RU2294385C2 - Способ получения листа стали, имеющей двухфазную структуру - Google Patents

Способ получения листа стали, имеющей двухфазную структуру Download PDF

Info

Publication number
RU2294385C2
RU2294385C2 RU2005114741/02A RU2005114741A RU2294385C2 RU 2294385 C2 RU2294385 C2 RU 2294385C2 RU 2005114741/02 A RU2005114741/02 A RU 2005114741/02A RU 2005114741 A RU2005114741 A RU 2005114741A RU 2294385 C2 RU2294385 C2 RU 2294385C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
temperature
tape
galvanizing
steel
cooling
Prior art date
Application number
RU2005114741/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2005114741A (ru
Inventor
Дейвид П. ХОЙДИК (US)
Дейвид П. ХОЙДИК
Original Assignee
Ю-И-Си Текнолоджиз, ЭлЭлСи
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 Ю-И-Си Текнолоджиз, ЭлЭлСи filed Critical Ю-И-Си Текнолоджиз, ЭлЭлСи
Publication of RU2005114741A publication Critical patent/RU2005114741A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2294385C2 publication Critical patent/RU2294385C2/ru

Links

Images

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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • 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
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • 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
    • 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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C45/00—Amorphous alloys
    • C22C45/02—Amorphous alloys with iron as the major constituent
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

Изобретение относится к технологии изготовления горячеоцинкованного листа. Техническим результатом изобретения является получение двухфазной феррито-мартенситной микроструктуры при отношении предела текучести к пределу прочности при растяжении не более 0,5. Лист стали, имеющей двухфазную микроструктуру, изготавливают с использованием цикла время/температура, включающего томление примерно при 727-774°С и выдержку при 454-493°С. Сталь имеет состав в мас.%: углерод: 0,02-0,20; алюминий: 0,010-0,150; титан: максимум 0,01; кремний: максимум 0,5; фосфор: максимум 0,060; сера: максимум 0,030; марганец: 1,5-2,40; хром: 0,03-1,50; молибден: 0,03-1,50; при условии, что количества марганца, хрома и молибдена имеют соотношение: (Mn+6Сr+10Мо) = по меньшей мере 3,5%. Лист предпочтительно находится в виде ленты, обработанной на линии непрерывного цинкования или отжига и цинкования, а продукт представляет собой преимущественно феррит и мартенсит. 3 н. и 16 з.п. ф-лы, 4 табл., 6 ил.

Description

Полосу оцинкованной двухфазной стали изготавливают, применяя профиль температур, включающий двухуровневую последовательность из изотермического томления и выдержки. Когда полоса входит в ванну для нанесения покрытия, она находится при температуре, близкой к температуре расплавленного металла.
До данного изобретения был хорошо известен и широко распространен процесс цинкования, при котором стальная полоса подвергается как термообработке, так и нанесению металла. Обычно полученный методом холодной прокатки стальной лист нагревают в межкритическом интервале (между Ac1 и Ас3) для образования некоторого количества аустенита, а затем охлаждают таким образом, что некоторое количество этого аустенита переходит в мартенсит, что приводит к образованию микроструктуры из феррита и мартенсита. Для того чтобы способствовать образованию мартенсита, в стали присутствуют такие легирующие элементы, как Mn, Si, Cr и Мо. Для достижения этого осуществляют различные конкретные процедуры, одна из которых описана в патенте US 6312536 (Омия и др. / Omiya et-al). В патенте Омия и др. стальной лист, полученный методом холодной прокатки, применяют в качестве основы для горячего цинкования погружением; при этом стальной лист имеет конкретный состав, который, как указано, способствует образованию, в условиях данного процесса, микроструктуры, образованной главным образом ферритом и мартенситом. В патенте Омия и др. описан оцинкованный двухфазный продукт.
Согласно патенту Омия и др. оцинкованный лист двухфазной стали получают путем томления листа стали, полученного способом холодной прокатки, при температуре 780°С (1436°F) или выше, обычно в течение 10-40 секунд, с последующим охлаждением его со скоростью по меньшей мере 5°С в секунду, чаще 20-40°С в секунду, перед погружением в ванну цинкования, которая находится при температуре 460°С (860°F). Согласно патенту Омия и др. сталь должна иметь следующий состав, в мас.%:
Углерод: 0,02-0,20 Алюминий: 0,010-0,150
Титан: максимум 0,01 Кремний: максимум 0,04
Фосфор: максимум 0,060 Сера: максимум 0,030
Марганец: 1,5-2,40 Хром: 0,03-1,50
Молибден: 0,03-1,50  
при условии, что количества марганца, хрома и молибдена должны иметь следующее соотношение:
3Mn+6Cr+Мо: максимум 8,1%, и
Mn+6Cr+10Мо: по меньшей мере 3,5%.
Из патента Омия и др. ясно следует, что начальную стадию термообработки (томления) проводят при температуре по меньшей мере 780°С (1436°F). См. столбец 5, строки 64-67; столбец 6, строки 2-4: "Для того чтобы получить желаемую микроструктуру и достичь стабильной способности к формоизменению, необходимо нагревать стальной лист при температуре 780°С или выше, что превышает точку Ас1 примерно на 50°С. Нагревание следует продолжать в течение более чем 10 секунд для того, чтобы получить желаемую микроструктуру из феррита + аустенит". Далее, продолжает описание процесса, стальной лист охлаждают до температуры ванны нанесения покрытия (обычно 440-470°С или 824-878°F) со средней скоростью охлаждения выше 1°С/сек и пропускают через ванну для нанесения покрытия. После нанесения покрытия охлаждение со скоростью по меньшей мере 5°С/сек приводит к желаемой микроструктуре, преимущественно из феррита и мартенсита. В процессе образования сплава (который часто называют отжигом при цинковании (galvannealing)) лист с нанесенным покрытием можно подвергнуть нагреванию перед охлаждением, т.е. после нанесения металла, но перед окончательным охлаждением.
Очевидно, что Омия и др. не осознают, что можно получить двухфазный продукт без высоких температур на стадии томления, и что отдельная стадия выдержки, следующая за томлением при более низкой температуре, может облегчить образование желаемой микроструктуры.
В противоположность приведенной выше цитате из патента Омия и др. заявитель обнаружил, что не только нет необходимости поддерживать начальную температуру термообработки 780°С (1436°F) или выше, но что желаемую двухфазную микроструктуру можно получить, поддерживая температуру в ходе начальной термообработки (томлении) в интервале от Ac1+25°С (Ac1+45°F), но по меньшей мере 727°С (1340°F), до Ac1+75°С (Ac1+135°F), но не выше, чем 775°С (1425°F). В противоположность патенту Омия и др. нет необходимости поддерживать температуру при 780°С или выше, при условии, что соблюдены остальные требования технологии заявителя. Для удобства далее начальная термообработка, предлагаемая заявителем, будет именоваться "томление". Однако способ, предлагаемый заявителем, основан не только на более низкой температуре томления в сравнении с Омия и др.; предпочтительнее температуру томления от Ac1+25°С (Ac1+45°F) до 775°С (1425°F), обычно 727-771°С (1340-1420°F), следует сочетать с последующей, по существу изотермической термообработкой, именуемой стадией выдержки, в диапазоне от 454-493°С (850-920°F). На стадии выдержки лист поддерживают при температуре 454-493°С (850-920°F), иногда обозначаемой здесь как 474±19°С (885°F±35°F), в продолжение от 20 до 100 сек, перед охлаждением до комнатной температуры (температуры окружающей среды). Охлаждение до температуры окружающей среды следует проводить со скоростью по меньшей мере 5°С в секунду. Еще раз важно отметить, что в патенте Омия и др. ничего не говорится о стадии выдержки при какой-либо температуре или в течение какого-либо времени во время термического способа по этому изобретению. Более того, исследования заявителя показали, что если сталь, как это обозначено в патенте Омия и др., подвергнуть томлению в диапазоне обозначенного Омия диапазона более высоких температур томления (например, 802°С (1475°F)) и далее обработать посредством термического цикла, включающего стадию выдержки, как это описано здесь (454-493°С (850-920°F)), то полученная сталь не приобретает желаемой ферритно-мартенситной микроструктуры, а будет содержать значительное количество бейнита и/или перлита.
Заявитель обозначает нижний предел температуры стадии томления как «Ac1+25°С (Ac1+45°F), но по меньшей мере 727°С (1340°F)», поскольку практически все стали состава А имеют Ac1 по меньшей мере 701,7°С (1295°F).
Листовая сталь должна иметь состав, сходный с указанным выше составом из патента Омия и др., при условии, что количества марганца, хрома и молибдена должны иметь соотношение:
Mn+6Cr+10Мо: по меньшей мере 3,5%.
Для целей заявителя содержание кремния может составлять 0,5% и, предпочтительно, содержание углерода составляет 0,03-0,12%, хотя также можно использовать диапазон содержания углерода, приведенный у Омия и др. Этот модифицированный состав может быть обозначен в дальнейшем как Состав А.
Таким образом, изобретение заявителя представляет собой способ изготовления листа стали, имеющей двухфазную микроструктуру, включающий томление стального листа при температуре в диапазоне от Ac1+25°С (Ac1+45°F), но по меньшей мере 727°С (1340°F), до Ac1+75°С (Ac1+135°F), но не более чем 775°С (1425°F), в течение от 20 до 90 секунд, охлаждение листа со скоростью не ниже чем 1°С/сек до температуры 454-493°С и выдержку листа при температуре в диапазоне 454-493°С (850-920°F) в течение от 20 до 100 секунд. Стадию выдержки можно проводить перед погружением в горячий расплав или же можно начинать с погружения в горячий расплав, поскольку ванна цинкования будет иметь температуру также в диапазоне 454-493°С (850-920°F). Непосредственно после стадии выдержки, независимо от того, оцинкован лист или нет, лист можно охладить до температуры окружающей среды со скоростью по меньшей мере 5°С/сек. Альтернативно, после того как лист покрыт, лист можно подвергнуть отжигу при цинковании обычным способом, то есть лист нагревать в течение примерно 5-20 секунд до температуры обычно не выше примерно 516°С (960°F), а затем охлаждать со скоростью по меньшей мере 5°С/сек. Предлагаемые заявителем термические циклы для отжига при цинковании и для цинкования приведены для сравнения на Фиг.6.
Фактическую стадию погружения в горячий расплав проводят более или менее обычным путем, то есть сталь приводят в контакт с расплавленным металлом для цинкования в течение примерно 5 секунд; в то время как в некоторых случаях может быть достаточно более короткого времени, можно использовать и значительно более долгое время, но нельзя предполагать, что это приведет к улучшенному результату. Стальная полоса обычно имеет толщину примерно от 0,7 мм до 2,5 мм, а покрытие обычно составляет около 10 мкм. После стадии выдержки и нанесения покрытия сталь с нанесенным покрытием можно или охладить до температуры окружающей среды, как описано здесь в другом месте, или обычным образом подвергнуть отжигу при цинковании, как описано выше. Если следовать вышеприведенному протоколу, будет получен продукт, имеющий микроструктуру, состоящую главным образом из феррита и мартенсита.
В промышленном масштабе обычно горячее цинкование погружением проводят по существу непрерывным способом, используя рулоны стальной ленты обычно длиной от 304,89 до 1828,8 м (1000 до 6000 футов). Предлагаемое заявителем изобретение позволяет более удобно контролировать процесс не только потому, что стадию томления проводят при более низкой температуре, но также поскольку ленту можно поддерживать при той же температуре, что и температура емкости для погружения в горячий расплав, в которую лента входит и из которой выходит, почти не заботясь при этом о значительном теплопереносе, существующем между стальной лентой и емкостью с цинком, в результате чего расплавленный цинк может нагреваться, налагая ограничения на производство.
В применении конкретно к непрерывной линии цинкования стальной ленты, которая включает устройство для подачи ленты в ванну цинкования, предлагаемое изобретение включает подачу холоднокатаной скрученной в рулон стальной ленты состава А в зону нагрева линии цинкования, непрерывное пропускание этой ленты через зону нагрева для нагревания ленты до температуры в диапазоне от Ас1+25°С (Ac1+45°F), но по меньшей мере 727°С (1340°F), до Ac1+75°С (Ac1+135°F), но не более чем 775°С (1425°F), пропускание ленты через зону томления для поддержания ленты при температуре в диапазоне от Ac1+25°С (Ac1+45°F), но по меньшей мере 727°С (1340°F), до Ac1+75°С (Ac1+135°F), но не более чем 775°С (1425°F), в течение от 20 до 90 секунд; пропускание ленты через зону охлаждения для охлаждения ленты со скоростью более 1°С/секунду, прекращение охлаждения полосы, когда температура полосы снизилась до температуры в диапазоне 474±19°С (885°F±35°F), но также ±17°С (±30°F), от температуры ванны цинкования (предпочтительно в интервале ±11°С (±20°F) от температуры ванны, а более предпочтительно в интервале ±5,5°С (±10°F) от температуры ванны), выдержку ленты в интервале 17 градусов С (30 градусов F) от температуры ванны цинкования (и здесь предпочтительно в интервале ±11°С (±20 градусов F) от температуры ванны, а более предпочтительно в интервале ±5,5°С (±10 градусов F) от температуры ванны) в течение от 20 до 100 секунд, пропускание ленты через ванну цинкования, возможно отжиг при цинковании ленты с покрытием, и охлаждение ленты до температуры окружающей среды. Ванна цинкования обычно имеет температуру приблизительно 466°С (454-493°С) (870°F (850-920°F)) и может быть расположена в начале зоны выдержки, возле конца зоны выдержки, или где-нибудь еще в зоне выдержки, или же непосредственно после нее. Время пребывания в ванне обычно составляет 3-6 секунд, но может несколько изменяться, особенно в сторону увеличения, возможно до 10 секунд. Как указано выше, после того, как сталь погружена в ванну с цинком и удалена из нее, лист можно нагреть обычным образом перед тем, как охладить его до комнатной температуры с образованием отожженного покрытия, нанесенного цинкованием, если это желательно.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 изображает общий термический цикл по данному изобретению.
Фиг.2 изображает зависимость предела прочности при растяжении от температуры томления и времени выдержки, в связи с обсуждением Примера 1.
Фиг.3 изображает зависимость отношения предела текучести к пределу прочности от температуры томления.
На Фиг.4 показано влияние температуры томления на отношение предела текучести к пределу прочности при условиях, описанных в Примере 2.
Другая зависимость отношения предела текучести к пределу прочности показана на Фиг.5 при условиях, описанных в Примере 3.
Пример термического цикла согласно изобретению приведен на Фиг.6.
Пример 1
Были обработаны образцы стального листа при различных температурах "томления" в соответствии с общим термическим циклом, изображенным на Фиг.1 - один комплект образцов обрабатывали по приведенной кривой с 35-секундной "выдержкой" при 471°С (880°F), а другой комплект образцов выдерживали при 471°С (880°F) в течение 70 секунд. Образцы представляли собой холоднокатаную сталь состава А, как описано выше - в частности, углерод составлял 0,67, Mn - 1,81, Cr - 0,18 и Мо - 0,19, где все величины приведены в мас.%. Другие элементарные составляющие были типичными для низкоуглеродистой, раскисленной Al стали. Температуры томления изменяли через 11°С (20°F) в диапазоне от 721 до 821°С (от 1330 до 1510°F). После охлаждения определяли механические свойства и исследовали микроструктуру модифицированных образцов. Предел прочности при растяжении (ППР) полученных продуктов в зависимости от температуры томления и времени выдержки приведен на Фиг.2. Для данного конкретного материала стояла цель получить минимальное значение ППР 600 МПа; это было достигнуто в диапазоне температур томления примерно от 732 до 788°С (1350°F до 1450°F) для обоих времен выдержки.
Задачей Примера 1 было достижение преимущественно ферритно-мартенситной микроструктуры. Соотношение текучести, то есть отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении, является показателем образования двухфазной ферритно-мартенситной микроструктуры. Если обработку проводят, как указано в Примере 1, ферритно-мартенситная микроструктура обнаруживается, когда отношение предела текучести к пределу прочности составляет 0,5 или менее. Если отношение предела текучести к пределу прочности больше примерно 0,5, в микроструктуре можно ожидать значительной объемной доли других вредных составляющих, таких как бейнит, перлит и/или Fe3С. Фиг.3 изображает отношение предела текучести к пределу прочности для образцов в зависимости от температуры томления как для 35 -, так и для 70-секундной зон выдержки. Отметьте, что для обеих кривых очень низкое отношение предела текучести к пределу прочности, примерно 0,45, достигается в диапазоне температур примерно от 732 до 777°С (от 1350 до 1430°F), что указывает на оптимальные свойства двухфазной микроструктуры в этом интервале температур томления. Металлографический анализ образцов, проведенный на сталях, подвергнутых томлению в диапазоне этого интервала температур 732-777°С (1350-1430°F), подтверждает наличие ферритно-мартенситной микроструктуры. Количественной металлографией, использующей метод расчета по точкам, обнаружено содержание мартенсита 14,5 и 13,5% соответственно для стали, подвергнутой томлению при 754°С (1390°F) и выдержанной при 471°С (880°F) в течение 70 и 35 секунд соответственно; причем другие компоненты в этой микроструктуре не наблюдались. (Изображения были сконструированы с использованием способа травления Лепера (Lepera), при котором феррит выглядит светло серым, мартенсит белым, а такие фазы как перлит и бейнит выглядят черными.) Для температур томления ниже примерно 732°С (1350°F), как предполагалось, в микроструктуре остается карбид железа (Fe3С) из-за недостаточного растворения карбида, что приводит к ограниченному образованию мартенсита при охлаждении.
Однако неожиданным является появление в микроструктуре бейнита, если температуры томления поднимают выше примерно 777°С (1430°F). Например, металлографический анализ выявил содержание 8,5% бейнита в случае стали, подвергнутой томлению при 821°С (1510°F) и выдержанной при 471°С (880°F) в течение 70 секунд. Эти результаты находятся в сильном противоречии с данными Омия. Согласно Омия именно в этом диапазоне температур томления, то есть обязательно выше 780°С (1436°F), следует ожидать мартенситную микроструктуру. Исследования заявителя указывают, что если температура томления при отжиге находится в диапазоне, рекомендованном Омия, а в термическом процессе присутствует зона выдержки в окрестности 471°С (880°F), в микроструктуре присутствует значительное количество бейнита. Для конкретной стали, используемой в этом примере, необходимый диапазон отжига для формирования ферритно-мартенситных микроструктур составляет примерно от 732 до 777°С (от 1350 до 1430°F). В Таблице 1 показана взаимосвязь между термическим процессом, отношением предела текучести к пределу прочности и компонентами микроструктуры для этого примера при различных температурных режимах томления.
Таблица 1
Температура томления,°С (°F) Температура выдержки,°C (°F) Время выдержки (сек) ПТ/ППР Процент мартенсита Процент бейнита
721 (1330) 471 (880) 35 0,50 <3 <1
721 (1330) 471 (880) 70 0,52 <3 <1
754 (1390) 471 (880) 35 0,45 14,5 <1
754 (1390) 471 (880) 70 0,44 13,5 <1
821 (1510) 471 (880) 35 0,52 4,5 11
821 (1510) 471 (880) 70 0,56 4,5 8,5
Пример 2
Другой холоднокатаный стальной лист состава А подвергли такой же совокупности термических циклов, которая описана в Примере 1 и изображена на Фиг.1. Эта сталь также лежит в заданном диапазоне составов, в этом случае она конкретно содержит следующее, мас.%: 0,12% С, 1,96% Mn, 0,24% Cr и 0,18% Мо, остальное в составе типично для низкоуглеродистой раскисленной Al стали. Снова были определены механические свойства материала. Влияние температуры томления на отношение предела текучести к пределу прочности для этой стали в случае последовательности с 70-секундной выдержкой при 471°С (880°F) приведено на Фиг.4. Эта кривая имеет форму, сходную с кривыми на Фиг.3, и металлографический анализ выявляет идентичные с предшествующим примером металлургические явления, происходящие при различных температурных режимах томления. Как и в предыдущем примере, диапазон температур отжига-томления, необходимый для того, чтобы преимущественно получалась ферритно-мартенситная микроструктура, составляет примерно от 732 до 775°С (от 1350 до 1425°F), если стадию выдержки проводят примерно при 471°С (880°F).
Пример 3
Как и в двух предыдущих примерах, третья холоднокатаная сталь состава А была обработана в соответствии с совокупностью термических циклов, изображенной на Фиг.1. Эта сталь содержала, мас.%: 0,076 С, 1,89 Mn, 0,10 Cr, 0,094 Мо и 0,34 Si, а остальное было типичным для низкоуглеродистой стали. После отжига, как и в других примерах, были снова определены механические свойства и исследованы полученные микроструктуры. Фиг.5 изображает отношение предела текучести к пределу прочности этого материала в зависимости от температуры томления для времени выдержки 70 секунд. И опять наблюдались кривые, имеющие форму, сходную с кривыми в предыдущих примерах, с четким интервалом температур отжига, в котором получалась двухфазная ферритно-мартенситная микроструктура. Однако следует отметить, что эта кривая, по-видимому, сдвинута вправо примерно на 17°С (30°F) по сравнению с предыдущими примерами. Это происходит из-за того, что температура Ас1 для этой стали выше по сравнению со сталями в двух предыдущих примерах из-за более высокого содержания кремния. Таблица 2 показывает интервал температур томления, необходимый для образования феррит-мартенсита для каждой из сталей наряду с их соответствующей температурой Ac1 согласно Эндрюс (Andrews). Оказывается, предпочтительный диапазон отжига является функцией температуры Ac1, как показано. В общем, на основе этой информации, диапазон температур томления, необходимый для получения двойной фазы, зависит от конкретного состава стали, то есть он должен находиться внутри интервала от Ac1+25°С (Ac1+45°F), но по меньшей мере 727°С (1340°F), до Ac1+75°С (Ac1+135°F), но не более чем 775°С (1425°F), если в термическом цикле присутствует стадия выдержки в окрестностях 471°С (474±19°С) (880° F (885°F±35°F)).
Таблица 2
С (мас.%) Mn (мас.%) Cr (мас.%) Мо (мас.%) Si (мас.%) Ac1, °С (°F) ДТО для Ф-М, °С (°F)* Необходимый ДТО для ДФ стали отн. Ac1 **
0,067 1,81 0,18 0,19 0,006 707 732-776 Ac1+27,6°C (46°F)
          (1304) (1350-1430) до Ac1+75,6°C
              (126°F)
0,12 1,96 0,24 0,18 0,006 706 732-771 Ac1+28,2°C (47°F)
          (1303) (1350-1420) до Ac1+70,2°C
              (117°F)
0,076 1,89 0,1 0,094 0,34 714 749-787 Ac1+37,2°C (62°F)
          (1318) (1380-1450) до Ac1+79,2°C
              (132°F)
* Диапазон температур отжига для феррит-мартенсита (градусы Цельсия/градусы Фаренгейта)
** Необходимый диапазон отжига для двухфазной стали по отношению к Ac1
Пример 4
Таблица 3 показывает полученные механические свойства двух дополнительных сталей, имеющих содержание углерода ниже, чем показанное ранее. Они были обработаны, как описано на Фиг.1, используя индивидуальные температуры томления 741, 760 и 802°С (1365, 1400 и 1475°F), соответственно, и время выдержки 70 секунд при 471°С (880°F). В таблице для каждой стали приведены также диапазоны температуры томления, необходимые для получения двухфазной стали, рассчитанные из Ac1, как это описано в Примере 3. Следует отметить, что для температур томления 741 и 760°С (1365 и 1400°F), которые находятся в диапазоне желаемого диапазона температур томления для обеих соответствующих сталей, наблюдались низкие величины отношения предела текучести к пределу прочности у сталей с ферритно-мартенситной микроструктурой. Кроме того, для сталей, подвергнутых томлению при температуре 802°С (1475°F), которая находится вне диапазона по данному изобретению, отношение предела текучести к пределу прочности значительно выше из-за присутствия в микроструктуре бейнита.
Таблица 3
C (мас.%) Mn (мас.%) Мо (мас.%) Cr (мас.%) Ac1 °С (°F) Ac1+25 (45) до Ас1+75 (135)°C (°F) Темп. томления °С (°F) Предел текучести (МПа) ППР МПа ПТ/ППР
0,032 1,81 0,2 0,2 707,2 732,2-779,4 740,6 223 473 0,47
        (1305) (1350-1435) (1365)      
0,032 1,81 0,2 0,2 707,2 732,2-779,4 760 226 474 0,48
        (1305) (1350-1435) (1400)      
0,032 1,81 0,2 0,2 707,2 732,2-779,4 801,7 261 462 0,56
        (1305) (1350-1435) (1475)      
0,044 1,86 0,2 0,2 706,7 731,7-778,9 740,6 244 559 0,44
        (1304) (1349-1434) (1365)      
0,044 1,86 0,2 0,2 706,7 731,7-778,9 760 239 548 0,44
        (1304) (1349-1434) (1400)      
0,044 1,86 0,2 0,2 706,7 731,7-778,9 801,7 265 519 0,51
        (1304) (1349-1434) (1475)      
Пример 5
Предыдущие примеры были основаны на лабораторных экспериментах, но были также проведены и опыты на металлургическом заводе, которые подтвердили вышеупомянутую схему термической обработки для получения двухфазного стального продукта как подвергнутого горячему цинкованию погружением, так и подвергнутого отжигу при цинковании. Таблица 4 показывает результаты опытов, проведенных на металлургическом заводе, для стали, подвергнутой отжигу при цинковании. Следует отметить, что стали, приведенные в таблице, фактически имеют одинаковый состав и, таким образом, сходные температуры Ас1. Из температуры Ac1 рассчитано, что предполагаемый интервал температур томления для получения двойной фазы составляет примерно от 732 до 782°С (от 1350 до 1440°F). Кроме того, с позиции обработки, для этих сталей хорошо согласуются температуры и времена выдержки, а температура отжига (томления) является основной переменной величиной при обработке этих материалов. Механические свойства также показаны в этой таблице совместно с соответствующими отношениями предела текучести к пределу прочности. Следует отметить, что стали 1-4 подвергали томлению в диапазоне температур томления по данному изобретению, и они дали ожидаемое отношение предела текучести к пределу прочности ниже 0,5. Металлографическое исследование выявило присутствие ферритно-мартенситных микроструктур для сталей 1-4 с содержанием мартенсита приблизительно 15%. Сталь 5 была обработана за пределами предпочтительного диапазона томления и имела относительно высокое отношение предела текучести к пределу прочности, приблизительно 0,61. Металлографический анализ показал содержание 11% бейнита в этом материале. Сходные результаты были показаны как для обработки цинкованием, так и в случае отжига при цинковании.
Таблица 4
Сталь 1 2 3 4 5
Углерод 0,067 0,067 0,067 0,067 0,77
Mn 1,81 1,81 1,81 1,81 1,71
Cr 0,18 0,18 0,18 0,18 0,19
Мо 0,19 0,19 0,19 0,19 0,17
Ac1°C (°F) 706,7(1304) 706,7(1304) 706,7(1304) 706,7(1304) 707,8(1306)
Ac1+25 (45) 731,7-781,7 731,7-781,7 731,7-781,7 731,7-781,7 732,8-782,8
до          
Ac1+75 (135)°C (°F) (1349-1439) (1349-1439) 1349-1439) (1349-1439) (1351-1441)
Ттомления, °C (°F) 743,3 (1370) 750,6 (1383) 760,6 (1401) 771,7 (1421) 801,7 (1475)
Твыдержки, 470,0 471,7 473,9 475,6 476,7
°C (°F) (878) (881) (885) (888) (890)
Время выдержки 70 70 70 70 64
Предел текучести 292 299 294 296 327
ППР 606 610 614 618 538
ПТ/ППР 0,48 0,49 0,48 0,48 0,61

Claims (19)

1. Способ получения стального листа с двухфазной микроструктурой, содержащего, мас.%: углерод 0,02-0,20; алюминий 0,010-0,150; титан макс.0,01; кремний макс.0,5; фосфор макс.0,06; сера макс.0,03; марганец 1,5-2,4; хром 0,03-1,50; молибден 0,03-1,50, при условии, что сумма (Mn+6Сr+10Мо) равна по меньшей мере 3,5 мас.%, включающий томление листа в течение от 20 до 90 с при температуре в диапазоне от Ac1+25°C, но по меньшей мере 727°С, до Ac1+75°C но не более чем 775°С, охлаждение со скоростью по меньшей мере 1°С/с до температуры 454-493°С, выдержку листа при 454-493°С в течение от 20 до 100 с и охлаждение листа до температуры окружающей среды со скоростью по меньшей мере 5°С/с с получением листа с двухфазной микроструктурой преимущественно в виде феррита и мартенсита.
2. Способ по п.1, в котором непрерывно получают лист в виде стальной ленты длиной по меньшей мере 304,89 м.
3. Способ по п.1, который включает нанесение покрытия на лист в емкости с расплавленным металлом для цинкования при температуре 454-493°С перед выдержкой, во время нее или непосредственно после.
4. Способ по п.3, в котором температуру листа в процессе нанесения покрытия поддерживают в интервале ±11°С от температуры расплавленного металла для сведения к минимому теплопереноса между стальной полосой и расплавленным металлом.
5. Способ по п.1, который включает нанесение покрытия на лист в емкости для цинкования и отжиг при цинковании листа перед охлаждением его до температуры окружающей среды.
6. Способ по п.1, в котором содержание углерода в стали составляет 0,03-0,12 мас.%.
7. Способ непрерывного цинкования стальной ленты на линии цинкования, содержащей ванну с расплавом для цинкования, включающий подачу рулона стальной ленты, содержащей, мас.%: углерод 0,02-0,20; алюминий 0,010-0,150; титан максимум 0,01; кремний максимум 0,50; фосфор максимум 0,060; сера максимум 0,030; марганец 1,5-2,40; хром 0,03-1,50; молибден 0,03-1,50, при условии, что сумма (Mn+6Сr+10Мо) равна по меньшей мере 3,5 мас.%, в зону нагрева линии цинкования, непрерывное пропускание ленты через зону нагрева с нагревом ленты до 727-775°С, пропускание ленты через зону томления для поддержания температуры ленты при 727-771°С в течение от 20 до 90 с, пропускание указанной ленты через зону охлаждения с охлаждением ленты со скоростью по меньшей мере 1°С/с, прерывание охлаждения ленты при снижении температуры ленты до температуры ±17°С от температуры расплава ванны для цинкования, выдержку ленты при температуре 454-493°С, но в пределах ±17°С от температуры расплава ванны для цинкования в течение от 20 до 100 с, пропускание ленты через ванну для цинкования, вывод и охлаждение указанной ленты до температуры окружающей среды.
8. Способ по п.7, где время пребывания ленты в ванне для цинкования составляет 3-6 с.
9. Способ по п.7, в котором указанное охлаждение в указанной зоне охлаждения проводят со скоростью от 2,8 до 22°С/с.
10. Способ по п.7, в котором ленту подают через ванну для цинкования при температуре в интервале ±5,5°С от температуры расплава указанной ванны цинкования.
11. Способ по п.7, в котором ленту пропускают через ванну для цинкования непосредственно после прерывания указанного охлаждения.
12. Способ по п.7, в котором ленту запускают в ванну для цинкования близко к окончанию указанного периода выдержки в 20-100 с.
13. Способ по п.7, в котором оцинкованная стальная лента имеет преимущественно ферритно-мартенситную микроструктуру, содержащую менее 5% других морфологических составляющих.
14. Способ по п.7, в котором содержание углерода в указанной стальной ленте составляет 0,03-0,12 мас.%.
15. Способ по п.7, в котором указанную стальную ленту отжигают при цинковании перед охлаждением ее до температуры окружающей среды.
16. Способ получения оцинкованной стальной ленты с двухфазной микроструктурой, преимущественно феррито-мартенситной, содержащей, мас.%: углерод 0,02-0,20; алюминий 0,010-0,150; титан максимум 0,01; кремний максимум 0,5; фосфор максимум 0,060; сера максимум 0,030; марганец 1,5-2,40; хром 0,03-1,50; молибден 0,03-1,50, включающий томление указанной стальной ленты при температуре от Ac1+25°C, но по меньшей мере 727°С, до Ac1+75°C, но не более чем 775°С, в течение по меньшей мере 20 с, охлаждение ленты со скоростью по меньшей мере 1°С/с до температуры (474±19)°С, выдержку, составляющую от 20 до 100 с, пропускание ленты через ванну с расплавом для цинкования со временем пребывания внутри нее от 2 до 9 с для нанесения покрытия на ленту в любой момент периода выдержки ленты при температуре (474±19)°С, составляющего от 20 до 100 с, и охлаждение покрытой таким образом ленты до температуры окружающей среды.
17. Способ по п.16, который включает отжиг при цинковании указанной ленты перед охлаждением ее до температуры окружающей среды.
18. Способ по п.16, в котором указанная лента находится при температуре ±11°С от температуры расплава в емкости для цинкования в течение указанного времени пребывания в этой емкости.
19. Способ по п.16, в котором указанная лента находится при температуре ±5,5°С от температуры расплава в емкости для цинкования в течение указанного времени пребывания в этой емкости.
RU2005114741/02A 2002-11-26 2003-11-04 Способ получения листа стали, имеющей двухфазную структуру RU2294385C2 (ru)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US42985302P 2002-11-26 2002-11-26
US60/429,853 2002-11-26
US10/342,510 US6811624B2 (en) 2002-11-26 2003-01-15 Method for production of dual phase sheet steel
US10/342,510 2003-01-15

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2005114741A RU2005114741A (ru) 2006-01-20
RU2294385C2 true RU2294385C2 (ru) 2007-02-27

Family

ID=32328849

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2005114741/02A RU2294385C2 (ru) 2002-11-26 2003-11-04 Способ получения листа стали, имеющей двухфазную структуру

Country Status (11)

Country Link
US (1) US6811624B2 (ru)
EP (1) EP1601809A4 (ru)
JP (1) JP2006508255A (ru)
KR (1) KR100988845B1 (ru)
AU (1) AU2003285144B2 (ru)
BR (1) BR0315963B1 (ru)
CA (1) CA2506571A1 (ru)
MX (1) MXPA05005619A (ru)
PL (1) PL205645B1 (ru)
RU (1) RU2294385C2 (ru)
WO (1) WO2004048634A1 (ru)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2475545C2 (ru) * 2008-08-08 2013-02-20 Смс Симаг Акциенгезельшафт Способ изготовления полуфабриката, в частности стальной ленты, с двухфазной структурой
RU2495141C1 (ru) * 2012-05-11 2013-10-10 Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Донской Государственный Технический Университет" (Дгту) Способ получения естественного феррито-мартенситного композита
RU2543590C2 (ru) * 2010-10-18 2015-03-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный, холоднокатаный и плакированный стальной лист, имеющий улучшенную равномерную и локальную пластичность при высокой скорости деформации
RU2550682C1 (ru) * 2011-05-12 2015-05-10 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Способ изготовления сверхпрочной мартенситной стали и лист, полученный этим способом
RU2573843C2 (ru) * 2011-07-11 2016-01-27 Тиссенкрупп Стил Юроп Аг Способ изготовления стального плоского проката
RU2675025C2 (ru) * 2014-06-06 2018-12-14 Арселормиттал Высокопрочная многофазная сталь, способ ее получения и применение
RU2788613C1 (ru) * 2019-06-03 2023-01-23 Арселормиттал Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7311789B2 (en) * 2002-11-26 2007-12-25 United States Steel Corporation Dual phase steel strip suitable for galvanizing
PL1682686T3 (pl) * 2003-11-04 2015-04-30 Uec Tech Llc Taśma z dwufazowej stali odpowiednia do galwanizacji
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
US11155902B2 (en) 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
MX2010003835A (es) 2007-10-10 2010-05-13 Nucor Corp Acero estructurado metalografico complejo y metodo para manufacturarlo.
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
CN102015155B (zh) * 2008-03-19 2013-11-27 纽科尔公司 使用铸辊定位的带材铸造设备
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
BR112014008002A2 (pt) * 2011-10-06 2017-04-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp placa de aço e método de produção da mesma
EP2834383B1 (en) * 2012-04-05 2021-07-21 Tata Steel IJmuiden B.V. Steel strip having a low si content
KR101568547B1 (ko) 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 스트립의 연속소둔 장치 및 그 연속소둔 방법
US9741930B2 (en) * 2015-03-27 2017-08-22 Intel Corporation Materials and components in phase change memory devices
CN109554524B (zh) * 2018-11-28 2020-10-20 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种冷轧生产780MPa级的CP钢工艺控制方法
KR20230164707A (ko) * 2021-04-02 2023-12-04 바오샨 아이론 앤 스틸 유한공사 인장강도가 590MPa 이상인 저탄소 저합금 고성형성 2상강과 용융 아연 도금 2상강 및 이의 제조 방법

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3164521D1 (en) * 1980-03-31 1984-08-09 Kawasaki Steel Co High-tensile, cold-rolled steel plate with excellent formability and process for its production, as well as high-tensile, galvanized steel plate with excellent formability, and process for its production
US4759807A (en) 1986-12-29 1988-07-26 Rasmet Ky Method for producing non-aging hot-dip galvanized steel strip
US5019460A (en) 1988-06-29 1991-05-28 Kawasaki Steel Corporation Galvannealed steel sheet having improved spot-weldability
JP2787366B2 (ja) 1990-05-22 1998-08-13 新日本製鐵株式会社 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法
JP2862186B2 (ja) 1990-09-19 1999-02-24 株式会社神戸製鋼所 伸びの優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法
JP2862187B2 (ja) 1990-09-19 1999-02-24 株式会社神戸製鋼所 穴広げ性の優れた溶融亜鉛めっき高強度薄鋼板の製造方法
JP2761095B2 (ja) 1990-11-05 1998-06-04 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3114107B2 (ja) 1992-05-28 2000-12-04 日新製鋼株式会社 耐食性および成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法
JPH0925537A (ja) 1995-05-10 1997-01-28 Kobe Steel Ltd 耐孔明き腐食性および加工性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP3374644B2 (ja) 1996-03-28 2003-02-10 株式会社神戸製鋼所 耐孔明き腐食性および加工性に優れた高強度熱延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法
EP1160346B1 (en) * 1999-02-22 2006-03-08 Nippon Steel Corporation High strength galvanized steel plate excellent in adhesion of plated metal and formability in press working and high strength alloy galvanized steel plate and method for production thereof
JP2000313936A (ja) 1999-04-27 2000-11-14 Kobe Steel Ltd 延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3790092B2 (ja) * 1999-05-28 2006-06-28 株式会社神戸製鋼所 優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、その製造方法およびその鋼板を用いて製造された自動車用部材
US6312536B1 (en) * 1999-05-28 2001-11-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof
JP3750789B2 (ja) 1999-11-19 2006-03-01 株式会社神戸製鋼所 延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
DE60133493T2 (de) * 2000-01-24 2009-05-07 Jfe Steel Corp. Feuerverzinktes Stahlblech und Verfahren zu dessen Herstellung
US6586117B2 (en) * 2001-10-19 2003-07-01 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steel sheet having excellent workability and shape accuracy and a method for its manufacture
US6635313B2 (en) * 2001-11-15 2003-10-21 Isg Technologies, Inc. Method for coating a steel alloy

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2475545C2 (ru) * 2008-08-08 2013-02-20 Смс Симаг Акциенгезельшафт Способ изготовления полуфабриката, в частности стальной ленты, с двухфазной структурой
RU2543590C2 (ru) * 2010-10-18 2015-03-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный, холоднокатаный и плакированный стальной лист, имеющий улучшенную равномерную и локальную пластичность при высокой скорости деформации
RU2550682C1 (ru) * 2011-05-12 2015-05-10 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Способ изготовления сверхпрочной мартенситной стали и лист, полученный этим способом
RU2573843C2 (ru) * 2011-07-11 2016-01-27 Тиссенкрупп Стил Юроп Аг Способ изготовления стального плоского проката
RU2495141C1 (ru) * 2012-05-11 2013-10-10 Федеральное Государственное Бюджетное Образовательное Учреждение Высшего Профессионального Образования "Донской Государственный Технический Университет" (Дгту) Способ получения естественного феррито-мартенситного композита
RU2675025C2 (ru) * 2014-06-06 2018-12-14 Арселормиттал Высокопрочная многофазная сталь, способ ее получения и применение
US10612107B2 (en) 2014-06-06 2020-04-07 Arcelormittal High strength multiphase steel, production method and use
US11047020B2 (en) 2014-06-06 2021-06-29 Arcelormittal Method for making a high strength multiphase steel
RU2788613C1 (ru) * 2019-06-03 2023-01-23 Арселормиттал Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения

Also Published As

Publication number Publication date
US6811624B2 (en) 2004-11-02
AU2003285144A1 (en) 2004-06-18
AU2003285144B2 (en) 2006-11-02
PL376232A1 (en) 2005-12-27
EP1601809A1 (en) 2005-12-07
KR20050089011A (ko) 2005-09-07
CA2506571A1 (en) 2004-06-10
US20040099349A1 (en) 2004-05-27
RU2005114741A (ru) 2006-01-20
WO2004048634A1 (en) 2004-06-10
KR100988845B1 (ko) 2010-10-20
JP2006508255A (ja) 2006-03-09
EP1601809A4 (en) 2009-02-11
BR0315963B1 (pt) 2013-09-03
MXPA05005619A (es) 2005-07-27
PL205645B1 (pl) 2010-05-31
BR0315963A (pt) 2005-09-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2294385C2 (ru) Способ получения листа стали, имеющей двухфазную структуру
RU2686729C2 (ru) Способ производства высокопрочного стального листа с покрытием, обладающего высокой прочностью, пластичностью и формуемостью
WO2000065119A1 (fr) Tole d&#39;acier recouverte de zinc par immersion a chaud, a haute resistance ayant une excellente ductilite, et procede de production correspondant
US10907232B2 (en) Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
Massardier et al. Ultra-rapid intercritical annealing to improve deep drawability of low-carbon, Al-killed steels
US7311789B2 (en) Dual phase steel strip suitable for galvanizing
KR960014515B1 (ko) 구멍확장특성이 뛰어난 고장력강판 및 그 제조방법
JPH04173945A (ja) 曲げ加工性の優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH07316740A (ja) 高強度複相組織ステンレス鋼およびその製造方法
JP6704997B2 (ja) 超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法、及び得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US4793870A (en) Continuous treatment of cold-rolled carbon high manganese steel
US4793869A (en) Continuous treatment of cold-rolled carbon manganese steel
JPH04173946A (ja) 高延性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
CA2544382C (en) Dual phase steel strip suitable for galvanizing
CN100471982C (zh) 制造双相钢板的方法
JPH0543779B2 (ru)
CA2972470A1 (en) Dual phase steel with improved properties
CA3149331A1 (en) High ductility zinc-coated steel sheet products
RU2575525C1 (ru) Способ получения упаковочной стали
JPH0734135A (ja) めっき密着性の優れた高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPS63241115A (ja) 伸びフランジ性にすぐれた高強度冷延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20131105