RU2328545C2 - Композиция стали для производства холоднокатаных изделий из многофазной стали - Google Patents

Композиция стали для производства холоднокатаных изделий из многофазной стали Download PDF

Info

Publication number
RU2328545C2
RU2328545C2 RU2005123361/02A RU2005123361A RU2328545C2 RU 2328545 C2 RU2328545 C2 RU 2328545C2 RU 2005123361/02 A RU2005123361/02 A RU 2005123361/02A RU 2005123361 A RU2005123361 A RU 2005123361A RU 2328545 C2 RU2328545 C2 RU 2328545C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
ppm
temperature
mpa
workpiece
Prior art date
Application number
RU2005123361/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2005123361A (ru
Inventor
Йоахим АНТОНИССЕН (BE)
Йоахим АНТОНИССЕН
Лисбет БАРБЕ (BE)
Лисбет БАРБЕ
МЕЙЕР Марейке ДЕ (BE)
МЕЙЕР Марейке ДЕ
Лусиа ТОСАЛ-МАРТИНЕЗ (DE)
Лусиа ТОСАЛ-МАРТИНЕЗ
Серж КЛАССЕНС (BE)
Серж КЛАССЕНС
Свен ВАНДЕПУТТЕ (BE)
Свен ВАНДЕПУТТЕ
Сигрид ЯКОБС (BE)
Сигрид ЯКОБС
КУМАН Бруно ДЕ (NL)
КУМАН Бруно ДЕ
Original Assignee
АРСЕЛОР Франс С.А.
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 АРСЕЛОР Франс С.А. filed Critical АРСЕЛОР Франс С.А.
Publication of RU2005123361A publication Critical patent/RU2005123361A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2328545C2 publication Critical patent/RU2328545C2/ru

Links

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
    • C21D8/0278—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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Electroplating Methods And Accessories (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

Настоящее изобретение относится к композиции стали для применения в способе производства холоднокатаных изделий из ТРИП-стали без покрытия или обработанных методом электролитического или горячего цинкования. Для достижения в стали высокого предела прочности на разрыв в сочетании с большим удлинением и улучшения свариваемости стали получают сталь, содержащую, м.д.: углерод 1300-2600, марганец 10000-22000, алюминий 8000-15000, кремний 2000-6000, фосфор 400-1000, сера не более 120, азот не более 200, титан не более 1000, ниобий не более 1000, ванадий не более 1000, бор не более 10, железо и несущественные примеси - остальное. Способ производства холоднокатаного изделия из ТРИП-стали включает получение стального сляба, горячую прокатку сляба, конечная температура которой выше температуры окончания образования аустенита Асз, с получением горячекатаной заготовки, охлаждение заготовки до температуры намотки в рулон между 500°С и 680°С, намотку заготовки в рулон при указанной температуре, травление заготовки для удаления окислов, холодную прокатку заготовки для уменьшения толщины с минимальным обжатием 40%. 7 н. и 12 з п. ф-лы, 8 табл.

Description

Область изобретения
Настоящее изобретение относится к композиции стали, содержащей фосфор, предназначенной для применения в производстве изделий из ТРИП-стали. В равной степени настоящее изобретение относится как к способу получения упомянутых изделий, так и к самим изделиям.
Предпосылки изобретения
Существующая в автомобильной промышленности необходимость в снижении веса деталей предполагает применение более прочных материалов, позволяющих уменьшить толщину деталей, не ухудшая при этом требований безопасности и функциональных параметров. Применение листового проката из ультравысокопрочной стали (UHSS), в частности продукции из ТРИП-стали, прекрасно сочетающей высокую прочность и хорошую формуемость, может решить данную проблему. Кроме того, часто требуется повышенная устойчивость к коррозии такого листового проката, которую достигают в результате электролитического или горячего цинкования.
Подобная продукция из ультравысокопрочной стали описана в нескольких документах. ЕР-А-1096029 относится к получению темперированной мартенситной ТРИП-стали на основе кремния-марганца, химический состав которой включает (вес.%): 0.05-0.20% углерода (С), 0.3-1.8% кремния (Si) и 1.0-3.0% марганца (Mn), а также одну или более следующих примесей (вес.%): 0.05-1% Cr+Мо (хром+молибден), ≤0.003% В (бор), 0.01-0.1% Ti+Nb+V (титан+ниобий+ванадий) и ≤0.01% Ca+REM (кальций+редкоземельные металлы). Процесс холодной прокатки включает три последовательные ступени отжига. На первом этапе лист полностью аустенизируется в течение по крайней мере 5 с и затем быстро охлаждается (>10°С/с) ниже Ms-температуры (температуры начала мартенситного превращения) с получением реечного мартенсита. На втором и третьем этапах осуществляют непрерывный отжиг и цинкование путем повторного нагрева листа при температурах между критическими точками (Ac1<Т<Ас3) [Ac1 - температура начала образования аустенита, Ас3 - температура окончания образования аустенита] в течение от 5 до 120 с, охлаждения (>5°С/с) до 500°С или ниже и последующего цинкования. Данному изобретению присущи два основных недостатка. Первый - это существование дополнительного этапа отжига для получения реечного мартенсита. Этот дополнительный этап не только увеличивает общую стоимость производства, но также осложняет как логистику, так и свариваемость перед отжигом или горячим цинкованием. Трещины, появляющиеся в зоне сварки или нагрева, будут легко распространяться в твердой и хрупкой мартенситной структуре, приводя к высокому риску полного разрыва сварного шва между двумя витками. Второй существенный недостаток связан с довольно высоким содержанием кремния в этих сталях. Хорошо известно, что такое высокое содержание кремния, начиная приблизительно от 0.5%, создает проблему, связанную с качеством поверхности, вследствие присутствия окислов кремния, которые после травления делают поверхность неровной и грубо шероховатой. Более того, учитывая потребность в защите от коррозии, в целом, горячее цинкование подобной поверхности с высоким содержанием кремния приводит к тому, что внешний вид поверхности становится неудовлетворительным для применения в автомобильной промышленности, и, кроме того, существует очень высокая вероятность наличия на поверхности не оцинкованных участков.
В ЕР-А-0922782 также описано получение холоднокатаной ТРИП-стали на основе кремния-марганца, которая содержит (вес.%): 0.05-0.40% С (углерода), 1.0-3.0% Si (кремния), 0.6-3.0% Mn (марганца), 0.02-1.5% Cr (хрома), 0.01-0.20% Р (фосфора) и 0.01-0.3% Al (алюминия). В отличие от изобретения, описанного выше, данная сталь не требует дополнительного этапа отжига. Добавление хрома предназначено для того, чтобы замедлить образование бейнита и усилить образование игольчатого феррита и мартенсита, поскольку, по мнению изобретателей, бейнит оказывает вредное влияние на прочность ТРИП-сталей на основе кремния-марганца. Чтобы избежать образования перлита и увеличить прочность ферритной фазы, добавляют фосфор. Максимальное содержание фосфора ограничено до 0.2% для получения достаточной свариваемости. И, тем не менее, присущее данному изобретению высокое содержание кремния также ухудшает качество горячего цинкования, результатом которого станет неудовлетворительный внешний вид поверхности и очень высокая вероятность появления не оцинкованных участков. Также вероятно и то, что наличие на горячекатаной полосе красной окалины, которую трудно удалить, создаст сложности в производстве.
В ЕР-А-0796928 описано получение двухфазной стали на основе алюминия, которая содержит (вес.%): 0.05-0.3% С (углерода), 0.8-3.0% Mn (марганца), 0.4-2.5% Al (алюминия) и 0.01-0.2% Si (кремния). Дополнительно эта сталь может содержать один из следующих элементов (вес.%): <0.05% Ti (титана), <0.8% Cr (хрома), <0.5% Мо (молибдена), <0.5% Ni (никеля), <0.05% Nb (ниобия) и <0.08% Р (фосфора). После холодной прокатки с обжатием более 40%, осуществляется неполный отжиг материала при температуре от 740 до 850°С и последующее охлаждение со скоростью охлаждения от 10 до 50 К/с до температуры цинковой ванны. По сравнению с двумя предыдущими химическими составами, последний, практически не содержащий кремния, легко позволяет подвергнуть сталь горячему цинкованию и избежать образования нежелательной красной окалины. Однако алюминий, в отличие от кремния, не оказывает сильного эффекта на прочность твердого раствора. Предполагается применение довольно высокого содержания алюминия для достижения средних уровней прочности (например, Rm=700 МПа). Однако известно, что такие высокие уровни алюминия становятся причиной дефектов при непрерывном литье и ухудшают свариваемость вследствие наличия окислов алюминия в области сварки. Это особенно вредно влияет на устойчивость к разрушению сварных конструкций. Чтобы избежать проблем в литье, необходимо использовать очень мелкий литейный порошок, что может вызвать проблемы со здоровьем персонала. Поэтому, как правило, сталелитейные заводы не хотят выпускать такой вид сплавов, т.к. рабочим приходится носить маски и необходимо предпринять много специальных мер предосторожности.
В ЕР-А-1170391 описано получение ТРИП-стали с низким содержанием углерода (<0.08 вес.%), низким содержанием кремния (<0.5 вес.%) и низким содержанием алюминия (<0.3 вес.%). Содержание алюминия и кремния поддерживается низким с целью избежать осаждения нитридов и, таким образом, потери свободного азота. К тому же, содержание кремния составляет предпочтительно ниже 0.2 вес.%, чтобы обеспечить возможность горячего цинкования. Содержание углерода поддерживается низким для обеспечения удовлетворительной свариваемости и из-за того, что наличие азота в стали также стабилизирует остаточный аустенит. Этот азот вводится в сталь либо во время, либо непосредственно после горячей чистовой прокатки, во время рекристаллизационного отжига, во время неполного отжига или посредством комбинирования одного или более этих процессов. Каждый из них требует, чтобы стальной лист выдерживался от 2 с до 10 мин в среде, содержащей не менее 2% аммиака при температуре 550-800°С. Понятно, что этот этап введения азота делает производство более трудоемким и требует сложных технических модификаций существующего оборудования. В настоящий момент во всем мире данный процесс не считается промышленно применимым. К тому же, очень низкое содержание примесей в данном типе стали не позволяет достигнуть пределов прочности на разрыв выше 650 МПа.
В US-A-5470529 описано получение холоднокатаных ТРИП-сталей, содержащих различное соотношение алюминия и кремния. Содержание углерода в этих сталях составляет 0.05-0.3 вес.%, более предпочтительно - 0.1-0.2 вес.%. Содержание кремния составляет менее 1.0 вес.%, чтобы избежать образования красной окалины, но более предпочтительно - 0.2-0.9 вес.%. Марганец добавляется в количестве 0.005-4.0 вес.%, более предпочтительно 0.5-2.0 вес.%. По сравнению с обычными кремниево-марганцевыми ТРИП-сталями, по разным причинам часть кремния заменяется алюминием. Алюминий так же как и кремний предотвращает выделение цементита во время выдержки с образованием бейнита. Это делает возможным использование более низкого содержания кремния и, таким образом, устранить образование красной окалины. Более того, добавление алюминия увеличивает температуру Ас3 и приводит к увеличению содержания углерода в аустенитной фазе, которая образуется во время неполного отжига. Это, в свою очередь, стабилизирует остаточный аустенит и делает сталь менее чувствительной к превращению, вызванному внутренними напряжениями, в областях с низкими напряжениями, приводя к улучшенному коэффициенту расширения отверстия. Следовательно, диапазон содержания алюминия устанавливают равным 0.1-2.0 вес.% и более предпочтительно 0.5-1.5 вес.%. Однако, поскольку и алюминий и кремний являются стабилизаторами феррита, чтобы избежать чрезмерной стабилизации остаточного аустенита, их суммарное содержание ограничивается. Общее содержание алюминия и кремния должно находиться в диапазоне 0.5-3.0 вес.% и более предпочтительно - 1.5-2.5 вес.%. В данном изобретении фосфор считается нежелательной примесью, которую необходимо ограничить насколько это возможно. Предел содержания фосфора устанавливается равным 0.1 вес.% или менее, предпочтительно менее 0.02 вес.%. Медь добавляется для того, чтобы она помогала устранить образование красной окалины, усилить сопротивление к коррозии такой холоднокатаной продукции и улучшить смачиваемость расплавленным цинком. Следовательно, диапазон содержания меди равен 0.1-2.0 вес.% и более предпочтительно 0.1-0.6 вес.%. Чтобы избежать проблемы, связанные с горячеломкостью при использовании меди, также добавляется никель. Для экономии его содержание ограничено 1.0 вес.% и предпочтительно 0.5 вес.%. Применяются также следующие ограничения: содержание (вес.%) никеля>содержания (вес.%) меди /3, при содержании меди >0.5 вес.% и общем содержании марганца и никеля >0.5 вес.%. Также может быть добавлен хром для стабилизации остаточного аустенита и дополнительного увеличения сопротивления к коррозии. Он добавляется в количестве 0.5-5.0 вес.% и более предпочтительно в количестве 0.6-1.6 вес.%. Кроме того, для увеличения прочности на разрыв могут быть добавлены, например, титан, ниобий и ванадий. Верхняя граница предпочтительно составляет 0.05 вес.% для ниобия и титана и 0.10 вес.% для ванадия. Хотя максимальное содержание кремния в данном изобретении ограничено <1 вес.% с целью избежать образования красной окалины, большинство приведенных в качестве примеров холоднокатаных сталей содержит кремний в количестве 0.5-1.1 вес.%. Считается, что последний вызывает трудности горячего цинкования (плохую смачиваемость расплавленным цинком) и ухудшение внешнего вида поверхности (оголенные участки). В состав ни одной из этих приведенных в качестве примера сталей не входили микролегирующие добавки, как, например, в ТРИП-сталях с высоким содержанием кремния, которые заметно увеличивают твердость горячекатаной полосы, приводя к существенному увеличению усилий, затрачиваемых на холодную прокатку. С другой стороны, приведенные в качестве примера стали с низким содержанием кремния (0.2-0.4 вес.%) показали высокий предел текучести (570-590 МПа) и лишь умеренный предел прочности на разрыв (≤700 МПа) и умеренное общее удлинение (А50≤30%). В состав последних сталей дополнительно не добавлялся фосфор. Большим недостатком таких сплавов является необходимость добавлять медь и никель, элементы, которые считаются примесями при производстве листовой углеродсодержащей стали. Если сталеплавильным заводам приходится их отливать, имеют место дополнительные материально-технические проблемы, связанные с переработкой металлических отходов производства. Более того, использование никеля, меди и хрома делает производство значительно более дорогостоящим.
В ЕР-А-1154028 описано получение ТРИП-стали, легированной фосфором, с низким содержанием алюминия и кремния, содержащей (вес.%): 0.06-0.17% углерода, 1.35-1.80% марганца, 0.35-0.50% кремния, 0.02-0.12% фосфора, 0.05-0.50% алюминия, максимально 0.07% ниобия, максимально 0.2% ванадия, максимально 0.05% титана, максимально 30 м.д. бора и 100-350 м.д. азота. При добавлении карбидообразующих элементов титана, ниобия или ванадия содержание углерода составляет, предпочтительно, 0.16 вес.%. Максимальное количество остаточного аустенита ограничено 10%. При сочетании низкого содержания кремния и довольно низкого содержания углерода получают довольно невысокие (<600 МПа) показатели предела прочности на разрыв. Добавление микролегирующих элементов заметно увеличивает предел прочности (800 МПа), однако при этом резко падают показатели удлинения (А80<17%). Показатели удлинения во всех случаях довольно низкие, объяснением чему может быть ограниченное содержание алюминия и углерода, что делает остаточный аустенит менее стабильным.
L. Barbe и другие изучили влияние добавок фосфора на свойства некоторых ТРИП-сталей, содержащих только кремний, алюминий и кремний и только алюминий ("Effect of phosphorus on the properties of a cold rolled and intercritically annealed TRIP-aided steel". Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Гент, июнь 19-21, 2002). Они обнаружили, что состав стали с ТРИП-добавками, содержащий (вес.%) 0.24% углерода, 1.66% марганца, 0.6% алюминия, 0.4% кремния и 0.073% фосфора, показывает наилучшее сочетание механических свойств (удлинение А80=28.4% и предел прочности на разрыв UTS=788 МПа). Проведенные изобретателями настоящего изобретения лабораторные исследования, однако, показали, что при незначительных добавках алюминия до 0.6 вес.% механические свойства становятся очень чувствительными к изменениям параметров процесса, таким как скорость технологической линии и температура перестаривания. Это может привести к несовместимости различных технологических линий цинкования (имеющих, например, различные длины зоны правки около 490-460°С) или даже к существенной зависимости механических свойств от толщины. Это может объясняться неудовлетворительной стабилизацией остаточного аустенита и заметным увеличением оптимального времени перестаривания вследствие слишком незначительных добавок алюминия.
О. Yakubovsky и другие изучили зависимость деформаций от напряжения, а также упрочнение при термообработке различных ТРИП-сталей, содержащих только кремний, алюминий и кремний и только алюминий ("Stress-strain behaviour and bake hardening of TRIP and TRIP-aided multiphase steels". Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Гент, июнь 19-21, 2002). Во всех случаях содержание углерода ограничивалось (вес.%) 0.15%, и содержание марганца - 1.5%. Рассматривалась также и ТРИП-сталь, содержащая (вес.%) 0.25-0.45% кремний, 1.5-2.0% алюминий и 0.05-0.10% фосфор. В статье не были указаны механические свойства последнего состава. На основании исследования зависимости предела прочности на разрыв от содержания углерода, проведенных изобретателями настоящего изобретения, было установлено, что предложенный химический состав содержит недостаточное количество углерода для достижения предела прочности на разрыв в диапазоне 700-850 МПа. Более того, при высоком содержании алюминия необходимо использовать для литья очень мелкий порошок, что создает проблемы для здоровья персонала. К тому же, при высоком содержании алюминия может ухудшиться свариваемость вследствие присутствия в области сваривания окислов алюминия.
S. Papaefthymiou и другие изучили развитие микроструктуры и механические свойства двух ТРИП-сталей на основе алюминия-кремния, подвергнутых одноосной деформации с различной степенью деформации непосредственно после неполного отжига ("Microstructure development and mechanical behaviour of Al-containing TRIP-steels", Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Гент, июнь 19-21, 2002). Полученные в результате такой специальной обработки и учитывая нестандартную геометрию образца, упомянутые в статье механические свойства несопоставимы. Два изученных вида содержащей алюминий ТРИП-стали можно подразделить на сталь с низким содержанием алюминия и высоким содержанием алюминия. Сталь с низким содержанием алюминия содержит (вес.%): 0.19% углерода, 1.5% марганца, 0.26% кремния, 0.086% фосфора и 0.52% алюминия; сталь с высоким содержанием алюминия содержит (вес.%): 0.17% углерода, 1.46% марганца, 0.26% кремния, 0.097% фосфора и 1.81% алюминия. Как пояснялось ранее, у стали с низким содержанием алюминия пострадают механические свойства, которые очень чувствительны к изменению параметров процесса, таким как скорость технологической линии и температуры перестаривания. Это может привести к несовместимости различных технологических линий цинкования или даже к существенной зависимости механических свойств от толщины. С другой стороны, сталь с высоким содержанием алюминия, опять же, требует применения для литья мелкого порошка, что может создать проблемы для здоровья персонала. И к тому же, присутствие в области сварки окислов алюминия ухудшит свариваемость.
A. Pichler и другие ("Correlation between thermal treatment, retained austenite stability and mechanical properties of low-alloyed TRIP steels", Int. Conf. on TRIP-Aided High Strength Ferrous Alloys, Гент, июнь 19-21, 2002) изучили влияние различных параметров процесса отжига на стабильность остаточного аустенита и механические свойства ТРИП-стали с низким содержанием легирующих добавок, которая содержит (вес.%): ~0.2% углерода, ~1.6% кремния+алюминия, ~1.5% марганца, <0.5% хрома+молибдена, <0.04% фосфора, <0.01% серы и 0.05% титана+ниобия. Поскольку в данной работе не представлены данные о соотношении алюминия/кремния, нет возможности дать заключение о возможностях цинкования. Упомянутое содержание фосфора не является достаточным для получения желаемых механических свойств (высокого предела прочности на разрыв в сочетании с большим удлинением), хотя и обеспечивает хорошую свариваемость (понижает достаточное содержание углерода).
Цели изобретения
Целью настоящего изобретения является создание состава высокопрочной ТРИП-стали с низким содержанием кремния, высоким содержанием алюминия, легированной фосфором, предназначенного для производства стальной продукции методом холодной прокатки, которую можно легко цинковать.
Еще одной целью является создание способа изготовления подобной продукции, а также предложен сам конечный продукт, причем как сам состав, так и упомянутый способ и упомянутая продукция лишены недостатков известных технических решений.
Сущность изобретения
Настоящее изобретение относится к составу ТРИП-стали для производства холоднокатаных изделий без покрытия или обработанных методом электролитического или горячего цинкования.
Состав содержит, м.д.:
углерод 1300-2600
марганец 10000-22000
алюминий 8000-15000
кремний 2000-6000
фосфор 400-1000
сера не более 120
азот не более 200
титан не более 1000
ниобий не более 1000
ванадий не более 1000
бор не более 10
железо и несущественные примеси остальное
Новизна и изобретательский уровень данного состава заключается в особом сочетании элементов Р (фосфора), Si (кремния), Al (алюминия) и С (углерода). В частности, добавление Р в количестве, превышающем его содержание в известных составах, при ограничении максимального содержания Si и Al, позволяет снизить содержание С для достижения определенного уровня прочности в сочетании с улучшенной свариваемостью.
Три отдельных варианта изобретения относятся к одному составу химических элементов и отличаются тремя различными поддиапазонами содержания углерода, обеспечивающими уровень прочности, который необходим:
- UTS (Предел прочности на разрыв) ≥590 МПа: содержание углерода от 1300 до 1900 м.д. Два конкретных варианта характеризуются содержанием углерода от 1350 до 1900 м.д. и от 1400 до 1900 м.д. соответственно;
- UTS≥690 МПа: содержание углерода от 1700 до 2300 м.д.;
- UTS≥780 МПа: содержание углерода от 2000 до 2600 м.д.
Подобным образом, три конкретных варианта относятся к одному поддиапазону содержания углерода, связанного с уровнем прочности, который необходим, но к тому же имеют следующий особый химический состав, м.д.:
марганец 13000-22000
алюминий 8000-14000
кремний 2500-4500
фосфор 600-1000
сера не более 120
азот не более 150
титан не более 200
ниобий не более 100
ванадий не более 100
бор не более 5
причем оставшуюся часть составляют железо и несущественные примеси.
Аналогично, еще три отдельных варианта изобретения связаны с одним и тем же поддиапазоном содержания углерода, определяющим желаемый предел прочности, и имеют следующий особый поддиапазон содержания алюминия: 9000-13000 м.д. Диапазоны содержания других легирующих элементов поддерживаются такими же, как указано в предыдущем абзаце.
Равным образом настоящее изобретение относится к способу производства холоднокатаного изделия из ТРИП-стали, включающему следующие этапы:
- получение стального сляба, имеющего состав согласно настоящему изобретению,
- горячая прокатка полученного сляба, конечная температура которой выше температуры окончания образования аустенита Ас3, с получением горячекатаной заготовки,
- охлаждение заготовки до температуры намотки в рулон (СТ) между 500°С и 680°С,
- намотка заготовки в рулон при указанной температуре намотки в рулон,
- травление заготовки для удаления окислов,
- холодная прокатка заготовки для уменьшения толщины с минимальным обжатием 40%.
В соответствии с первым предпочтительным вариантом, способ согласно настоящему изобретению дополнительно включает следующие этапы:
- выдержка (томление) заготовки при температуре от 760°С до 850°С,
- охлаждение заготовки со скоростью более 2°С/с до температуры 360-450°С,
- выдержка заготовки при указанной температуре не менее 700 с,
- охлаждение заготовки до комнатной температуры со скоростью охлаждения более 1°С/с,
- дрессировка заготовки с обжатием не более 1.5%.
В соответствии со вторым предпочтительным вариантом, способ согласно настоящему изобретению также включает этап электролитического цинкования.
В соответствии с третьим предпочтительным вариантом, способ согласно настоящему изобретению включает следующие этапы обработки после этапа холодной прокатки:
- выдержка заготовки при температуре от 760°С и 850°С,
- охлаждение заготовки со скоростью охлаждения более 2°С/с до температуры цинковой ванны,
- выдержка заготовки при температуре от 490°С до 460°С не менее 200 с,
- горячее цинкование заготовки в цинковой ванне,
- охлаждение заготовки до комнатной температуры со скоростью охлаждения более 2°С/с.
Способ, включающий этап горячего цинкования, также может включать этап дрессировки с обжатием не более 1.5%.
Равным образом настоящее изобретение относится к стальному изделию, изготовленному способом согласно настоящему изобретению, имеющему микроструктуру, включающую 30-75% феррита, 10-40% бейнита, 0-20% остаточного аустенита и, возможно, 0-10% мартенсита.
Равным образом настоящее изобретение относится к стальному изделию, изготовленному способом согласно настоящему изобретению, в котором содержание углерода составляет 1300-1900 м.д. Предел текучести изделия составляет от 320 МПа до 480 МПа, предел прочности на разрыв более 590 МПа, удлинение А80 превышает 26%, а значение n (n - коэффициент деформационного упрочнения, рассчитанный между 10%-ным и однородным удлинением) превышает 0,2.
Настоящее изобретение также относится к стальному изделию, изготовленному способом согласно настоящему изобретению, в котором содержание углерода составляет от 1700 до 2300 м.д. Предел текучести составляет от 350 МПа до 510 МПа, предел прочности на разрыв более 700 МПа, удлинение А80 превышает 24%, а значение n (рассчитанное между 10%-ным и однородным удлинением) превышает 0,19.
Настоящее изобретение также относится к стальному изделию, изготовленному в соответствии со способом согласно настоящему изобретению, в котором содержание углерода составляет от 2000 до 2600 м.д. Предел текучести составляет от 400 МПа до 600 МПа, предел прочности на разрыв более 780 МПа, удлинение А80 превышает 22%, а значение n (рассчитанное между 10%-ным и однородным удлинением) превышает 0,18.
Настоящее изобретение также относится к стальному изделию, изготовленному способом согласно настоящему изобретению, в котором содержание углерода составляет от 2000 до 2600 м.д. Предел текучести составляет от 450 МПа до 700 МПа, предел прочности на разрыв более 980 МПа, удлинение А80 превышает 18%, а значение n (рассчитанное между 10%-ным и однородным удлинением) превышает 0,14.
Стальное изделие согласно настоящему изобретению может иметь упрочнение в результате термообработки ВН2 более 40 МПа как продольном, так и в поперечном направлениях.
Подробное описание предпочтительных воплощений
Согласно настоящему изобретению предложен состав стали для производства изделий из легированной фосфором, содержащей алюминий и кремний ТРИП-стали. Используя указанную обширнейшую группу химических составов, можно, в сочетании с надлежащими параметрами обработки, получить изделия, имеющие желаемую ТРИП-микроструктуру, хорошую свариваемость, а также наилучшие механические свойства, с очень высокими показателями предела прочности на разрыв и общего удлинения (этот параметр является характеристикой высокого потенциала поглощения энергии при разрушении). Предпочтительные составы обеспечивают более узкие диапазоны механических свойств, например, гарантированный минимальный предел прочности на разрыв 780 МПа, или более жесткие требования к свариваемости (максимальный диапазон содержания углерода представлен в следующем абзаце).
С: от 1300 до 2600 м.д. Первый предпочтительный поддиапазон - это 1300-1900 м.д. Второй предпочтительный поддиапазон - это 1700-2300 м.д. Третий предпочтительный поддиапазон - это 2000-2600 м.д. Минимальное содержание углерода в поддиапазоне - это то количество, которое необходимо для обеспечения необходимого предела прочности, поскольку углерод является наиболее важным элементом, определяющим способность к упрочнению. Максимальное значение заявленного диапазона в поддиапазоне связано со свариваемостью. Влияние углерода на механические свойства продемонстрировано иллюстративными составами А, Е и F и контрольными составами В, С и D (таблицы 1, 3-8). Влияние содержания углерода на свариваемость методом точечной сварки показано в сравнении с контрольными составами В, С и D (таблица 2). Два варианта изобретения характеризуются двумя особыми диапазонами содержания углерода: 1350-1900 м.д. и 1400-1900 м.д.. Эти поддиапазоны предназначены для того, чтобы обеспечить предел прочности на разрыв по меньшей мере 600 МПа.
Mn: от 10000 до 22000 м.д., предпочтительно 13000-22000 м.д. Марганец действует как стабилизатор аустенита и, таким образом, снижает Ms температуру остаточного аустенита. Кроме того, Mn подавляет образование перлита и также способствует повышению прочности стали путем упрочнения твердого раствора. Излишнее содержание Mn, с другой стороны, приводит к недостаточному образованию феррита при охлаждении от температуры томления и, таким образом, к недостаточной концентрации углерода в остаточном аустените, что делает последний менее стабильным. Слишком большое содержание Mn также усложнит сварку и усилит образование нежелательных полосчатых микроструктур.
Al: от 8000 до 15000 м.д., предпочтительно 8000-14000 м.д. и более предпочтительно 9000-13000 м.д. Алюминий добавляется, поскольку он даже в большей степени чем Si является стабилизатором феррита и, следовательно, усиливает образование феррита во время томления и при охлаждении от температуры томления, тем самым стабилизируя остаточный аустенит. Последний стабилизируется даже лучше благодаря тому, что Al сдерживает выделение углерода из остаточного аустенита на стадии перестаривания. В отличие от Si, Al не ухудшает способности к цинкованию. Однако известно, что содержание Al свыше 15000 м.д. требует применения очень мелкого порошка, что может стать причиной проблем со здоровьем персонала. И более того, может ухудшиться свариваемость, вследствие присутствия в области сварки окислов Al. Минимальное содержание Al, все же, необходимо, чтобы иметь возможность обработать материал на различных технологических линиях горячего цинкования, имеющих различные длины зон выравнивания (правки), и обеспечить высокую надежность процесса.
Si: от 2000 до 6000 м.д., предпочтительно 2500-4500 м.д. Кремний, главным образом, имеет те же функции, что и Al, хотя и менее резко выраженные. Это: Si является стабилизатором феррита и предотвращает выделение карбида на стадии перестаривания, тем самым стабилизируя остаточный аустенит при комнатной температуре. Кроме этого. Si также способствует увеличению прочности стали, путем упрочнения твердого раствора. Максимальное содержание Si ограничивается, однако, тем, что, как хорошо известно, Si является источником проблем, связанных с качеством поверхности, поскольку после травления, благодаря наличию окислов Si, поверхность становится неровной и очень грубой. Более того, принимая во внимание необходимость в защите от коррозии, горячее цинкование заготовки с высоким содержанием Si делает внешний вид поверхности непригодным для применения в автомобилестроении и обуславливает высокий риск образования на поверхности оголенных участков.
Р: от 400 до 1000 м.д., предпочтительно 600-1000 м.д. Фосфор, главным образом, добавляется для снижения содержания углерода и получения улучшенных показателей свариваемости, одновременно сохраняя на прежнем уровне предел прочности на разрыв. К тому же известно, что Р в сочетании с Si улучшает прочность остаточного аустенита, сдерживая выделение карбида на стадии перестаривания. Исходя из этого, при добавках Р менее 400 м.д. не происходит существенного снижения содержания С. При добавлении более 1000 м.д. Р возрастает риск дефектов сегрегации, вновь ухудшается свариваемость.
S: не более 120 м.д. Содержание S приходится ограничить, потому что слишком высокий уровень серы может ухудшить формуемость.
N: не более 200 м.д., предпочтительно не более 150 м.д., иначе может образоваться слишком большое количество осадков AlN и/или TiN, что ухудшит формуемость.
Ti: не более 1000 м.д., предпочтительно ниже 200 м.д. для продукции, изготовленной согласно настоящему изобретению и имеющей предел прочности на разрыв менее 980 МПа. Титан добавляется с целью увеличить предел прочности на разрыв в результате уменьшения размеров зерна и дисперсионного упрочнения. Однако при пределе прочности на разрыв менее 980 МПа, даже без добавления Ti, при использовании подходящих параметров обработки можно получить заданные механические свойства для определенных поддиапазонов содержания углерода и, таким образом, избежать увеличения стоимости химического состава или дополнительных трудностей обработки (например, усилий при прокатке).
Nb: не более 1000 м.д., предпочтительно ниже 100 м.д. для продукции, изготовленной согласно настоящему изобретению, имеющей предел прочности на разрыв ниже 980 МПа. Ниобий может добавляться с целью увеличения предела прочности в результате уменьшения размеров зерна и дисперсионного упрочнения. Однако при пределе прочности на разрыв менее 980 МПа, даже без добавления Nb, при использовании подходящих параметров обработки можно получить заданные механические свойства для определенных поддиапазонов содержания углерода и, таким образом, избежать увеличения стоимости химического состава или дополнительных трудностей обработки (например, усилий при прокатке).
V: не более 1000 м.д., предпочтительно ниже 100 м.д. для продукции, изготовленной согласно настоящему изобретению, имеющей предел прочности на разрыв ниже 980 МПа. Ванадий может добавляться с целью увеличения предела прочности в результате уменьшения размеров зерна и дисперсионного упрочнения. Однако при пределе прочности на разрыв менее 980 МПа, даже без добавления V, при использовании подходящих параметров обработки возможно получить заданные механические свойства для определенных поддиапазонов содержания углерода и, таким образом, избежать увеличения стоимости химического состава.
В: не более 10 м.д., предпочтительно не более 5 м.д. Бора избегают вследствие его плохого влияния на зарождение феррита.
Настоящее изобретение равным образом относится и к способу производства описанного стального изделия. Этот способ включает следующие этапы:
- получение стального сляба, имеющего состав согласно настоящему изобретению, как определено выше,
- при необходимости, повторный нагрев сляба до температуры выше 1000°С, предпочтительно выше 1200°С,
- горячая прокатка сляба, где конечная температура прокатки FT на последней клети горячей прокатки выше температуры Ас3,
- охлаждение до температуры намотки в рулон СТ, предпочтительно путем непрерывного охлаждения до СТ со скоростью 40-50°С/с или путем поэтапного охлаждения,
- намотка в рулон горячекатаной заготовки при температуре СТ от 500°С до 680°С, предпочтительно от 600°С до 680°С. Данный диапазон температур выбирается таким образом, чтобы обеспечить создание горячекатаной полосы настолько мягкой, насколько это возможно, с целью облегчения холодной прокатки,
- травление заготовки для удаления окислов,
- холодная прокатка для уменьшения толщины. Обжатие холодной прокаткой предпочтительно превышает 40%.
Согласно первому воплощению настоящего изобретения, эти этапы выполняют после отжига на непрерывных линиях отжига, включающего следующие этапы:
Выдержка (томление) травленой холоднокатаной заготовки при температуре в диапазоне от 760 до 850°С, с целью создания микроструктуры, состоящей из феррита и аустенита. Если температура томления выбирается выше 850°С, количество образованного аустенита будет очень большим, что приведет к образованию менее прочного остаточного аустенита в конечном продукте. Вследствие снижения прочности аустенита, существенная часть его может также преобразоваться в мартенсит во время окончательного охлаждения до комнатной температуры, что ухудшит свойства удлинения. Если, с другой стороны, температура томления будет выбрана слишком низкой, во время томления будет сформировано недостаточное количество аустенита. Это может привести к чрезмерному упрочнению остаточного аустенита, что опять-таки ухудшит механические свойства.
Охлаждение заготовки со скоростью охлаждения более 2°С/с, до температуры выдержки в диапазоне от 360°С до 450°С. Время выдержки при упомянутом температурном диапазоне составляет менее 700 с. При температуре выдержки ниже 360°С, существенная часть остаточного аустенита преобразуется в мартенсит, что приведет к снижению высокого исходного значения коэффициента деформационного упрочнения «n» при увеличении деформации. С другой стороны, если температура выдержки превышает 450°С, это приведет к разложению остаточного аустенита из-за выделения углерода. Это опять-таки ухудшит свойства удлинения.
- Окончательное охлаждение заготовки ниже 150°С со скоростью охлаждения более 1°С/с.
- И в завершение, упомянутый субстрат может быть подвержен дрессировке с обжатием от 0,3 до 1,5%.
Способ согласно второму предпочтительному воплощению включает те же этапы обработки, как указано выше, и дополнительно также включает этап электролитического цинкования.
В способе согласно третьему предпочтительному воплощению после этапа холодной прокатки следует этап отжига на непрерывной линии горячего цинкования, причем способ включает следующие этапы:
- Выдержка (томление) травленой холоднокатаной заготовки при температуре от 760 и 850°С с целью создания микроструктуры, состоящей из феррита и аустенита. Если температура томления выше 850°С, количество образованного аустенита будет очень большим, что приведет к менее прочному остаточному аустениту в конечном продукте. Вследствие снижения прочности аустенита существенная его часть может также преобразоваться в мартенсит во время окончательного охлаждения до комнатной температуры, что ухудшит свойства удлинения. Если, с другой стороны, температура томления будет выбрана слишком низкой, во время томления будет сформировано недостаточное количество аустенита. Это может привести к чрезмерному упрочнению остаточного аустенита, что опять-таки ухудшит механические свойства.
- Охлаждение заготовки со скоростью охлаждения более 2°С/с до температуры цинковой ванны.
- Выдержка заготовки при температуре в диапазоне от 490°С до 460°С менее 200 с, предпочтительно от 5 до 80 с.
- Горячее цинкование заготовки в цинковой ванне.
- Окончательное охлаждение до комнатной температуры со скоростью охлаждения более 2°С/с.
- И в завершение, можно осуществить дрессировку заготовки с обжатием от 0,3 до 1,5%.
Толщина стальных заготовок настоящего изобретения после холодной прокатки может быть меньше 1 мм при соответствующей начальной толщине горячекатаного листа и в зависимости от возможностей прокатного стана выполнять холодную прокатку на достаточно высоком уровне. Таким образом, реально достижимые толщины составляют от 0.3 до 2.5 мм.
Конечный холоднокатаный продукт имеет многофазную структуру с 30-75% феррита, 10-40% бейнита, 0-20% остаточного аустенита и возможно некоторым количеством мартенсита (0-10%), присутствующего при комнатной температуре. Количество мартенсита при комнатной температуре следует, однако, ограничить, с целью сохранения динамики значения n (постоянного или увеличивающегося с деформацией) и механических свойств, характерных для ТРИП-сталей. Специфические механические свойства в зависимости от параметров обработки приведены в примерах.
Холоднокатаный, не подвергнутый отпуску продукт показал во всех случаях удлинение при пластической деформации, типичное для ТРИП-сталей и указывающее на то, что мартенсит в микроструктуре не присутствует или присутствует в незначительных количествах. Такое удлинение при пластической деформации можно подавить дрессировкой листов конечного продукта. Малой степени обжатия при дрессировке листов достаточно, чтобы избежать удлинения при пластической деформации, обжатие при дрессировке не должно быть выше 1,5% для предотвращения слишком большого увеличения предела текучести.
Конечный холоднокатаный продукт также предпочтительно обнаруживает постоянное или увеличивающееся значение «n» при увеличении деформации. Такие свойства предполагают, что остаточный аустенит постепенно трансформируется в мартенсит во время теста на разрыв, отсрочивая сужение (уменьшение площади поперечного сечения), что дает наилучшее сочетание предела прочности на разрыв и общего удлинения.
Запас прочности продукта из ТРИП-стали согласно настоящему изобретению достигается минимальным содержанием Al в указанном предпочтительном диапазоне содержания Al: 8000-14000 м.д. и более предпочтительно 9000-13000 м.д. Добавление Al в меньших количествах сделает остаточный аустенит менее прочным. Это увеличит риск потери механических свойств из-за разложения аустенита при выделении углерода и, с другой стороны, менее прочный остаточный аустенит будет более легко преобразовываться в мартенсит при деформации, ограничивая формуемость материала. Добавление Al в меньших количествах также замедлит кинетику бейнитного преобразования. Как следствие, механические свойства станут более зависимы от условий процесса обработки, таких как скорость технологической линии и температура перестаривания, а также от конструкции действующей линии (короткая или длинная секция перестаривания). Содержание Al в пределах предпочтительного диапазона позволит избежать такой зависимости от характеристик технологической линии и потерь прочности.
Что касается свариваемости полученного холоднокатаного продукта, добавление фосфора позволяет снизить содержание углерода по сравнению с Al-Si-содержащими ТРИП-сталями, не содержащими фосфор, имеющими такой же предел прочности на разрыв. Поскольку в исследуемом диапазоне содержания углерода свариваемость улучшается при снижении содержания углерода, такое снижение содержания углерода благодаря добавлению фосфора может считаться основным преимуществом настоящего изобретения.
При применении состава согласно настоящему изобретению не возникает проблем, связанных с различными описанными выше недостатками известных составов, представленных в предшествующих публикациях:
- Содержание Si ограничено с целью обеспечить возможность удовлетворительного горячего цинкования. Качество поверхности холоднокатаной стали, подвергнутой горячему цинкованию, изготовленной согласно настоящему изобретению, является достаточным для автомобильной промышленности, тогда как высокое содержание Si может стать причиной наличия на поверхности оголенных пятен, в результате качество поверхности таких продуктов не годится для применения в автомобильной промышленности.
- Кроме того, содержание Si ограничено с целью избежать необходимости горячей завалки сляба для предотвращения образования трещин.
- Благодаря ограничению содержания Si на поверхности горячекатаной заготовки нет красной окалины.
- Небольшое количество Si, совместимое с горячим цинкованием, добавляется для более простого достижения необходимого предела прочности на разрыв. По сравнению с не включающими кремний Al-содержащими ТРИП-сталями, в этой допускается более низкое содержание С или более низкое содержание Al.
- Максимальное содержание Al ограничено, чтобы избежать применения очень мелкого порошка для литья, что может создать проблемы со здоровьем рабочих. К тому же, при высоком содержании Al (>1.5%) может ухудшиться свариваемость вследствие наличия в области сварки окислов Al. Минимальное содержание Al, однако, обеспечивает высокую надежность технологического процесса и делает его менее чувствительным к изменениям скорости технологических линий, к температуре перестаривания и к компоновке непрерывных технологических линий отжига или горячего цинкования.
- Для заданного уровня предела прочности на разрыв, содержание С уменьшено по сравнению с другими Al-Si-содержащими ТРИП-сталями с целью улучшить свариваемость путем добавления Р и без необходимости в микролегировании.
- В сталь согласно настоящему изобретению не добавляют Ni, Cu или Cr. Это позволяет избежать проблем логистики, связанных с переработкой отходов производства, и снизить стоимость.
Подробное описание предпочтительных воплощений - примеры
1. Примеры составов
В табл.1 представлены примеры составов лабораторных отливок из легированной фосфором Al-Si-содержащей ТРИП-стали согласно настоящему изобретению (индексы А, Е и F) и контрольные составы (В, С и D), в которых либо содержание С выше, чем в заявленном диапазоне, либо в которые не добавлен преднамеренно фосфор. Для оценки механических свойств тестируемых образцов в лабораторных условиях был смоделирован термоцикл и проведены испытания на растяжение. Следует отметить, что приведенные далее значения всех упомянутых механических свойств измерены согласно стандарту EN 10002-1.
1.1 Холоднокатаный и подвергнутый непрерывному отжигу продукт
Этапы способа:
- Литье.
- Повторный нагрев при 1250°С в течение 1 ч.
- Горячая прокатка в диапазоне аустенита до конечной толщины 3,5 мм.
- Охлаждение водой до температуры намотки в рулон, равной 600°С.
- Холодная прокатка до конечной толщины 1 мм.
После указанных выше этапов способа из листов были изготовлены образцы с эталонной длиной 80 мм, вырезанные параллельно направлению проката. Эти образцы были подвергнуты нагреву в двух соляных ваннах согласно двухступенчатому термоциклу. После отжига при температуре, лежащей в диапазоне между верхней и нижней критическими точками (IAT), в течение заданного времени (IAt), образцы были закалены в соляной ванне с более низкой температурой и изотермически выдержаны (ВНТ) в течение заданного времени (BHt). Механические свойства представлены в таблице 3 и соответствуют спецификации для стали TRIP700. Дрессировка не применялась. При сравнении механических свойств, представленных в таблице 3 (иллюстративный состав А), с указанными в таблице 5 (в частности, с контрольным составом С), становится ясно, что добавление Р в сталь, изготовленную согласно настоящему изобретению, безусловно, позволяет снизить содержание углерода до 500 м.д., в то же время сохраняя неизменным предел прочности на разрыв. Такое снижение содержания С значительно улучшает свариваемость (см. Таблицу 2: разница между 0.25С и 0,20С).
В таблице 7 представлены механические свойства, полученные после того, как к образцам стали составов Е и F были применены некоторые модели, воспроизводящие непрерывный отжиг. Данные из таблиц 5 и 7 (в частности, сравнивая индексы Е и В) показывают, что значение предела прочности на разрыв даже выше у состава согласно настоящему изобретению, чем у контрольного состава, который содержит на 600 м.д. больше углерода и к которому не добавлен преднамеренно фосфор.
1.2 Холоднокатаный и подвергнутый горячему цинкованию продукт
Этапы способа:
- Литье.
- Повторный нагрев при 1250°С в течение 1 ч.
- Горячая прокатка в диапазоне аустенита до конечной толщины 3,5 мм.
- Охлаждение водой до температуры намотки в рулон, равной 600°С.
- Холодная прокатка до конечной толщины 1 мм.
После указанных выше этапов из листов были изготовлены образцы с эталонной длиной 80 мм, вырезанные параллельно направлению проката. Эти образцы были подвергнуты нагреву в двух соляных ваннах согласно двухступенчатому термоциклу. После отжига при температуре, лежащей в диапазоне между верхней и нижней критическими точками, образцы были закалены в соляной ванне с более низкой температурой и изотермически выдержаны. Температуры и время выдержки были подобраны таким образом, чтобы наиболее близко смоделировать этапы технологического процесса, включая этап горячего цинкования. Механические свойства, представленные в таблице 4, ясно показывают, что в соответствии с изобретением получается очень прочная оцинкованная ТРИП-сталь марки TRIP700: при всех изменениях параметров способа в широком диапазоне (IAT, Iat, BHT, BHt) получают продукты, сопоставимые по механическим свойствам. Дрессировка не применялась. Сравнивая механические свойства, представленные в таблице 4 (иллюстративный состав А), с указанными в таблице 6 (в частности, с контрольным составом С), можно прийти к выводу, что добавление Р в сталь, изготовленную согласно настоящему изобретению, безусловно, позволяет снизить содержание углерода до 500 м.д., в то же время сохраняя неизменным предел прочности на разрыв. Такое снижение содержания С значительно улучшает свариваемость (см. Таблицу 2).
В таблице 8 представлены механические свойства, полученные после того, как к образцам стали составов Е и F были применены некоторые модели, воспроизводящие горячее цинкование. Данные из таблиц 6 и 8 (в частности, сравнение составов Е и В) показывают, что значение предела прочности на разрыв даже выше у состава согласно настоящему изобретению, чем у контрольного состава, у которого содержится на 600 м.д. больше углерода и в который не добавлен преднамеренно фосфор.
Индекс С Mn Al Si Р S N Ti Nb V
А 2000 16200 9000 3000 850 20 69 20 20 30
В 3000 15000 12000 3000 173 60 43 47 30 43
С 2500 15000 12000 3000 167 55 32 37 26 45
D 2000 15000 10000 3000 223 32 48 61 38 55
Е 2400 15100 11200 2700 820 10   100 50  
F 2200 15000 13400 4400 730 10   50 50  
Таблица 1: Составы (м.д.) Al-Si-содержащей ТРИП-стали. Составы А, Е, F соответствуют настоящему изобретению, а В, С и D - являются контрольными.
Индекс Fmax при Imax (N)
В 6906
С 7489
D 9608
Таблица 2: Среднее значение максимальной силы, измеренной при Imax при проведении теста на поперечное растяжение над швами точечной сварки согласно AFNOR-A87001.
Figure 00000001
Figure 00000002
Индекс Толщина (мм) SKP (%) Re (МПа) Rm (МПа) А80 (%)
RD TD RD TD RD TD
В 1 0.50 508 499 737 726 34.0 32.0
1.5 0.75 508 500 732 746 31.0 27.0
1.6 1.00 524 515 737 745 31.0 29.0
С 0.7 0.50 502 499 713 717 34.3 32.1
1.45 0.80 507 496 692 700 34.2 31.5
D 0.85 0.70 483 463 664 668 27.8 29.2
1.22 0.70 451 451 647 657 30.1 29.9
1.47 0.75 466 457 650 658 28.5 27.7
Таблица 5: Механические свойства холоднокатаной и подвергнутой непрерывному отжигу Al-Si-содержащей ТРИП-стали контрольных составов. (RD: направление проката; TD: поперечное направление)
Индекс Толщина (мм) SKP (%) Re (МПа) Rm (МПа) А80 (%)
RD TD RD TD RD TD
В 1.00 0.5 490 482 800 803 32.1 30.1
1.2 0.7 483 485 802 810 32.7 30.7
С 1.00 0.6 458 449 727 732 34.6 35.4
1.45 0.9 472 462 732 727 33.2 31.4
D 1.49 1.0 446 438 652 647 33.8 30.9
1.23 1.1 451 456 673 675 32.8 33.0
Таблица 6: Механические свойства холоднокатаной и подвергнутой горячему цинкованию Al-Si-содержащей ТРИП-стали контрольных составов. (RD: направление проката; TD: поперечное направление)
Индекс IAT (°С) IAt (с) ВНТ (°С) BHt Rp0.2 (МПа) Rm (МПа) А80 (%) Re/Rm Rm×A80
Е 800 209 375 448 595 820 26.1 0.726 21402
425 593 795 33.2 0.746 26394
125 375 280 562 834 26.9 0.674 22434
425 589 798 27.3 0.738 21785
F 800 209 375 448 597 837 27.5 0.713 23017
425 582 819 32 0.710 26208
125 375 280 569 855 27.3 0.665 23341
425 589 820 32.4 0.718 26568
Таблица 7: Механические свойства холоднокатаной и подвергнутой непрерывному отжигу легированной фосфором Al-Si-содержащей ТРИП-стали, составы Е и F согласно изобретению. Без применения дрессировки. Толщина 1 мм.
Индекс IAT (°С) IAt (с) ВНТ (°С) BHt (с) Rp0.2 (МПа) Rm (МПа) А80 (%) Re/Rm Rm×A80
Е 800 73 460 20 496 862 26.9 0.575 23188
490 481 901 24.6 0.534 22165
45 460 65 544 858 28.3 0.634 24281
490 528 872 24.3 0.606 21190
36 460 10 555 799 24.4 0.695 19496
490 526 881 27.9 0.597 24580
22 460 32 490 872 23.6 0.562 20579
490 549 850 27.8 0.646 23630
F 800 73 460 20 487 924 25.1 0.527 23192
490 437 971 22.1 0.450 21459
45 460 65 551 830 29.9 0.664 24817
490 509 938 25.3 0.543 23731
36 460 10 552 855 27.7 0.646 23684
490 480 922 24.7 0.521 22773
22 460 32 480 920 24.9 0.522 22908
490 532 881 25.8 0.604 22730
Таблица 8: Механические свойства холоднокатаной и подвергнутой горячему цинкованию легированной фосфором Al-Si-содержащей ТРИП-стали, составы Е и F согласно изобретению. Без применения дрессировки. Толщина 1 мм. (BH=выдержка на бейнит=выдержка до погружения в цинковую ванну)

Claims (19)

1. Состав ТРИП-стали для производства холоднокатаных изделий без покрытия или обработанных методом электролитического или горячего цинкования, характеризующийся тем, что содержит, м.д.:
углерод 1300-2600 марганец 10000-22000 алюминий 8000-15000 кремний 2000-6000 фосфор 400-1000 сера не более 120 азот не более 200 титан не более 1000 ниобий не более 1000 ванадий не более 1000 бор не более 10 железо и   несущественные примеси остальное.
2. Состав ТРИП-стали по п.1, отличающийся тем, что содержание углерода составляет 1300-1900 м.д.
3. Состав ТРИП-стали по п.2, отличающийся тем, что содержание углерода составляет 1350-1900 м.д.
4. Состав ТРИП-стали по п.2, отличающийся тем, что содержание углерода составляет 1400-1900 м.д.
5. Состав ТРИП-стали по п.1, отличающийся тем, что содержание углерода составляет 1700-2300 м.д.
6. Состав ТРИП-стали по п.1, отличающийся тем, что содержание углерода составляет 2000-2600 м.д.
7. Состав ТРИП-стали по любому из пп.2-6, отличающийся тем, что содержит, м.д.:
марганец 13000-22000 алюминий 8000-14000 кремний 2500-4500 фосфор 600-1000 сера не более 120 азот не более 150 титан не более 200 ниобий не более 100 ванадий не более 100 бор не более 5
8. Состав ТРИП-стали по п.7, отличающийся тем, что содержание алюминия составляет 9000-13000 м.д.
9. Способ производства холоднокатаного изделия из ТРИП-стали, включающий получение стального сляба, имеющего состав по любому из пп.1-8, горячую прокатку полученного сляба, конечная температура которой выше температуры окончания образования аустенита Асз, с получением горячекатаной заготовки, охлаждение заготовки до температуры намотки в рулон между 500 и 680°С, намотку заготовки в рулон при указанной температуре, травление заготовки для удаления окислов, холодную прокатку заготовки для уменьшения толщины с минимальным обжатием 40%.
10. Способ по п.9, отличающийся тем, что он дополнительно включает выдержку заготовки при температуре от 760 до 850°С, охлаждение заготовки со скоростью более 2°С/с до температуры 360-450°С, выдержку заготовки при указанной температуре не менее 700 с, охлаждение заготовки до комнатной температуры со скоростью охлаждения более 1°С/с, дрессировку заготовки с обжатием не более 1,5%.
11. Способ по п.10, отличающийся тем, что он дополнительно включает электролитическое цинкование.
12. Способ по п.9, отличающийся тем, что он дополнительно включает выдержку заготовки при температуре от 760 и 850°С, охлаждение заготовки со скоростью охлаждения более 2°С/с до температуры цинковой ванны, выдержку заготовки при температуре от 490 до 460°С не менее 200 с, горячее цинкование заготовки в цинковой ванне, охлаждение заготовки до комнатной температуры со скоростью охлаждения более 2°С/с.
13. Способ по п.12, отличающийся тем, что он дополнительно включает дрессировку заготовки с обжатием не более 1,5%.
14. Стальное изделие, характеризующееся тем, что оно получено способом по любому из пп.9-11 и имеет микроструктуру, содержащую 30-75% феррита, 10-40% бейнита, 0-20% остаточного аустенита и, возможно, 0-10% мартенсита.
15. Стальное изделие, характеризующееся тем, что оно получено способом по любому из пп.10-13, содержит углерод в количестве от 1300 до 1900 м.д. и имеет предел текучести от 320 до 480 МПа, предел прочности на разрыв более 590 МПа, удлинение А80, превышающее 26%, и коэффициент деформационного упрочнения, рассчитанный между 10%-ным и однородным удлинением, превышающий 0,2.
16. Стальное изделие, характеризующееся тем, что оно получено способом по любому из пп.10-13, содержит углерод в количестве от 1700 до 2300 м.д. и имеет предел текучести от 350 до 510 МПа, предел прочности на разрыв более 700 МПа, удлинение А80, превышающее 24%, и коэффициент деформационного упрочнения, рассчитанный между 10%-ным и однородным удлинением, превышающий 0,19.
17. Стальное изделие, характеризующееся тем, что оно получено способом по любому из пп.10-13, содержит углерод в количестве от 2000 до 2600 м.д. и имеет предел текучести от 400 до 600 МПа, предел прочности на разрыв более 780 МПа, удлинение А80, превышающее 22%, и коэффициент деформационного упрочнения, рассчитанный между 10%-ным и однородным удлинением, превышающий 0,18.
18. Стальное изделие, характеризующееся тем, что оно получено способом по любому из пп.10-13, содержит углерод в количестве от 2000 до 2600 м.д. и имеет предел текучести от 450 до 700 МПа, предел прочности на разрыв более 980 МПа, удлинение А80, превышающее 18%, и коэффициент деформационного упрочнения, рассчитанный между 10%-ным и однородным удлинением, превышающий 0,14.
19. Стальное изделие по любому из пп.14-18, характеризующееся тем, что в результате термообработки ВН2 оно упрочнено и имеет предел текучести более 40 МПа как в продольном, так и в поперечном направлениях.
RU2005123361/02A 2002-12-20 2003-11-06 Композиция стали для производства холоднокатаных изделий из многофазной стали RU2328545C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP02447265.6 2002-12-20
EP02447265A EP1431406A1 (en) 2002-12-20 2002-12-20 A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2005123361A RU2005123361A (ru) 2006-01-20
RU2328545C2 true RU2328545C2 (ru) 2008-07-10

Family

ID=32338263

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2005123361/02A RU2328545C2 (ru) 2002-12-20 2003-11-06 Композиция стали для производства холоднокатаных изделий из многофазной стали

Country Status (11)

Country Link
US (2) US20060140814A1 (ru)
EP (3) EP1431406A1 (ru)
JP (2) JP4856876B2 (ru)
KR (2) KR20050094408A (ru)
CN (1) CN100537813C (ru)
AU (1) AU2003283135A1 (ru)
BR (1) BR0316905A (ru)
CA (1) CA2507378A1 (ru)
MX (1) MXPA05006801A (ru)
RU (1) RU2328545C2 (ru)
WO (1) WO2004057048A1 (ru)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2014058938A1 (en) * 2012-10-11 2014-04-17 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Cold rolled recovery annealed mild steel and process for manufacture thereof
RU2528893C1 (ru) * 2012-02-03 2014-09-20 Карл Фройденберг Кг Уплотнение
RU2532689C2 (ru) * 2011-09-27 2014-11-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходным качеством поверхности после штамповки, и способ его производства
RU2556445C1 (ru) * 2014-11-05 2015-07-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
RU2648722C2 (ru) * 2013-07-04 2018-03-28 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Холоднокатаная листовая сталь, способ ее производства и автотранспортное средство
RU2784454C2 (ru) * 2017-11-10 2022-11-24 Арселормиттал Холоднокатаная термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
JP4214006B2 (ja) 2003-06-19 2009-01-28 新日本製鐵株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
DE102006001628A1 (de) * 2006-01-11 2007-07-26 Thyssenkrupp Steel Ag Verzinktes walzhartes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
PL1918403T3 (pl) * 2006-10-30 2009-10-30 Thyssenkrupp Steel Ag Sposób wytwarzania płaskich produktów stalowych ze stali tworzącej strukturę martenzytyczną
JP5586007B2 (ja) * 2007-02-23 2014-09-10 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 冷間圧延されかつ連続的に焼きなましされた高強度鋼ストリップ及び該鋼の製造方法
BRPI0818530A2 (pt) 2007-10-10 2015-06-16 Nucor Corp Aço laminado a frio de estrutura metalográfica complexa e método de fabricar uma chapa de aço de estrutura metalográfica complexa
JP5167487B2 (ja) * 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
CN101899619B (zh) * 2010-08-14 2012-04-25 武汉钢铁(集团)公司 高应变硬化指数的热镀锌高强钢及其生产方法
EP2439290B1 (de) * 2010-10-05 2013-11-27 ThyssenKrupp Steel Europe AG Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
WO2012168564A1 (fr) * 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle
CN102321854A (zh) * 2011-09-21 2012-01-18 首钢总公司 一种trip钢及其生产方法
CN103857814B (zh) * 2011-09-30 2016-01-20 新日铁住金株式会社 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
WO2016001701A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Polyvalent processing line for heat treating and hot dip coating a steel strip
CA2952589A1 (en) 2014-07-07 2016-01-14 Tata Steel Ijmuiden B.V. Steel strip having high strength and high formability, the steel strip having a hot dip zinc based coating
EP3323906B1 (en) * 2015-07-13 2020-09-30 Nippon Steel Corporation Steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and production methods therefor
CN107849666B (zh) 2015-07-13 2020-05-12 日本制铁株式会社 钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板、以及它们的制造方法
EP3390040B2 (en) 2015-12-15 2023-08-30 Tata Steel IJmuiden B.V. High strength hot dip galvanised steel strip
EP3437750A1 (en) 2017-08-02 2019-02-06 Autotech Engineering A.I.E. Press method for coated steels
US10329639B2 (en) * 2017-08-04 2019-06-25 Gm Global Technology Operations Llc. Multilayer steel and method of reducing liquid metal embrittlement
US11634802B2 (en) * 2018-10-04 2023-04-25 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet
CN115181896B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 980MPa级低碳低合金热镀锌TRIP钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN115181899B (zh) * 2021-04-02 2023-07-07 宝山钢铁股份有限公司 980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法
CN113549821A (zh) * 2021-06-29 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 一种低屈强比高扩孔率800MPa级热轧酸洗复相钢及其生产方法
DE102022104228A1 (de) 2022-02-23 2023-08-24 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit niedrigem Kohlenstoffgehalt

Family Cites Families (28)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
LU43211A1 (ru) * 1962-04-24 1963-04-18
US4388122A (en) * 1980-08-11 1983-06-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Method of making high strength hot rolled steel sheet having excellent flash butt weldability, fatigue characteristic and formability
JPS59211591A (ja) * 1983-05-14 1984-11-30 Kawasaki Steel Corp 耐食性などに優れたＺｎ−Ｆｅ−Ｐ系合金電気めつき鋼板
US5332453A (en) * 1992-03-06 1994-07-26 Kawasaki Steel Corporation High tensile steel sheet having excellent stretch flanging formability
JPH05295433A (ja) * 1992-04-20 1993-11-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融亜鉛メッキ高張力熱延鋼板の製造方法
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
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
TW363082B (en) * 1994-04-26 1999-07-01 Nippon Steel Corp Steel sheet having high strength and being suited to deep drawing and process for producing the same
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
JP3530353B2 (ja) * 1997-09-24 2004-05-24 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3530356B2 (ja) * 1997-09-24 2004-05-24 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する衝突時衝撃吸収用良加工性高強度冷延鋼板とその製造方法
JP3322152B2 (ja) * 1997-02-04 2002-09-09 住友金属工業株式会社 加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
JP3320014B2 (ja) 1997-06-16 2002-09-03 川崎製鉄株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板
JP3619357B2 (ja) * 1997-12-26 2005-02-09 新日本製鐵株式会社 高い動的変形抵抗を有する高強度鋼板とその製造方法
JP3839955B2 (ja) * 1998-04-30 2006-11-01 新日本製鐵株式会社 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
JP3842897B2 (ja) * 1998-05-06 2006-11-08 新日本製鐵株式会社 形状凍結性に優れた良加工性熱延高張力鋼板の製造方法
JP3881465B2 (ja) * 1998-11-20 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 表面品質の良好な高張力熱延鋼板
KR100638543B1 (ko) 1999-04-21 2006-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연성이 우수한 고장력 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR100441414B1 (ko) * 2000-04-21 2004-07-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법
JP3661559B2 (ja) * 2000-04-25 2005-06-15 住友金属工業株式会社 加工性とめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板とその製造方法
NL1015184C2 (nl) * 2000-05-12 2001-11-13 Corus Staal Bv Multi-phase staal en werkwijze voor de vervaardiging daarvan.
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
CA2381405C (en) * 2000-06-07 2008-01-08 Nippon Steel Corporation Steel pipe excellent in formability and method of producing the same
JP4414563B2 (ja) * 2000-06-12 2010-02-10 新日本製鐵株式会社 成形性並びに穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3542946B2 (ja) 2000-06-29 2004-07-14 新日本製鐵株式会社 加工性及びめっき密着性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
EP1288322A1 (en) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
JP3828466B2 (ja) * 2002-07-29 2006-10-04 株式会社神戸製鋼所 曲げ特性に優れた鋼板
EP1431406A1 (en) * 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products

Cited By (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2532689C2 (ru) * 2011-09-27 2014-11-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходным качеством поверхности после штамповки, и способ его производства
RU2528893C1 (ru) * 2012-02-03 2014-09-20 Карл Фройденберг Кг Уплотнение
US9851010B2 (en) 2012-02-03 2017-12-26 Carl Freudenberg Kg Seal
WO2014058938A1 (en) * 2012-10-11 2014-04-17 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Cold rolled recovery annealed mild steel and process for manufacture thereof
RU2648722C2 (ru) * 2013-07-04 2018-03-28 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Холоднокатаная листовая сталь, способ ее производства и автотранспортное средство
US10400315B2 (en) 2013-07-04 2019-09-03 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled steel sheet and vehicle
RU2556445C1 (ru) * 2014-11-05 2015-07-10 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
RU2784454C2 (ru) * 2017-11-10 2022-11-24 Арселормиттал Холоднокатаная термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления
RU2787760C2 (ru) * 2018-11-30 2023-01-12 Арселормиттал Способ получения мартенситной стали и соответствующая мартенситная сталь

Also Published As

Publication number Publication date
WO2004057048A1 (en) 2004-07-08
CA2507378A1 (en) 2004-07-08
US20060140814A1 (en) 2006-06-29
BR0316905A (pt) 2005-10-18
RU2005123361A (ru) 2006-01-20
JP2006510802A (ja) 2006-03-30
EP1431406A1 (en) 2004-06-23
JP4856876B2 (ja) 2012-01-18
AU2003283135A1 (en) 2004-07-14
EP1579020A1 (en) 2005-09-28
KR20050094408A (ko) 2005-09-27
CN100537813C (zh) 2009-09-09
US20120018058A1 (en) 2012-01-26
JP2011231406A (ja) 2011-11-17
CN1729307A (zh) 2006-02-01
MXPA05006801A (es) 2006-02-17
EP2264207A1 (en) 2010-12-22
KR20110127283A (ko) 2011-11-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2328545C2 (ru) Композиция стали для производства холоднокатаных изделий из многофазной стали
EP1979500B1 (en) High manganese steel strips with excellent coatability and superior surface property, coated steel strips using steel strips and method for manufacturing the steel strips
US9598753B2 (en) High strength thin steel sheet for the superior press formability and surface quality and galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
JP6236078B2 (ja) 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法
EP3720980B1 (en) Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
US11732320B2 (en) High strength steel with improved mechanical properties
US11981975B2 (en) High-strength steel sheet having excellent impact resistant property and method for manufacturing thereof
JP2020509162A (ja) 自動車用高強度冷間圧延鋼板
JP3498504B2 (ja) 高延性型高張力冷延鋼板と亜鉛メッキ鋼板
JP4676923B2 (ja) 耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN110621794B (zh) 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
JP5521562B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2020151856A1 (en) A high strength high ductility complex phase cold rolled steel strip or sheet
US7699947B2 (en) Ultrahigh strength hot-rolled steel and method of producing bands
JP3895986B2 (ja) 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2007138189A (ja) 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JPH10237547A (ja) 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2023547090A (ja) 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP6541504B2 (ja) 製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板
RU2788613C1 (ru) Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения
JP2002080936A (ja) 穴広げ性と切削性に優れる高張力鋼板とその製造方法
JPH0610094A (ja) 深絞り性及び耐２次加工ぜい性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法

Legal Events

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

Effective date: 20121107