CN114015933B - 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法 - Google Patents

高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN114015933B
CN114015933B CN202111206745.XA CN202111206745A CN114015933B CN 114015933 B CN114015933 B CN 114015933B CN 202111206745 A CN202111206745 A CN 202111206745A CN 114015933 B CN114015933 B CN 114015933B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
cold rolled
austenite
heat treated
treated steel
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
Application number
CN202111206745.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN114015933A (zh
Inventor
科拉莉·马加尔
朱康英
阿斯特丽·佩拉德
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.)
ArcelorMittal SA
Original Assignee
ArcelorMittal SA
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
Application filed by ArcelorMittal SA filed Critical ArcelorMittal SA
Publication of CN114015933A publication Critical patent/CN114015933A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114015933B publication Critical patent/CN114015933B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • B23K11/11—Spot welding
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K35/00—Rods, electrodes, materials, or media, for use in soldering, welding, or cutting
    • B23K35/001—Interlayers, transition pieces for metallurgical bonding of workpieces
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/50—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for welded joints
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法。经冷轧和热处理的钢板，按重量百分比计，其具有包含以下的组成：0.10％≤C≤0.40％，3.5％≤Mn≤8.0％，0.5％≤Si≤2.5％，0.003％≤Al≤3.0％，其中Si+Al≥0.8％，0.001％≤Mo≤0.5％，S≤0.010％，P≤0.020％，N≤0.008％，以及任选的选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：0.01％≤Cr≤2.0％，0.010％≤Ti≤0.080％，0.010％≤Nb≤0.080％，0.010％≤V≤0.30％，0.0005％≤B≤0.003％，剩余部分为铁和由熔炼产生的不可避免的杂质。

Description

高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法
本申请是名为“高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法”、申请号为201780058013.6的中国专利申请的分案申请，专利申请201780058013.6是根据专利合作条约于2017年9月15日提交的国际申请(PCT/EP2017/073337)进入中国国家阶段的国家申请，该申请的优先权日为2016年9月22日。
技术领域
本发明涉及用于制造具有高延性和可成形性的高强度钢板的方法以及用该方法获得的板。
背景技术
已知使用由DP(双相)钢或TRIP(相变诱导塑性)钢制成的板来制造各种设备，例如机动车辆的车身结构构件和车身板件的部件。
从全球环境保护的角度出发，为了减轻机动车的重量以提高其燃料效率，期望具有具备提高的屈服强度和抗拉强度的板。但是这样的板还必须具有良好的延性和良好的可成形性，并且更具体地具有良好的拉伸凸缘性。
为了解决这个问题，已知通过所谓的淬火和配分工艺制造板，其中将板从退火温度冷却至低于Ms转变点的淬火温度，其后加热至配分温度，并且保持在该温度下给定时间。所得钢板具有包含马氏体和残留奥氏体以及任选的贝氏体和/或铁素体的组织。
然而，仍然期望能够制造具有强度、延性和可成形性的改善的组合的钢板或部件。
特别地，仍然期望能够制造这样的钢板：其屈服强度YS为1100MPa至1700MPa，抗拉强度TS为1300MPa至2000MPa，均匀延伸率UE大于或等于10％，总延伸率TE大于或等于13％，屈服强度×均匀延伸率(YS×UE)的乘积为至少13000MPa％，抗拉强度×总延伸率(TS×TE)的乘积为至少19000MPa％，以及扩孔率HER为至少20％。
屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE根据2009年10月公布的ISO标准ISO 6892-1测量。必须强调的是，由于测量方法的差异，特别是由于所用试样的几何结构差异，根据ISO标准的总延伸率TE的值明显不同于(特别是低于)使用根据JIS Z 2201-05标准的试样根据JIS Z 2241标准测量的总延伸率的值。扩孔率HER根据ISO标准16630：2009测量。由于测量方法的差异，根据ISO标准16630：2009的扩孔率HER的值与根据JFS T 1001(日本钢铁联合会标准)的扩孔率λ的值非常不同并且无法比较。
发明内容
为此目的，本发明涉及经冷轧和热处理的钢板，按重量百分比计，其具有包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.40％
3.5％≤Mn≤8.0％
0.5％≤Si≤2.5％
0.003％≤Al≤3.0％
其中Si+Al≥0.8％
0.001％≤Mo≤0.5％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
以及任选的选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤2.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.003％，
组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，
所述冷轧钢板具有这样的显微组织，以表面分数计，所述显微组织由10％至50％的残留奥氏体、至多8％的新鲜马氏体，以及回火马氏体组成，所述残留奥氏体包括：
-Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体，Mn％表示钢板的Mn含量；以及
-Mn含量为0.5*Mn％至1.3*Mn％的贫Mn奥氏体，
所述富Mn奥氏体相对于整个显微组织的表面分数为2％至12％。
优选地，贫Mn奥氏体和富Mn奥氏体的平均C含量为0.4％至1.0％。
优选地，富Mn奥氏体为岛的形状，富Mn奥氏体的岛的平均尺寸小于500nm。
优选地，所述新鲜马氏体和回火马氏体包含碳化物，最大尺寸大于60nm的碳化物的表面密度小于或等于4.106/mm2。
优选地，经冷轧和热处理的钢板的屈服强度YS为1100MPa至1700MPa，抗拉强度TS为1300MPa至2000MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少13％，抗拉强度×总延伸率(TS×TE)的乘积为至少19000MPa％，屈服强度x均匀延伸率(YS×UE)的乘积为至少13000MPa％，以及根据ISO标准16630：2009测量的扩孔率HER为至少20％。
根据一个实施方案，经冷轧和热处理的钢板涂覆有Zn或Zn合金。
根据另一个实施方案，经冷轧和热处理的钢板涂覆有Al或Al合金。
根据一个实施方案，组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.15％；
C≤0.30％。
优选地，Mn≥3.7％。
本发明还涉及用于制造经冷轧和热处理的钢板的方法，其包括以下顺序步骤：
-铸造钢以获得板坯，按重量百分比计，所述钢具有包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.40％
3.5％≤Mn≤8.0％
0.5％≤Si≤2.5％
0.003％≤Al≤3.0％
其中Si+Al≥0.8％
0.001％≤Mo≤0.5％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
以及任选的选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤2.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.003％，
组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质；
-在1150℃至1300℃的温度T再加热下再加热板坯；
-在高于Ar3的温度下热轧经再加热的板坯以获得热轧钢；
-在20℃至600℃的温度下卷取热轧钢；
-在低于Ac1-20℃的温度THBA下将热轧钢退火大于或等于最小分批退火时间tHBA最小的时间tHBA，所述tHBA最小定义为：
Figure BDA0003305214080000041
其中tHBA最小以小时表示，THBA是以开尔文表示的分批退火温度，Mn％表示按重量百分比计钢的Mn含量，C％表示按重量百分比计钢的C含量；
-冷轧钢以获得冷轧钢板；
-将冷轧钢板再加热至Ae3至Ae3+150℃的退火温度TA，以便经退火获得由奥氏体组成的组织，并且将冷轧钢板保持在退火温度TA下tA最小至tA最大的保持时间tA，
tA最小和tA最大定义为：
Figure BDA0003305214080000051
Figure BDA0003305214080000052
其中tA最小和tA最大以秒表示，TA是以开尔文表示的退火温度，Mn％表示按重量百分比表示的钢的Mn含量，C％表示按重量百分比表示的钢的C含量，Cr％表示按重量百分比表示的钢的Cr含量；
-以足够高以避免在冷却时形成铁素体和珠光体的冷却速率将冷轧钢板淬火至Mf+20℃至Ms-50℃的淬火温度QT；
-将冷轧钢板再加热至350℃至500℃的配分温度TP，将冷轧钢板保持在所述配分温度TP下3秒至1000秒的配分时间tP；
-将冷轧钢板冷却至室温以获得经冷轧和热处理的钢板。
优选地，分批退火温度THBA高于或等于500℃。
在将冷轧钢板淬火至淬火温度QT之后并且在将板加热至配分温度TP之前，优选将板保持在淬火温度QT下2秒至200秒，优选3秒至7秒的保持时间。
根据一个实施方案，在将冷轧钢板保持在配分温度TP下与将冷轧钢板冷却至室温之间，在低于或等于480℃的温度下在浴中热浸涂钢板。
根据另一个实施方案，在将冷轧板保持在配分温度TP下之后，立即将冷轧板冷却至室温。
在将冷轧钢板冷却至室温的步骤之后，可以通过电化学方法或通过真空涂覆工艺涂覆经冷轧和热处理的钢板。
根据一个实施方案，用Zn或Zn合金涂覆经冷轧和热处理的钢板。
根据另一个实施方案，用Al或Al合金涂覆经冷轧和热处理的钢板。
优选地，经冷轧和热处理的钢板具有这样的显微组织，以表面分数计，所述显微组织由10％至50％的残留奥氏体、至多8％的新鲜马氏体，以及回火马氏体组成，所述残留奥氏体包括：
-Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体，Mn％表示钢板的Mn含量；以及
-Mn含量为0.5*Mn％至1.3*Mn％的贫Mn奥氏体，
所述富Mn奥氏体相对于整个显微组织的表面分数为2％至12％。
根据一个实施方案，其中组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.15％；
C≤0.30％。
优选地，Mn≥3.7％。
本发明还涉及至少两个钢板的电阻点焊接头，其中所述两个钢板中的至少一者是根据本发明的经冷轧和热处理的钢板。
优选地，电阻点焊接头在任何焊后热处理之前的α值为至少30daN/mm2。
优选地，电阻点焊接头的α值为至少50daN/mm2。
优选地，两个钢板是根据本发明的经冷轧和热处理的钢板，并且具有这样的组成，使得
Figure BDA0003305214080000061
本发明还涉及用于制造至少两个钢板的电阻点焊接头的方法，其包括以下步骤：
-提供根据本发明的经冷轧和热处理的钢板或通过根据本发明的方法制造的经冷轧和热处理的钢板；
-提供第二钢板；
-将经冷轧和热处理的钢板电阻点焊至第二钢板。
优选地，第二钢板是根据本发明的经冷轧和热处理的钢板或通过根据本发明的方法制造的经冷轧和热处理的钢板。
具体实施方式
现在将详细地描述本发明并且通过实施例对本发明进行举例说明而不引入限制。
下文中，Ac1表示在加热时奥氏体开始形成的温度；Ae3表示平衡转变温度，在该温度以上奥氏体完全稳定；Ar3表示在冷却时奥氏体向铁素体的转变开始的温度；Ms表示马氏体开始温度，即在冷却时奥氏体开始转变成马氏体的温度；Mf表示马氏体终了温度，即在冷却时从奥氏体向马氏体的转变终了的温度。对于给定的钢，本领域技术人员知晓如何通过膨胀测定法测试来确定这些温度。
按重量百分比计，根据本发明的钢的组成包含：
-0.10％≤C≤0.40％，以用于确保令人满意的强度并改善残留奥氏体的稳定性，这是获得足够的延伸率所必需的。优选地，碳含量高于或等于0.10％，还优选高于或等于0.15％。优选地，碳含量低于或等于0.30％。如果碳含量太高，则热轧板太硬而无法冷轧并且可焊接性不足。如果碳含量低于0.10％，则抗拉强度无法达到目标值。还优选地，碳含量低于或等于0.20％。
-3.5％≤Mn≤8.0％，以确保令人满意的强度并实现至少部分奥氏体的稳定化，以获得足够的延伸率。特别地，将最小值限定为获得这样的最终组织，以表面分数计，其包含2％至12％的Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体，Mn％表示钢的Mn含量。将最大值限定为避免具有对延性不利的偏析问题。优选地，锰含量高于或等于3.7％。根据第一实施方案，锰含量为3.5％至6.0％，优选3.7％至6.0％。根据第二实施方案，锰含量为6.0％至8.0％。根据另一个实施方案，锰含量为3.5％至4.0％。
-0.5％≤Si≤2.5％以及0.003％≤Al≤3.0％的铝，硅含量和铝含量进一步满足以下关系：Si+Al≥0.8％。
根据本发明，Si和Al一起起重要作用：在低于平衡转变温度Ae3下冷却时硅延迟渗碳体的析出。因此，添加Si有助于使足够量的残留奥氏体稳定。Si进一步提供固溶强化并且在由于部分马氏体转变之后立即进行的再加热和保持步骤引起的碳从马氏体再分布到奥氏体期间延迟碳化物的形成。在太高含量下，在表面形成硅氧化物，这损害钢的可涂覆性。因此，Si含量小于或等于2.5％。
铝是在加工期间使液相的钢非常有效地脱氧的元素。Al含量不小于0.003％，以获得液态下的钢的充分脱氧。此外，像Si一样，Al使残留奥氏体稳定。Al含量不高于3.0％，以避免夹杂物的出现，避免氧化问题以及确保材料的淬透性。
Si和Al对奥氏体的稳定作用是相似的。当Si含量和Al含量是这样的：Si+Al≥0.8％时，获得奥氏体的令人满意的稳定化，从而使得可以形成期望的显微组织。
-0.001％≤Mo≤0.5％。0.001％的钼含量对应于存在作为杂质的Mo。优选地，钢包含随意添加的Mo以提高淬透性，使残留奥氏体稳定以减少配分期间的奥氏体分解，以及减少可能由高的锰含量导致的对扩孔率不利的中心偏析。当添加Mo时，Mo含量高于或等于0.05％。因此，Mo含量优选为0.05％至0.5％。在0.5％以上，Mo可能形成太多可能对延性不利的碳化物。
-任选地0.01％≤Cr≤2.0％，以延迟碳化物的溶解并且使残留奥氏体稳定。允许最大2.0％的铬，注意高于饱和效应，添加Cr既无用又昂贵。
-任选地0.010％≤Nb≤0.080％，以在热轧期间细化奥氏体晶粒并且提供析出强化。0.010％至0.080％的铌含量使得可以获得令人满意的屈服强度和延伸率。
-任选地0.010％≤Ti≤0.080％。特别地，除了硼之外，可以以0.010％至0.080％的含量添加钛，以保护硼不形成BN。
此外，添加Nb和Ti可以提高回火期间马氏体的耐软化性。
Nb含量和Ti含量各自不高于0.080％，以限制在高温下钢的由这些元素提供的硬化，这将使得由于热轧轧制力增加而难以制造薄板。
任选地，0.010％≤V≤0.30％，以提供析出强化。如果钒含量高于0.30％，则钒将通过形成碳化物和/或碳氮化物而消耗碳，这将使马氏体软化。此外，根据本发明的钢的延性将受损。
任选地0.0005％≤B≤0.003％，以提高钢的可淬火性。
钢的组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的杂质。在这一方面，Ni、Cu、S、P和N至少被认为是残余元素，它们是不可避免的杂质。因此，其含量为Ni小于0.05％、Cu小于0.03％、S小于0.010％、P小于0.020％、以及N小于0.008％。
此外，组成使得钢的被定义为
Figure BDA0003305214080000081
的碳当量低于或等于1.30％，其中C％、Mn％、Si％、Cr％、Mo％和V％分别表示钢中C、Mn、Si、Cr、Mo和V的含量。
实际上，在这样的碳当量下，钢的可焊接性高度改善。此外，本发明人发现，根据本发明的钢板或通过本发明的方法获得的钢板在不添加大量的合金元素(这将损害可焊接性)的情况下实现了非常高的机械特性的组合。因此，在碳当量低于或等于1.30％的钢组成下，可以获得高延性和强度同时保持良好的可焊接性。
厚度为2mm与6mm的热轧板可以如下制造：铸造具有上述组成的钢以获得板坯，在1150℃至1300℃的温度T再加热下再加热板坯，并且热轧经再加热的板坯(轧制终了温度高于Ar3)以获得热轧板。
轧制终了温度优选为至多1000℃以避免奥氏体晶粒的粗化。
然后将热轧钢以例如1℃/秒至50℃/秒的冷却速率冷却，并在20℃至600℃的温度下卷取。
在卷取之后，板具有可以包含贝氏体、马氏体、奥氏体和任选的铁素体的组织。
在卷取之后，对板进行酸洗。
然后将板分批退火以形成富集Mn的粗碳化物。
特别地，控制分批退火温度THBA和分批退火时间tHBA，以便获得在渗碳体中至少50％且最高至100％的析出碳(这些百分比相对于钢的全部碳含量表示，即，钢的至少50％的碳在渗碳体中析出)，以及在渗碳体中至少25％的Mn含量。在渗碳体中至少50％的析出碳意味着相对于全部碳，固溶体中的碳的百分比低于50％。在任何情况下，分批退火结束时奥氏体分数保持低于5％。
分批退火温度THBA低于Ac1-20℃，以避免在分批退火期间形成奥氏体，因而将板中奥氏体的分数限制为在分批退火之后为至多5％。分批退火温度THBA优选高于或等于500℃，以获得碳化物的足够粗化。
此外，分批退火时间tHBA(即，在分批退火温度下的保持时间)必须大于或等于最小分批退火时间tHBA最小，以便获得在渗碳体中至少50％的析出碳以及在渗碳体中至少25％的Mn含量。
最小分批退火时间tHBA最小取决于分批退火温度THBA和钢的C含量和Mn含量。特别地，分批退火温度THBA越高，获得目标渗碳体中析出碳和渗碳体中Mn含量所需的最小分批退火时间tHBA最小越短。此外，钢的Mn含量越高，并且钢的C含量越低，获得目标渗碳体中析出碳和渗碳体中Mn含量所需的最小分批退火时间tHBA最小越短。
发明人发现最小分批退火时间tHBA最小表示为：
Figure BDA0003305214080000091
其中tHBA最小以小时(h)表示，THBA是以开尔文(K)表示的分批退火温度，Mn％表示按重量百分比表示的钢的Mn含量，C％表示按重量百分比表示的钢的C含量。
如果分批退火时间小于最小分批退火时间tHBA最小，则获得在渗碳体中不足的析出碳和碳化物的Mn富集。
在分批退火结束时，钢具有由粗富Mn碳化物、至多5％的奥氏体和铁素体组成的组织。
然后对板任选地进行酸洗，并进行冷轧以获得厚度为0.7mm至3mm(例如在0.8mm至2mm的范围内)的冷轧板。
冷轧压下率优选为20％至80％。
然后在连续退火线上对冷轧钢板进行热处理。
热处理包括以下步骤：
-将冷轧钢板再加热至Ae3至Ae3+150℃的退火温度TA，以便经退火获得由奥氏体组成的组织，并且将冷轧钢板保持在退火温度TA下保持时间tA。
本领域技术人员知晓如何由膨胀测定法测试确定Ae3。
退火温度TA为至多Ae3+150℃以限制奥氏体晶粒的粗化。
到达退火温度TA的再加热速率Vr优选为1℃/秒至200℃/秒。
在退火期间，富集Mn的粗碳化物溶解，并且奥氏体局部富集Mn。选择在退火温度TA下的保持时间tA以获得粗渗碳体的溶解，从而实现奥氏体的Mn局部富集，同时避免Mn扩散在整个组织中。
具体地，选择在退火温度TA下的保持时间tA，以便在退火步骤结束时，相对于整个组织，获得2％至12％的富Mn奥氏体，富Mn奥氏体的Mn含量大于1.3*Mn％，Mn％指定钢的Mn含量。
本发明人已经发现，为了在退火步骤结束时获得2％至12％的富Mn奥氏体，必须将冷轧钢板保持在退火温度TA下最小保持时间tA最小至最大保持时间tA最大的保持时间tA，最小保持时间tA最小和最大保持时间tA最大取决于退火温度TA以及钢的碳含量、锰含量和铬含量，并且被定义为：
Figure BDA0003305214080000111
Figure BDA0003305214080000112
其中tA最小和tA最大以秒(s)表示，TA是以开尔文(K)表示的退火温度。Mn％表示按重量百分比表示的钢的Mn含量，C％表示按重量百分比表示的钢的C含量，以及Cr％表示按重量百分比表示的钢的Cr含量。
特别地，本发明人发现，Mn含量与C含量之比越高，并且铬含量越高，在退火温度TA下退火期间的碳化物溶解动力学越慢。因此，最小保持时间和最大保持时间是Mn％与C％之比的增函数并且是Cr含量的增函数。
如果保持时间小于最小保持时间tA最小，则粗富Mn碳化物的溶解不足，使得在退火结束时，钢包含碳化物并且奥氏体的Mn富集不足。
如果保持时间大于最大保持时间tA最大，则粗富Mn碳化物完全溶解，而Mn在整个组织中的扩散太严重，使得在退火结束时，奥氏体Mn的富集不足。
在退火结束时，钢板的组织由奥氏体组成，所述奥氏体包括Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体；以及Mn含量为0.5*Mn％至1.3*Mn％的贫Mn奥氏体。富Mn奥氏体相对于整个组织的比例为2％至12％。
-以足够高以避免在冷却时形成铁素体和珠光体的冷却速率Vc将冷轧钢板淬火至低于奥氏体的Ms转变点的淬火温度QT。淬火温度QT为Mf+20℃至Ms-50℃。冷却速率Vc优选为至少2℃/秒。对于钢的各个特定组成和各个组织，本领域技术人员知晓如何通过膨胀测定法确定奥氏体的Ms和Mf的起始转变点和终了转变点。
在该淬火步骤期间，贫Mn奥氏体部分地转变成马氏体，而被Mn稳定的富Mn奥氏体没有转变。
选择淬火温度QT，以便恰好在淬火之后获得由10％至58％的奥氏体和至多90％的马氏体组成的组织。富Mn奥氏体的比例保持在2％至12％。
本领域技术人员知晓如何确定适于获得期望组织的淬火温度。
如果淬火温度QT低于Mf+20℃，则最终组织中回火(即配分)马氏体的分数太高而无法使高于10％的足够量的残留奥氏体稳定。此外，如果淬火温度QT高于Ms-50℃，则最终组织中回火马氏体的分数太低而无法获得期望的抗拉强度。
-任选地将淬火板保持在淬火温度QT下2秒至200秒，优选3秒至7秒的保持时间tQ，以便避免在马氏体中形成ε碳化物，这将导致钢的延伸率降低。
-将冷轧钢板再加热至350℃至500℃的配分温度TP，并且将冷轧钢板保持在配分温度TP下3秒至1000秒的配分时间tP。在该配分步骤期间，碳从马氏体扩散至奥氏体，从而实现奥氏体的C富集。特别地，碳从马氏体扩散至贫Mn奥氏体和富Mn奥氏体，使得贫Mn奥氏体和富Mn奥氏体两者都富集C。
如果配分温度TP高于500℃或低于350℃，则最终产品的延伸率不令人满意。
-任选地在低于或等于480℃的温度下在浴中对板进行热浸涂。可以使用任何种类的涂层，特别是锌或锌合金(如锌-镍合金、锌-镁合金或锌-镁-铝合金)、铝或铝合金(例如铝-硅)。
-在配分步骤之后，或在热浸涂步骤(如果进行的话)之后，立即将冷轧钢板冷却至室温，以获得经冷轧和热处理的钢板。冷却速度优选大于1℃/秒，例如为2℃/秒至20℃/秒。
在该冷却步骤期间，部分贫Mn奥氏体可以转变成新鲜马氏体。然而，由于奥氏体被C和/或Mn稳定，因此新鲜马氏体的表面分数保持低于或等于8％。
-任选地，在冷却至室温之后，如果尚未进行热浸涂步骤，则可以通过电化学方法(例如电镀)或通过任何真空涂覆工艺(如PVD或射流气相沉积)对板进行涂覆。可以使用任何种类的涂层，特别是锌或锌合金，如锌-镍合金、锌-镁合金或锌-镁-铝合金。任选地，在通过电镀涂覆之后，可以使板经受脱气。
-任选地，在冷却至室温并且任选的涂覆之后，可以使板在150℃至450℃的温度下经受另外的回火处理1分钟至20分钟的保持时间(温度越高，保持时间越短)。该回火处理将会改善板的可成形性。
该制造方法允许获得这样的最终组织(即在配分和冷却至室温之后)，以表面分数计，所述最终组织由以下组成：
-10％至50％的残留奥氏体；
-至多8％的新鲜马氏体；以及
-回火马氏体。
残留奥氏体包括：
-Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体，所述富Mn奥氏体相对于整个显微组织的表面分数为2％至12％；以及
-Mn含量为0.5*Mn％至1.3*Mn％的贫Mn奥氏体。贫Mn奥氏体的表面分数优选为至少5％。
富Mn奥氏体和贫Mn奥氏体均富集C。富Mn奥氏体和贫Mn奥氏体中的C含量为0.4％至1.0％。
富Mn奥氏体为岛的形状，富Mn奥氏体的岛的平均尺寸小于500nm。
Mn含量大于1.3*Mn％的富Mn奥氏体的至少2％的表面分数允许获得延伸率和强度的改善的组合。
实际上，残留奥氏体的Mn富集提供了奥氏体的高度稳定化，使得当使钢板经受变形时，富Mn奥氏体通过单个位错的滑移和机械孪生而变形。
包括回火马氏体和新鲜马氏体的马氏体(如果有的话)包含少量的碳化物。特别地，马氏体中最大尺寸大于60nm的碳化物的表面密度小于或等于4.106/mm2。马氏体中这些少量的碳化物有助于获得至少19000MPa％的抗拉强度×总延伸率(TS×TE)的乘积。实际上，碳化物的量越小，碳化物形式下的锰和碳的分数越低，而奥氏体中的碳和锰的分数越高。相比之下，马氏体中最大尺寸大于60nm的碳化物的表面密度大于4.106/mm2将意味着奥氏体不包含足够量的碳和锰并且未充分地稳定。
组织中新鲜马氏体的分数低于或等于8％。实际上，新鲜马氏体的分数大于8％将导致根据ISO 16630：2009的扩孔率HER低于20％。
这些特征例如通过用耦合至电子背散射衍射(“EBSD”)装置和透射电子显微术(TEM)的具有场发射枪的扫描电子显微镜(“FEG-SEM”)以大于5000x的放大倍数观察显微组织来确定。
获得这样的钢板：其屈服强度YS为1100MPa至1700MPa，抗拉强度TS为1300MPa至2000MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少13％，抗拉强度×总延伸率(TS×TE)的乘积为至少19000MPa％，屈服强度×均匀延伸率(YS×UE)的乘积为至少13000MPa％，根据ISO标准16630：2009测量的扩孔率HER为至少20％。
实施例：
作为实施例和比较，制造了由根据表I的组成的钢制成的板，含量按重量百分比表示。
表I
Figure BDA0003305214080000141
在该表中，“res.”意指该元素仅作为残留物存在，并且未主动添加该元素。
钢的转变温度，例如Ac1、Ae3(或Ac3)和Ms通过膨胀测定法来测量并记录在表II中。
表II
Figure BDA0003305214080000151
*：提供的值是温度Ac3。
铸造钢以获得锭。将锭在1250℃的温度T再加热下再加热，在高于Ar3的温度下热轧以获得热轧钢，并将其酸洗。
然后将热轧钢在温度T卷取下卷取，在温度THBA下分批退火持续时间tHBA，酸洗并以50％的冷轧压下率冷轧，以获得厚度为1.2mm的冷轧板。
将冷轧板以Vr＝20℃/秒的加热速率再加热至退火温度TA，并保持在退火温度TA下保持时间tA，以冷却速率Vc淬火至淬火温度QT并保持在温度QT下时间tQ。
然后将板再加热至配分温度TP，并保持在配分温度TP下配分时间tP，然后立即冷却至室温。
处理条件记录在表III中。
表III
Figure BDA0003305214080000161
在表III中，T卷取是卷取温度，THBA是分批退火温度，tHBA最小是最小分批退火时间，tHBA是分批退火时间，Vr是到达退火温度TA的加热速率，tA最小是最小退火时间，tA最大是最大退火时间，tA是退火时间，Vc是到达淬火温度的冷却速率，QT是淬火温度，tO是在淬火温度下的保持时间，TP是配分温度，tP是配分时间。带下划线的值不是根据本发明的。
显微组织记录在表IV中。在表IV中，γ是奥氏体的表面分数，γMn+是富Mn奥氏体的表面分数，SγMn+是富Mn奥氏体的岛的平均尺寸，γMn-是贫Mn-奥氏体的表面分数，B是贝氏体的表面分数，FM是新鲜马氏体的表面分数，TM是回火马氏体的表面分数，以及dC是马氏体中最大尺寸大于60nm的碳化物的表面密度。
表IV
Figure BDA0003305214080000171
在该表中，“NA”意指“不适用”；“n.d.”意指“未确定”；带下划线的值不是根据本发明的。
机械特性记录在表V中。测量的特性是扩孔率HER、屈服强度YS、抗拉应力TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE。
表V
Figure BDA0003305214080000181
屈服强度YS、抗拉强度TS、均匀延伸率UE和总延伸率TE根据2009年10月公布的ISO标准ISO 6892-1测量。扩孔率HER根据标准ISO 16630：2009测量。
实施例1至7和11至15由具有根据本发明的组成的钢制成，并且通过根据本发明的制造方法制造。所有这些实施例的屈服强度YS为1100MPa至1700MPa，抗拉强度TS为1300MPa至2000MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少13％，抗拉强度×总延伸率(TS×TE)的乘积大于19000MPa％，屈服强度×均匀延伸率(YS×UE)的乘积大于13000MPa％，根据ISO标准16630：2009测量的扩孔率HER为至少20％。
相比之下，实施例8至10、16和17保持在退火温度TA下大于最大退火时间tA最大的时间tA。结果，在退火期间，在分批退火期间富集Mn的碳化物完全溶解，并且Mn扩散到整个组织中，使得在退火结束时，未残留富Mn奥氏体。
因此，这些实施例的最终组织不包含任何富Mn奥氏体，并且未实现目标特性。特别地，这些实施例的屈服强度×均匀延伸率的乘积均未达到13000MPa％。
实施例18至20由包含仅2.7％的Mn(即，小于3.5％的Mn)的钢R1制成。结果，即使在导致形成粗碳化物的非常长的分批退火时间(10小时)下，也获得这些碳化物的不足Mn富集。此外，实施例18至20保持在退火温度TA下大于最大退火时间tA最大的时间tA。结果，在退火结束时，钢板不包含富Mn奥氏体。
因此，实施例18至20的最终组织不包含任何富Mn奥氏体，并且未实现目标特性。
实施例21和22由包含仅2.05％的Mn的钢R2制成，而实施例23和24由包含仅2％的Mn的钢R3制成。此外，这些实施例21至24分批退火不足的时间。结果，获得不足的渗碳体分数和渗碳体的不足Mn富集。此外，实施例21至24保持在退火温度TA下大于最大退火时间tA最大的时间tA。结果，在退火结束时，钢板不包含富Mn奥氏体。此外，由于不存在奥氏体被Mn稳定，因此在配分期间奥氏体部分地转变为贝氏体。
因此，实施例21至24的最终组织不包含任何富Mn奥氏体，并且未实现目标特性。
实施例26至28在高于Ac1-20℃的温度下分批退火，因此不包含任何富Mn奥氏体。结果，未实现目标特性。
本发明人进一步确定了根据本发明的板相对于由钢R4制成的板的可电阻点焊性。特别地，将由钢I1、I2或R4制成的板电阻点焊在一起，并且在任何焊后热处理之前(未进行PWHT)和焊后热处理之后(进行PWHT)确定α值(其为交叉试验中的最大载荷除以焊点直径和厚度)。其是以daN/mm2表示的对于电阻点焊的归一化载荷。
结果记录在下表VI中。
表VI
Figure BDA0003305214080000201
表VI表明，使用本发明的钢可以获得高延性和强度，同时保持良好的可焊接性。相反，钢R4达到不利于可点焊性的高抗拉强度。
因此，本发明的钢可以有利地用于制造各种焊接结构。
特别地，可以如下制造包括至少两个钢板的电阻点焊接头的焊接结构：通过根据本发明的方法制造第一钢板，提供第二钢板，并且将第一钢板电阻点焊至第二钢板。第二钢板例如通过根据本发明的方法制造。
因此，获得具有高α值的电阻点焊接头。特别地，在任何焊后热处理之前的α值为至少30daN/mm2，即至少30*10N/mm2，以及在焊后热处理之后的α值为至少50daN/mm2，即至少50*10N/mm2。
根据本发明的任选地通过电阻点焊而焊接的钢板有利地用于制造机动车辆中的结构部件，因为它们在制造过程期间提供高可成形性并在碰撞的情况下提供高能量吸收。根据本发明的电阻点焊部还有利地用于制造机动车辆中的结构部件。
本发明中还提供以下技术方案：
附注1.一种经冷轧和热处理的钢板，按重量百分比计，具有包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.40％
3.5％≤Mn≤8.0％
0.5％≤Si≤2.5％
0.003％≤Al≤3.0％
其中Si+Al≥0.8％
0.001％≤Mo≤0.5％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
使得
Figure BDA0003305214080000211
以及任选的选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤2.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.003％，
所述组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，
所述经冷轧的钢板具有以表面分数计由10％至50％的残留奥氏体、至多8％的新鲜马氏体、以及回火马氏体组成的显微组织，所述残留奥氏体包括：
-Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体，Mn％表示所述钢板的Mn含量；以及
-Mn含量为0.5*Mn％至1.3*Mn％的贫Mn奥氏体，
所述富Mn奥氏体相对于整个显微组织的表面分数为2％至12％。
附注2.根据附注1所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述贫Mn奥氏体和所述富Mn奥氏体的平均C含量为0.4％至1.0％。
附注3.根据附注1或2中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述富Mn奥氏体呈岛的形状，所述富Mn奥氏体的所述岛的平均尺寸小于500nm。
附注4.根据附注1至3中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述新鲜马氏体和所述回火马氏体包含碳化物，最大尺寸大于60nm的碳化物的表面密度小于或等于4.106/mm2。
附注5.根据附注1至4中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板的屈服强度YS为1100MPa至1700MPa，抗拉强度TS为1300MPa至2000MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少13％，抗拉强度×总延伸率(TS×TE)的乘积为至少19000MPa％，屈服强度×均匀延伸率(YS×UE)的乘积为至少13000MPa％，根据ISO标准16630：2009测量的扩孔率HER为至少20％。
附注6.根据附注1至5中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板涂覆有Zn或Zn合金。
附注7.根据附注1至5中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板涂覆有Al或Al合金。
附注8.根据附注1至7中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.15％；
C≤0.30％。
附注9.根据附注1至8中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中Mn≥3.7％。
附注10.一种至少两个钢板的电阻点焊接头，其中所述两个钢板中的至少一者是根据附注1至9中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板。
附注11.根据附注10所述的电阻点焊接头，在任何焊后热处理之前的α值为至少30daN/mm2。
附注12.根据附注10或11中任一项所述的电阻点焊接头，α值为至少50daN/mm2。
附注13.一种用于制造经冷轧和热处理的钢板的方法，包括以下顺序步骤：
-铸造钢以获得板坯，按重量百分比计，所述钢具有包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.40％
3.5％≤Mn≤8.0％
0.5％≤Si≤2.5％
0.003％≤Al≤3.0％
其中Si+Al≥0.8％
0.001％≤Mo≤0.5％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
使得
Figure BDA0003305214080000231
以及任选的选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤2.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.003％，
所述组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质；
-在1150℃至1300℃的温度T再加热下再加热所述板坯；
-在高于Ar3的温度下热轧经再加热的板坯以获得热轧钢；
-在20℃至600℃的温度下卷取所述热轧钢；
-在高于或等于500℃且低于Ac1-20℃的温度THHBA下对所述热轧钢进行退火持续大于或等于最小分批退火时间tHBA最小的时间tHBHBA，所述tHBA最小定义为：
Figure BDA0003305214080000232
其中tHBA最小以小时表示，THBA是以开尔文表示的分批退火温度，Mn％表示按重量百分比计所述钢的Mn含量，C％表示按重量百分比计所述钢的C含量；
-冷轧所述钢以获得冷轧钢板；
-将所述冷轧钢板再加热至Ae3至Ae3+150℃的退火温度TA，以便经退火获得由奥氏体组成的组织，以及将所述冷轧钢板保持在所述退火温度TA下tA最小至tA最大的保持时间tA，
tA最小和tA最大定义为：
Figure BDA0003305214080000241
Figure BDA0003305214080000242
其中tA最小和tA最大以秒表示，TA是以开尔文表示的退火温度，Mn％表示按重量百分比表示的所述钢的Mn含量，C％表示按重量百分比表示的所述钢的C含量，Cr％表示按重量百分比表示的所述钢的Cr含量；
-以足够高以避免在冷却时形成铁素体和珠光体的冷却速率将所述冷轧钢板淬火至Mf+20℃至Ms-50℃的淬火温度QT；
-将所述冷轧钢板再加热至350℃至500℃的配分温度TP，以及将所述冷轧钢板保持在所述配分温度TP下3秒至1000秒的配分时间tP；
-将所述冷轧钢板冷却至室温，以获得经冷轧和热处理的钢板。
附注14.根据附注13所述的方法，其中所述分批退火温度THBA高于或等于500℃。
附注15.根据附注13或14中任一项所述的方法，其中，在将所述冷轧钢板淬火至所述淬火温度QT之后并且在将所述板加热至所述配分温度TP之前，将所述板保持在所述淬火温度QT下2秒至200秒，优选3秒至7秒的保持时间。
附注16.根据附注13至15中任一项所述的方法，其中，在将所述冷轧钢板保持在所述配分温度TP下与将所述冷轧钢板冷却至室温之间，在低于或等于480℃的温度下在浴中热浸涂所述钢板。
附注17.根据附注13至15中任一项所述的方法，其中，在将所述冷轧板保持在所述配分温度TP下之后，立即将所述冷轧板冷却至室温。
附注18.根据附注17所述的方法，其中在将所述冷轧钢板冷却至室温的步骤之后，通过电化学方法或通过真空涂覆工艺涂覆所述经冷轧和热处理的钢板。
附注19.根据附注16或18中任一项所述的方法，其中用Zn或Zn合金涂覆所述经冷轧和热处理的钢板。
附注20.根据附注16或18中任一项所述的方法，其中用Al或Al合金涂覆所述经冷轧和热处理的钢板。
附注21.根据附注13至20中任一项所述的方法，其中所述经冷轧和热处理的钢板具有以表面分数计由10％至50％的残留奥氏体、至多8％的新鲜马氏体、以及回火马氏体组成的显微组织，所述残留奥氏体包括：
-Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体，Mn％表示所述钢板的Mn含量；以及
-Mn含量为0.5*Mn％至1.3*Mn％的贫Mn奥氏体，
所述富Mn奥氏体相对于整个显微组织的表面分数为2％至12％。
附注22.根据附注13至21中任一项所述的方法，其中所述组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.15％；
C≤0.30％。
附注23.根据附注13至22中任一项所述的方法，其中Mn≥3.7％。
附注24.一种用于制造至少两个钢板的电阻点焊接头的方法，包括以下步骤：
-提供根据附注1至9中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板或者通过根据附注13至23中任一项所述的方法制造的经冷轧和热处理的钢板；
-提供第二钢板；
-将所述经冷轧和热处理的钢板电阻点焊至所述第二钢板。
附注25.根据附注24所述的方法，其中所述第二钢板是根据附注1至9中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板或者通过根据附注13至23中任一项所述的方法制造的经冷轧和热处理的钢板。

Claims (12)

1.一种经冷轧和热处理的钢板，按重量百分比计，具有包含以下的组成：
0.10％≤C≤0.40％
3.5％≤Mn≤8.0％
0.5％≤Si≤2.5％
0.003％≤Al≤3.0％
其中Si+Al≥0.8％
0.001％≤Mo≤0.5％
S≤0.010％
P≤0.020％
N≤0.008％
使得
Figure FDA0003305214070000011
以及任选的选自Cr、Ti、Nb、V和B中的一种或更多种元素，使得：
0.01％≤Cr≤2.0％
0.010％≤Ti≤0.080％
0.010％≤Nb≤0.080％
0.010％≤V≤0.30％
0.0005％≤B≤0.003％，
所述组成的剩余部分是铁和由熔炼产生的不可避免的杂质，
所述经冷轧的钢板具有以表面分数计由10％至50％的残留奥氏体、至多8％的新鲜马氏体、以及回火马氏体组成的显微组织，所述残留奥氏体包括：
-Mn含量高于1.3*Mn％的富Mn奥氏体，Mn％表示所述钢板的Mn含量；以及
-Mn含量为0.5*Mn％至1.3*Mn％的贫Mn奥氏体，
所述富Mn奥氏体相对于整个显微组织的表面分数为2％至12％。
2.根据权利要求1所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述贫Mn奥氏体和所述富Mn奥氏体的平均C含量为0.4％至1.0％。
3.根据权利要求1所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述富Mn奥氏体呈岛的形状，所述富Mn奥氏体的所述岛的平均尺寸小于500nm。
4.根据权利要求1所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述新鲜马氏体和所述回火马氏体包含碳化物，最大尺寸大于60nm的碳化物的表面密度小于或等于4.106/mm2。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板的屈服强度YS为1100MPa至1700MPa，抗拉强度TS为1300MPa至2000MPa，均匀延伸率UE为至少10％，根据ISO标准ISO 6892-1测量的总延伸率TE为至少13％，抗拉强度×总延伸率(TS×TE)的乘积为至少19000MPa％，屈服强度×均匀延伸率(YS×UE)的乘积为至少13000MPa％，根据ISO标准16630：2009测量的扩孔率HER为至少20％。
6.根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板涂覆有Zn或Zn合金。
7.根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述经冷轧和热处理的钢板涂覆有Al或Al合金。
8.根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中所述组成满足以下条件中的至少一者：
C≥0.15％；
C≤0.30％。
9.根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板，其中Mn≥3.7％。
10.一种至少两个钢板的电阻点焊接头，其中所述两个钢板中的至少一者是根据权利要求1至4中任一项所述的经冷轧和热处理的钢板。
11.根据权利要求10所述的电阻点焊接头，在任何焊后热处理之前的α值为至少30*10N/mm2。
12.根据权利要求10所述的电阻点焊接头，在焊后热处理之后的α值为至少50*10N/mm2。
CN202111206745.XA 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法 Active CN114015933B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/001349 WO2018055425A1 (en) 2016-09-22 2016-09-22 High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
IBPCT/IB2016/001349 2016-09-22
PCT/EP2017/073337 WO2018054787A1 (en) 2016-09-22 2017-09-15 High strength and high formability cold-rolled and heat-treated steel sheet and manufacturing method
CN201780058013.6A CN109715843B (zh) 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780058013.6A Division CN109715843B (zh) 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114015933A CN114015933A (zh) 2022-02-08
CN114015933B true CN114015933B (zh) 2023-02-24

Family

ID=57153505

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780058013.6A Active CN109715843B (zh) 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法
CN202111206745.XA Active CN114015933B (zh) 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法
CN202110637957.7A Active CN113444977B (zh) 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性钢板及制造方法

Family Applications Before (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201780058013.6A Active CN109715843B (zh) 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法

Family Applications After (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202110637957.7A Active CN113444977B (zh) 2016-09-22 2017-09-15 高强度和高可成形性钢板及制造方法

Country Status (16)

Country Link
US (2) US11434541B2 (zh)
EP (2) EP4050117A1 (zh)
JP (1) JP6830539B2 (zh)
KR (1) KR102231817B1 (zh)
CN (3) CN109715843B (zh)
BR (1) BR112019003791B1 (zh)
CA (3) CA3198890A1 (zh)
ES (1) ES2921699T3 (zh)
HU (1) HUE058868T2 (zh)
MA (1) MA47018B1 (zh)
MX (1) MX2019003282A (zh)
PL (1) PL3555336T3 (zh)
RU (1) RU2714455C1 (zh)
UA (1) UA121443C2 (zh)
WO (2) WO2018055425A1 (zh)
ZA (1) ZA201901029B (zh)

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2019111029A1 (en) 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019122978A1 (en) * 2017-12-21 2019-06-27 Arcelormittal Welded steel part used as motor vehicle part, hot pressed steel part, and method of manufacturing said welded steel part
TW202010852A (zh) * 2018-06-29 2020-03-16 日商日本製鐵股份有限公司 高強度鋼板及其製造方法
JP6737419B1 (ja) * 2018-10-17 2020-08-12 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびその製造方法
EP3868910A1 (en) * 2018-10-17 2021-08-25 JFE Steel Corporation Thin steel sheet and method for manufacturing same
KR102276740B1 (ko) * 2018-12-18 2021-07-13 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
MX2021007806A (es) * 2018-12-26 2021-08-11 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia y metodo de fabricacion de la misma.
CN113227429B (zh) * 2018-12-26 2023-02-07 杰富意钢铁株式会社 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
US11390932B2 (en) 2018-12-26 2022-07-19 Jfe Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same
JP2022531669A (ja) * 2019-05-07 2022-07-08 ユナイテッド ステイツ スチール コーポレイション 連続鋳造された熱間圧延高強度鋼板製品を製造する方法
PT3754037T (pt) * 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
JP6901050B1 (ja) * 2019-07-30 2021-07-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021123877A1 (en) * 2019-12-17 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123888A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018503A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018502A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018497A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
RU2751072C1 (ru) * 2020-09-02 2021-07-07 Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" Способ производства высокопрочной холоднокатаной стали
CN112375990B (zh) * 2020-10-30 2021-10-19 东北大学 一种屈服强度大于2000MPa的超高强度钢及其制备方法
KR20230145590A (ko) * 2021-03-08 2023-10-17 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 강판의 제조 방법
CN113106339B (zh) * 2021-03-22 2022-02-11 北京科技大学 一种超高强高塑性抗高温氧化热冲压成形钢的制备方法
CN113462957A (zh) * 2021-05-27 2021-10-01 钢铁研究总院 一种马氏体/奥氏体复相组织耐磨钢的制备方法
EP4370718A1 (en) * 2021-07-16 2024-05-22 ArcelorMittal Method of manufacturing of a steel part
MX2024002449A (es) * 2021-08-31 2024-03-08 Arcelormittal Hoja de acero laminada en caliente y metodo de fabricacion de la misma.
CA3229396A1 (en) * 2021-08-31 2023-03-09 Arcelormittal Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN114045431B (zh) * 2021-10-15 2022-12-16 首钢集团有限公司 一种870MPa级高塑韧性中锰钢宽厚钢板及其制造方法
TWI795076B (zh) * 2021-11-15 2023-03-01 中國鋼鐵股份有限公司 鋼材之熱處理方法
CN114134424B (zh) * 2021-12-03 2023-05-02 中国科学院合肥物质科学研究院 一种超高屈服强度中锰合金钢及其制备方法
CN116287965B (zh) * 2021-12-20 2024-07-23 四川大学 一种V-Ti-N微合金化高强钢及其P-Q&P工艺
CN116144887B (zh) * 2022-09-09 2024-01-16 北京理工大学 一种实现无硅、无铝中锰钢的淬火-配分热处理方法
CN117089761B (zh) * 2023-05-30 2024-06-04 宝山钢铁股份有限公司 一种归一化成分的变强度双相钢板及其柔性制造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5380378A (en) * 1993-04-23 1995-01-10 Gas Research Institute Method and apparatus for batch coil annealing metal strip
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101253885B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP5640762B2 (ja) * 2011-01-20 2014-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 油井用高強度マルテンサイト系ステンレス継目無鋼管
WO2012120020A1 (en) * 2011-03-07 2012-09-13 Tata Steel Nederland Technology Bv Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
MX357839B (es) 2011-07-29 2018-07-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero platinada con zinc de alta resistencia y lámina de acero de alta resistencia que tiene maleabilidad superior y método para producir cada una de ellas.
PL2762585T3 (pl) * 2011-09-30 2020-01-31 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości cynkowana zanurzeniowo na gorąco o doskonałych właściwościach skrawania mechanicznego, stopowa blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości cynkowana zanurzeniowo na gorąco oraz sposób wytwarzania wspomnianych blach cienkich
ES2670893T3 (es) * 2011-09-30 2018-06-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia y chapa de acero aleado galvanizado por inmersión en caliente de alta resistencia, teniendo cada una de ellas una resistencia a la tracción de 980 mpa o superior, excelente adhesión de chapado, excelente formabilidad y excelentes propiedades de expansión de orificios, y método para producir las mismas
IN2014DN11262A (zh) * 2012-07-31 2015-10-09 Jfe Steel Corp
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
PL3093358T3 (pl) * 2014-01-06 2020-02-28 Nippon Steel Corporation Stal i sposób jej wytwarzania
KR101912512B1 (ko) * 2014-01-29 2018-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
WO2016001699A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained
WO2016001703A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method
MX2017005168A (es) 2014-10-24 2017-07-27 Jfe Steel Corp Parte prensada en caliente de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
JP6085348B2 (ja) 2015-01-09 2017-02-22 株式会社神戸製鋼所 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
CN105483531A (zh) * 2015-12-04 2016-04-13 重庆哈工易成形钢铁科技有限公司 用于冲压成形的钢材及其成形构件与热处理方法

Also Published As

Publication number Publication date
MA47018B1 (fr) 2022-06-30
CN109715843A (zh) 2019-05-03
US11434541B2 (en) 2022-09-06
CA3198890A1 (en) 2018-03-29
JP6830539B2 (ja) 2021-02-17
EP3555336B1 (en) 2022-06-15
EP3555336A1 (en) 2019-10-23
MX2019003282A (es) 2019-07-18
PL3555336T3 (pl) 2022-08-22
CN114015933A (zh) 2022-02-08
CN113444977B (zh) 2022-10-14
CA3133435A1 (en) 2018-03-29
UA121443C2 (uk) 2020-05-25
BR112019003791A2 (pt) 2019-05-21
CN109715843B (zh) 2022-02-15
CA3133435C (en) 2023-07-11
CN113444977A (zh) 2021-09-28
BR112019003791B1 (pt) 2023-01-10
KR102231817B1 (ko) 2021-03-26
ZA201901029B (en) 2019-10-30
ES2921699T3 (es) 2022-08-30
JP2019532186A (ja) 2019-11-07
WO2018055425A1 (en) 2018-03-29
MA47018A (fr) 2019-10-23
EP4050117A1 (en) 2022-08-31
CA3035786C (en) 2021-11-30
US20210115528A1 (en) 2021-04-22
WO2018054787A1 (en) 2018-03-29
US20220290265A1 (en) 2022-09-15
KR20190039424A (ko) 2019-04-11
CA3035786A1 (en) 2018-03-29
RU2714455C1 (ru) 2020-02-17
HUE058868T2 (hu) 2022-09-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114015933B (zh) 高强度和高可成形性经冷轧和热处理的钢板及制造方法
CN111492077B (zh) 高强度高可成形性钢板及制造方法
JP6686035B2 (ja) 高強度鋼製品の製造方法およびこれによって得られる鋼製品
JP5493986B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
EP2589677B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing same
JP5290245B2 (ja) 複合組織鋼板及びこれを製造する方法
JP6696209B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
KR102383627B1 (ko) 냉간 압연되고 어닐링된 강판 및 냉간 압연되고 어닐링된 강판을 제조하는 방법
WO2001064967A1 (fr) Tole d'acier laminee a froid a haute resistance presentant d'excellentes proprietes de durcissement par vieillissement par l'ecrouissage
CN111433376B (zh) 冷轧退火钢板及其制造方法
KR20240105467A (ko) 강도 및 성형성이 개선된 고강도 강 시트의 제조 방법 및 얻어진 고강도 강 시트
JP3846206B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
KR20070061859A (ko) 신장과 구멍 확장성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
US20170204490A1 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
JP3587126B2 (ja) 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6724320B2 (ja) 伸びと穴広げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant