RU2323983C2 - Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом и способ его получения - Google Patents

Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом и способ его получения Download PDF

Info

Publication number
RU2323983C2
RU2323983C2 RU2004129774/02A RU2004129774A RU2323983C2 RU 2323983 C2 RU2323983 C2 RU 2323983C2 RU 2004129774/02 A RU2004129774/02 A RU 2004129774/02A RU 2004129774 A RU2004129774 A RU 2004129774A RU 2323983 C2 RU2323983 C2 RU 2323983C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
hot
phase
steel sheet
rolled steel
sheet according
Prior art date
Application number
RU2004129774/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2004129774A (ru
Inventor
Ксавье БАНО (FR)
Ксавье БАНО
Кристиан ЖИРО (FR)
Кристиан ЖИРО
Original Assignee
Юзинор
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=27763686&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2323983(C2) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Юзинор filed Critical Юзинор
Publication of RU2004129774A publication Critical patent/RU2004129774A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2323983C2 publication Critical patent/RU2323983C2/ru

Links

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
    • C21D8/04—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
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical 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)
  • Laminated Bodies (AREA)
  • Pressure Welding/Diffusion-Bonding (AREA)
  • Heat Treatment Of Strip Materials And Filament Materials (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, в частности к горячекатаному стальному листу и способу его производства. Для получения горячекатаного стального листа с низким удельным весом и высокой механической прочностью лист содержит соотношение компонентов, вес.%: 0,04≤углерод≤0,5, 0,05≤марганец≤3,0, 2,0≤кремний≤10,0, 1,0≤алюминий≤10,0, железо и неизбежные примеси - остальное, микроструктура феррита образована первичной и вторичной ферритными фазами, при этом средний размер зерна феррита первичной фазы превышает средний размер зерна феррита вторичной фазы. Стальной лист дополнительно содержит упрочняющие элементы, взятые раздельно или в сочетании, вес.%: 0,01≤ниобия≤0,1, 0,01≤титана≤0,2, 0,01≤ванадия≤0,2 и элементы, воздействующие на температуру превращения, взятые раздельно или в сочетании, вес.%: 0,0005≤бора≤0,005, 0,05≤никеля≤2,0, 0,05≤хрома≤2,0, 0,05≤молибдена≤2,0. Первичную ферритную фазу получают в процессе нагрева стального листа перед горячей прокаткой со средним размером зерна более 5 мкм, а вторичную ферритную фазу - в результате горячей прокатки со средним размером зерна менее 2 мкм. Способ получения горячекатаного стального листа включает нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру Ar3 аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы. 8 н. и 13 з.п. ф-лы, 1 табл., 5 ил.

Description

Изобретение относится к горячекатаному стальному листу с очень высокой прочностью и низким удельным весом, получаемому на лентопрокатном стане, а также к способу его получения.
Снижение веса автомобилей становится необходимостью в связи с требованием по сокращению выбросов CO2 до 140 г/км к 2008 году. Такое снижение веса может быть достигнуто только повышением предела механической прочности сталей для компенсации уменьшения толщины листа. Следовательно, необходимо улучшить механические свойства при одновременном уменьшении толщины листов, используемых для изготовления деталей. Осуществление этой меры ограничивается снижением жесткости деталей и появлением вибраций и вредных шумов в сферах применения автомобилей, в которых шум является элементом дискомфорта.
В области производства горячекатаных плоских стальных заготовок, механические свойства которых получают контролируемой прокаткой на широкополосном стане, наиболее высокий предел прочности достигнут для сталей THR с бейнитной структурой, в них предел механической прочности может достигать 800-1000 МПа, однако их удельный вес одинаков с удельным весом широко применяемой стали, т.е. составляет 7,8 г/см3.
Возможно также получать сталь с более низким удельным весом за счет легирующего элемента, такого как алюминий, при этом удельный вес стали при добавке 8,5% алюминия снижается до 7 г/см3. Такое решение не позволяет достигать предела механической прочности свыше 480 МПа. Добавка других легирующих элементов, как, хром, ванадий и ниобий, в количествах соответственно до 1, 0,1, 0,4% не позволяет увеличивать механическую прочность свыше 580 МПа. При такой мере выигрыш по удельному весу сводится на нет низкими показателями получаемой механической прочности.
Целью изобретения является создание для потребителей стального листа с низким удельным весом и пределами прочности, сопоставимыми с применяемыми в настоящее время стальными листами с высокой механической прочностью или даже превышающими их, для совмещения преимуществ, обеспечиваемых низким удельным весом и высокой механической прочностью.
Объектом изобретения является горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом, отличающийся тем, что он содержит:
0,04 вес.%≤углерода≤0,5 вес.%,
0,05 вес.%≤марганца≤3 вес.%,
а также возможные упрочняющие элементы:
0,01 вес.%≤ниобия≤0,1 вес.%,
0,01 вес.%≤титана≤0,2 вес.%,
0,01 вес.%≤ванадия≤0,2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
и/или элементы, воздействующие на температуру превращения:
0,0005 вес.%≤бора≤0,005 вес.%,
0,05 вес.%≤никеля≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤хрома≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤молибдена≤2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
остальное - железо и технологические примеси,
и что он содержит также:
2 вес.%≤кремния≤10 вес.%,
1 вес.%≤алюминия≤10 вес.%.
Согласно предпочтительному варианту выполнения изобретения сталь содержит:
0,04 вес.%≤углерода≤0,3 вес.%,
0,08 вес.%≤марганца≤3 вес.%,
2 вес.%≤кремния≤6 вес.%,
1 вес.%≤алюминия≤10 вес.%.
Согласно другому предпочтительному варианту выполнения изобретения стальной лист согласно изобретению содержит 3-6 вес.% кремния и 1-2 вес.% алюминия.
Согласно еще одному предпочтительному варианту выполнения стальной лист содержит 2-3 вес.% кремния и 7-10 вес.% алюминия.
Согласно следующему предпочтительному варианту выполнения изобретения содержание кремния и алюминия в стальном листе согласно изобретению составляет:
%Si+%Al≥9.
Стальной лист согласно изобретению может также иметь следующие свойства, взятые раздельно или в сочетании:
- наличие микроструктуры, образованной первичной и вторичной ферритными фазами, при этом средний размер зерна первичной ферритной фазы превышает средний размер зерна вторичной ферритной фазы, эта микроструктура содержит также фазы карбида,
- наличие первичной ферритной фазы, получаемой при нагреве стали перед горячей прокаткой, и вторичной ферритной фазы, получаемой в результате горячей прокатки, а также карбидных фаз,
- наличие первичной ферритной фазы, средний размер зерна которой превышает 5 мкм, и вторичной ферритной фазы, средний размер зерна которой составляет менее 2 мкм.
Также объектом изобретения является способ получения горячекатаного стального листа, включающий в себя следующие стадии:
- нагрев сляба, состав которого соответствует составу согласно изобретению с получением микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы,
- последующая горячая прокатка сляба, причем температура в конце прокатки превышает температуру AR3 аустенитной фазы, образовавшейся во время нагрева, что необходимо для проведения прокатки в аустенитных условиях, при которых аустенитная фаза превращается во вторичную ферритную фазу и в карбидные фазы.
Подробнее изобретение поясняется ниже со ссылками на фигуры, на которых изображено:
на фиг.1 - диаграмма изменения удельного веса стали в зависимости от содержания кремния, алюминия и/или кремния и алюминия вместе взятых;
на фиг.2 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,04% углерода (отливка I);
на фиг.3 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,160% углерода (отливка J);
на фиг.4 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,268% углерода (отливка К);
на фиг.5 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,505% углерода (отливка L).
Горячекатаная сталь согласно изобретению, полученная на лентопрокатном стане, имеет высокую механическую прочность и низкий удельный вес.
Сталь, традиционно содержащая
0,04 вес.%≤углерода≤0,5 вес.%,
0,05 вес.%≤марганца≤3 вес.%,
а также способная содержать упрочняющие элементы:
0,01 вес.%≤ниобия≤0,1 вес.%,
0,01 вес.%≤титана≤0,2 вес.%,
0,01 вес.%≤ванадия≤0,2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
и/или элементы, воздействующие на температуру превращения:
0,0005 вес.%≤бора≤0,005 вес.%,
0,05 вес.%≤никеля≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤хрома≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤молибдена≤2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
остальное - железо и технологические примеси,
содержит:
2 вес.%≤кремния≤10 вес.%,
1 вес.%≤алюминия≤10 вес.%.
Содержание углерода в стальном листе согласно изобретению составляет 0,04-0,5, предпочтительно 0,04-0,3. Изменение структуры стали в зависимости от содержания в ней углерода показано на фигурах 2-5, при этом можно видеть, что структура стали согласно изобретению (фигуры 2-4) представляет собой первичный феррит с крупным зерном и смесь из карбидных фаз и вторичного феррита с меньшим зерном. Если содержание углерода снижается ниже 0,04, то микроструктура не содержит карбидных фаз и теряет механические свойства. Напротив, когда содержание углерода превышает 0,5, структура сильно охрупчивается, при этом отмечается, что в микроструктуре более не содержится первичного феррита (см. фиг.5).
Не вдаваясь в теорию, можно считать, что получение такой своеобразной структуры обусловлено сочетанием содержания углерода, кремния и алюминия. Оно позволяет получать превосходные механические свойства. Действительно, сталь согласно изобретению может достигать предела механической прочности от 620 МПа до более чем 1000 МПа, при этом ее удельный вес составляет порядка от 7,55 до 7 г/см3 в зависимости от содержания кремния и алюминия, а также легирующих добавок, как это показано на фиг.1.
Механические свойства могут быть улучшены добавкой микролегирующего элемента, такого как ниобий, титан, ванадий, причем два последних имеют меньший удельный вес, чем железо.
Стальной лист согласно изобретению может изготавливаться любым пригодным для этого способом.
Тем не менее, предпочтительно применять способ согласно изобретению. Этот способ предусматривает прежде всего нагрев сляба до высокой температуры (предпочтительно свыше 900°С) перед началом горячей прокатки. Авторы изобретения обнаружили, что на стадии нагрева сляб приобретает микроструктуру, состоящую из так называемой первичной ферритной фазы, образующейся при высокой температуре и сосуществующей с аустенитной фазой.
При горячей прокатке, при которой температура в ее конце сохраняется выше значения AR3, рассчитанного только для аустенитной фазы, прокатку ведут в аустенитных условиях.
Отмечено, что аустенитная фаза полностью превращается в смесь из карбидных фаз и вторичного феррита, средняя величина зерна которого меньше величины зерна присутствующей первичной ферритной фазы.
Предпочтительно, чтобы пара "углерод - марганец" выбиралась с таким расчетом, чтобы температура превращения AR3 могла обеспечивать проведение прокатки в аустенитных условиях.
В приводимой ниже таблице, содержащей разные составы согласно изобретению, можно видеть влияние разных элементов на свойства сталей.
 
Отливки А, С, F, H, L приведены в качестве примера для сравнения, а отливки В, D, Е, G, I, J, К получены согласно изобретению.
  С, % Mn, % Si, % Al, % Rm (МПа) Удельный вес
А 0,24 2,46 1,83 <0,1 1423 7,74
В 0,23 2,53 3,06 1,28 902 7,54
С 0,12 2,55 4,09 <0,1 1296 7,55
D 0,07 2,67 5,28 5 1400 7,14
Е 0,068 1,29 3,23 1,423 750 7,52
F 0,079 1,21 1,44 3,25 587 7,44
G 0,042 1,37 3,27 1,43 760 7,51
H 0,204 2,62 <0,1 8,05 673 7,02
I 0,040 1,688 3,66 1,075 621 7,55
J 0,160 1,270 3,69 1,153 835 7,52
К 0,268 1,155 3,59 1,435 949 7,51
L 0,505 0,167 3,48 1,041 1134 7,54
             
Приведенные в таблице данные свидетельствуют о том, что только алюминий не позволяет получать сталь одновременно с низким удельным весом и высокой прочностью.
В примере, касающемся стали Е, температура прокатки составила 895°С, а температура при намотке в рулон - 600°С, скорость охлаждения составляла 49°С/с, что придало стали механическую прочность 750 МПа. Снижение температуры при намотке в рулон позволяет повысить предел механической прочности.
Это имеет место в примере для стали В, температура которой при намотке в рулон составила 20°С при скорости охлаждения 5°С/с, что позволяет достичь механическую прочность 902 МПа.
Если увеличить скорость охлаждения стали С, полученной прокаткой при температуре 870°С, намотанной в рулон при температуре 120°С и охлаждавшейся со скоростью 130°С, то сталь будет иметь механическую прочность 1296 МПа.
Предел механической прочности стали может также регулироваться содержанием углерода и марганца и/или других легирующих элементов, как было показано выше. Некоторые операции, такие, например, как повторная прокатка или термообработка, например отжиг, могут применяться для изменения или достижения соответствующих механических свойств.
Предлагаемая согласно изобретению сталь отвечает двум противоречащим друг другу требованиям для горячекатаных сталей: с одной стороны, высокие механические свойства и, с другой стороны, низкий удельный вес. Существующие решения получения сталей с очень высоким пределом механической прочности основаны на применении легирующих элементов, не позволяющих существенно изменить удельный вес, а существующие решения получения сталей с низким удельным весом основаны на применении легирующих добавок, не позволяющих достичь высокого предела механической прочности.
В стали согласно изобретению объединены эти оба свойства, в частности высокий предел механической прочности и очень низкий удельный вес, что позволяет снизить вес автомобильных деталей.

Claims (21)

1. Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом из стали, содержащей углерод, марганец, кремний, алюминий, имеющей микроструктуру феррита с карбидными фазами, отличающийся тем, что сталь содержит следующее соотношение компонентов, вес.%:
0,04≤углерод≤0,5
0,05≤марганец≤3,0
2,0≤кремний≤10,0
1,0≤алюминий≤10,0
железо и неизбежные при
производстве примеси - остальное,
микроструктура феррита образована первичной и вторичной ферритными фазами, при этом средний размер зерна феррита первичной фазы превышает средний размер зерна феррита вторичной фазы.
2. Горячекатаный стальной лист по п.1, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит упрочняющие элементы, взятые раздельно или в сочетании, вес.%:
0,01≤ниобий≤0,1
0,01≤титан≤0,2
0,01≤ванадий≤0,2.
3. Горячекатаный стальной лист по п.1, отличающийся тем, что сталь дополнительно содержит элементы, воздействующие на температуру превращения, взятые раздельно или в сочетании, вес.%:
0,0005≤бор≤0,005
0,05≤никель≤2,0
0,05≤хром≤2,0
0,05≤молибден≤2,0
4. Горячекатаный стальной лист по п.1, отличающийся тем, что сталь содержит, вес.%:
0,04≤углерод≤0,3
0,08≤марганец≤3,0
2,0≤кремний≤6,0
1,0≤алюминий≤10,0
5. Горячекатаный стальной лист по п.1, отличающийся тем, что сталь содержит, вес.%: около 3,0-6,0 кремния и около 1,0-2,0 алюминия.
6. Горячекатаный стальной лист по п.4, отличающийся тем, что сталь содержит, вес.%: около 3,0-6,0 кремния и около 1,0-2,0 алюминия.
7. Горячекатаный стальной лист по п.1, отличающийся тем, что сталь содержит, вес%: около 2,0-3,0 кремния и около 7,0-10,0 алюминия.
8. Горячекатаный стальной лист по п.4, отличающийся тем, что сталь содержит, вес.%: около 2,0-3,0 кремния и около 7,0-10,0 алюминия.
9. Горячекатаный стальной лист по п.1, отличающийся тем, что первичную ферритную фазу получают в процессе нагрева стали перед горячей прокаткой со средним размером зерна более 5 мкм, а вторичную ферритную фазу - в результате горячей прокатки, со средним размером зерна менее 2 мкм.
10. Горячекатаный стальной лист по п.4, отличающийся тем, что первичную ферритную фазу получают в процессе нагрева стали перед горячей прокаткой со средним размером зерна более 5 мкм, а вторичную ферритную фазу - в результате горячей прокатки со средним размером зерна менее 2 мкм.
11. Горячекатаный стальной лист по п.5, отличающийся тем, что первичную ферритную фазу получают в процессе нагрева стали перед горячей прокаткой со средним размером зерна более 5 мкм, а вторичную ферритную фазу - в результате горячей прокатки со средним размером зерна менее 2 мкм
12. Горячекатаный стальной лист по п.6, отличающийся тем, что первичную ферритную фазу получают со средним размером зерна более 5 мкм в процессе нагрева стали перед горячей прокаткой, а вторичную ферритную фазу - со средним размером зерна менее 2 мкм в результате горячей прокатки.
13. Горячекатаный стальной лист по п.7, отличающийся тем, что первичную ферритную фазу получают в процессе нагрева стали перед горячей прокаткой со средним размером зерна более 5 мкм, а вторичную ферритную фазу - в результате горячей прокатки со средним размером зерна менее 2 мкм.
14. Горячекатаный стальной лист по п.8, отличающийся тем, что первичную ферритную фазу получают в процессе нагрева стали перед горячей прокаткой со средним размером зерна более 5 мкм, а вторичную ферритную фазу - в результате горячей прокатки со средним размером зерна менее 2 мкм
15. Способ получения горячекатаного стального листа по любому из пп.1-3, 5, 7 и 9, включающий нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру
Figure 00000001
аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы.
16. Способ получения горячекатаного стального листа по любому из пунктов 4, 6, 8 и 10, включающий нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру
Figure 00000001
аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы.
17. Способ получения горячекатаного стального листа по п.5 или 11, включающий нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру
Figure 00000001
аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы.
18. Способ получения горячекатаного стального листа по п.6 или 12, включающий нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру
Figure 00000001
аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы.
19. Способ получения горячекатаного стального листа по п.7 или 13, включающий нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру
Figure 00000001
аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы.
20. Способ получения горячекатаного стального листа по п.8 или 14, включающий нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру
Figure 00000001
аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы.
21. Применение горячекатаного стального листа по любому из пп.1-14, полученного способом по любому из пп.15-20, при изготовлении автомобилей.
RU2004129774/02A 2002-03-11 2003-03-10 Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом и способ его получения RU2323983C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR02/02998 2002-03-11
FR0202998A FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2002-03-11 Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2004129774A RU2004129774A (ru) 2005-08-20
RU2323983C2 true RU2323983C2 (ru) 2008-05-10

Family

ID=27763686

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2004129774/02A RU2323983C2 (ru) 2002-03-11 2003-03-10 Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом и способ его получения

Country Status (15)

Country Link
US (1) US7416615B2 (ru)
EP (1) EP1485511B1 (ru)
JP (1) JP4638152B2 (ru)
KR (1) KR100986697B1 (ru)
CN (1) CN1306046C (ru)
AT (1) ATE312206T1 (ru)
AU (1) AU2003227824A1 (ru)
BR (1) BR0308328B1 (ru)
CA (1) CA2478123C (ru)
DE (1) DE60302659T2 (ru)
ES (1) ES2252671T3 (ru)
FR (1) FR2836930B1 (ru)
MX (1) MXPA04008717A (ru)
RU (1) RU2323983C2 (ru)
WO (1) WO2003076673A2 (ru)

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2562574C2 (ru) * 2011-05-25 2015-09-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист и способ его получения
US9546413B2 (en) 2011-03-28 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and production method thereof
RU2615667C1 (ru) * 2015-12-09 2017-04-06 Публичное акционерное общество "Северсталь" Способ производства горячекатаных листов из низколегированной стали класса прочности к65 для электросварных прямошовных труб
RU2620842C1 (ru) * 2013-05-01 2017-05-30 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Оцинкованный стальной лист и способ его изготовления
RU2627068C2 (ru) * 2012-06-22 2017-08-03 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх ВЫСОКОПРОЧНАЯ МНОГОФАЗНАЯ СТАЛЬ И СПОСОБ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПОЛОСЫ ИЗ ЭТОЙ СТАЛИ С МИНИМАЛЬНЫМ ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 580 МПа
RU2627079C1 (ru) * 2016-11-17 2017-08-03 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 с низким удельным весом
US10294551B2 (en) 2013-05-01 2019-05-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength low-specific-gravity steel sheet having superior spot weldability
RU2690383C2 (ru) * 2015-04-08 2019-06-03 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальной лист для термической обработки
US10563281B2 (en) 2015-04-08 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
US11041225B2 (en) 2015-04-08 2021-06-22 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
RU2815952C1 (ru) * 2023-08-09 2024-03-25 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ получения горячекатаных листов из низколегированной стали

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5042694B2 (ja) * 2007-04-13 2012-10-03 新日本製鐵株式会社 延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法
EP1995336A1 (fr) * 2007-05-16 2008-11-26 ArcelorMittal France Acier à faible densité présentant une bonne aptitude à l'emboutissage
KR101008117B1 (ko) 2008-05-19 2011-01-13 주식회사 포스코 표면특성이 우수한 고가공용 고강도 박강판 및용융아연도금강판과 그 제조방법
KR101027250B1 (ko) * 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
KR100985298B1 (ko) * 2008-05-27 2010-10-04 주식회사 포스코 리징 저항성이 우수한 저비중 고강도 열연 강판, 냉연강판, 아연도금 강판 및 이들의 제조방법
BR112013009277A2 (pt) * 2010-10-18 2016-07-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente, laminada a frio e revestida tendo ductilidade local e uniforme melhoradas a uma alta taxa de tensão
WO2013178887A1 (fr) 2012-05-31 2013-12-05 Arcelormittal Investigación Desarrollo Sl Acier laminé a chaud ou a froid a faible densite, son procede de mise en oeuvre et son utilisation
CN103215516B (zh) * 2013-04-09 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种700MPa级高强度热轧Q&P钢及其制造方法
UA117592C2 (uk) 2013-08-01 2018-08-27 Арселорміттал Пофарбований оцинкований сталевий лист та спосіб його виготовлення
CN112481555B (zh) * 2020-11-27 2022-01-04 马鞍山市鑫龙特钢有限公司 一种耐高温氧化腐蚀的低密度钢
WO2023105271A1 (en) * 2021-12-10 2023-06-15 Arcelormittal Low density hot rolled steel, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60204833A (ja) * 1984-03-29 1985-10-16 Sumitomo Metal Ind Ltd 磁気特性の優れたセンダスト板材の製造方法
JPH07115041B2 (ja) * 1987-03-11 1995-12-13 日本鋼管株式会社 無方向性高Ｓｉ鋼板の製造方法
JPH03291360A (ja) * 1990-04-06 1991-12-20 Tohoku Tokushuko Kk 磁気ヘッド用合金
JP2536255B2 (ja) * 1990-08-04 1996-09-18 日本鋼管株式会社 制振合金
JP2536256B2 (ja) * 1990-08-04 1996-09-18 日本鋼管株式会社 高強度制振合金
JP2503125B2 (ja) * 1991-05-09 1996-06-05 新日本製鐵株式会社 良電磁厚板の製造方法
JP2708682B2 (ja) * 1991-12-27 1998-02-04 新日本製鐵株式会社 磁気特性が極めて優れた無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP3168665B2 (ja) * 1992-01-18 2001-05-21 住友金属工業株式会社 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法
JP3011538B2 (ja) * 1992-05-25 2000-02-21 新日本製鐵株式会社 降伏強さが低い構造用鋼の製造法
US5445685A (en) 1993-05-17 1995-08-29 The Regents Of The University Of California Transformation process for production of ultrahigh carbon steels and new alloys
JP3386514B2 (ja) * 1993-06-16 2003-03-17 川崎製鉄株式会社 制振合金薄鋼板及びその製造方法
CN1039723C (zh) * 1993-11-22 1998-09-09 新日本制铁株式会社 钢板制造中表面缺陷少的超低碳钢连续铸造板坯和超低碳薄钢板及其制造方法
JPH07252592A (ja) 1994-03-15 1995-10-03 Nippon Steel Corp 成形性、低温靭性及び疲労特性に優れた熱延高強度鋼板
JPH07300655A (ja) * 1994-04-28 1995-11-14 Nippon Steel Corp 磁気特性、及びカシメ性が優れている無方向性電磁鋼板及びその製造方法
JP3348365B2 (ja) * 1994-08-19 2002-11-20 新日本製鐵株式会社 疲労特性に優れた耐熱軟化性を有する加工用熱延高強度鋼板およびその製造方法
JPH09241745A (ja) * 1996-03-01 1997-09-16 Nkk Corp 一様伸びおよび高温リラクセーション特性に優れたｐｃ鋼棒の製造方法
JPH1025543A (ja) * 1996-07-15 1998-01-27 Nkk Corp スポット溶接ままで一様伸び及び高温リラクセーション特性に優れたｐｃ鋼棒
JPH10212522A (ja) * 1997-01-30 1998-08-11 Nippon Steel Corp 酸洗性に優れた熱延鋼板の製造方法
WO1999022340A1 (en) 1997-10-28 1999-05-06 Hide And Seek Technologies, Inc. Optical disc authentication and data storage
JPH11189850A (ja) * 1997-12-24 1999-07-13 Sumitomo Metal Ind Ltd 無方向性電磁鋼板およびその製造方法
JP3401427B2 (ja) * 1998-03-12 2003-04-28 株式会社神戸製鋼所 耐衝撃性に優れた高強度鋼板
JPH11323489A (ja) * 1998-05-13 1999-11-26 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた良加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4184481B2 (ja) * 1998-06-11 2008-11-19 新日本製鐵株式会社 耐食鋼
JP2000160249A (ja) * 1998-11-26 2000-06-13 Kawasaki Steel Corp Ｌ方向及びｃ方向の磁気特性に優れた電磁鋼熱延板の製造方法
JP3962186B2 (ja) * 1998-12-11 2007-08-22 新日本製鐵株式会社 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及びその鋼板を用いた高強度プレス成形体の製造方法
JP3447233B2 (ja) * 1998-12-11 2003-09-16 新日本製鐵株式会社 熱処理硬化能に優れた薄鋼板及び高強度プレス成形体の製造方法
FR2796966B1 (fr) * 1999-07-30 2001-09-21 Ugine Sa Procede de fabrication de bandes minces en acier de type "trip" et bandes minces ainsi obtenues
JP3924108B2 (ja) * 2000-03-13 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 予加工後のハイドロフォーム成形性の優れた高強度鋼板の製造方法

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9546413B2 (en) 2011-03-28 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and production method thereof
US10167539B2 (en) 2011-05-25 2019-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
US9631265B2 (en) 2011-05-25 2017-04-25 Nippon Steel Hot-rolled steel sheet and method for producing same
US10266928B2 (en) 2011-05-25 2019-04-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
US9567658B2 (en) 2011-05-25 2017-02-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet
RU2562574C2 (ru) * 2011-05-25 2015-09-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Горячекатаный стальной лист и способ его получения
RU2627068C2 (ru) * 2012-06-22 2017-08-03 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх ВЫСОКОПРОЧНАЯ МНОГОФАЗНАЯ СТАЛЬ И СПОСОБ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПОЛОСЫ ИЗ ЭТОЙ СТАЛИ С МИНИМАЛЬНЫМ ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 580 МПа
US10294551B2 (en) 2013-05-01 2019-05-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength low-specific-gravity steel sheet having superior spot weldability
US10336037B2 (en) 2013-05-01 2019-07-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet and method for producing the same
RU2620842C1 (ru) * 2013-05-01 2017-05-30 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Оцинкованный стальной лист и способ его изготовления
RU2690383C2 (ru) * 2015-04-08 2019-06-03 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Стальной лист для термической обработки
US10563281B2 (en) 2015-04-08 2020-02-18 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
US10822680B2 (en) 2015-04-08 2020-11-03 Nippon Steel Corporation Steel sheet for heat treatment
US11041225B2 (en) 2015-04-08 2021-06-22 Nippon Steel Corporation Heat-treated steel sheet member and method for producing the same
RU2615667C1 (ru) * 2015-12-09 2017-04-06 Публичное акционерное общество "Северсталь" Способ производства горячекатаных листов из низколегированной стали класса прочности к65 для электросварных прямошовных труб
RU2627079C1 (ru) * 2016-11-17 2017-08-03 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 с низким удельным весом
RU2815952C1 (ru) * 2023-08-09 2024-03-25 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ получения горячекатаных листов из низколегированной стали

Also Published As

Publication number Publication date
CN1688725A (zh) 2005-10-26
CN1306046C (zh) 2007-03-21
KR20040088583A (ko) 2004-10-16
EP1485511B1 (fr) 2005-12-07
ATE312206T1 (de) 2005-12-15
AU2003227824A8 (en) 2003-09-22
WO2003076673A8 (fr) 2004-09-30
FR2836930A1 (fr) 2003-09-12
US7416615B2 (en) 2008-08-26
RU2004129774A (ru) 2005-08-20
US20060231177A1 (en) 2006-10-19
DE60302659T2 (de) 2006-07-20
AU2003227824A1 (en) 2003-09-22
ES2252671T3 (es) 2006-05-16
MXPA04008717A (es) 2004-12-06
WO2003076673A3 (fr) 2004-04-22
BR0308328B1 (pt) 2011-11-01
JP2005527701A (ja) 2005-09-15
CA2478123C (fr) 2011-01-25
KR100986697B1 (ko) 2010-10-08
CA2478123A1 (fr) 2003-09-18
BR0308328A (pt) 2004-12-28
FR2836930B1 (fr) 2005-02-25
DE60302659D1 (de) 2006-01-12
JP4638152B2 (ja) 2011-02-23
WO2003076673A2 (fr) 2003-09-18
EP1485511A2 (fr) 2004-12-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2323983C2 (ru) Горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом и способ его получения
JP4644076B2 (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
EP3476966A1 (en) Clad steel plate having excellent strength and formability, and production method therefor
JP4644075B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US20100326572A1 (en) Method for producing low yield strength cold rolled steel sheet excellent in uniformity
JP2000328186A (ja) 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法
JPH021218B2 (ru)
JPH06240356A (ja) 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP7277462B2 (ja) 超高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP3864663B2 (ja) 高強度薄鋼板の製造方法
JP7437509B2 (ja) 降伏比に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3823338B2 (ja) 高強度熱延鋼板の製造方法
JP3857875B2 (ja) 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPH05112831A (ja) 加工性に優れた深絞り用冷延鋼板の製造方法
KR20140085088A (ko) 연성이 우수한 고비강도 강판 및 이의 제조방법
KR101928198B1 (ko) 후강판 제조방법 및 이에 의해 제조된 후강판
JP3299287B2 (ja) 成形加工用高強度鋼板とその製造方法
KR100270395B1 (ko) 프레스 가공성이 우수한 저합금 복합조직형 고강도 냉연강판의 제조방법
KR20190065671A (ko) 페라이트계 경량강
JP2001207234A (ja) 高延性高穴拡げ性高張力鋼板およびその製造方法
JP3911075B2 (ja) 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法
JP3839955B2 (ja) 形状凍結性と成形性に優れた高張力複合組織熱延鋼板の製造方法
JPS6337166B2 (ru)
JPH08325633A (ja) 高強度熱延鋼板の製造法
JP3873581B2 (ja) 高加工性熱延鋼板の製造方法