380，细度（350目筛余％）6-10，吸浆速度（毫米/45分钟）5-6.5，流动性V₀（秒）50-70。

图1是瓷质卫生陶瓷坯体XRD图谱；

图2是《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》精陶质卫生陶瓷坯体XRD图谱。

一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法专利目的

《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》用于克服2010年3月前已有技术的缺陷而提供一种釉面质量好、使用寿命长、生产成本低、产品合格率高的精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法。

一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法技术方案

一种精陶质卫生陶瓷坯体，其特别之处是，所述坯体原料包括如下质量份的物质：球土10-30，高岭土20-35，瓷土5-15，石英5-15，煅烧高岭上10-25，硅灰石5-15。

上述精陶质卫生陶瓷坯体，所述坯体原料加入如下质量份的物质：高岭石5-15，长石2-5。

上述精陶质卫生陶瓷坯体，所述坯体原料由如下质量份的物质组成：球土20，高岭土20，瓷土15，石英10，煅烧高岭土17，硅灰石10，高岭石5，长石3。

上述精陶质卫生陶瓷坯体制造方法，它包括原料称取、泥浆制备、注浆成型、脱模干燥等步骤，所述泥浆制备步骤的主要工艺参数如下：泥浆浓度（克/200毫升）360-380，细度（350目筛余％）6-10，吸浆速度（毫米/45分钟）5-6.5，流动性V₀（秒）50-70。

一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法改善效果

《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》通过优选精陶质坯体原料及合理控制各原料的添加比例，控制莫来石、石英等晶相含量，减少玻璃相含量，降低其高温塑性形变，达到降低精陶质卫生陶瓷变形的目的；在降低坯体吸湿膨胀的同时，提高坯体在200℃的热膨胀系数，使釉面承受较高的压应力，因而提高了精陶质卫生陶瓷成品的抗龟裂性能，保证其具有足够长的使用寿命。以该发明坯体制造的卫生陶瓷产品，总收缩率低于7％以下，标准变形度在7毫米以下，可以减少卫生陶瓷制品在干燥及烧成过程中的开裂缺陷和变形缺陷，釉面针孔缺陷少，无需使用化妆土来减少针孔，简化了生产工艺，提高了生产效率和产品合格率。该发明方法可从根本上解决瓷质卫生陶瓷坯体收缩大、变形大的问题，适合用于制造瓷质卫生陶瓷坯体无法满足设计要求的大尺寸、结构复杂的产品。

卫浴空间装饰设计的艺术化和个性化，对卫浴产品的制造提出了更高的标准要求，特别是对大尺寸产品的规整度提出了较高要求。陶瓷制品的尺寸越大，其烧成难度也越大，除产品易开裂外，产品表面变形、边缘变形、整体扭曲等质量问题是造成产品不合格的主要原因之一。卫生陶瓷产品一般是瓷质坯体，经过1200～1250℃的高温烧成之后，吸水率不大于0.5％，在高温烧成过程中，由于玻璃相迅速软化，在重力作用下，产生弯曲变形缺陷是玻璃相过多的瓷质卫生陶瓷坯体难以克服解决的。瓷质卫生陶瓷自身高液相含量决定了其高变形的固有特性。对于瓷质卫生陶瓷而言，无论是原料、成型、干燥、烧成工序，还是产品结构设计的改进，都只是从外部因素进行的非本质改进，始终无法从根本上解决制品变形大的问题。

与瓷质卫生陶瓷相比，陶质卫生陶瓷在制造大尺寸、高规整度的产品方面，具有天然的优势。然而，陶质卫生陶瓷由于吸水率高，在使用过程中容易吸湿膨胀而产生釉面后期龟裂的致命缺点，缩短了产品的使用寿命。而且传统陶质卫生陶瓷坯料颗粒粗大，釉面针孔多，需使用化妆土来遮盖坯体以减少釉面针孔，但使用化妆土导致生产工艺复杂，容易产生滚釉等缺陷，产品合格率低。因此，陶质卫生陶瓷需在采用精陶质坯体基础上，要研究更为合适的精陶质坯体配方及生产工艺，以期获得更低的变形度、良好的釉面质量及较长的使用寿命。

《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》针对普通陶质卫生陶瓷及瓷质卫生陶瓷存在的诸多问题，对陶质卫生陶瓷坯体原料配比进行了深入研究和大量试验，优选出精陶质坯体原料组成物及各原料的添加比例。所述精陶质卫生陶瓷坯体原料中通过适量添加煅烧高岭土，控制莫来石、石英等晶相含量，减少玻璃相含量，降低其高温塑性形变，达到降低精陶质卫生陶瓷变形的目的。采用该发明的精陶质坯体配方制造卫生陶瓷产品，其干燥收缩率在3％以下，烧成收缩率在4％以下，总收缩率在7％以下，标准变形度在7毫米以下，减少卫生陶瓷制品在干燥及烧成过程中的开裂缺陷，减少烧成过程中的变形缺陷，提高制品的制造精度及合格率。原料中通过适量添加硅灰石与石英，在降低坯体的吸湿膨胀的同时，提高坯体在200℃的热膨胀系数，使釉面承受较高的压应力，因而提高了卫生陶瓷成品的抗龟裂性能，保证其具有足够长的使用寿命。该发明原料配比克服了单纯使用硅灰石，虽然能够解决釉面龟裂缺陷，但却引起坯体烧成抗折强度降低，从而导致运输、使用过程中容易破裂损坏的问题；克服了单纯采用提高坯体在200℃的热膨胀系数，虽然能够解决釉面龟裂缺陷，但却会引起釉面剥落、产品风惊炸裂的问题。

以下结合实施例对《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》原料组成机理进行详述：

实施例原料配方见表1：

上述原料化学成分见表2：

瓷质卫生陶瓷坯体与《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》上述各实施例的精陶质卫生陶瓷坯体的物理性能见表3：

从表3可看出，《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》所有实施例坯体的收缩、变形均远远低于瓷质卫生陶瓷坯体。实施例1的硅灰石含量较低，釉面出现稀疏裂纹；实施例2、3的釉面中硅灰石含量的增加，釉面无龟裂现象。实施例4釉面出现稀疏裂纹，而实施例5比实施例4的硅灰石含量多，则实施例5无龟裂现象；这表明随着硅灰石含量的增加，釉面抗龟裂能力增强。

实施例3与2相比，硅灰石含量增加，虽然抗龟裂能力提高，但烧成抗折强度下降；可见硅灰石含量必须控制在合理的范围之内。

实施例2与实施例4的硅灰石含量相同，但实施例4的高岭石和石英含量较少，煅烧高岭土的含量较多，导致配方化学组成中的SiO₂含量降低、Al₂O₃含量增加，使200℃的热膨胀系数降低，致使实施例4坯体的釉面所受的压应力减小，所以釉面出现稀疏裂纹。这表明随着配方中高SiO₂含量的高岭石和石英的减少，相应的高Al₂O₃含量的煅烧高岭土的增加，坯体的抗龟裂能力下降；因此要提高釉面抗龟裂能力，就要增加石英等高SiO₂含量的原料。

实施例6与实施例2坯体的釉面均无龟裂现象，但实施例6的长石含量增加，使坯体的吸水率下降、烧成抗折强度提高，同时也使坯体的烧成收缩、总收缩、变形增加；因此为了兼顾吸水率、烧成抗折强度与收缩、变形的平衡，长石的含量需控制在合理的范围之内，以小于5（质量份）为宜。

实施例7与实施例2相比，球土的含量大幅增加，是坯体的干燥强度大幅提高，这有利于减少成型坯体的开裂；但同时也使坯体的吸浆速度下降，这会延长注浆工人操作时间，降低生产效率，并且缩短注浆模型使用寿命，因此，球土的含量应控制在合理的范围之内，以小于30（质量份）为宜。

实施例8的各项性能指标均较为理想，是《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》的精陶质卫生陶瓷坯体配方的优选方案。

参看图1、图2，X-射线衍射仪对瓷质卫生陶瓷坯体和实施例8的坯体矿物组成进行XRD分析比较可看出知，实施例8坯体的石英、莫来石晶相含量比瓷质坯体均大幅增加，玻璃相含量大幅降低，这是精陶质坯体具有远低于瓷质坯体变形度的根本原因。由图2可知，实施例8坯体产生了钙长石晶相，表明坯料中的硅灰石在高温烧结过程中与钾长石或钠长石发生反应，一部分形成钙长石，一部分形成钙玻璃相，晶体比玻璃具有更低的表面能，不发生吸湿膨胀。钙长石的生成，有利于降低坯体的吸湿膨胀率，含钙的玻璃相比含碱金属玻璃相具有较高的化学稳定性，不易被水溶析，吸湿膨胀低。因此，在坯料中引入硅灰石，可降低坯体的吸湿膨胀率，保证了釉面的抗龟裂能力。

《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》精陶质卫生陶瓷坯体的制造方法，包括原料称取、泥浆制备、注浆成型、脱模干燥等步骤。

在泥浆制备步骤中，将按照配方量称取的原料加入水、电解质，在球磨机中研磨至350目筛余细度占6-10％；经过过筛、除铁、陈腐，调整泥浆性能至合适，制备成注浆成型用泥浆，泥浆成型性能工艺参数见表4。

与2010年3月前已有技术相比，《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》主要的区别是泥浆的颗粒细度要细很多。泥浆的颗粒度越细小，反应活性越高，这使造成釉面针孔的杂质的高温分解过程提前，在釉面熔融之前即充分分解排出，从而可以减少釉面针孔缺陷的发生。由于产品釉面针孔缺陷很少，无需使用化妆土来减少针孔，简化了生产工艺，消除了因使用化妆土不当而造成的滚釉等缺陷，提高了生产效率和产品合格率。2010年3月前已有技术由于陶质泥浆的颗粒粗大，杂质在釉面熔融之后仍然继续大量挥发逸出，冷却后在釉层表面留下针孔缺陷，故需要在坯体与釉层之间使用化妆土抑制有害杂质气体的挥发以减少针孔，这样虽然减少了针孔缺陷，但却增加工艺的复杂性，不但增加了生产成本，而且增加了滚釉等其它缺陷的发生率。

将调整好性能的泥浆注入所需的产品的石膏模型或树脂模型中，采用石膏模型注浆在60～90分钟之间，采用树脂模型高压注浆在30～60分钟之后脱模。脱模后的试样先在30-50℃的环境下干燥12小时，然后再放入电热干燥箱中，在105～110℃下干燥12小时；将脱模后的产品放置在干燥室内进行干燥，根据温湿度曲线控制干燥温度和湿度，最高干燥温度一般小于80℃，湿度小于90％。

《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》精陶质卫生陶瓷坯体，采用手工或机械手方法，将性能调整合适的釉浆喷涂于坯体表面，釉层总厚度为0.4～1.0毫米。所述釉浆的适宜物理性能见表5。

将干燥好的施釉的试样与产品放在隧道窑或梭式窑内烧成卫生陶瓷制品，烧成制度如下：烧成周期为16～21小时，最高烧成温度为1200～1250℃，保温时间为30～60分钟，氧化气氛。

2019年9月29日，《一种精陶质卫生陶瓷坯体及其制造方法》获2018年河北省专利奖优秀奖。

一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法专利目的

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》的目的是要提供一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法，该低压阳极用箔及其制造方法具有产品扩面率大、同时机械强度也十分优异、而且生产成本低等优点。

一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法技术方案

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》的技术解决方案之一是一种电解电容器低压阳极用铝箔，其组份包括Al和Si、Fe、Cu、其他微量元素、不可避免杂质，而所述铝箔的重量组份具体如下：Al含量为：99.980-99.993％，Si：15-50ppm，Fe：15-50ppm，Cu：20-60ppm，其他微量元素Mg Mn Zn Ga总含量：10-50ppm，不可避免杂质：余量。

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》是在高纯铝基体中通过必要的Si、Fe和Cu元素组合，控制Si、Fe单个元素含量≥15ppm，Cu≥20ppm，使原材料成本不至于太高。同时加入一定量的Mg、Mn、Zn、Ga等有益的微量元素，而其它则为不可避免杂质，这样一方面使铝箔的表面和内部有足够多的腐蚀核心，腐蚀时产生密集的蜂窝状腐蚀形貌，有效扩大表面积，提高比电容，同时利用上述元素的存在可以有效地提高阳极箔腐蚀后的机械强度。

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》低压阳极箔的具体改进还包括：其他微量元素Mg、Zn、Ga、Mn单个含量＜35ppm。不可避免杂质总含量＜30ppm。

所述不可避免杂质中，Cr、Ti、V、Ni、Ca、Cd、Sb单个元素的最高含量＜5ppm。

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》优选配方中各组份含量如下：Al含量为：99.980-99.991％。

其他微量元素Mg Mn Zn Ga总含量为：10-35ppm。

不可避免杂质总含量＜30ppm，Cr、Ti、V、Ni、Ca、Cd、Sb单个元素的最高含量＜5ppm。

Si：15-40ppm，Fe：15-40ppm，Cu：25-50ppm。

具体而言，在大量实验基础上，《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》阳极铝箔选择了如下的组份设计理念：

铝纯度限定在99.980％以上：这是因为，若铝纯度不到99.980％，即使含有设定的Si、Fe、Cu、Mg、Mn、Zn、Ga等形成腐蚀核的主要元素，在制造过程中，箔表面也不可避免地会有大量的粗大杂质析出，腐蚀处理时就会产生过溶解，箔表面就会形成粗大的孔径，这样就不能有效地扩大铝箔的的表面积，电解电容器用阳极箔也就不能获得高的静电容量。

Si含量为15-50ppm：若Si含量降到15ppm以下，不仅铝箔的强度较低，而且生产成本较高，不利于生产控制；另外，若Si含量超出50ppm，容易在基体中大量析出，腐蚀化成后得不到高的静电容量，而且也影响化成时间。

Fe含量为15-50ppm：若Fe含量降到15ppm以下，生产成本较高，不利于生产控制；若Fe含量超出50ppm，Fe容易以粗大的化合物的形式析出，该析出物与铝之间形成局部电池，导致铝在腐蚀液中产生过溶解，降低了阳极箔的比电容和增大漏电流。

Cu含量为20-60ppm：Cu是一种提高腐蚀箔的比电容最有效的元素，Cu的电极电位比Al高，且Cu在铝基体中固溶效果好，无论是固溶的Cu原子还是析出的CuAl₂都是阴极质点。当Cu均匀弥散地分布于基体中，其周围基体的电极电位由于相对较低，腐蚀时优先发生在这些区域，得到高密度、均匀一致的海绵状腐蚀孔，增加了铝箔的表面积，从而提高了铝箔比电容。若Cu含量不到20ppm，箔的腐蚀核心少，腐蚀效果欠佳，不能充分显示提高强度和提高比电容的效果，同时不利于降低原材料成本。若Cu含量超过60ppm，则作为低压箔溶解性太快、耐腐蚀性很差，生产不易控制。

10＜Mg Mn Zn Ga＜50ppm，其中Mg、Zn、Ga、Mn单个含量＜35ppm：在《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》中，Mg、Mn、Ga、Zn作为一种有益的微量元素加入，这些元素在Al中的固溶度大，在酸性环境下，在铝基体中形成的是均匀腐蚀，对提高比电容效果好，对腐蚀后的阳极箔强度也是有利的。如果Mg Mn Zn Ga含量达不到下限值，由于腐蚀核心不够，达不到进一步提高比容的目的，另一方面，如果Mg Mn Zn Ga含量超出上限值或单个含量超出上限值，腐蚀发孔点将过多，腐蚀时会引起局部过度腐蚀，这样反而不能得到高的扩面率，并且腐蚀损失增大，导致机械强度下降。

相应地，《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》的另一技术解决方案是一种如上所述电解电容器低压阳极用铝箔的制造方法，其包括如下步骤：熔炼、铸造、铣面、均匀化处理、热轧、冷轧和箔轧，而所述均匀化处理步骤的温度控制在550-610℃，金属保温时间5-40小时，所述热轧步骤的终轧温度控制在220～270℃。

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》制造方法采用高温均匀化热处理工艺和低的热终轧温度，使杂质元素有一定的固溶度，不至于析出太多影响铝箔的机械性能和失重率，从而确保铝箔中的化学组份配比得以恰当地实现。

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》低压阳极用铝箔制造方法的具体改进还包括：优选金属保温时间不超过30小时。

均热步骤中，在550-610℃下保温5-40小时：均热温度低于550℃，杂质元素析出太多，会导致过腐蚀；均热温度高于610℃，易导致板锭析氢，后续加工产生气泡。550-610℃均热，控制杂质元素固溶和析出在一个合适的比例，既有利于发孔和提高比电容，又不会产生过腐蚀。

均热时间少于5小时，其他微量元素和不可避免杂质元素固溶不足，均热时间超过40小时，增加生产成本、生产效率低。

热终轧温度220-270℃：在此温度范围内杂质元素不会从基体中析出，保持了均热固溶的效果，高于此温度范围时杂质元素会进一步从基体中析出，低于此温度范围时乳液会烧结在热轧卷坯上，使铝卷表面发黑，影响最终产品表面质量。

《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》的电解电容器低压阳极铝箔的生产可按常规工业化大生产方法进行。通过熔炼、半连续铸造法铸锭，经铣面、均匀化处理后，将锭坯进行热轧、冷轧及箔轧，最后制得低压阳极铝箔。这种铝箔可以在硬态或软态两种状态下进行电化学或化学腐蚀处理、以扩大铝箔的有效表面积，腐蚀后进行化成处理，继而用作电解电容器低压阳极箔。

一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法改善效果

如果使用《一种电解电容器低压阳极用铝箔及其制造方法》的电解电容器低压阳极铝箔，可以有效抑制腐蚀的局部过溶解从而形成大量细小且较深的腐蚀孔，正如后面实施例中所表明的那样，可以提供具有较高静电容量的低压阳极箔。而且，通过对局部溶解的抑制可以尽量减少与扩面率相对应的腐蚀失重，获得优异的机械强度。

《一种垂直结构的白光LED芯片及其制造方法》属于LED生产技术领域，更具体地说，该发明涉及一种垂直结构的白光LED芯片及其制造方法。

一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法专利目的

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的第一个目的是提供一种高屈强比热镀锌结构件用钢。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的第二个目的是提供这种高屈强比热镀锌结构件用钢的制造方法。

一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法技术方案

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》提供的高屈强比热镀锌结构件用钢具有如下以重量百分比计的化学成分：C：0.02～0.10％；Si：≤0.1％；Mn：0.10～0.80％；P：≤0.05％；S：≤0.015％；T.Al：0.01～0.10％；Nb：0.002～0.02％；其余为Fe和不可避免的杂质。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的高屈强比热镀锌结构件用钢具有的抗拉强度为350兆帕～430兆帕。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的高屈强比热镀锌结构件用钢的合金设计理由如下：

C：0.02～0.10％。C是重要的固溶强化元素，可以使材料获得高的强度，但高的碳含量会使材料的冲压性和焊接性恶化，所以碳不能太高，再结合考虑材料需要达到的350～430兆帕的强度级别和性能范围，因此碳控制在0.02～0.10％。

Si：≤0.1％。Si是铁素体固溶强化元素，极大地提高强度，但对于热镀锌钢板来说，Si含量高时在钢板表面析出产生氧化膜影响表面处理，从而降低钢板和液体锌的湿润粘附张力，会直接影响基板的可镀性，从而影响热镀锌钢板表面质量，所以Si元素控制尽量少。

Mn：为了保证钢的综合机械性能（强度、韧性），需要添加一定量的Mn，Mn尤其对抗拉强度影响较大。但Mn含量高时一方面会影响基板的可镀性和表面质量，同时也对焊接性不利，所以在保证材料强度的前提下尽量减少锰元素的添加量。

T.Al：0.02～0.10％。Al的主要功能是脱氧剂，不宜过低，但过高时影响连铸生产。

P：≤0.05％。P是一种价廉的固溶强化元素，适量的P对强度是有益的，但过高时影响焊接性。所以《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》在保证材料强度的前提下尽量控制P元素；

S：≤0.015％。S在钢中易形成MnS，引起热脆，同时影响焊接性，所以S要尽量低，一般控制在0.015％以下。

Nb：0.002～0.02％。一方面Nb通过抑制再结晶细化晶粒提高材料的强度和韧性，另一方面，NbC、NbN等析出物弥散分布，通过位错的“绕过析出物”和“切过析出物”两种机理起到析出强化的作用，但考虑《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的材料强度相对较低，抗拉强度350兆帕，所以添加了很少量的Nb元素，在降低C、Si、Mn、P元素含量的情况下保证材料的强度，同时使材料有高的屈强比（0.7以上），从而保证材料有好的综合机械性能、良好的焊接性和表面质量。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的第二方面提供上述高屈强比热镀锌结构件用钢的制备方法，包括冶炼、连铸、热轧、酸洗、冷轧轧制、退火和热镀锌工序，其中热轧工序控制加热温度≤1250℃，终轧温度≥870℃，卷取温度在600℃～680℃；退火工序控制温度在720℃～820℃。

按如下以重量百分比计的化学成分进行冶炼：C：0.02～0.10％；Si≤0.1％；Mn：0.10～0.80％；P≤0.05％；S≤0.015％；T.Al：0.01～0.10％；Nb：0.002～0.02％；其余为Fe和不可避免的杂质。

然后通过连铸铸成板坯。

热轧工序中控制以下参数：

终轧温度：热轧时材料是进行完全再结晶轧制，为了避免材料进入两相区轧制导致混晶，所以终轧温度≥870℃，控制在Ar3温度之上。

卷曲温度：卷曲温度过高，会导致晶粒粗大最终对成品材料强度影响较大。综合考虑到析出物的析出和长大，采用600～680℃的高温卷曲，以得到较细小的铁素体基体晶粒组织和尺寸适当的碳、氮析出物原始组织。

然后按常规进行酸洗冷轧。

退火工序如图1所示。再结晶退火温度是控制高强钢性能最为重要的工艺因素，在保证材料完全再结晶退火和奥氏体组织不粗化的前提下尽量采取低的退火温度；但考虑到锌层的可镀性，所以退火温度不要太低。《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》的高屈强比热镀锌钢板制备方法中，临界再结晶退火温度为720～820℃。

一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法改善效果

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》涉及的一种抗拉强度350～430兆帕热镀锌汽车结构件的生产制造技术，具有良好的焊接性、高屈强比和优质的表面质量，基板为冷轧板，镀层分有热镀纯锌及锌铁合金化热镀锌，微观组织如图2所示为均匀的铁素体基体加沿晶界弥散析出的渗碳体。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》通过控制一定量的碳含量，低的锰含量（0.3以下），不加Si，不添加Mo和Cr，添加少量的微合金元素Nb，通过碳锰的固溶强化和NbC的析出强化的效果得到抗拉强度350～430兆帕的析出强化钢，同时较低的Si、Mn含量使热镀锌钢板有好的可镀性从而保证材料有高的表面质量。《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》钢种的微观组织如图2所示，为均匀的铁素体基体加沿晶界弥散析出的渗碳体。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》钢材的成分体系低硅、低锰，且不含铬、钼等合金元素，故成本低。

《一种高屈强比热镀锌结构件用钢及其制造方法》钢材的横向力学性能满足屈服强度260～330兆帕，抗拉强度350～430兆帕，延伸率EL₈₀≥26％。