RU2074900C1 - Способ обработки стали (варианты) - Google Patents
Способ обработки стали (варианты) Download PDFInfo
- Publication number
- RU2074900C1 RU2074900C1 RU93052418/02A RU93052418A RU2074900C1 RU 2074900 C1 RU2074900 C1 RU 2074900C1 RU 93052418/02 A RU93052418/02 A RU 93052418/02A RU 93052418 A RU93052418 A RU 93052418A RU 2074900 C1 RU2074900 C1 RU 2074900C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- less
- steel
- present
- rolling
- strength
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 157
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 157
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 24
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 32
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 29
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 26
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 24
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 20
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 18
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 14
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 12
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 8
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 5
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract 4
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract 3
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract 3
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 4
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 21
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 abstract description 14
- 239000011651 chromium Substances 0.000 abstract description 11
- 230000008569 process Effects 0.000 abstract description 11
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 3
- 238000009851 ferrous metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 26
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 26
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 17
- 229910000617 Mangalloy Inorganic materials 0.000 description 16
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 13
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 9
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 9
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 8
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 8
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 6
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 6
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 6
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 6
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 4
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000000635 electron micrograph Methods 0.000 description 4
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 4
- -1 carbon Chemical compound 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 3
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 3
- 238000005303 weighing Methods 0.000 description 3
- CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N Carbon dioxide Chemical compound O=C=O CURLTUGMZLYLDI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 2
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 238000003915 air pollution Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910000963 austenitic stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910002092 carbon dioxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001569 carbon dioxide Substances 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000007872 degassing Methods 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 description 1
- 239000000696 magnetic material Substances 0.000 description 1
- 239000003607 modifier Substances 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000012856 packing Methods 0.000 description 1
- 230000035699 permeability Effects 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 1
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- 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
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- 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
-
- 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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
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)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Предложен способ обработки стали, включающий выплавку стального сляба, содержащего (в мас. %) углерод менее 1,5; марганец 15 - 35; алюминий 0,1 - 6,0; железо - остальное и дальнейшую горячую прокатку при температуре начала прокатки 1100 - 1250oC и температуре окончания прокатки 700 - 1000oC. При этом в частном случае предложенный способ может включать выплавку стального сляба с содержанием одного или более компонентов, выбранных из группы, включающей (в мас.%) кремний менее 0,6; медь менее 5,0; ниобий менее 1,0; ванадий менее 0,5; титан менее 0,5; хром менее 9,0; никель менее 4,0; азот менее 0,2. Также в частном случае после горячей прокатки проводят холодную прокатку и отжиг при 500 - 1000oC с выдержкой от 5 с до 20 ч. 2 с. и 2 з.п.ф-лы, 6 ил., 9 табл.
Description
Изобретение относится к аустенитной высокомарганцовистой стали, используемой в областях, требующих высокой штампуемости, таких как автомобильный стальной лист, лист электронной панели и т.п. В частности, изобретение относится к аустенитной высокомарганцовистой стали, имеющей хорошую штампуемость, прочность и превосходную свариваемость.
Областями применения стали, где требуется высокая штампуемость, являются автомобильные стальные листы и листы электронных панелей.
В частности, в автомобильной промышленности, где выпуск двуокиси углерода является более строго регулируемым, что пришло недавно для смягчения загрязнения воздуха. В соответствии с этой тенденцией, там требуются высокопрочные стальные листы, имеющие хорошую штампуемость, также как и улучшенная скорость сгорания топлива и снижение веса автомобиля.
Общеприняты в качестве автомобильных стальных листов стали с экстранизким содержанием углерода, в которых основой структуры является феррит, гарантирующий штампуемость (патент США 4950025, 4830686 и 5078809).
Однако, когда сильно низкоуглеродистая сталь используется для автомобильного стального листа, хотя ее штампуемость превосходна, предел прочности на растяжение снижается до 28 38 кг/мм22, соответственно нельзя уменьшить вес автомобиля, безопасность автомобиля снижается, подвергая опасности жизни пассажиров.
Сильно низкоуглеродистая сталь, имеющая (фенитную) ферритную основу, может включать до 0,005% углерода и предел растворимости примесей очень низок. Если углерод и другие примеси добавлены с превышением предела растворимости, образуются карбиды и окислы, в результате чего в процессах холодной прокатки и отжига не могут развиваться специфические текстуры, в связи с чем понижается штампуемость.
Поэтому в случае общепринятых автомобильных листов, имеющих фенитную основу, добавка углерода снижена до 0,003% также, как снижены другие примеси до чрезвычайно малых количеств для увеличения штампуемости. Следовательно, это сопровождается трудностями, такими, как необходимость выполнения в процессе получения стали такой специальной обработки, как дегазация, для того, чтобы в процессах холодной прокатки и отжига развивались специальные текстуры.
Кроме того, многофазная сталь с увеличенной для сильнонизкоуглеродистой стали прочностью раскрыта в патенте США 4854976. В эту сталь в больших количествах добавлены Si, Mn, P, Al и B для образования бейнитной структуры и менее 8% остаточного аустенита, вследствие чего увеличивается до 50 70 кг/мм2 предел прочности на растяжение. Однако вследствие различия способностей к деформации между бейнитной структурой и остаточным аустенитом, штампуемость снижается и, следовательно, этот материал ограниченно используется в деталях автомобиля, не требующих высокой штампуемости.
Между тем, стальной лист, используемый как внешняя панель электронных приборов, должен быть немагнитным материалом, не подверженным влиянию магнитных полей, также как должен иметь высокую прочность и штампуемость.
Поэтому для этих целей главным образом используется аустенитная нержавеющая сталь. Но эта сталь содержит до 8% дорогостоящего никеля, тогда как ее магнитная восприимчивость становится нестабильной из-за α′-мартенсит деформации в процессе ее получения.
Авторы настоящего изобретения потратили много лет на изучение того, как преодолеть недостатки общепринятого автомобильного стального листа и стального листа электронных панелей, и успешно разработали аустенитную высокомарганцевую сталь, имеющую превосходные штампуемость и прочность.
Итак, не обнаружено случаев использования высокомарганцовистой стали для обеспечения хорошей штампуемости и высокой прочности.
В настоящее время высокомарганцовистая сталь используется в реакторах нуклеосинтеза, магнитных с буферным режимом работы рельсах, для предотвращения электростатического разряда и как немагнитный конструкционный материал для преобразователя (Японские выложенные заявки Sho-63-35758, 64-17819, 61-288052 и 60-36647). Кроме того, этот материал также используется как немагнитная сталь для некоторых деталей видеомагнитофонов и электронных видеоприборов (Японская выложенная заявка Sho-62-136557).
Однако, в этих немагнитных высокомарганцовистых сталях А1 либо не добавляют в качестве ингредиента сплава, либо добавляют его только 4% для раскисления (восстановления), сопротивления окислению, сопротивления коррозии, закалки на твердый раствор и как модификатор (Японские выложенные заявки Sho-60-36647, 63-35758 и 62-136557).
Между тем, сплав с той же самой композицией, которая относится к настоящему изобретению, раскрыт в корейском патенте 29304 (патенты-аналоги США 4847046 и Японии 1631935), который выдан настоящим авторам.
Однако сплав, раскрытый в корейском патенте 29304, рассматривается по его прочности и ударной вязкости при сверхнизких температурах для криогенного использования. Следовательно, в этом существенное отличие от стали по настоящему изобретению, которое предназначено для улучшения штампуемости, прочности и свариваемости.
Целью настоящего изобретения является создание аустенитной высокомарганцовистой стали и способа ее изготовления, отличающихся тем, что аустенитная Fe Mn Al C сталь, имеющая гранецентрированную кубическую решетку и высокий коэффициент удлинения, используется для получения надлежащего количества деформационных двойников, посредством чего улучшается штампуемость, прочность и свариваемость.
Другой целью изобретения является создание аустенитной высокомарганцовистой стали и способа ее изготовления, в которой упрочняющий твердый раствор элемент добавляется в аустенитную Fe Mn Al C сталь, имеющую гранецентрированную кубическую решетку, так, чтобы деформационные двойники смогли улучшить штампуемость, прочность и свариваемость.
Вышеуказанные цели и преимущества настоящего изобретения становятся более ясными за счет подробного описания предпочтительных вариантов настоящего изобретения со ссылками на приложенные чертежи, где:
на фиг.1 изображена диаграмма, показывающая область добавок Mn и Al; на фиг. 2 график, показывающий пределы штампуемости, основанные на экспериментах; на фиг.3 электронная микрофотография, показывающая образование деформационных двойников в стали по настоящему изобретению; на фиг.4 электронная микрофотография, показывающая образование деформационных двойников в другом варианте настоящего изобретения; на фиг.5 график, показывающий предел штампуемости, основанный на экспериментах, на фиг.6 - график, показывающий изменения прочности сварного соединения, основанные на экспериментах.
на фиг.1 изображена диаграмма, показывающая область добавок Mn и Al; на фиг. 2 график, показывающий пределы штампуемости, основанные на экспериментах; на фиг.3 электронная микрофотография, показывающая образование деформационных двойников в стали по настоящему изобретению; на фиг.4 электронная микрофотография, показывающая образование деформационных двойников в другом варианте настоящего изобретения; на фиг.5 график, показывающий предел штампуемости, основанный на экспериментах, на фиг.6 - график, показывающий изменения прочности сварного соединения, основанные на экспериментах.
Сталь по настоящему изобретению содержит менее 0,70 мас. углерода С, марганец Mn и алюминий Al присажены (добавлены) так, чтобы находиться внутри области, ограниченной A, B, C, D и Е на фиг.1, оставшаяся часть включает Fe и другие необходимые (обязательные) примеси, посредством чего образуется аустенитная высокомарганцовистая сталь, имеющая превосходные штампуемость, прочность и свариваемость.
После долгого изучения и экспериментов авторы нашли, что если С, Mn и Al аустенитной высокомарганцовистой стали изменять в определенной степени и если присаживать упрочняющий твердый раствор элемент, можно получить высокомарганцовистую сталь с превосходной штампуемостью, прочностью и свариваемостью.
Сталь по настоящему изобретению включает (в мас.) менее 1,5 С, 15,0 - 35,0 Mn и 0,1 6,0 Al, остальное Fe и другие обязательные примеси. Размер зерна составляет 40,0 μм, и штампуемость, прочность и свариваемость превосходны.
В другом варианте сталь по настоящему изобретению включает (в мас.) менее 1,5 С, 15,0 35,0 Mn, 0,1 6,0 Al и один или более элементов, выбранных из группы, содержащей (в мас.) менее 0,6 Si, менее 5,0 Cu, менее 1,0 Nb, менее 0,5 V, менее 0,5 Ti, менее 9,0 Cr, менее 4,0 Ni и менее 0,12 N, остальное Fe и другие обязательные примеси, при этом размер зерна менее 40,0 μм, посредством чего обеспечивается получение аустенитной высокомарганцовистой стали с превосходной штампуемостью, прочностью и свариваемостью.
Высокомарганцевая сталь по настоящему изобретению является горячекатанной с последующей холодной прокаткой.
Способ изготовления стали по настоящему изобретению отличается тем, что готовят стальной сляб, содержащий (в мас.) менее 1,5 С, 15,0 35 Mn, 0,1 - 6,0 Al, остальное Fe и другие обязательные примеси, выполняют горячую прокатку остального сляба в горячекатанные стальные листы обычным способом. Горячекатанные стальные листы могут также подвергаться холодной прокатке и затем отжигу при 500 1000oC в течение от 5 с до 20 ч, посредством чего получают аустенитную высокомарганцовистую сталь с превосходными штампуемостью, прочностью и свариваемостью.
Альтернативно, способ изготовления высокомарганцовистой стали по настоящему изобретению отличается тем, что подготавливают стальной сляб, содержащий (в мас. ) менее 1,5 С, 15,0 35,0 Mn и 0,1 6,0 Al и один или более элементов, выбранных из группы, содержащей (в мас.) менее 0,60 Si, менее 5,0 Cu, менее 1,0 Nb, менее 0,5 V, менее 0,5 Ti, менее 9,0 Cr, менее 4,0 Ni и менее 0,2 N, остальное Fe и другие обязательные примеси, проводят горячую прокатку этого сляба в горячекатанные стальные листы в качестве готового продукта. Горячекатанные стальные листы могут также подвергаться холодной прокатке и затем отжигу при температуре 550 1000oC от 5 с до 20 ч, получая таким образом аустенитную высокомарганцовистую сталь с превосходными штампуемостью, прочностью и свариваемостью.
Теперь опишем причину выбора легирующих элементов и диапазон примесей.
Углерод (С) тормозит образование ∈-мартенсита путем увеличения энергии дефектов упаковки и улучшает стабильность аустенита. Однако, если его содержание выше, чем 1,5 мас. (далее) его энергия дефектов упаковки становится слишком высокой, в результате чего не могут образовываться двойники. Кроме того, предел растворимости углерода в аустените превышается, в результате чего чрезмерно выделяются карбиды, ухудшая коэффициент удлинения и штампуемость. Поэтому желательное содержание углерода должно быть менее 1,5%
Марганец (Mn) является обязательным (необходимым) элементом для улучшения прочности и стабилизации аустенитной фазы. Однако, если его содержание ниже 15,0% происходит образование α′-мартенситной фазы, тогда как если его содержание выше 35,0% тормозится образование двойников из-за аннулирования примесного действия. Следовательно, желательное содержание марганца должно заключаться между 15,0 35%
Алюминий (Al) подобно углероду повышает энергию дефектов упаковки, чтобы стабилизировать аустенитную фазу, и не образует e-мартенситы даже при такой глубокой деформации, как холодная прокатка, но способствует образованию двойников. Поэтому алюминий является очень важным элементом для улучшения способности к обработке и штамповке прессованием. Однако, если его содержание менее, чем 0,1% образуются e-мартенситы, ухудшающие коэффициент удлинения, хотя их прочность увеличивается, в результате чего ухудшается способность к холодной обработке и штамповке прессованием. Между тем, если его содержание превышает 6,0% энергия упаковки дефектов слишком увеличивается, так что происходит деформация сдвига благодаря полной дислокации. Поэтому желательное содержание алюминия должно быть 0,1 6,0%
Как описано выше, добавка алюминия и марганца тормозит образование α′-мартенситов и включает возможность образования e-мартенситов и деформации сдвига благодаря полной дислокации. Поэтому два элемента ограничены для того, чтобы двойники формировались благодаря частичным дислокациям.
Марганец (Mn) является обязательным (необходимым) элементом для улучшения прочности и стабилизации аустенитной фазы. Однако, если его содержание ниже 15,0% происходит образование α′-мартенситной фазы, тогда как если его содержание выше 35,0% тормозится образование двойников из-за аннулирования примесного действия. Следовательно, желательное содержание марганца должно заключаться между 15,0 35%
Алюминий (Al) подобно углероду повышает энергию дефектов упаковки, чтобы стабилизировать аустенитную фазу, и не образует e-мартенситы даже при такой глубокой деформации, как холодная прокатка, но способствует образованию двойников. Поэтому алюминий является очень важным элементом для улучшения способности к обработке и штамповке прессованием. Однако, если его содержание менее, чем 0,1% образуются e-мартенситы, ухудшающие коэффициент удлинения, хотя их прочность увеличивается, в результате чего ухудшается способность к холодной обработке и штамповке прессованием. Между тем, если его содержание превышает 6,0% энергия упаковки дефектов слишком увеличивается, так что происходит деформация сдвига благодаря полной дислокации. Поэтому желательное содержание алюминия должно быть 0,1 6,0%
Как описано выше, добавка алюминия и марганца тормозит образование α′-мартенситов и включает возможность образования e-мартенситов и деформации сдвига благодаря полной дислокации. Поэтому два элемента ограничены для того, чтобы двойники формировались благодаря частичным дислокациям.
Кремний (Si) является элементом, добавляемым для восстановления (раскисления) и улучшения прочности закалкой на твердый раствор. Если его содержание выше 0,6% раскисляющее действие насыщено и ухудшается способность к окрашиванию при производстве автомобилей, так как в процессе сварки образуются трещины. Поэтому желательное содержание кремния должно быть ограничено ниже 0,6%
Медь (Cu) является элементом, который добавляется для улучшения сопротивления коррозии и увеличения прочности через закалку на твердый раствор. Если содержание меди выше 5,0% имеет место горячая хрупкость, что ухудшит горячую прокатку.
Медь (Cu) является элементом, который добавляется для улучшения сопротивления коррозии и увеличения прочности через закалку на твердый раствор. Если содержание меди выше 5,0% имеет место горячая хрупкость, что ухудшит горячую прокатку.
Поэтому содержание меди должно быть ограничено ниже 5,0%
Nb, V и Ti являются элементами, добавляемыми для улучшения прочности закалкой на твердый раствор. Если содержание Nb выше 1,0% в процессе горячей прокатки образуются трещины, тогда как если содержание V превышает 0,5% образуется химическое соединение с низкой точкой плавления, что ухудшает качество горячей прокатки. Между тем Ti реагирует с азотом в стали с выделением нитридов и затем образуются двойники, вследствие чего улучшается прочность и штампуемость. Однако, если его содержание выше 0,5% образуется избыточное выделение, в связи с чем в процессе холодной прокатки образуются маленькие трещины, также как и ухудшение штампуемости и свариваемости.
Nb, V и Ti являются элементами, добавляемыми для улучшения прочности закалкой на твердый раствор. Если содержание Nb выше 1,0% в процессе горячей прокатки образуются трещины, тогда как если содержание V превышает 0,5% образуется химическое соединение с низкой точкой плавления, что ухудшает качество горячей прокатки. Между тем Ti реагирует с азотом в стали с выделением нитридов и затем образуются двойники, вследствие чего улучшается прочность и штампуемость. Однако, если его содержание выше 0,5% образуется избыточное выделение, в связи с чем в процессе холодной прокатки образуются маленькие трещины, также как и ухудшение штампуемости и свариваемости.
Поэтому содержание Nb, V и Ti должно быть ограничено соответственно 1,0% 0,5% и 0,5%
Cr и Ni являются элементами, добавляемыми для замедления образования α′-мартенсита путем стабилизации аустенитной фазы и для улучшения прочности закалкой на твердый раствор. Если содержание Cr меньше, чем 9,0% стабилизируется аустенитная фаза и предотвращается образование трещин в процессе нагрева сляба и в процессе горячей прокатки, таким образом, улучшая способность к горячей прокатке. Однако, если его содержание превышает 9,0% образуются в больших количествах α′-мартенситы, что ухудшает штампуемость.
Cr и Ni являются элементами, добавляемыми для замедления образования α′-мартенсита путем стабилизации аустенитной фазы и для улучшения прочности закалкой на твердый раствор. Если содержание Cr меньше, чем 9,0% стабилизируется аустенитная фаза и предотвращается образование трещин в процессе нагрева сляба и в процессе горячей прокатки, таким образом, улучшая способность к горячей прокатке. Однако, если его содержание превышает 9,0% образуются в больших количествах α′-мартенситы, что ухудшает штампуемость.
Поэтому содержание Cr должно быть ниже 9,0% Ni улучшает коэффициент удлинения и также улучшает такие механические свойства, как ударная вязкость. Однако, если его содержание превышает 4,0% его примесный эффект насыщается и, следовательно, его содержание должно быть ограничено 4,0% исходя из экономических соображений.
Азот (N) выделяет нитриды в реакции с Al в стадии затвердевания, во время операции горячей прокатки и во время отжига после холодной прокатки и поэтому выполняет роль сердцевины в зарождающихся двойниках в процессе формования стальных листов прессованием, таким образом улучшая формуемость и прочность. Однако, если его содержание превышает 0,2% нитриды выделяются в избыточном количестве, ухудшая этим коэффициент удлинения и свариваемость. Поэтому содержание должно быть ограничено ниже 0,2%
Теперь настоящее изобретение будет описано касательно условий его изготовления.
Теперь настоящее изобретение будет описано касательно условий его изготовления.
Сталь, имеющая вышеописанный состав, подвергается большому числу операций, таких, как плавление, непрерывная разливка (или разливка в слитки) и горячая прокатка. Получающиеся горячекатанные стальные толстые листы имеют толщину 1,6 8 мм и используются для грузовиков, автобусов и других крупных транспортных средств.
Эти горячекатанные стальные листы подвергают холодной прокатке и отжигу и получают холоднокатанные стальные листы менее 1,5 мм, использующиеся главным образом для автомобилей.
Что касается термической обработки отжигом, то возможны либо непрерывный отжиг, либо отжиг в ящиках.
Однако непрерывный отжиг предпочтителен из-за его экономичности при массовом производстве.
Горячая прокатка стали по изобретению осуществляется обычным способом и, предпочтительно, температура повторного нагрева сляба должна быть 1100 - 1250oC, тогда как конечная температура горячей прокатки должна быть 700 - 1000oC. Вышеупомянутая температура горячей прокатки 1100 1250oC выбрана из-за того, что сляб должен быть равномерно нагрет в короткий промежуток времени, чтобы улучшить энергетический выход (отдачу). Если конечная температура горячей прокатки слишком низкая, производительность уменьшается и, следовательно, ее нижний предел должен быть 700oC. Верхний предел конечной температуры горячей прокатки должен быть 1000oC, так как в процессе горячей прокатки сляб должен быть подвергнут более 10 прокатывающим проходам.
Холодная прокатка также выполняется обычным способом. При изготовлении Fe Mn Al С стали, если температура отжига ниже 500oC, деформированные зерна аустенита не могут рекристаллизоваться в достаточном количестве. Кроме того, в этом случае остаются прокатанные удлиненные зерна и, следовательно, коэффициент удлинения становится слишком низким, хотя сопротивления высокие. Между тем, если температура отжига выше 1000oC, зерна аустенита вырастают более 40,0 мм, в результате чего падает штампуемость. Следовательно, температура отжига предпочтительно должна быть ограничена до 500 1000oC.
Если время отжига меньше 5,0 с, тепло не доходит до внутренней части холоднокатанного листа, в результате чего не может осуществляться полная рекристаллизация. Кроме того, в этом случае остаются холоднокатанные зерна, так что штампуемость должна ослабляться. Между тем, если время отжига превышает 20 ч, лимит времени нарушается образованием крупнозернистых карбидов, что снижает прочность и штампуемость. Поэтому время отжига предпочтительно должно быть ограничено интервалом 5 с 20 ч.
В случае, когда Fe Mn Al С сталь изготавливается присадкой упрочняющего твердый раствор элемента, желательно ограничить температуру и время отжига до 550 1000oC и до 5 с 20 ч соответственно, по вышеизложенным причинам.
Горячекатанные стальные листы, прошедшие при изготовлении стадии составление сплава плавление непрерывная разливка горячая прокатка, согласно настоящему изобретению подвергаются холодной прокатке и отжигу, чтобы размер аустенитных зерен был меньше 40 μм, предел прочности на растяжение превышал 50 кг/мм2 и коэффициент удлинения превышал 40%
В стали по настоящему изобретению, если размер зерна превышает 40 мм, штампуемость ухудшатся и, следовательно, отжиг нужно отрегулировать так, чтобы уменьшить размер зерна до величины, меньшей чем 40 μм.
В стали по настоящему изобретению, если размер зерна превышает 40 мм, штампуемость ухудшатся и, следовательно, отжиг нужно отрегулировать так, чтобы уменьшить размер зерна до величины, меньшей чем 40 μм.
Теперь настоящее изобретение будет описано более детально на основе реальных примеров.
Пример 1. Сталь, имеющая состав в соответствии с нижеприведенной табл.1, плавили в вакууме и затем разливали в слитки весом 30 кг. Затем проводили обработку на твердый раствор и затем проводили прокатку сляба до толщины 25 мм. Сляб, изготовленный вышеописанным способом, нагревали до температуры 1200oC и подвергали горячей прокатке с конечной температурой горячей прокатки 900oC.
В результате горячей прокатки получали толстый лист металла с толщиной 2,5 мм, и затем этот горячекатанный толстый лист подвергался холодной прокатке до получения толщины листа 0,8 мм.
Холоднокатанный лист отжигали при температуре 1000oC в течение 15 мин и проводили испытания каждого образца на рентгеновском дифрактометре. Затем измеряли при комнатной температуре относительный объем (объемную долю) фракции, что показано в табл.1. Кроме того, измеряли магнитную проницаемость каждого образца, что тоже показано в табл.1.
Кроме того, проводили относящиеся к растяжению испытания каждого образца на предел прочности, предел текучести и удлинение. Далее, после этих испытаний отрезали образцы равной длины и измеряли на рентгеновском дифрактометре относительный объем фракции деформированной фазы каждого образца (участка). Эти данные приведены в табл.2 ниже.
Как показано в табл.1, в стадиях 1 12 по настоящему изобретению не образовывались ∈-мартенситы и α′-мартенситы, а только аустенитная фаза, так что они должны быть немагнитными столями.
Между тем, стали для сравнения 13 17, отклоняющиеся от состава стали по изобретению по марганцу и алюминию, образуют α′-мартенситы, обладающие магнитными свойствами и/или образуют e-мартенситы.
Серийная сталь 20 и сравнительные стали 18 и 19, имеющие большое количество марганца и алюминия в сравнении с составом по настоящему изобретению, имеет только аустенитную фазу и не имеет магнитных свойств. Серийная сталь 21, обычно сильно низкоуглеродистая, имеет ферритную фазу (α) и имеет магнитные свойства.
С другой стороны, в случае со сравнительными сталями 13 15 и 17, их предел прочности на растяжение был высоким, а коэффициент удлинения очень низким, вследствие того, что содержание марганца и алюминия было слишком малым, из-за чего при деформации образовывались ∈-мартенситы и α′-мартенситы.
Сравнительная сталь 13 показала низкий коэффициент удлинения из-за того, что содержание алюминия было слишком высоким (хотя содержание марганца было относительно низким), вследствие чего при деформации образовывались α′-мартенситы с недостатком двойников.
Сравнительные стали 18 19 показали низкий предел прочности на растяжение и низкий коэффициент вследствие того, что было присажено слишком много марганца и алюминия и в результате пластической деформации не образовывались мартенситы и двойники.
Между тем, серийная сталь 20, являющаяся обычной нержавеющей сталью, показала высокие предел прочности на растяжение и коэффициент удлинения. Однако она имел магнитные свойства из-за образования в результате пластической деформации α′-мартенситов.
В то же время серийная сталь 21, являющаяся сильно низкоуглеродистой сталью, показала предел прочности на растяжение явно более низкий, чем сталь 1 12 по настоящему изобретению, вследствие того, что серийная сталь имеет ферритную фазу.
Пример 2. Для сталей 2 и 9 настоящего изобретения, сравнительных сталей 14 и 18 и серийной стали 21 в примере 1 были построены диаграммы предела штампуемости, показанные на фиг.2.
Как показано на фиг.2, стали 2 и 9 по настоящему изобретению показали максимальную штампуемость в сравнении с серийной сильно низкоуглеродистой сталью 21, из-за образования двойников (в формовочном валке). Сравнительные стали 14 и 18 не показали приемлемой штампуемости из-за отсутствия образования двойников.
В то же время, как показано в табл.2, стали 1 12 настоящего изобретения, имеющие близкие к предельным значениям составы настоящего изобретения, показали предел текучести 19 26 кг/мм2, предел прочности на растяжение 50 70 кг/мм2 и коэффициент удлинения 40 68% В частности, высокое относительное удлинение сталей 1 12 настоящего изобретения обязано этим образованию в результате пластической деформации двойников. Этот факт подтверждает электронная микрофотография стали 5 настоящего изобретения, как показано на фиг.3.
На фиг. 3 белые участки обозначают двойники, тогда как черные участки (основа) обозначают аустенит.
Пример 3. Сталь, имеющую состав из табл.3, плавили в вакууме, затем разливали в слитки весом 30 кг. Затем проводили обработку на твердый раствор и затем прокаткой сляба получали сляб с толщиной 25 мм. Этот сляб нагревали до 1200oC, проводили горячую прокатку с конечной температурой горячей прокатки 900oC и получали горячекатанные листы с толщиной 2,5 мм. Были проведены микроструктурные анализы горячекатанных листов для измерения размера аустенитных зерен, результаты которых приведены в табл.4.
Затем измеряли предел текучести предел прочности на растяжение и коэффициент удлинения для горячекатанных листов. После этого отрезали участки равной длины от образцов на прочность растяжения и проверяли на рентгеновском дифрактометре, определяя относительный объем (объемную долю) фракций фаз. Результаты испытаний приведены в табл.4.
Как показано в табл. 4, горячекатанные стальные листы 22 31, изготовленные в соответствии с областью значений состава настоящего изобретения и условий горячей прокатки по настоящему изобретению, показали превосходные свойства. Так, они показали предел прочности на растяжение, равный 54 70 кг/мм2, относительное удлинение свыше 40% благодаря образованию в результате деформации растяжением двойников.
После испытаний на растяжение стали 22 31 показали только аустенитную фазу, кристаллическая решетка деформационных двойников была гранецентрированной кубической в соответствии с аустенитной фазой. Результат этих испытаний не мог быть обнаружен рентгеновским дифрактометром.
С другой стороны предел прочности на растяжение горячекатанных сравнительных сталей 32, 33 и 35 был высоким, а относительное удлинение было низким, из-за того, что содержание марганца и алюминия было слишком низким и в результате пластической деформации образовывались e-мартенситы и α′-мартенситы.
Горячекатанные сравнительные стали 34 и 37 показали низкие предел прочности на растяжение и относительное удлинение из-за слишком высокого содержания марганца и алюминия, вследствие чего в результате пластической деформации не было не только формации мартенсита, но и не образовывались и двойники.
Вместе с тем горячекатанная сравнительная сталь 36 показала высокие предел текучести и предел прочности на растяжение, но низкое относительное удлинение из-за того, что содержание углерода было слишком высоким с тем, чтобы выделилось слишком много карбидов.
Далее горячекатанные стальные листы подвергались холодной прокатке до получения толщины 0,8 мм и затем эти холоднокатанные стальные листы отжигались при температуре 1000oC в течение 15 мин. Затем на каждом опытном образце проводили микроструктурные исследования и измерялся размер зерна аустенита. Затем проводили испытания на растяжение для измерения предела текучести, предела прочности на растяжение и относительного удлинения. Далее после испытаний на растяжение каждый испытанный образец разрезали на части равной длины и исследовали их на рентгеновском дифрактометре. Таким образом, измеряли относительный объем (объемную долю) фракций фаз; и эти результаты приведены в табл.5.
Далее сталь 24 настоящего изобретения, внесенную в табл.3B, исследовали на электронном микроскопе, и результаты представлены на фиг.4.
Как показано в табл.5, стали 22 31 настоящего изобретения, соответствующие составу настоящего изобретения, имели предел прочности на растяжение 50 70 кг/мм2, который почти вдвое больше, чем у серийной стали 38, имеющей предел прочности 38 кг/мм2.
В то же время относительное удлинение для сталей 22 31 превышало 40% и после испытаний на растяжение они имели только аустенитную фазу.
С другой стороны, сравнительные стали 32, 33 и 35 имели высокий предел прочности на растяжение, но низкое относительное удлинение вследствие того, что содержание марганца и алюминия было слишком малым и в результате пластической деформации образовались e-мартенситы и α′-мартенситы.
В то же время сравнительные стали 34 и 37 имели низкие и предел прочности на растяжение, и относительное удлинение из-за слишком высокого содержания алюминия и марганца, так что в результате пластической деформации не образовывались мартенситная фаза и двойники.
В то же время сравнительная сталь 36 имела высокие предел прочности и предел текучести, но низкое относительное удлинение из-за слишком высокого содержания углерода, вследствие чего выделялось слишком много карбидов.
Между тем, серийная сталь 38, являющаяся сильно низкоуглеродистой сталью, имела предел прочности на растяжение явно более низкий, чем стали настоящего изобретения из-за того, что сталь 38 имела ферритную структуру.
Как описано выше, стали 22 31 настоящего изобретения, состав которых соответствует настоящему изобретению, имели предел текучести 19 31 кг/мм2, предел прочности на растяжение 50 70 кг/мм2 и относительное удлинение 40 68%
В частности, высоким относительным удлинением стали 22 31 обязаны образованию в результате пластической деформации двойников. Этот факт подтверждается электронной микрофотографией стали 24 настоящего изобретения, как показано на фиг.4.
В частности, высоким относительным удлинением стали 22 31 обязаны образованию в результате пластической деформации двойников. Этот факт подтверждается электронной микрофотографией стали 24 настоящего изобретения, как показано на фиг.4.
На фиг. 4 белые участки означают двойники, а черные участки означают аустенитную структуру (основу).
Пример 4. Были проведены испытания на предел штампуемости для сталей 23 и 26, сравнительной стали 35 и серийной стали 38 примера 3, результаты которых представлены на фиг.5.
Как показано на фиг.5, стали 23 и 25 имели превосходную штампуемость в сравнении с сильно низкоуглеродистой серийной сталью 38, тогда как сравнительная сталь 35 имела штампуемость хуже, чем серийная сталь 38. Это произошло потому, что стали 23 и 26 имели превосходную штампуемость благодаря образованию двойников, а в сравнительной стали 35 образовались e-мартенситы, из-за чего штампуемость ухудшилась.
Пример 5. Сталь, имеющую состав, соответствующий табл.6, плавили и разливали в слитки весом 30 кг. Затем проводили закалку на твердый раствор и затем прокатывали сляб до толщины 25 мм.
Также из табл. 9 стали 39, 40 настоящего изобретения и сравнительные стали 54 60 плавили в вакууме, тогда как сравнительную сталь 61 и стали 50 53 по изобретению, содержащие большое количество азота (N), плавили в обыкновенной атмосфере.
Сляб, приготовленный описанным выше способом, нагревали до температуры 1200oC, подвергали горячей прокатке с конечной температурой прокатки 900oC для получения горячекатанных толстых стальных листов с толщиной 2,5 мм. Эти горячекатанные стальные листы подвергли микроструктурным исследованиям для измерения размера аустенитных зерен. Результаты приведены в табл.7.
Кроме того, горячекатанные стальные листы были подвергнуты испытаниям на растяжение для определения предела к текучести, предела прочности на растяжение и относительного удлинения.
После проведения испытаний на растяжение каждый испытанный образец разрезали на части равной длины и исследовали на рентгеновском дифрактометре для определения относительного объема (объемной доли) фракций фаз. Результаты испытаний приведены в табл.7.
Как показано в табл.7, горячекатанные стальные листы 39 53 настоящего изобретения имели предел текучести 22 30 кг/мм2, предел прочности на растяжение 60 70 кг/мм2 и относительное удлинение 40 60%
Далее горячекатанные стальные листы 39 53 настоящего изобретения имели мелкое аустенитное зерно с размером менее 40 μм и даже в результате пластической деформации в них не образовывались ∈-мартенситы и α′-мартенситы, а была полностью аустенитная фаза. Причиной такого высокого свыше 40% относительного удлинения в сталях 39 53 настоящего изобретения является образование в процессе пластической деформации двойников.
Далее горячекатанные стальные листы 39 53 настоящего изобретения имели мелкое аустенитное зерно с размером менее 40 μм и даже в результате пластической деформации в них не образовывались ∈-мартенситы и α′-мартенситы, а была полностью аустенитная фаза. Причиной такого высокого свыше 40% относительного удлинения в сталях 39 53 настоящего изобретения является образование в процессе пластической деформации двойников.
Горячекатанные стальные листы из сталей 49 46 и 48 53 настоящего изобретения, в которые в больших количествах присажены такие упрочняющие (цементирующие) твердый раствор элементы, как Cr, Ni, Cu, Nb, V, Ti, N и подобные им, имели предел текучести и предел прочности на растяжение больше, чем эти же параметры в горячекатанных стальных листах стали 47 настоящего изобретения, в которую упрочняющие (цементирующие) твердый раствор элементы присажены в небольших количествах, благодаря тому, что присадка упрочняющих (цементирующих) твердый раствор элементов увеличивает пределы прочности.
Далее горячекатанные стальные листы из сталей 50 53 настоящего изобретения, в которые в больших количествах присажен азот (N), имели более высокие предел текучести и предел прочности, чем эти же параметры в горячекатанных стальных листах из сталей 39 49, в которые азот присажен в небольших количествах, благодаря тому, что процессы деформации образуют мелкие двойники, причиной образования которых являются нитриды алюминия, образующиеся в течение процесса затвердевания, горячей прокатки и отжига после холодной прокатки.
В то же время горячекатанные стальные листы из сравнительных сталей 58 и 60, в которые Cr и Si присажены в количествах, больших, чем в составе стали по настоящему изобретению, имели только аустенитную форму, но их относительное удлинение слишком низкое, благодаря тому, что в процессе прокатки образуются неметаллические примеси и трещины, способствующие снижению относительного удлинения.
Кроме того, горячекатанные листы из сравнительных сталей 55 57 и 59, в которых Nb, V и Ti присажены в количествах, больших, чем область состава стали по настоящему изобретению, имели низкое относительное удлинение из-за того, что в стали образуются в больших количествах карбиды, снижающие относительное удлинение.
Горячекатанные листы из сравнительной стали 54, содержащие хром в количестве большем, чем по составу настоящего изобретения, имели высокие пределы прочностей, но относительное удлинение было слишком низким из-за того, что после деформации растяжения образовалось большое количество α′-мартенситов.
Горячекатанные листы из сравнительной стали 61, в которых содержание азота (N) было в количестве большем, чем по составу настоящего изобретения, имели низкое относительное удлинение, вследствие того, что выделялось слишком много нитридов.
Горячекатанные стальные листы, изготовленные вышеописанным способом, были подвергнуты холодной прокатке до толщины 0,8 мм и затем отжигу при температуре 1000oC в течение 15 минут. Затем были проведены микроструктурные исследования для определения размера аустенитных зерен и затем проведены испытания на растяжения для определения пределов текучести, прочности на растяжения и относительного удлинения. Затем испытанные образцы разрезали на части равной длины для определения относительного объема (объемной доли) фракций фаз и затем проведена полая вытяжка с использованием штампа диаметром 33 мм для определения коэффициента предельного отпуска (КПО). Результаты испытаний приведены в таблице 8.
В таблице 8 значение КПО определялось отношением диаметр полости/диаметр штампа.
Стандартное значение КПО для автомобильных стальных листов с хорошей штампуемостью, как известно, должно быть 1,94. Обращаясь к этому стандарту, оценивали штампуемость на основе того, какое значение КПО выше или ниже 1,94 имеют стальные листы.
Как показано в таблице 8, стали 39 63 настоящего изобретения имели предел текучести 20 27 кг/мм2, предел прочности на растяжение 57 66 кг/мм2 и относительное удлинение 40 60%
Далее, стали 39 49 настоящего изобретения не образовывали e-мартенситов или α′-мартенситов, но имели только аустенитную фазу, посредством которой образуется высокостабильная сталь. Кроме того, они имели относительное удлинение свыше 40% и превосходную штампуемость из-за образующихся в процессе деформации растяжения двойников.
Далее, стали 39 49 настоящего изобретения не образовывали e-мартенситов или α′-мартенситов, но имели только аустенитную фазу, посредством которой образуется высокостабильная сталь. Кроме того, они имели относительное удлинение свыше 40% и превосходную штампуемость из-за образующихся в процессе деформации растяжения двойников.
Среди сталей настоящего изобретения стали 39 46 и 48 53, в которые в больших количествах присажены такие упрочняющие (цементирующие) твердый раствор элементы, как Cr, Nb, Cu, Ni, V, Ti, N и им подобные, имели более высокие пределы текучести, прочности на растяжение, чем сталь 47, в которую упрочняющие (цементирующие) твердый раствор элементы присажены в меньших количествах, из-за того, что упрочняющие (цементирующие) твердый раствор элементы увеличивают прочности.
Далее, среди сталей настоящего изобретения стали 50 53, в которые в больших количествах присажен азот, имели более высокие пределы текучести и прочности на растяжение, чем стали 39 49 настоящего изобретения, в которые азот присажен в меньших количествах благодаря тому, что в реакции c Al выделялись нитриды в стадии затвердевания, в течение горячей прокатки, и в течение отжига после холодной прокатки, а также образование мелких двойников, образующихся во время деформации, вызванной нитридами алюминия.
В то же время сравнительные стали 58 и 60, в которые Cu и Si присажены в избыточном относительно состава по настоящему изобретению количестве, имели только аустенитную фазу, но их штампуемость не была приемлемой из-за того, что она ухудшалась неметаллическими примесями и мелкими трещинами, образующимися в течение прокатки.
Далее сравнительные стали 55 57 и 59, в которые в избытке относительно состава настоящего изобретения присажены Nb, V и Ti имели неприемлемую штампуемость из-за образования в стали карбидов, снижающих штампуемость.
Сравнительная сталь 54, в которую присажен в избытке относительно состава настоящего изобретения Cr, имели высокие прочности, но низкие относительное удлинение и штампуемость из-за образования после деформации растяжения большого количества α′-мартенситов.
Сравнительная сталь 61, в которую в избытке относительно состава настоящего изобретения присажен азот, имели ухудшенные относительное удлинение и штампуемость из-за избыточного выделения нитридов.
Пример 6. Сталь 44 настоящего изобретения, как показано в таблице 4 примера 5, была подвергнута горячей и холодной прокатке, как и в примере 5. Затем холоднокатанные стальные листы отжигались при условиях, указанных в таблице 5.
После отжига были проведены микроструктурные исследования холоднокатанных стальных листов и затем были проведены испытания на растяжение для определения пределов текучести, прочности на растяжение и относительного удлинения. Была проведена полая вытяжка с использованием штампа с диаметром 33 мм для определения штампуемости. Результаты испытаний приведены в табл.9.
Как показано в табл.5, стали 62 65 настоящего изобретения, соответствующие условиям отжига и составу настоящего изобретения, отличались тем, что размер аустенитного зерна после отжига был ниже 40 мм, предел текучести, предел прочности на растяжение и относительное удлинение были высокими, а штампуемость превосходной.
С другой стороны сравнительные стали 66 68, соответствующие составу настоящего изобретения, но нарушающие условия отжига настоящего изобретения, имели следующие параметры.
Так в случае, когда температура отжига была ниже пределов температуры отжига настоящего изобретения, или время отжига было меньше, аустенитная структура не была рекристаллизована так, чтобы обеспечить высокие прочности, а относительное удлинение и штампуемость были слишком низкими. С другой стороны, когда температура отжига была слишком высокой и время отжига слишком большим, аустенитные зерна укрупнялись настолько, что относительное удлинение улучшалось, а штампуемость ухудшалась из-за образования карбидов в стали.
Пример 7. Сталь 44 настоящего изобретения и серийная сталь 33, как показано в таблице 4 примера 5, были подвергнуты горячей и холодной прокатке способом, описанным в примере 6, и затем проводили отжиг при температуре 1000oC в течение 15 мин.
Затем на отожженных стальных листах проводилась точечная сварка при условиях: давление 300 кгфут, ток 10 КА, периоды включения 30 циклов (60 Гц). Затем на сваренных участках проводили испытания на твердость с интервалом 0,1 мм и весом 100 г, результаты испытаний проиллюстрированы на фиг.6.
Как показано на фиг.6, металл шва, зона теплового изменения структуры и основной металл стали 44 настоящего изобретения, имели твердость по Виккерсу, равную 250, во всех участках и это свидетельствует о том, что сталь 44 настоящего изобретения имеет превосходную свариваемость.
Причиной превосходной свариваемости стали 44 является образование слоя с нехрупкой структурой в зоне теплового изменения структуры.
С другой стороны, у серийной стали 38 сварной шов и зона теплового изменения структуры имела значение твердости по Виккерсу около 500, что много выше, чем у основного металла. Это свидетельствует, что ее свариваемость приемлема, хрупкие (ломкие) фазы образовались в сварном шве и зоне теплового изменения структуры.
Согласно вышеописанному, сталь настоящего изобретения имеет предел прочности на растяжение 50 70 кг/мм2, которые вдвое больше, чем у сильно низкоуглеродистой стали. Следовательно, вес автомобиля может быть уменьшен и безопасность автомобиля может быть увеличена. Кроме того, предел растворимости очень высок и следовательно, содержание углерода может быть увеличено до 1,5 мас. в связи с чем не требуется специальная обработка и не требуется специального управления для увеличения штампуемости в процессе холодной прокатки. Следовательно, аустенитная высокомарганцовистая сталь, имеющая превосходную штампуемость, прочность и свариваемость, может быть изготовлена.
Claims (3)
1. Способ обработки стали, включающий выплавку стального сляба и горячую прокатку, отличающийся тем, что выплавляют стальной сляб, содержащий, мас.
Углерод Менее 1,5
Марганец 15 35
Алюминий 0,1 6,0
Железо Остальное
а горячую прокатку проводят при температуре начала прокатки 1100-1250o и при температуре окончания 700-1000o
2. Способ по п.1, отличающееся тем, что выплавляют стальной сляб, дополнительно содержащий один или более компонентов из группы, включающей, мас.
Марганец 15 35
Алюминий 0,1 6,0
Железо Остальное
а горячую прокатку проводят при температуре начала прокатки 1100-1250o и при температуре окончания 700-1000o
2. Способ по п.1, отличающееся тем, что выплавляют стальной сляб, дополнительно содержащий один или более компонентов из группы, включающей, мас.
Кремний Менее 0,60
Медь Менее 5,0
Ниобий Менее 1,0
Ванадий Менее 0,5
Титан Менее 0,5
Хром Менее 9,0
Никель Менее 4,0
Азот Менее 0,2.
Медь Менее 5,0
Ниобий Менее 1,0
Ванадий Менее 0,5
Титан Менее 0,5
Хром Менее 9,0
Никель Менее 4,0
Азот Менее 0,2.
3.Способ обработки стали, включающий выплавку стального сляба, горячую и холодную прокатку и отжиг холоднокатаного листа, отличающийся тем, что выплавляют стальной сляб, содержащий, мас.
Углерод Менее 1,5
Марганец 15 35
Алюминий Остальное
а отжиг проводят при 500-1000oС при выдержке от 5 с до 20 ч.
Марганец 15 35
Алюминий Остальное
а отжиг проводят при 500-1000oС при выдержке от 5 с до 20 ч.
4. Способ по п.3, отличающийся тем, что выплавляют стальной сляб, дополнительно содержащий один или более компонентов из группы, включающей, мас.
Кремний Менее 0,60
Медь Менее 5,0
Ниобий Менее 1,0
Ванадий Менее 0,5
Титан Менее 0,5
Хром Менее 9,0
Никель Менее 4,0
Азот Менее 0,21
Медь Менее 5,0
Ниобий Менее 1,0
Ванадий Менее 0,5
Титан Менее 0,5
Хром Менее 9,0
Никель Менее 4,0
Азот Менее 0,21
Applications Claiming Priority (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR1019910025112A KR940008945B1 (ko) | 1991-12-30 | 1991-12-30 | 성형성 및 강도가 우수한 오스테나이트계 고망간장 |
| KR92-13309 | 1992-07-24 | ||
| KR1019920013309A KR940007374B1 (ko) | 1992-07-24 | 1992-07-24 | 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법 |
| KR91-25112 | 1992-07-24 | ||
| PCT/KR1992/000082 WO1993013233A1 (en) | 1991-12-30 | 1992-12-29 | Austenitic high manganese steel having superior formability, strength and weldability, and manufacturing process therefor |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU93052418A RU93052418A (ru) | 1997-01-20 |
| RU2074900C1 true RU2074900C1 (ru) | 1997-03-10 |
Family
ID=26628887
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU93052418/02A RU2074900C1 (ru) | 1991-12-30 | 1992-12-29 | Способ обработки стали (варианты) |
Country Status (11)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5431753A (ru) |
| EP (1) | EP0573641B1 (ru) |
| JP (1) | JP2807566B2 (ru) |
| CN (1) | CN1033098C (ru) |
| BR (1) | BR9205689A (ru) |
| CA (1) | CA2100656C (ru) |
| DE (1) | DE69226946T2 (ru) |
| ES (1) | ES2121985T3 (ru) |
| MX (1) | MX9207639A (ru) |
| RU (1) | RU2074900C1 (ru) |
| WO (1) | WO1993013233A1 (ru) |
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2484174C1 (ru) * | 2009-04-14 | 2013-06-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Штампуемая сталь с низкой удельной массой и превосходной механической обрабатываемостью |
| RU2533244C1 (ru) * | 2013-08-05 | 2014-11-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства высокопрочной толстолистовой стали |
| RU2618678C1 (ru) * | 2015-11-17 | 2017-05-10 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ деформационно-термической обработки аустенитной высокомарганцевой стали |
| RU2625510C1 (ru) * | 2016-11-17 | 2017-07-14 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Способ производства высокопрочной коррозионностойкой горячекатаной стали |
| RU2631069C1 (ru) * | 2016-10-27 | 2017-09-18 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ получения листов из высокомарганцевой стали |
| RU2643119C2 (ru) * | 2016-05-04 | 2018-01-30 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ деформационно-термической обработки высокомарганцевой стали |
| RU2652934C1 (ru) * | 2016-11-28 | 2018-05-03 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Конструкционная деформируемая аустенитная немагнитная теплостойкая криогенная сталь с высокой удельной прочностью и способ ее обработки |
| RU2659542C2 (ru) * | 2016-12-09 | 2018-07-02 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Сверхпрочная высокомарганцевая сталь, полученная за счет комбинирования механизмов упрочнения |
| RU2696789C1 (ru) * | 2018-12-17 | 2019-08-06 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ получения листов высокомарганцевой стали с улучшенными механическими свойствами |
| RU2705826C1 (ru) * | 2016-05-24 | 2019-11-12 | Арселормиттал | Способ изготовления листовой твип-стали, включающей аустенитную матрицу |
Families Citing this family (99)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR970001324B1 (ko) * | 1994-03-25 | 1997-02-05 | 김만제 | 열간가공성이 우수한 고망간강 및 그 열간압연 방법 |
| KR970043162A (ko) * | 1995-12-30 | 1997-07-26 | 김종진 | 고망간강 냉연강판의 소둔열처리 방법 및 산세방법 |
| DE19727759C2 (de) | 1997-07-01 | 2000-05-18 | Max Planck Inst Eisenforschung | Verwendung eines Leichtbaustahls |
| JP3864600B2 (ja) * | 1999-01-27 | 2007-01-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 極低温用高Ｍｎ非磁性鋼板の製造方法 |
| US6761780B2 (en) | 1999-01-27 | 2004-07-13 | Jfe Steel Corporation | Method of manufacturing a high Mn non-magnetic steel sheet for cryogenic temperature use |
| FR2796083B1 (fr) | 1999-07-07 | 2001-08-31 | Usinor | Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites |
| DE10016798B4 (de) * | 2000-04-05 | 2006-05-04 | Volkswagen Ag | Verwendung eines warmgewalzten verschleißfesten austenitischen Manganstahlbleches |
| US6632301B2 (en) | 2000-12-01 | 2003-10-14 | Benton Graphics, Inc. | Method and apparatus for bainite blades |
| DE10060948C2 (de) * | 2000-12-06 | 2003-07-31 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes aus einem einen hohen Mangan-Gehalt aufweisenden Stahl |
| DE10259230B4 (de) * | 2002-12-17 | 2005-04-14 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen eines Stahlprodukts |
| FR2857980B1 (fr) * | 2003-07-22 | 2006-01-13 | Usinor | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites |
| DE102004054444B3 (de) * | 2004-08-10 | 2006-01-19 | Daimlerchrysler Ag | Verfahren zur Herstellung von Stahlbauteilen mit höchster Festigkeit und Plastizität |
| FR2876708B1 (fr) * | 2004-10-20 | 2006-12-08 | Usinor Sa | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese laminees a froid a hautes caracteristiques mecaniques, resistantes a la corrosion et toles ainsi produites |
| FR2878257B1 (fr) * | 2004-11-24 | 2007-01-12 | Usinor Sa | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
| FR2881144B1 (fr) * | 2005-01-21 | 2007-04-06 | Usinor Sa | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese a haute resistance a la fissuration differee, et toles ainsi produites |
| JP5318421B2 (ja) * | 2005-02-02 | 2013-10-16 | タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ | 高い強度および成型性を有するオーステナイト系鋼、該鋼の製造方法およびその使用 |
| KR100711361B1 (ko) * | 2005-08-23 | 2007-04-27 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고망간형 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
| KR100742833B1 (ko) * | 2005-12-24 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법 |
| KR100742823B1 (ko) * | 2005-12-26 | 2007-07-25 | 주식회사 포스코 | 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법 |
| EP1878811A1 (en) | 2006-07-11 | 2008-01-16 | ARCELOR France | Process for manufacturing iron-carbon-manganese austenitic steel sheet with excellent resistance to delayed cracking, and sheet thus produced |
| KR100840287B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-06-20 | 주식회사 포스코 | 잔류 오스테나이트와 ｈｃｐ 마르텐사이트 조직이 혼합된복합조직강 및 그의 열처리 방법 |
| KR100856314B1 (ko) * | 2006-12-26 | 2008-09-03 | 주식회사 포스코 | 버링성이 우수한 고망간 고강도 강판 |
| KR100851158B1 (ko) * | 2006-12-27 | 2008-08-08 | 주식회사 포스코 | 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| US20100253006A1 (en) * | 2007-11-30 | 2010-10-07 | Nippon Piston Ring Co., Ltd | Steel products for piston rings and piston rings |
| KR100985286B1 (ko) * | 2007-12-28 | 2010-10-04 | 주식회사 포스코 | 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 고망간강 및 제조방법 |
| EP2090668A1 (en) * | 2008-01-30 | 2009-08-19 | Corus Staal BV | Method of producing a high strength steel and high strength steel produced thereby |
| DE102008056844A1 (de) | 2008-11-12 | 2010-06-02 | Voestalpine Stahl Gmbh | Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben |
| EP2208803A1 (de) * | 2009-01-06 | 2010-07-21 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Höherfester, kaltumformbarer Stahl, Stahlflachprodukt, Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts sowie Verwendung eines Stahlflachproduktes |
| CN102439188A (zh) * | 2009-04-28 | 2012-05-02 | 现代制铁株式会社 | 具有高强度和高延展性的高锰氮钢板及其制造方法 |
| US8182963B2 (en) | 2009-07-10 | 2012-05-22 | GM Global Technology Operations LLC | Low-cost manganese-stabilized austenitic stainless steel alloys, bipolar plates comprising the alloys, and fuel cell systems comprising the bipolar plates |
| CN101693980B (zh) * | 2009-09-30 | 2011-06-01 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种扁钢及其制造方法 |
| DE102010034161B4 (de) | 2010-03-16 | 2014-01-02 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung von Werkstücken aus Leichtbaustahl mit über die Wanddicke einstellbaren Werkstoffeigenschaften |
| JP5003785B2 (ja) * | 2010-03-30 | 2012-08-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| DE102010018602A1 (de) * | 2010-04-28 | 2011-11-03 | Volkswagen Ag | Verwendung eines hochmanganhaltigen Leichtbaustahls für Strukturbauteile eines Fahrzeugsitzes sowie Fahrzeugsitz |
| EP2580359B1 (en) * | 2010-06-10 | 2017-08-09 | Tata Steel IJmuiden BV | Method of producing an austenitic steel |
| ES2455222T5 (es) | 2010-07-02 | 2018-03-05 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Acero de resistencia superior, conformable en frío y producto plano de acero compuesto de un acero de este tipo |
| WO2012052626A1 (fr) | 2010-10-21 | 2012-04-26 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. | Tole d'acier laminee a chaud ou a froid, don procede de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile |
| DE102011117135A1 (de) * | 2010-11-26 | 2012-05-31 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Energie speicherndes Behältnis aus Leichtbaustahl |
| DE102010053385A1 (de) * | 2010-12-03 | 2012-06-21 | Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft | Austenitischer Stahl für die Wasserstofftechnik |
| KR20120065464A (ko) | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 주식회사 포스코 | 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
| DE102011000089A1 (de) * | 2011-01-11 | 2012-07-12 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts |
| KR101329925B1 (ko) | 2011-08-26 | 2013-11-14 | 주식회사 포스코 | 도금밀착성이 우수한 고망간강 및 이로부터 용융아연도금강판을 제조하는 방법 |
| TWI445832B (en) | 2011-09-29 | 2014-07-21 | The composition design and processing methods of high strength, high ductility, and high corrosion resistance alloys | |
| DE102011121679C5 (de) | 2011-12-13 | 2019-02-14 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung von Bauteilen aus Leichtbaustahl |
| US20150211088A1 (en) * | 2011-12-23 | 2015-07-30 | Posco | Non-magnetic high manganese steel sheet with high strength and manufacturing method thereof |
| KR101428151B1 (ko) | 2011-12-27 | 2014-08-08 | 주식회사 포스코 | 고망간 열연 아연도금강판 및 그 제조방법 |
| EP2799571B1 (en) | 2011-12-27 | 2021-04-07 | Posco | Austenitic steel having excellent machinability and ultra-low temperature toughness in weld heat-affected zone, and method of manufacturing the same |
| KR101461736B1 (ko) * | 2012-12-21 | 2014-11-14 | 주식회사 포스코 | 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법 |
| CN102534366A (zh) * | 2012-01-19 | 2012-07-04 | 浙江盾安机械有限公司 | 一种压缩机用无磁或弱磁高锰钢平衡块 |
| BE1020607A3 (nl) | 2012-04-11 | 2014-01-07 | Straaltechniek Internat N V S A | Turbine. |
| JP5842732B2 (ja) * | 2012-05-18 | 2016-01-13 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼片の製造方法 |
| KR101510505B1 (ko) | 2012-12-21 | 2015-04-08 | 주식회사 포스코 | 우수한 도금성과 초고강도를 갖는 고망간 용융아연도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 용융아연도금강판 |
| EP2940173B1 (en) * | 2012-12-26 | 2019-11-06 | Posco | High strength austenitic-based steel with remarkable toughness of welding heat-affected zone and preparation method therefor |
| DE102013003516A1 (de) * | 2013-03-04 | 2014-09-04 | Outokumpu Nirosta Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten Werkstoffs mit hoher Dehnung |
| RU2631219C2 (ru) | 2013-05-06 | 2017-09-19 | Зальцгиттер Флахшталь Гмбх | Способ изготовления деталей из легкой конструкционной стали и детали из легкой конструкционной стали |
| CN105324507B (zh) * | 2013-06-28 | 2017-10-10 | Ykk株式会社 | 拉链用金属部件、采用该拉链用金属部件的拉链、以及拉链用金属部件的制造方法 |
| CN105473748A (zh) | 2013-08-14 | 2016-04-06 | Posco公司 | 超高强度钢板及其制造方法 |
| CN103556052B (zh) * | 2013-11-08 | 2015-11-18 | 武汉钢铁(集团)公司 | 汽车用高锰钢及其制造方法 |
| WO2015099221A1 (ko) | 2013-12-26 | 2015-07-02 | 주식회사 포스코 | 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법 |
| CN103667885B (zh) * | 2013-12-31 | 2015-11-25 | 深圳市晶莱新材料科技有限公司 | 一种用于医学领域含Pt纳米孪晶钢及其制备方法 |
| DE102014005662A1 (de) | 2014-04-17 | 2015-10-22 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Werkstoffkonzept für einen umformbaren Leichtbaustahl |
| EP3154725A1 (en) * | 2014-06-16 | 2017-04-19 | ABB Schweiz AG | Non-magnetic steel structure for a steel or aluminium making process |
| KR101611697B1 (ko) * | 2014-06-17 | 2016-04-14 | 주식회사 포스코 | 확관성과 컬렙스 저항성이 우수한 고강도 확관용 강재 및 확관된 강관과 이들의 제조방법 |
| CN104278213A (zh) * | 2014-07-22 | 2015-01-14 | 安徽省三方耐磨股份有限公司 | 一种含硼的超高锰钢 |
| KR101630957B1 (ko) | 2014-11-05 | 2016-06-16 | 주식회사 포스코 | 점용접성 및 도금성이 우수한 고망간강 합금아연도금강판 및 이의 제조방법 |
| KR101630960B1 (ko) | 2014-11-14 | 2016-06-16 | 주식회사 포스코 | 가공성 및 점용접성이 우수한 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법 |
| EP3117922B1 (en) * | 2015-07-16 | 2018-03-21 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a component of austenitic twip or trip/twip steel |
| CN105177439B (zh) * | 2015-10-31 | 2017-05-31 | 徐州胜海机械制造科技有限公司 | 一种含Cr、N型高锰奥氏体钢板及制备方法 |
| KR101714922B1 (ko) * | 2015-12-18 | 2017-03-10 | 주식회사 포스코 | 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법 |
| JP6703608B2 (ja) * | 2015-12-22 | 2020-06-03 | ポスコＰｏｓｃｏ | 耐水素脆化性に優れたオーステナイト系鋼材 |
| BR112018071993A2 (pt) | 2016-05-02 | 2019-02-12 | Exxonmobil Research And Engineering Company | tubo de aço com alto teor de manganês com resistência à erosão-corrosão na zona com solda escalonada e método de fabricar o mesmo |
| US20170349983A1 (en) * | 2016-06-06 | 2017-12-07 | Exxonmobil Research And Engineering Company | High strength cryogenic high manganese steels and methods of making the same |
| EP3327153B1 (en) * | 2016-11-23 | 2020-11-11 | Outokumpu Oyj | Method for manufacturing a complex-formed component |
| CN107058854A (zh) * | 2017-03-13 | 2017-08-18 | 昆明理工大学 | 一种Nb、V、Ti微合金化高锰高铝钢的真空熔炼方法 |
| CN108728728B (zh) * | 2017-04-24 | 2020-06-23 | 鞍钢股份有限公司 | 一种具有极低屈强比的高锰钢及其制造方法 |
| US20190062881A1 (en) * | 2017-08-24 | 2019-02-28 | Corvid Technologies | High aluminum containing manganese steel and methods of preparing and using the same |
| KR102109270B1 (ko) * | 2017-10-18 | 2020-05-12 | 주식회사 포스코 | 표면품질이 우수한 저온용 고 망간강재 및 제조방법 |
| KR101999000B1 (ko) | 2017-12-21 | 2019-07-10 | 주식회사 포스코 | 용접강도가 우수한 고망간 강판 및 이의 제조방법 |
| CN108467991B (zh) * | 2018-03-12 | 2020-09-29 | 上海交通大学 | 一种用于超低温的高强韧高锰钢及其热处理工艺 |
| CN108570541B (zh) * | 2018-05-14 | 2020-07-10 | 东北大学 | 一种lng储罐用高锰中厚板的高温热处理方法 |
| US20190382875A1 (en) * | 2018-06-14 | 2019-12-19 | The Nanosteel Company, Inc. | High Strength Steel Alloys With Ductility Characteristics |
| WO2020085855A1 (ko) * | 2018-10-25 | 2020-04-30 | 주식회사 포스코 | 산소 절단성이 우수한 고망간 강재 및 그 제조방법 |
| CN112662931B (zh) * | 2019-10-15 | 2022-07-12 | 中国石油化工股份有限公司 | 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品 |
| CN110592326B (zh) * | 2019-10-17 | 2021-05-07 | 北京科技大学 | 一种超细晶钢及工业化制备方法 |
| WO2021157217A1 (ja) * | 2020-02-03 | 2021-08-12 | 日本製鉄株式会社 | 油井用鋼材および油井管 |
| US11420296B2 (en) * | 2020-09-17 | 2022-08-23 | Te-Fu FANG | Welding filler wire for fusion welding precipitation-hardened austenitic Fe—Mn—Al—C alloys |
| CN112375953A (zh) * | 2020-10-17 | 2021-02-19 | 北京科技大学 | 一种Fe-Mn-Al-C-M多主元轻质高强合金及其制备方法 |
| CN112342352B (zh) * | 2020-10-22 | 2022-07-01 | 西安工程大学 | 一种耐腐蚀的高锰奥氏体钢板及其制备方法 |
| CN112680673A (zh) * | 2020-11-13 | 2021-04-20 | 河钢股份有限公司 | 一种汽车用Fe-Mn-C-Al系钢及其制备方法 |
| CN112853194B (zh) * | 2021-01-06 | 2022-05-13 | 鞍钢股份有限公司 | 一种可控氮的高锰钢钒合金化方法 |
| CN113088823B (zh) * | 2021-04-08 | 2022-05-17 | 上海富驰高科技股份有限公司 | 一种轻质、高强度及高耐蚀性Fe-Mn-Al-C-Cr钢及其制备方法 |
| CN113549844B (zh) * | 2021-06-30 | 2022-06-07 | 华北理工大学 | 提高Fe-Mn-Al-C轻质钢抗氢致延迟断裂性能的方法 |
| CN113832408A (zh) * | 2021-10-19 | 2021-12-24 | 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 | Fe-15Mn-8Al-0.3C铁素体-奥氏体双相低密度钢及其热处理方法 |
| CN114717475B (zh) * | 2022-03-09 | 2023-07-25 | 苏州匀晶金属科技有限公司 | 一种基于层错能设计的含Nb高强塑性高锰钢及制备方法 |
| WO2023212717A1 (en) * | 2022-04-29 | 2023-11-02 | United States Steel Corporation | Low ni-containing steel alloys with hydrogen degradation resistance |
| CN115044830B (zh) * | 2022-06-07 | 2024-01-30 | 西北工业大学 | 一种基于孪生诱导塑性及有序强化的轻质twip钢及其制备方法 |
| CN115537658B (zh) * | 2022-09-29 | 2023-11-24 | 武汉科技大学 | 一种具有良好耐磨性能高锰钢及生产方法 |
| CN115491614B (zh) * | 2022-09-29 | 2023-10-17 | 武汉科技大学 | 一种强塑积大于60GPa·%奥氏体高锰钢及生产方法 |
| CN118147541B (zh) * | 2024-02-01 | 2024-10-11 | 大湾区大学(筹) | 一种超高强度、高韧性的钢及其制备方法和应用 |
Family Cites Families (13)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6036647A (ja) * | 1983-08-06 | 1985-02-25 | Kawasaki Steel Corp | 局部腐食抵抗性に優れる高マンガン鋼 |
| US4830686A (en) * | 1984-04-12 | 1989-05-16 | Kawasaki Steel Corporation | Low yield ratio high-strength annealed steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement |
| JPS61288052A (ja) * | 1985-06-17 | 1986-12-18 | Kawasaki Steel Corp | 高強度及び高じん性を有する析出硬化型高Ｍｎ非磁性鋼とその製造方法 |
| KR890002033B1 (ko) * | 1985-08-31 | 1989-06-08 | 한국과학기술원 | 최저온용 합금 및 그 제조방법 |
| JPS62136557A (ja) * | 1985-12-07 | 1987-06-19 | Kobe Steel Ltd | 耐銹性を有する高強度非磁性鋼 |
| JPS6335758A (ja) * | 1986-07-30 | 1988-02-16 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 酸化物分散強化型高マンガンオ−ステナイト鋼 |
| JPS6383230A (ja) * | 1986-09-27 | 1988-04-13 | Nkk Corp | 焼付硬化性およびプレス成形性の優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JPS63235428A (ja) * | 1987-03-24 | 1988-09-30 | Nippon Mining Co Ltd | 非磁性材料の製造方法 |
| US4865662A (en) * | 1987-04-02 | 1989-09-12 | Ipsco Inc. | Aluminum-manganese-iron stainless steel alloy |
| JPS6417819A (en) * | 1987-07-13 | 1989-01-20 | Kobe Steel Ltd | Production of high-strength high-mn nonmagnetic steel which is less softened in weld heat-affected zone |
| JPH07103422B2 (ja) * | 1988-01-14 | 1995-11-08 | 新日本製鐵株式会社 | 良加工性高強度冷延鋼板の製造方法 |
| US4854976A (en) * | 1988-07-13 | 1989-08-08 | China Steel Corporation | Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet |
| US4968357A (en) * | 1989-01-27 | 1990-11-06 | National Science Council | Hot-rolled alloy steel plate and the method of making |
-
1992
- 1992-12-29 US US08/107,826 patent/US5431753A/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-12-29 CA CA002100656A patent/CA2100656C/en not_active Expired - Fee Related
- 1992-12-29 DE DE69226946T patent/DE69226946T2/de not_active Expired - Fee Related
- 1992-12-29 RU RU93052418/02A patent/RU2074900C1/ru not_active IP Right Cessation
- 1992-12-29 WO PCT/KR1992/000082 patent/WO1993013233A1/en active IP Right Grant
- 1992-12-29 JP JP5510442A patent/JP2807566B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1992-12-29 EP EP93901496A patent/EP0573641B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1992-12-29 ES ES93901496T patent/ES2121985T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1992-12-29 BR BR9205689A patent/BR9205689A/pt not_active IP Right Cessation
- 1992-12-30 CN CN92115297.3A patent/CN1033098C/zh not_active Expired - Fee Related
- 1992-12-30 MX MX9207639A patent/MX9207639A/es not_active IP Right Cessation
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Гусева С.С., Гуренко В.Д., Зварковский Ю.Д. Непрерывная термическая обработка автолистовой стали.- М.: Металлургия, 1979, с. 7,9,11,15.18,24. * |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2484174C1 (ru) * | 2009-04-14 | 2013-06-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | Штампуемая сталь с низкой удельной массой и превосходной механической обрабатываемостью |
| RU2533244C1 (ru) * | 2013-08-05 | 2014-11-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства высокопрочной толстолистовой стали |
| RU2618678C1 (ru) * | 2015-11-17 | 2017-05-10 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ деформационно-термической обработки аустенитной высокомарганцевой стали |
| RU2643119C2 (ru) * | 2016-05-04 | 2018-01-30 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ деформационно-термической обработки высокомарганцевой стали |
| RU2705826C1 (ru) * | 2016-05-24 | 2019-11-12 | Арселормиттал | Способ изготовления листовой твип-стали, включающей аустенитную матрицу |
| US11414721B2 (en) | 2016-05-24 | 2022-08-16 | Arcelormittal | Method for the manufacture of TWIP steel sheet having an austenitic matrix |
| RU2631069C1 (ru) * | 2016-10-27 | 2017-09-18 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ получения листов из высокомарганцевой стали |
| RU2625510C1 (ru) * | 2016-11-17 | 2017-07-14 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Способ производства высокопрочной коррозионностойкой горячекатаной стали |
| RU2652934C1 (ru) * | 2016-11-28 | 2018-05-03 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Конструкционная деформируемая аустенитная немагнитная теплостойкая криогенная сталь с высокой удельной прочностью и способ ее обработки |
| RU2659542C2 (ru) * | 2016-12-09 | 2018-07-02 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Уфимский государственный авиационный технический университет" | Сверхпрочная высокомарганцевая сталь, полученная за счет комбинирования механизмов упрочнения |
| RU2696789C1 (ru) * | 2018-12-17 | 2019-08-06 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") | Способ получения листов высокомарганцевой стали с улучшенными механическими свойствами |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0573641B1 (en) | 1998-09-09 |
| JPH06505535A (ja) | 1994-06-23 |
| CN1033098C (zh) | 1996-10-23 |
| ES2121985T3 (es) | 1998-12-16 |
| DE69226946T2 (de) | 1999-05-12 |
| WO1993013233A1 (en) | 1993-07-08 |
| CA2100656C (en) | 2000-02-22 |
| CN1079513A (zh) | 1993-12-15 |
| BR9205689A (pt) | 1994-05-24 |
| CA2100656A1 (en) | 1993-07-01 |
| JP2807566B2 (ja) | 1998-10-08 |
| US5431753A (en) | 1995-07-11 |
| DE69226946D1 (de) | 1998-10-15 |
| EP0573641A1 (en) | 1993-12-15 |
| MX9207639A (es) | 1993-07-01 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2074900C1 (ru) | Способ обработки стали (варианты) | |
| KR900006605B1 (ko) | 가공성이 우수하고 용접 연화가 없는 고강도 스테인레스 강재의 제조 방법 | |
| CA2731492C (en) | Hot rolled dual phase steel sheet, and method of making the same | |
| KR101797408B1 (ko) | 고강도 및 고성형을 이용한 점용접된 조인트 및 그 제조 방법 | |
| KR940007374B1 (ko) | 성형성, 강도 및 용접성이 우수한 오스테나이트계 고 망간강과 그 제조방법 | |
| RU2328545C2 (ru) | Композиция стали для производства холоднокатаных изделий из многофазной стали | |
| KR950006690B1 (ko) | 저항복비 고강도 열연강판 및 그의 제조방법 | |
| EP1207213A1 (en) | High tensile cold-rolled steel sheet excellent in ductility and in strain aging hardening properties, and method for producing the same | |
| EP3728679B1 (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| KR20120087185A (ko) | 고강도 용융 침지 아연도금 강 스트립 | |
| US20220298614A1 (en) | A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof | |
| WO2017168958A1 (ja) | 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 | |
| KR20240005788A (ko) | 강판 및 고강도 프레스 경화 강 부품 및 그 제조 방법 | |
| KR20230100738A (ko) | 코팅 강판 및 고강도 프레스 경화 강 부품 및 그 제조 방법 | |
| US4830686A (en) | Low yield ratio high-strength annealed steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement | |
| JP2023529213A (ja) | 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 | |
| KR20230100737A (ko) | 코팅 강판 및 고강도 프레스 경화 강 부품 및 그 제조 방법 | |
| US4770719A (en) | Method of manufacturing a low yield ratio high-strength steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement | |
| JP2001152287A (ja) | スポット溶接性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP2005105361A (ja) | 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP3525812B2 (ja) | 衝撃エネルギー吸収性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007177303A (ja) | 延性に優れた鋼及びその製造方法 | |
| CA3163376C (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| KR102463485B1 (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판, 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP2023045253A (ja) | 鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20031230 |