RU2470087C2 - Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы - Google Patents
Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы Download PDFInfo
- Publication number
- RU2470087C2 RU2470087C2 RU2010152214/02A RU2010152214A RU2470087C2 RU 2470087 C2 RU2470087 C2 RU 2470087C2 RU 2010152214/02 A RU2010152214/02 A RU 2010152214/02A RU 2010152214 A RU2010152214 A RU 2010152214A RU 2470087 C2 RU2470087 C2 RU 2470087C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- product
- specified
- temperature
- rolled
- steel
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 104
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 104
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 31
- 239000000047 product Substances 0.000 claims abstract description 69
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 33
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 27
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 claims abstract description 18
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 12
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 44
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 24
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 23
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 19
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 14
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 11
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims description 10
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 10
- 230000002051 biphasic effect Effects 0.000 claims description 7
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 7
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 5
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 claims description 5
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 4
- 230000006835 compression Effects 0.000 claims description 4
- 238000007906 compression Methods 0.000 claims description 4
- 229910019567 Re Re Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 11
- 230000009467 reduction Effects 0.000 abstract description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 3
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 18
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 15
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 14
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 11
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 11
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 10
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 9
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 8
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 8
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 8
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 5
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- -1 1-10% Inorganic materials 0.000 description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 4
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 3
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 3
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 3
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 2
- 238000004581 coalescence Methods 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 230000000875 corresponding effect Effects 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 description 2
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 2
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 2
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 2
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 description 2
- 239000010451 perlite Substances 0.000 description 2
- 230000008092 positive effect Effects 0.000 description 2
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 2
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 2
- TVEXGJYMHHTVKP-UHFFFAOYSA-N 6-oxabicyclo[3.2.1]oct-3-en-7-one Chemical compound C1C2C(=O)OC1C=CC2 TVEXGJYMHHTVKP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N aluminium oxide Inorganic materials [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000009835 boiling Methods 0.000 description 1
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 1
- 230000002301 combined effect Effects 0.000 description 1
- 238000004590 computer program Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000002788 crimping Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 230000003628 erosive effect Effects 0.000 description 1
- 238000005244 galvannealing Methods 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 239000003779 heat-resistant material Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000463 material Substances 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000000399 optical microscopy Methods 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 239000013049 sediment Substances 0.000 description 1
- 239000002893 slag Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D7/00—Casting ingots, e.g. from ferrous metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/84—Controlled slow cooling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- 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
- C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
-
- 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
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- 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
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству холоднокатаных и отожженных листов из двухфазной стали, обладающей высокой прочностью и пластичностью. Из стали, содержащей в мас.%: 0,055≤C≤0,095, 2≤Mn≤2,6, 0,005≤Si≤0,35, S≤0,005, Р≤0,050, 0,1≤Аl≤0,3, 0,05≤Мо≤0,2, 0,2≤Сr≤0,5, при условии, что Cr+2Mo≤0,6, Ni<0,1, 0,010≤Nb≤0,040, 0,010≤Ti≤0,050, 0,0005≤B≤0,0025, 0,002≤N≤0,007, остальное железо и неизбежные примеси, возникающие при плавке, отливают полуфабрикат. Нагревают его до 1150≤C≤TR≤1250°C и подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки ТFL≤Аr3, а затем сматывают в рулон при температуре в пределах 500°С≤Тbоb≤570°С. Очищают от окалины и проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80%. Полученный холоднокатаный полуфабрикат нагревают со скоростью 1°С/сек≤VC≤5°С/сек до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С/сек, при которой выдерживают в течение времени 30 сек≤tм≤300 сек для образования структуры, содержащей аустенит, после чего охлаждают до температуры ниже Ms со скоростью V, достаточно высокой для превращения всего количества аустенита в мартенсит. Получаемые листы обладают хорошей способностью к формованию, особенно хорошей способностью к изгибам, при обеспечении прочности стали от 980 до 1100 МПа и удлинении при разрыве выше 9%. 6 н. и 13 з.п. ф-лы, 3 ил., 4 табл., 1 пр.
Description
Изобретение относится к производству холоднокатаных и отожженных листов из сталей, известных как «двухфазные» стали, которые обладают очень высокой прочностью и пластичностью, для производства деталей с помощью формования, в частности, в автомобильной промышленности.
Двухфазные стали, структура которых содержит мартенсит и, возможно, некоторое количество бейнита в ферритной матрице, нашли широкое применение благодаря тому, что они сочетают высокую прочность с высокой способностью к деформации. В момент их получения их предел текучести является относительно низким по сравнению с их прочностью на разрыв, что придает им при операциях формования очень благоприятное отношение предел текучести/прочность. Их способность нагартовываться является очень высокой, что обеспечивает хорошее распределение деформации при соударении и намного более высокую ударную вязкость деталей после формования. Таким образом, могут быть изготовлены детали той же степени сложности, что и получаемые из обычных сталей, но с лучшими механическими свойствами, что позволяет осуществлять уменьшение толщины для достижения тех же самых технических характеристик. Таким образом, стали изобретения являются эффективными в отношении требования облегчения материала и безопасности. В области горячекатаных (с толщиной, например, от 1 до 10 мм) и холоднокатаных (с толщиной, например, от 0,5 до 3 мм) листов указанный тип стали в особенности применим для конструкционных деталей и деталей безопасности для моторизованных транспортных средств, таких как поперечины, боковые детали, усиливающие детали или даже штампованные стальные колеса.
Измененные требования к легкости и снижению энергопотребления привели к повышенной потребности в обладающей очень высокой прочностью двухфазной. стали, т.е. стали с механической прочностью Rm от 980 до 1100 МПа. Наряду с таким уровнем прочности эти стали должны обладать хорошей свариваемостью и хорошей способностью к цинкованию методом непрерывного горячего погружения. Эти стали должны также обладать хорошей способностью подвергаться изгибу.
Производство обладающих очень высокой прочностью двухфазных сталей описано, например, в документе ЕР 1201780 А1, относящемся к сталям, имеющим состав: 0,01-0,3% С, 0,01-2% Si, 0,05-3% Мn, с 0,1% Р, <0,01 S и 0,005-1% Аl, механическая прочность которых больше 540 МПа и которые обладают хорошими усталостной прочностью и: степенью раздачи отверстий. Однако в большей части представленных в этом документе примеров сообщается о прочности ниже 875 МПа. Редкие примеры в этом документе, в которых указывается более высокая прочность, относятся к сталям с высоким содержанием углерода (0,25 или 0,31%), свариваемость и степень раздачи отверстий которых являются неудовлетворительными.
В документе ЕР 0796928 А1 также описываются холоднокатаные двухфазные стали, прочность которых выше 550 МПа, имеющие состав: 0,05-0,3% С, 0,8-3% Мn, 0,4-2,5% Аl и 0,01-0,2% Si. Ферритная матрица содержит мартенсит, бейнит и/или остаточный аустенит. Приведенные примеры показывают, что прочность не превышает 660 МПа даже при высоком содержании углерода (0,20-0,21%).
В документе JP 11350038 описываются двухфазные стали, прочность которых выше 980 МПа, имеющие состав: 0,10-0,15% С, 0.8-1,5% Si, 1,5-2,0% Mn, 0,01-0,05% Р, менее: 0,005 S, 0,01-0,07% Аl в растворе и менее 0,01% N, содержащие также один или более из следующих элементов: 0,001-0,02% Nb, 0,001-0,02% V и 0,001-0,02% Ti. Высокую: прочность, однако, получают за счет больших добавок кремния, который, как известно, дает возможность образованию мартенсита, но может, тем не менее, приводить к образованию поверхностных оксидов, что отрицательно влияет на возможность нанесения покрытий методом погружения.
Задачей настоящего изобретения является создание способа производства листов двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, холоднокатаной, без покрытия или с покрытием, не обладающей названными выше недостатками.
Целью изобретения является получение листов двухфазной стали, обладающей механической прочностью от 980 до 1100 МПа наряду с удлинением при разрыве, большем 9% и хорошей способностью к формованию, в особенности хорошей способностью к изгибу.
Целью изобретения также является создание способа производства, при котором небольшие изменения параметров не приводят к серьезным изменениям в микроструктуре или в механических свойствах.
Целью изобретения является также получение стального листа, легко производимого с помощью холодной прокатки или, иными словами, твердость которого после операции горячей прокатки ограничена в такой степени, что напряжения прокатки на стадии холодной прокатки остаются умеренными.
Целью изобретения является также получение стального листа, на который может быть нанесено металлическое покрытие, в частности, цинкованием с помощью обычно применяемых методов горячего погружения.
Целью изобретения является также получение стали, обладающей хорошей свариваемостью с применением обычных методов, таких как точечная сварка сопротивлением.
Целью изобретения является также создание экономичного способа производства, не требующего добавления дорогих легирующих элементов.
Для достижения указанной цели предложен холоднокатаный и отожженный лист двухфазной стали, обладающей прочностью от 980 до 1100 МПа и характеризующейся удлинением при разрыве выше 9%, композиция которой включает (мас.%): 0,055%≤С≤10,095%, 2%≤Mn≤2,6%, 0,005%≤Si≤0,35%, S≤0,005%, Р≤0,050%, 0,1%≤Аl≤<0,3%, 0,05≤Мо≤0,25%, 0,2%≤Cr≤0,5% при условии, что Сr+2Мо≤0,6%, Ni≤0,1%, 0,010%≤Nb≤0,040%, 0,010%≤Ti≤0,050%, 0,0005%≤В≤0,0025% и 0,002%≤N≤0,007%, остальное - железо и неизбежные примеси, возникающие при плавке.
Композиция стали предпочтительно содержит (мас.%) 0,10%≤Аl≤0,25%.
Согласно одному из предпочтительных вариантов осуществления композиция стали содержит (мас.%) 0,10%≤Si≤0,30%.
Композиция стали предпочтительно содержит 0,15%≤Si≤0,28%.
Согласно одному из предпочтительных вариантов осуществления композиция стали содержит Р≤0,015%.
Микроструктура стального листа преимущественно содержит фракцию мартенсита, составляющую 35-50% площади поверхности.
Согласно одному из конкретных вариантов осуществления оставшаяся часть микроструктуры состоит из фракции феррита, равной 50-65% площади поверхности.
Согласно другому конкретному варианту осуществления оставшаяся часть микроструктуры состоит из фракций бейнита, 1-10%, и феррита, 40-64%.
Отношение поверхностной доли нерекристаллизованного феррита ко всей ферритной фазе преимущественно меньше или равно 15%.
Стальной лист преимущественно характеризуется следующим отношением предела текучести прочности Re к прочности Rm: 0,6≤Re/Rm<0,8.
Согласно одному из конкретных вариантов осуществления лист подвергается непрерывному цинкованию.
Согласно другому конкретному варианту осуществления, лист включает в себя отожженное цинковое покрытие.
Другим предметом изобретения является способ производства холоднокатаного и отожженного листа двухфазной стали, отличающийся тем, что получают сталь, имеющую указанный выше состав, после чего:
- сталь отливают в полуфабрикат, затем:
- температуру полуфабриката доводят до 1150°С≤TR≤1250°С, после чего:
- полуфабрикат подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки ТFL≥Аr3, получая горячекатаный продукт, после чего:
- горячекатаный продукт сматывают в рулон при температуре 500°С≤Тbob<570°С, после чего:
- горячекатаный продукт очищают от окалины и проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80%, с получением холоднокатаного продукта, после чего:
- холоднокатаный продукт нагревают со скоростью 1°С/сек≤VC<5°С/сек до температуры отжига ТМ, определяемой как Ас1+40°С≤ТМ<Ас3-30°С/сек, при; которой: продукт выдерживают в течение времени: 30 сек ≤tМ ≤ 300 сек, получая в результате нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, после чего:
- продукт охлаждают до температуры ниже Ms со скоростью V достаточной: высокой для превращения всего количества аустенита в мартенсит.
Еще одним предметом изобретения является способ производства холоднокатаного, отожженного и оцинкованного листа двухфазной стали, отличающийся тем, что получают нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, как описано выше, после чего:
- нагретый и отожженный продукт охлаждают со скоростью VR достаточной: высокой для предотвращения превращения аустенита в феррит до тех пор, пока не будет достигнута температура, близкая к температуре TZn цинкования методом горячего погружения, после чего:
- продукт подвергают непрерывному цинкованию погружением в ванну с цинком или сплавом Zn при температуре 450°С≤TZn≤480°С, получая оцинкованный продукт, после чего:
- оцинкованный продукт охлаждают до температуры окружающей среды со скоростью VR выше 4°С/сек, получая холоднокатаный, отожженный и оцинкованный стальной лист.
Еще одним предметом изобретения является способ производства холоднокатаного и оцинкованного листа двухфазной стали, отличающийся тем, что получают нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, как описано выше, после чего:
- нагретый и отожженный продукт охлаждают со скоростью VR достаточной высокой для предотвращения превращения указанного аустенита в феррит до тех пор, пока не будет достигнута температура, близкая к температуре TZn цинкования методом горячего погружения, после чего:
- продукт подвергают непрерывному цинкованию погружением в ванну с цинком или сплавом Zn при температуре 450°С≤TZn≤480°С, получая оцинкованный продукт, после чего:
- оцинкованный продукт нагревают до температуры TG от 490 до 550°С в течение времени tg от 10 до 40 сек, получая оцинкованный и отожженный продукт, после чего:
- отожженный и оцинкованный продукт охлаждают до температуры окружающей среды со скоростью V"R выше 4°С/сек, получая холоднокатаный отожженный и оцинкованный стальной лист.
Еще одним предметом изобретения является способ производства согласно одному из приведенных выше условий, отличающийся тем, что температура ТМ лежит в пределах от 760 до 830°С. Согласно одному из конкретных вариантов осуществления, скорость охлаждения VR выше или равна 15°С/сек.
Еще одним предметом изобретения является применение описанного выше стального листа или изготовленного способом, указанным выше, для производства конструкционных деталей или деталей безопасности для моторизованных транспортных средств.
Другие особенности и преимущества изобретения будут показаны в приведенном ниже описании, представленном в качестве примера со ссылками на прилагаемые фигуры, из которых:
фиг.1 - пример микроструктуры стального листа согласно изобретению,
фиг.2 и 3 - примеры микроструктур стальных листов не согласно изобретению.
Далее изобретение описывается более детально, но без ограничения его объема, при различных элементах изобретения.
Если говорить о химическом составе стали, важную роль в образовании микроструктуры играет углерод, который влияет на механические свойства ниже 0,055 мас.% - прочность недостаточна. Выше 0,095 мас.% - удлинение на 9% не может быть гарантировано. Ухудшается также и свариваемость.
В дополнение к упрочняющему эффекту, обусловленному наличием твердого раствора, марганец улучшает упрочняемость и уменьшает выделение карбидов. Для получения требуемых механических свойств минимальное необходимое содержание марганца равно 2 мас.%. Однако при более чем 2,6% марганца его способность: образовывать гамма-железо приводит к возникновению слишком выраженной зонной структуры.
Кремний является элементом, который способствует раскислению жидкой стали и упрочению в твердом растворе. Этот элемент играет также важную роль в образовании микроструктуры путем предотвращения выделения карбидов и усиления образования мартенсита, который является компонентом структуры двухфазных сталей. Кремний оказывает значительный эффект при содержании выше 0,005%. Кроме того, кремний в количестве более 0,10%, предпочтительно более 0,15%, позволяет достигать более высоких уровней прочности, которые являются целью изобретения. Однако повышение содержания кремния ухудшается способность к восприятию покрытий погружением в результате усиления образования оксидов, пристающих к поверхности продуктов. Чтобы получить хорошую покрываемость, содержание кремния должно быть ограничено до 0,35 мас.% и предпочтительно до 0,30%. Кремний ухудшает также свариваемость: его содержание ниже 0,28% обеспечивает очень хорошую свариваемость и в то же время хорошую покрываемость.
При содержании серы более 0,005% пластичность понижена из-за присутствия избытка сульфидов, таких как MnS, который снижает пластичность, в частности в испытаниях на раздачу отверстий.
Фосфор является элементом, который упрочняет в твердом растворе, но ухудшает свариваемость при точечной сварке и горячую пластичность, в частности, из-за тенденции фосфора к сегрегации на границах зерен или совместной сегрегации с марганцем. По этим причинам для получения хорошей свариваемости при точечной сварке содержание фосфора должно быть ограничено до 0,050%, предпочтительно до 0,015%.
Алюминий играет важную роль в изобретении благодаря тому, что он предотвращает выделение карбидов и усиливает образование мартенситных компонентов при охлаждении. Эти эффекты получают при содержании алюминия более 0,1% и преимущественно, когда содержание алюминия больше 0,12%.
Алюминий в виде AlN ограничивает рост зерен во время отжига после холодной прокатки. Этот элемент используется также для раскисления жидкой стали в количестве обычно меньшем приблизительно 0,050%. На практике обычно полагают, что более высокие содержания усиливают эрозию жаростойких материалов и повышают опасность забивки сопел. В избыточных количествах алюминий уменьшает горячую пластичность и повышает вероятность дефектов, возникающих при непрерывной разливке. С целью обеспечения удовлетворительных характеристик растяжения предпринимались также усилия, направленные на ограничение включений оксида алюминия, в частности, в виде кластеров. Авторы изобретения показали что, в сочетании с другими элементами композиции алюминий в количестве до 0,3 вес.% мог бы быть добавлен без какого-либо отрицательного влияния на другие заданные свойства, в частности, имеющие отношение к пластичности, и мог бы при этом способствовать получению требуемых микроструктуры и механических свойств. При содержании более 0,3% имеется опасность взаимодействия между жидким металлом и шлаком при непрерывной разливке, что может привести к появлению дефектов. Содержание алюминия до 0,25 мас.% обеспечивает образование тонких микроструктур без крупных мартенситных островков, которые бы могли отрицательно влиять на пластичность.
Авторы изобретения неожиданным образом обнаружили, что можно получать высокий уровень прочности (от 980 до 1100 МПа) даже несмотря на предельно высокие добавки алюминия и кремния. Этого можно достичь применением особой комбинации легирующих или микролегирующих элементов согласно изобретению, в частности при добавлении Мо, Cr, Nb, Ti и В.
В количестве более 0,05 мас.% молибден оказывает положительный эффект на упрочняемость и препятствует росту феррита и появлению бейнита. Однако содержание молибдена более 0,25% чрезмерно повышает стоимость добавок.
В количестве более 0,2 вес.% хром, благодаря своему влиянию на упрочняемость, также способствует задержке образования проэвтектоидного феррита. Свыше же 0,5% стоимость добавления хрома также становится чрезмерной.
Сочетанное влияние хрома и молибдена на упрочняемость принимается в расчет в изобретении согласно их индивидуальным характеристикам. Согласно изобретению содержания хрома и молибдена являются такими, что: Сr+(2×Мо)≤0,6%. Коэффициенты в этой зависимости указывают на соответствующее влияние каждого из этих двух элементов на упрочняемость в целях усиления образования тонкой ферритной структуры.
Титан и ниобий являются микролегирующими элементами, используемыми совместно согласно изобретению:
- в количестве от 0,010 до 0,050% титан соединяется главным образом с азотом и углеродом, в результате чего выделяются нитриды и/или карбонитриды. Эти осадки стабильны при нагреве сляба до 1150-1250°С перед горячей прокаткой, что позволяет контролировать размер зерен аустенита. При содержании титана более 0,050% существует опасность образования крупных нитридов титана, которые выделяются из жидкого состояния, проявляя тенденцию ухудшать пластичность;
- в количестве более 0,010% ниобий очень эффективен в отношении образования тонких осадков Nb(CN) в аустените или феррите во время горячей прокатки или во время отжига в интервале температур, близком к интервалу межкритического превращения. Ниобий тормозит рекристаллизацию во время горячей прокатки и во время отжига и делает микроструктуру более тонкой. Однако поскольку избыточное содержание ниобия ухудшает свариваемость, его следует ограничивать до 0,040%.
Указанные выше содержания титана и ниобия делают возможным полный захват азота в виде нитридов и карбонитридов до такой степени, что в свободном состоянии оказывается бор, оказывая при этом положительное влияние на упрочняемость. Влияние бора на упрочняемость является ключевым моментом. Ограничивая активность углерода, бор фактически создает возможность контролировать и ограничивать превращения диффузных фаз (превращения феррита или перлита при охлаждении) и образовывать упрочняющие фазы (бейнит и мартенсит), необходимые для получения высоких характеристик механической прочности. Добавление бора, таким образом, является важным компонентом настоящего изобретения и при этом позволяет ограничивать добавление упрочняющих элементов, таких как Мn, Мо и Сr, снижая в результате этого себестоимость стали.
Минимальное содержание бора, обеспечивающее полезную упрочняемость, равно 0,0005%. При содержании выше 0,0025% наблюдаются влияние на пики упрочняемости и отрицательное влияние на покрываемость и горячую пластичность.
Чтобы образовалось удовлетворительное количество нитридов и карбонитридов, необходимо минимальное содержание азота 0,002%. Чтобы предотвратить образование BN, который бы снижал количество свободного бора, необходимого для упрочнения феррита, следует ограничивать содержание азота до 0,007%.
Для дополнительного упрочнения феррита возможно добавление соответствующего количества никеля. Однако из-за стоимостных соображений это количество ограничивается до 0,1%.
Осуществление способа производства прокатанного листа согласно изобретению включает следующие последовательные операции:
- получают сталь, имеющую состав согласно изобретению; и
- проводят разливку этой стали в полуфабрикат.
Эту разливку можно производить либо в слитки, либо, непрерывно, в виде слябов с толщиной порядка 200 мм. Разливку можно также проводить в виде тонких слябов толщиной в несколько десятков миллиметров или тонких полос между вращающихся навстречу друг другу стальных цилиндров.
Отлитые полуфабрикаты доводят вначале до температуры TR выше 1150°С, в результате чего каждая их точка достигает температуры, благоприятной для крупных деформаций, которым сталь будет подвергнута во время прокатки.
Однако если температура TR слишком высока, аустенитные зерна растут нежелательным образом. В этом температурном интервале единственными осадками, которые могут эффективно контролировать размер зерна аустенита, являются нитриды титана, и, чтобы на этой стадии сохранять малый размер зерна аустенита, температуру нагрева следует ограничивать до 1250°С.
Разумеется, в случае прямой разливки тонких слябов или тонких полос между вращающихся навстречу друг другу стальных цилиндров операция горячей прокатки для этих полуфабрикатов, начиная с температуры выше 1150°С, может проводиться непосредственно после разливки, благодаря чему в этом случае необходимость в промежуточной стадии нагрева отсутствует.
Полуфабрикат подвергают горячей прокатке в температурном интервале, в котором структура стали является полностью аустенитной: если TFl ниже температуры начала превращения аустенита при охлаждении (Аr3), зерна феррита нагартовываются в результате прокатки, и пластичность ухудшается. Предпочтительно выбирать температуру конца прокатки выше 850°С.
Подвергнутый горячей прокатке продукт после этого сматывают в рулон при температуре Тbob от 500 до 550°С: этот температурный интервал позволяет достигать полного превращения бейнита в процессе почти изотермической выдержки при операции сматывания в рулон. Этот интервал способствует возникновению такой морфологии осадков Ti и Nb, которая является достаточно тонкой, чтобы воспользоваться упрочняющей способностью этих осадков на последующих стадиях данного способа производства. Температура сматывания в рулон выше 570°С приводит к образованию более крупных осадков, коалесценция которых во время непрерывного отжига значительно снижает производительность.
Если же температура сматывания в рулон слишком низка, твердость продукта повышается, что увеличивает усилие, которое необходимо при последующей холодной прокатке.
Продукт после горячей прокатки очищают от окалины, используя для этого какой-либо известный способ, и затем проводят холодную прокатку до обжатия преимущественно от 30 до 80%.
После этого холоднокатаный продукт нагревают, преимущественно на установке непрерывного отжига, при средней скорости нагрева VC от 1 до 5°С/сек. В сочетании с температурой отжига ниже ТМ такой диапазон скоростей нагрева дает нерекристаллизованную ферритную фракцию, меньшую или равную 15%.
Нагрев проводится при температуре отжига ТМ от температуры Ac1 (температура начала аллотропного превращения при нагревании) +40°С до Аc3 (температура конца аллотропного превращения при нагревании) - 30°С, т.е. в специфическом межкритическом температурном интервале, когда ТМ ниже (Ac1+40°C), структура может также включать зоны нерекристаллизованного феррита, доля которого может достигать 15% площади поверхности. Эта доля нерекристаллизованного феррита рассчитывается следующим образом: после идентифицирования ферритной фазы в микроструктуре количественно определяется отношение процентного содержания нерекристаллизованного феррита на площади поверхности ко всей ферритной фазе. Авторами изобретения показано, что эти нерекристаллизованные зоны оказывают отрицательное влияние на пластичность и не позволяют получать характеристики, составляющие цель изобретения. Температура отжига (ТМ) согласно изобретению обеспечивает достаточно аустенита для образования при последующем охлаждении мартенсита в таком количестве, при котором можно иметь заданные характеристики. Температура ТМ ниже (Ас3-30°С) также гарантирует то, что содержание углерода в островках аустенита, образуемого при температуре ТМ, действительно, приводит к последующему превращению мартенсита: если температура отжига слишком высока, содержание углерода в островках аустенита становится слишком низким, что приводит к последующему неблагоприятному превращению в бейнит или перлит. Более того, слишком высокая температура приводит к увеличению размера осадков ниобия, которые частично утрачивают свою упрочняющую способность. В результате этого снижается конечная механическая прочность. По этой причине температуру ТМ следует выбирать преимущественно в пределах от 760 до 830°С.
Минимальное время выдержки tМ, равное 30 сек при температуре ТМ, обеспечивает растворение карбидов при частичном превращении в аустенит. По истечении 300 сек эффект достигает пика. Время выдержки более 300 сек не совместимо с требованиями к производительности установок непрерывного отжига, в частности к скорости прохождения. Время выдержки tМ составляет от 30 до 300 сек.
Последующие операции способа различаются в зависимости от того, производится ли стальной лист без покрытия, стальной лист, оцинкованный методом непрерывного горячего погружения, или отожженный и оцинкованный стальной лист:
- в первом случае в конце времени выдержки для отжига проводится охлаждение до температуры ниже температуры Ms (температуры начала образования мартенсита) со скоростью охлаждения V, достаточно высокой для того, чтобы весь образовавшийся во время отжига аустенит превратился в мартенсит.
Это охлаждение может проводиться, начиная с температуры ТМ, в одну или более ступеней, при использовании во втором случае различных способов охлаждения, таких как ванны с холодной или кипящей водой, водяные или газовые струи. Эти возможные способы ускоренного охлаждения могут комбинироваться с целью получения полного превращения аустенита в мартенсит. После превращения этого мартенсита стальной лист охлаждают до температуры окружающей среды.
Микроструктура охлажденной стали без покрытия состоит после этого из ферритной матрицы с островками мартенсита, доля которого составляет от 35 до 50% площади поверхности и который не содержит бейнита
- если предполагается производить сталь, оцинкованную методом непрерывного горячего погружения, то в конце времени выдержки для отжига продукт охлаждают до достижения температуры, близкой к температуре цинкования методом горячего погружения (TZn), и при этом скорость охлаждения VR достаточно высока, чтобы предотвратить превращение аустенита в феррит. Для этого скорость охлаждения VR преимущественно превышает 15°С/сек. Цинкование методом горячего погружения проводится погружением в ванну с цинком или цинковым сплавом, температура которых TZn составляет от 450 до 480°С. На этой стадии происходит частичное превращение аустенита в бейнит, что приводит к образованию бейнита в количестве от 1 до 10% от площади поверхности. Чтобы ограничить долю бейнита до 10%, время выдержки в указанном интервале температур должно быть меньше 80 сек. После выхода из цинковой ванны оцинкованный продукт охлаждается со скоростью V'R более 4°С/сек до температуры окружающей среды для полного превращения остаточного аустенита в мартенсит. Таким путем получают холоднокатаный отожженный и оцинкованный стальной лист, поверхность которого содержит 40-64% феррита, 35-50% мартенсита и 1-10% бейнита. Если предполагается производить холоднокатаный, отожженный оцинкованный, так называемый легировано-оцинкованный двухфазный стальной лист, то в конце времени для отжига 1 продукт охлаждают до достижения температуры, близкой к температуре цинкования методом горячего погружения (TZn), и при этом скорость охлаждения VR достаточна высока, чтобы предотвратить превращение аустенита в феррит. Для этого скорость охлаждения VR преимущественно превышает 15°С/сек. Цинкование методом горячего погружения проводится погружением в ванну с цинком или цинковым сплавом, температура которых TZn составляет от 450° до 480°С. На этой стадии происходит частичное превращение аустенита в бейнит, что приводит к образованию бейнита в количестве от 1 до 10% площади поверхности. Чтобы ограничить долю бейнита до 10%, время выдержки в указанном интервале температур должно быть меньше 80 сек. После выхода из цинковой ванны оцинкованный продукт нагревается до температуры tg между 490 и 550°С в течение времени tg от 10 до 40 сек. Следствием этого является взаимная диффузия железа и тонкого слоя цинка или цинкового сплава, нанесенного во время погружения, в результате чего получают отожженный и оцинкованный продукт. Этот продукт охлаждают до температуры окружающей среды со скоростью V"R, большей 4°С/сек. Этим путем получают оцинкованный стальной лист с ферритной матрицей, содержащей 40-64% фракции феррита, 30-50% мартенсита и 1-50% бейнита от площади поверхности. Мартенсит, как правило, имеет форму островков со средним размером меньше, чем четыре микрометра, даже два микрометра, причем большая часть этих островков (более 50%) имеет скорее массивную, нежели продолговатую морфологию. Морфология какого-либо данного островка характеризуется отношением максимального размера Lmax к минимальному размеру Lmin. Какой-либо островок рассматривается как имеющий массивную морфологию, если отношение Lmax/Lmin меньше или равно 2.
Авторы изобретения обнаружили также, что небольшие отклонения производственных параметров по изобретению, не приводят к серьезным изменениям в микроструктуре или в механических свойствах, что является преимуществом для постоянства характеристик произведенных промышленных изделий.
Далее изобретение иллюстрируется с использованием приведенных ниже примеров, не ограничивающих объем изобретения.
ПРИМЕР
Были приготовлены стали, имеющие приведенный в таблице состав, выраженный в массовых процентах. Наряду со сталями от IX до IZ, использованными для изготовления листов согласно изобретению, для сравнения показан состав стали R, используемой для изготовления контрольных листов.
| Таблица 1: Составы сталей (мас.%), R=контроль | ||||||||||||||
| Сталь | С(%) | Mn (%) | Si (%) | S (%) | Р(%) | Al (%) | Мо (%) | Cr (%) | Cr+2Mo (%) | Ni (%) | Nb (%) | Ti (%) | Br (%) | N (%) |
| IX | 0,071 | 2,498 | 0,275 | 0,003 | 0,011 | 0,150 | 0,104 | 0,304 | 0,512 | 0,022 | 0,039 | 0,025 | 0,0024 | 0,004 |
| IY | 0,076 | 2,430 | 0,3 | 0,003 | 0,012 | 0,120 | 0,09 | 0,33 | 0,51 | 0,030 | 0,024 | 0,024 | 0,0018 | 0,0035 |
| IZ | 0,062 | 2,030 | 0,163 | 0,003 | 0,011 | 0,125 | 0,055 | 0,27 | 0,38 | 0,020 | 0,011 | 0,015 | 0,0011 | 0,004 |
| R | 0.143 | 1.910 | 0,23 | 0,002 | 0,012 | 0.035 | 0,1 | 0,24 | 0,44 | - | = | = | = | 0,004 |
| Подчеркнутые значения: не по изобретению. | ||||||||||||||
Отлитые полуфабрикаты, соответствующие приведенным выше составам нагревали до 1230°С и затем подвергали горячей прокатке до толщины 2,8-4 мм в интервале температур, в котором структура является полностью аустенитной. Условия изготовления этих горячекатаных продуктов (температура конца прокатки TF1, температура сматывания в рулон Тbob) приведены в таблице 2.
| Таблица 2: Условия изготовления горячекатаных продуктов | |||
| Сталь | TF1 (°C) | Ar3 (°C) | Тbob (°С) |
| IX | 890 | 705 | 530 |
| IY | 880 | 715 | 540 |
| IZ | 880 | 735 | 530: |
| R | 880 | 700 | 550 |
Горячекатаные продукты были после этого очищены от окалины и затем подвергнуты 1 холодной прокатке до толщины от 1,4 до 2 мм, что соответствует 50%-ному обжатию. Некоторые стали одного и того же состава были обработаны в разных условиях. Обозначения IХ1, IХ2 и IХ3 относятся, например, к трем сталям, полученным в разных условиях исходя из композиции IX стали. Листы были оцинкованы методом горячего погружения в цинковой ванне при температуре TZn, равной 460°С, а другие были подвергнуты также обработке цинкованию с отжигом. В таблице 3 показаны производственные условия для листов, отжигаемых после холодной прокатки:
- скорость нагрева VC;
- температура отжига ТМ;
- время выдержки при отжиге tМ;
- скорость охлаждения после отжига VR;
- скорость охлаждения после цинкования V"R;
- температура цинкования с отжигом То;
- время цинкования с отжигом tg;
- скорость охлаждения V"R после обработки цинкования с отжигом.
В таблице 3 показаны также температуры Ас1 и Ас3.
| Таблица 3: Производственные условия для холоднокатаных и отожженных листов | |||||||||
| Стальной лист | VC (°С/сек) | ТМ (°С) | Ac1-Ас3 (°C) | tМ (сек) | VR (°С/сек) | VR (°С/сек) | ТG (°С) | tg (сек) | V"R (°С/сек) |
| IХ1 изобретение | 2 | 800 | 710-870 | 90 | 20 | 18 | - | - | - |
| IХ2 изобретение | 2 | 780 | 710-870 | 90 | 20 | 18 | - | - | - |
| IХ3 ссылка | 2 | 740 | 710-870 | 100 | 17 | 15 | - | - | - |
| IХ4 изобретение | 2 | 800 | 710-870 | 100 | 20 | - | 520 | 10 | 10 |
| IХ5 контроль | 2 | 850 | 710-870 | 100 | 20 | - | 520 | 10 | 10 |
| IХ6 контроль | 2 | 745 | 710-870 | 100 | 20 | - | 520 | 10 | 10 |
| IХ7 контроль | 2 | 800 | 710-870 | 100 | 10 | - | 520 | 10 | 10 |
| IY1 пример | 2 | 780 | 710-865 | 90 | 20 | 18 | - | - | - |
| IY2 пример | 2 | 800 | 710-865 | 100 | 20 | 520 | 10 | 10 | |
| 1Z пример | 2 | 800 | 710-865 | 100 | 20 | - | 520 | 10 | 10 |
| R ссылка | 2 | 800 | 715-810 | 90 | 20 | 18 | - | - | - |
| Подчеркнутые значения: не согласно изобретению | |||||||||
В приведенной ниже таблице 4 показаны полученные механические свойства, относящиеся к растяжению (предел текучести Re, прочность Rm, удлинение при разрыве А). Показано также отношение Re/Rm.
Определена также микроструктура сталей с ферритной матрицей. Поверхностные доли бейнита и мартенсита количественно определены с применением воздействия реагентами Picral и LePera, соответственно, и последующего анализа изображений с помощью I компьютерной программы Aphelion™. Была определена также поверхностная доля нерекристаллизованного феррита с использованием оптической микроскопии и сканирующей электронной микроскопии, позволившие визуально идентифицировать ферритную фазу, после чего в этой ферритной фазе была количественно определена рекристаллизованная фракция. Нерекристаллизованный феррит существует обычно в виде островков, растянутых в процессе прокатки.
Способность к изгибу была количественно оценена следующим образом: листы сворачивали несколько раз, причем радиус сгиба с каждым разом уменьшался. После этого оценивали способность к изгибу, отмечая наличие трещин на поверхности свернутого блока, оценку чего выражали от 1 (низкая способность к изгибу) до 5 (очень хорошая способность). Результаты с оценками 1 и 2 считали неудовлетворительными.
| Таблица 4: Результаты, полученные на холоднокатаных и отожженных листах | |||||||||
| Стальной лист | Доля феррита (%) | Доля бейнита (%) | Доля мартенсита (%) | Доля нерекри-сталлизованно-го феррита(%) | Re (МПа) | Rm (МПа) | Re/Rm | А(%) | Способность к изгибу |
| IХ1 изобретение | 50 | 6 | 44 | 0 | 720 | 1020 | 0,71 | 11 | 3 |
| IХ2 изобретение | 52 | 2 | 46 | 0 | 680 | 1030 | 0,66 | 10 | 3 |
| IХ3 ссылка | 48 | 0 | 52 | 25 | 70 | 1120 | 0,62 | 8 | 1 |
| IХ4 изобретение | 50 | 8 | 42 | 0 | 760 | 1030 | 0,74 | 10 | 3 |
| IХ5 контроль | 55 | 12 | 33 | 0 | 780 | 950 | 0.82 | 12 | 3 |
| IХ6 контроль | 46 | 1 | 53 | 20 | 750 | 1130 | 0,66 | 7 | 1 |
| IХ7 контроль | 56 | 11 | 33 | 0 | 755 | 955 | 0,79 | 12 | 3 |
| IY1 пример | 52 | 2 | 46 | 0 | 650 | 1030 | 0,63 | 13 | 4 |
| IY2 пример | 50 | 7 | 43 | 0 | 680 | 1020 | 0,67 | 12 | 4 |
| 1Z пример | 48 | 6 | 46 | 0 | 630 | 1025 | 0,61 | 14 | 4 |
| R контроль | 72 | 3 | 25 | о | 490 | 810 | 0,60 | 18 | 2 |
| Подчеркнутые значения: не согласно изобретению | |||||||||
Стальные листы согласно изобретению имеют ряд микроструктурных и механических характеристик, которые позволяют с успехом изготовлять детали, в особенности для конструкционных применений: прочность от 980 до 1100 МПа, отношение Re/Rm от 0,6 до 0,8, удлинение до разрыва больше 9%, хорошая способность к изгибу. Фиг.1 иллюстрирует морфологию стального листа IХ1, в котором весь феррит рекристаллизован.
Листы согласно изобретению обладают хорошей свариваемостью, в частности свариваемостью при точечной сварке, при углеродном эквиваленте ниже 0,25. Более конкретно, токовый интервал для свариваемости при точечной сварке, определяемый в соответствии со стандартом ISO 18278-2, очень широк: порядка 3500 А. Он увеличен по сравнению с контрольной сталью того же сорта. Проведенные также испытания образцов на растяжение вдоль двух взаимно перпендикулярных осей или испытания на сдвиг при растяжении на точечных сварных швах на листах согласно изобретению свидетельствуют о том, что прочность этих точечных сварных швов очень высока с точки зрения механических свойств.
При сравнении с контрольными листами последние не показали таких же характеристик. Стальные листы IХ3 (оцинкованные) и IХ6 (отожженные и оцинкованные) были отожжены при слишком низкой температуре ТМ: в результате этого нерекристаллизованная ферритная фракция оказывается в избытке так же, как и мартенситная фракция. Эти микроструктурные характеристики ассоциируются с уменьшенным удлинением и способности к изгибу. Фиг.2 иллюстрирует микроструктуру стального листа IХ3: следует обратить внимание на присутствие нерекристаллизованного феррита в виде продолговатых островков (отмечены (А)), сосуществующих с рекристаллизованным ферритом и мартенситом, из которых последний компонент выглядит на микрографии более темным. На полученной с помощью сканирующей электронной микроскопии микрографии (фиг.3) зоны нерекристаллизованного феррита (А) четко отличаются от зон рекристаллизованного феррита (В).
Лист IХ5 является отожженным и оцинкованным листом, который отжигался при слишком высокой температуре Тм: содержание углерода в аустените при высокой температуре является слишком низким и появление бейнита усиливается за счет образования мартенсита. В этом случае имеет также место коалесценция осадков ниобия, что ведет к снижению твердости. В результате этого, поскольку отношение Re/Rm слишком велико, прочность становится неудовлетворительной.
Отожженный и оцинкованный лист IХ7 охлаждали после стадии отжига со слишком низкой скоростью VR: превращение образующегося аустенита в феррит на этой стадии охлаждения оказалось чрезмерным, поскольку стальной лист содержал на заключительной стадии слишком большую фракцию бейнита и слишком малую фракцию мартенсита, что приводит к неудовлетворительной прочности.
Состав стального листа R не соответствует изобретению, поскольку содержание углерода в нем слишком высоко, а содержания в нем марганца, алюминия, ниобия, титана и бора слишком низки. По этой причине фракция мартенсита слишком мала, в результате чего механическая прочность неудовлетворительна.
Стальные листы согласно изобретению будут с успехом использованы для производства конструкционных деталей и деталей безопасности в автомобильной промышленности.
Claims (19)
1. Холоднокатаный и отожженный лист из двухфазной стали, обладающей прочностью от 980 до 1100 МПа, характеризующейся удлинением при разрыве больше 9% и имеющей состав, который включает, мас.%:
0,055≤С≤0,095;
2≤Mn≤2,6;
0,005≤Si≤0,35;
S≤0,005;
P≤0,050;
0,1≤Al≤0,3;
0,05≤Mo≤0,2;
0,2≤Cr≤0,5;
при условии, что Cr+2Мо≤0,6;
Ni<0,1;
0,010≤Nb≤0,040;
0,010≤Ti≤0,050;
0,0005≤B≤0,0025;
и 0,002≤N≤0,007;
остальное железо и неизбежные примеси, возникающие при плавке.
0,055≤С≤0,095;
2≤Mn≤2,6;
0,005≤Si≤0,35;
S≤0,005;
P≤0,050;
0,1≤Al≤0,3;
0,05≤Mo≤0,2;
0,2≤Cr≤0,5;
при условии, что Cr+2Мо≤0,6;
Ni<0,1;
0,010≤Nb≤0,040;
0,010≤Ti≤0,050;
0,0005≤B≤0,0025;
и 0,002≤N≤0,007;
остальное железо и неизбежные примеси, возникающие при плавке.
2. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что сталь содержит, мас.%: 0,12≤А1≤0,25.
3. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что сталь содержит, мас.%: 0,10≤Si≤0,30.
4. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что сталь содержит, мас.%: 0,15≤Si≤0,28.
5. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что сталь содержит, мас.%: Р≤0,015.
6. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что его микроструктура состоит из фракции мартенсита, составляющей от 35 до 50% площади поверхности.
7. Стальной лист по п.6, отличающийся тем, что оставшаяся часть указанной микроструктуры состоит из фракции феррита, составляющей от 50 до 65% площади поверхности.
8. Стальной лист по п.6, отличающийся тем, что оставшаяся часть указанной микроструктуры состоит из фракций бейнита и феррита, составляющих соответственно 1-10 и 40-64% от площади поверхности.
9. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что поверхностная доля нерекристаллизованного феррита по отношению ко всей ферритной фазе меньше или равна 15%.
10. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что отношение предела текучести Re к прочности Rm составляет 0,6≤Re / Rm≤0,8.
11. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что он подвергнут непрерывному цинкованию.
12. Стальной лист по п.1 или 2, отличающийся тем, что он включает в себя покрытие, полученное в результате отжига и цинкования.
13. Способ производства холоднокатаного и отожженного листа двухфазной стали, отличающийся тем, что получают сталь, имеющую состав, указанный в любом из пп.1-5, после чего
- сталь отливают в полуфабрикат, затем
- температуру указанного полуфабриката доводят до 1150°С≤TR≤1250°С, после чего
- указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки TFL≥Аr3, получая горячекатаный продукт, после чего
- указанный горячекатаный продукт сматывают в рулон при температуре Тbob в пределах 500°С≤Тbob≤570°С, после чего
- указанный горячекатаный продукт очищают от окалины, после чего
- проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80% с получением холоднокатаного продукта, после чего
- указанный холоднокатаный продукт нагревают со скоростью 1°С/с≤Vc≤5°С/с, до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С/с, при которой продукт выдерживают в течение времени: 30 с≤tм≤300 с, получая в результате нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, после чего
- указанный продукт охлаждают до температуры ниже Ms со скоростью V достаточно высокой для превращения всего количества аустенита в мартенсит.
- сталь отливают в полуфабрикат, затем
- температуру указанного полуфабриката доводят до 1150°С≤TR≤1250°С, после чего
- указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки TFL≥Аr3, получая горячекатаный продукт, после чего
- указанный горячекатаный продукт сматывают в рулон при температуре Тbob в пределах 500°С≤Тbob≤570°С, после чего
- указанный горячекатаный продукт очищают от окалины, после чего
- проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80% с получением холоднокатаного продукта, после чего
- указанный холоднокатаный продукт нагревают со скоростью 1°С/с≤Vc≤5°С/с, до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С/с, при которой продукт выдерживают в течение времени: 30 с≤tм≤300 с, получая в результате нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, после чего
- указанный продукт охлаждают до температуры ниже Ms со скоростью V достаточно высокой для превращения всего количества аустенита в мартенсит.
14. Способ производства холоднокатаного, отожженного и оцинкованного листа двухфазной стали, отличающийся тем, что получают сталь, имеющую состав, указанный в любом из пп.1-5, после чего
- сталь отливают в полуфабрикат, затем
- температуру указанного полуфабриката доводят до 1150°С≤TR≤1250°С, после чего
- указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки TFL≥Аr3, получая горячекатаный продукт, после чего
- указанный горячекатаный продукт сматывают в рулон при температуре Тbob в пределах 500°С≤Тbob≤570°С, после чего
- указанный горячекатаный продукт очищают от окалины, после чего
- проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80% с получением холоднокатаного продукта, после чего
- указанный холоднокатаный продукт нагревают со скоростью 1°С/с≤Vc≤5°С/с до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С/с, при которой продукт выдерживают в течение времени 30 с≤tм≤300 с, получая в результате нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, после чего
- указанный нагретый и отожженный продукт охлаждают со скоростью VR, достаточно высокой для предотвращения превращения указанного аустенита в феррит, до тех пор, пока не будет достигнута температура, близкая к температуре TZn цинкования методом горячего погружения, после чего
- указанный продукт подвергают непрерывному цинкованию погружением в ванну с цинком или сплавом Zn при температуре 450°С≤TZn≤480°C, получая оцинкованный продукт, и затем
- указанный оцинкованный продукт охлаждают до температуры окружающей среды со скоростью V'R выше 4°С/с, получая холоднокатаный, отожженный и оцинкованный стальной лист.
- сталь отливают в полуфабрикат, затем
- температуру указанного полуфабриката доводят до 1150°С≤TR≤1250°С, после чего
- указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки TFL≥Аr3, получая горячекатаный продукт, после чего
- указанный горячекатаный продукт сматывают в рулон при температуре Тbob в пределах 500°С≤Тbob≤570°С, после чего
- указанный горячекатаный продукт очищают от окалины, после чего
- проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80% с получением холоднокатаного продукта, после чего
- указанный холоднокатаный продукт нагревают со скоростью 1°С/с≤Vc≤5°С/с до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С/с, при которой продукт выдерживают в течение времени 30 с≤tм≤300 с, получая в результате нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, после чего
- указанный нагретый и отожженный продукт охлаждают со скоростью VR, достаточно высокой для предотвращения превращения указанного аустенита в феррит, до тех пор, пока не будет достигнута температура, близкая к температуре TZn цинкования методом горячего погружения, после чего
- указанный продукт подвергают непрерывному цинкованию погружением в ванну с цинком или сплавом Zn при температуре 450°С≤TZn≤480°C, получая оцинкованный продукт, и затем
- указанный оцинкованный продукт охлаждают до температуры окружающей среды со скоростью V'R выше 4°С/с, получая холоднокатаный, отожженный и оцинкованный стальной лист.
15. Способ производства холоднокатаного, отожженного и оцинкованного листа двухфазной стали, отличающийся тем, что получают сталь, имеющую состав, указанный в любом из пп.1-5, после чего
- сталь отливают в полуфабрикат, затем
- температуру указанного полуфабриката доводят до 1150°С≤TR≤1250°С, после чего
- указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки ТFL≥Аr3, получая горячекатаный продукт, после чего
- указанный горячекатаный продукт сматывают в рулон при температуре Тbob в пределах 500°С≤Тbob≤570°С, после чего
- указанный горячекатаный продукт очищают от окалины, после чего
- проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80% с получением холоднокатаного продукта, после чего
- указанный холоднокатаный продукт нагревают со скоростью 1°С/с≤Vc≤5°С/с до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С/с, при которой продукт выдерживают в течение времени 30 с≤tм≤300 с, получая в результате нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, после чего
- указанный нагретый и отожженный продукт охлаждают со скоростью VR, достаточно высокой для предотвращения превращения указанного аустенита в феррит, до тех пор, пока не будет достигнута температура, близкая к температуре TZn цинкования методом горячего погружения, после чего
- указанный продукт подвергают непрерывному цинкованию погружением в ванну с цинком или сплавом Zn при температуре 450°С≤TZn≤480°С, получая оцинкованный продукт, после чего
- указанный оцинкованный продукт нагревают до температуры ТG от 490 до 550°С в течение времени tg от 10 до 40 с, получая оцинкованный и отожженный продукт, и затем
- указанный оцинкованный и отожженный продукт охлаждают до температуры окружающей среды со скоростью V"R выше 4°С/с, получая холоднокатаный оцинкованный и отожженный стальной лист.
- сталь отливают в полуфабрикат, затем
- температуру указанного полуфабриката доводят до 1150°С≤TR≤1250°С, после чего
- указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки ТFL≥Аr3, получая горячекатаный продукт, после чего
- указанный горячекатаный продукт сматывают в рулон при температуре Тbob в пределах 500°С≤Тbob≤570°С, после чего
- указанный горячекатаный продукт очищают от окалины, после чего
- проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80% с получением холоднокатаного продукта, после чего
- указанный холоднокатаный продукт нагревают со скоростью 1°С/с≤Vc≤5°С/с до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С/с, при которой продукт выдерживают в течение времени 30 с≤tм≤300 с, получая в результате нагретый и отожженный продукт со структурой, содержащей аустенит, после чего
- указанный нагретый и отожженный продукт охлаждают со скоростью VR, достаточно высокой для предотвращения превращения указанного аустенита в феррит, до тех пор, пока не будет достигнута температура, близкая к температуре TZn цинкования методом горячего погружения, после чего
- указанный продукт подвергают непрерывному цинкованию погружением в ванну с цинком или сплавом Zn при температуре 450°С≤TZn≤480°С, получая оцинкованный продукт, после чего
- указанный оцинкованный продукт нагревают до температуры ТG от 490 до 550°С в течение времени tg от 10 до 40 с, получая оцинкованный и отожженный продукт, и затем
- указанный оцинкованный и отожженный продукт охлаждают до температуры окружающей среды со скоростью V"R выше 4°С/с, получая холоднокатаный оцинкованный и отожженный стальной лист.
16. Способ производства по любому из пп.13-15, отличающийся тем, что указанная температура Тм составляет от 760 до 830°С.
17. Способ производства по п.14 или 15, отличающийся тем, что скорость охлаждения VR выше или равна 15°С/с.
18. Применение стального листа по любому из пп.1-12 для производства конструкционных деталей или деталей безопасности для моторизованных транспортных средств.
19. Применение стального листа, изготовленного способом по любому из пп.13-17, для производства конструкционных деталей или деталей безопасности для моторизованных транспортных средств.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| EP08290474.9 | 2008-05-21 | ||
| EP08290474A EP2123786A1 (fr) | 2008-05-21 | 2008-05-21 | Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites |
| PCT/FR2009/000574 WO2009150319A1 (fr) | 2008-05-21 | 2009-05-15 | Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2010152214A RU2010152214A (ru) | 2012-06-27 |
| RU2470087C2 true RU2470087C2 (ru) | 2012-12-20 |
Family
ID=39855450
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2010152214/02A RU2470087C2 (ru) | 2008-05-21 | 2009-05-15 | Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы |
Country Status (16)
| Country | Link |
|---|---|
| US (3) | US20110168300A1 (ru) |
| EP (2) | EP2123786A1 (ru) |
| JP (1) | JP5425896B2 (ru) |
| KR (1) | KR101328768B1 (ru) |
| CN (1) | CN102046827B (ru) |
| AT (1) | ATE555225T1 (ru) |
| BR (1) | BRPI0912879B1 (ru) |
| CA (1) | CA2725290C (ru) |
| ES (1) | ES2386701T3 (ru) |
| MA (1) | MA32294B1 (ru) |
| MX (1) | MX2010012584A (ru) |
| PL (1) | PL2291547T3 (ru) |
| RU (1) | RU2470087C2 (ru) |
| UA (1) | UA100056C2 (ru) |
| WO (1) | WO2009150319A1 (ru) |
| ZA (1) | ZA201007964B (ru) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2667189C2 (ru) * | 2014-07-30 | 2018-09-17 | Арселормиттал | Способ изготовления упрочняемых в штампе стальных листов и полученные этим способом детали |
| RU2699480C1 (ru) * | 2018-12-14 | 2019-09-05 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Способ производства холоднокатаного проката |
| RU2718604C1 (ru) * | 2019-11-05 | 2020-04-08 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства холоднокатаного высокопрочного проката различных классов прочности из двухфазной ферритно-мартенситной стали |
| RU2743946C1 (ru) * | 2019-11-05 | 2021-03-01 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства холоднокатаного высокопрочного проката из двухфазной ферритно-мартенситной стали |
| RU2751072C1 (ru) * | 2020-09-02 | 2021-07-07 | Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" | Способ производства высокопрочной холоднокатаной стали |
| US11319610B2 (en) | 2015-07-09 | 2022-05-03 | Arcelormittal | Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel |
Families Citing this family (29)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2123786A1 (fr) | 2008-05-21 | 2009-11-25 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites |
| US9551057B2 (en) | 2011-07-29 | 2017-01-24 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Galvannealed layer and steel sheet comprising the same, and method for producing the same |
| CN102618802B (zh) * | 2012-03-20 | 2013-08-21 | 东北大学 | 一种超细晶粒双相钢材料及其制备方法 |
| WO2014037627A1 (fr) | 2012-09-06 | 2014-03-13 | Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl | Procede de fabrication de pieces d'acier revêtues et durcies a la presse, et tôles prerevêtues permettant la fabrication de ces pieces |
| WO2014081774A1 (en) * | 2012-11-20 | 2014-05-30 | Thyssenkrupp Steel Usa, Llc | Process for making coated cold-rolled dual phase steel sheet |
| JP6048123B2 (ja) * | 2012-12-20 | 2016-12-21 | 新日鐵住金株式会社 | 耐酸性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| CN103882202B (zh) * | 2012-12-20 | 2016-03-30 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | 一种连续退火高强热镀锌钢的制造方法 |
| CN103060703B (zh) * | 2013-01-22 | 2015-09-23 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种780MPa级冷轧双相带钢及其制造方法 |
| US20140261919A1 (en) * | 2013-03-14 | 2014-09-18 | Thyssenkrupp Steel Usa, Llc | Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof |
| CN103469112A (zh) * | 2013-09-29 | 2013-12-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法 |
| DE102013224851A1 (de) * | 2013-12-04 | 2015-06-11 | Schaeffler Technologies AG & Co. KG | Kettenelement |
| WO2015088523A1 (en) | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
| WO2015093043A1 (ja) * | 2013-12-18 | 2015-06-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| CN107109586A (zh) * | 2015-01-14 | 2017-08-29 | Ak钢铁产权公司 | 具有改善性质的双相钢 |
| WO2016198906A1 (fr) * | 2015-06-10 | 2016-12-15 | Arcelormittal | Acier a haute résistance et procédé de fabrication |
| CN104947023B (zh) * | 2015-06-10 | 2017-08-08 | 武汉钢铁(集团)公司 | 无粉化厚规格锌铁合金化板的生产方法 |
| CN105950998B (zh) * | 2016-07-11 | 2018-01-26 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法 |
| KR102020412B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 충돌특성 및 성형성이 고강도 강판 및 이의 제조방법 |
| KR102020411B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법 |
| CN108642380B (zh) * | 2018-05-15 | 2020-08-25 | 首钢集团有限公司 | 一种900MPa级别的抗冲击波钢板及其制造方法 |
| CN109402525B (zh) * | 2018-11-28 | 2020-09-04 | 北京首钢冷轧薄板有限公司 | 一种780MPa级屈服强度1000MPa级抗拉强度的双相钢加工方法 |
| CN109943778B (zh) * | 2019-04-30 | 2020-08-11 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种扩孔性能优异的590MPa级冷轧双相钢及其生产方法 |
| WO2021116741A1 (en) * | 2019-12-13 | 2021-06-17 | Arcelormittal | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| CN112176147B (zh) * | 2020-10-13 | 2021-06-08 | 五矿营口中板有限责任公司 | 一种适合于大线能焊接的正火厚钢板的制造方法 |
| CN115181840A (zh) * | 2021-04-02 | 2022-10-14 | 宝山钢铁股份有限公司 | 780MPa级别高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及快速热处理制造方法 |
| CN113481435B (zh) * | 2021-06-29 | 2022-09-16 | 鞍钢股份有限公司 | 一种900MPa级热轧复相钢及其生产方法 |
| CN113817961B (zh) * | 2021-08-26 | 2022-06-21 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 彩涂基料用热浸镀锌钢板及其制造方法 |
| CN114107806A (zh) * | 2021-10-29 | 2022-03-01 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种高加工硬化率及表面质量的450MPa级热镀锌双相钢及其生产方法 |
| CN115612816B (zh) * | 2022-09-30 | 2024-02-02 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 含硼钢制备复相钢、热成形用钢镀层板的方法 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2000017385A (ja) * | 1998-06-29 | 2000-01-18 | Nippon Steel Corp | 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| RU2151214C1 (ru) * | 1994-12-06 | 2000-06-20 | Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани | Двухфазная сталь и способ ее изготовления |
| RU2152450C1 (ru) * | 1994-12-06 | 2000-07-10 | Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани | Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления |
| FR2790009A1 (fr) * | 1999-02-22 | 2000-08-25 | Lorraine Laminage | Acier dual-phase a haute limite d'elasticite |
| RU2190685C1 (ru) * | 2001-06-29 | 2002-10-10 | Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" | Сталь для производства листового проката |
| EP1548142A1 (en) * | 2003-12-25 | 2005-06-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating film adhesion |
| RU2312163C2 (ru) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ НА РАЗРЫВ 780 МПа ИЛИ БОЛЕЕ, ИМЕЮЩИЙ ПРЕВОСХОДНУЮ ЛОКАЛЬНУЮ ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ И ЗАМЕДЛЕННОЕ ПОВЫШЕНИЕ ТВЕРДОСТИ МЕСТА СВАРКИ |
| RU2321667C2 (ru) * | 2002-09-06 | 2008-04-10 | Юзинор | Сталь с очень высокой механической прочностью, способ получения листа из стали с покрытием из цинка или цинкового сплава и его применение |
Family Cites Families (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE19610675C1 (de) | 1996-03-19 | 1997-02-13 | Thyssen Stahl Ag | Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung |
| JP3478128B2 (ja) | 1998-06-12 | 2003-12-15 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
| DE60018940D1 (de) | 2000-04-21 | 2005-04-28 | Nippon Steel Corp | Stahlblech mit hervorragender gratbearbeitbarkeit bei gleichzeitiger hoher ermüdungsfestigeit und verfahren zu dessen herstellung |
| DE10023036A1 (de) * | 2000-05-11 | 2001-11-22 | Siemens Ag | Verfahren zum Kaltstart von Brennstoffzellen einer Brennstoffzellenanlage und zugehörige Brennstoffzellenanlage |
| TW520398B (en) * | 2000-11-28 | 2003-02-11 | Kawasaki Steel Co | Composite structure type high tensile strength steel plate, plated plate of composite structure type high tensile strength steel and method for their production |
| US6902829B2 (en) * | 2001-11-15 | 2005-06-07 | Isg Technologies Inc. | Coated steel alloy product |
| US6635313B2 (en) * | 2001-11-15 | 2003-10-21 | Isg Technologies, Inc. | Method for coating a steel alloy |
| 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 |
| JP4635525B2 (ja) * | 2003-09-26 | 2011-02-23 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR101165166B1 (ko) * | 2003-09-30 | 2012-07-11 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 열연 강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 |
| JP4380348B2 (ja) * | 2004-02-09 | 2009-12-09 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 表面品質に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP4843982B2 (ja) * | 2004-03-31 | 2011-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高剛性高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP3889767B2 (ja) | 2005-03-31 | 2007-03-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶融亜鉛めっき用高強度鋼板 |
| JP4959161B2 (ja) * | 2005-09-05 | 2012-06-20 | 新日本製鐵株式会社 | 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP4665692B2 (ja) * | 2005-09-29 | 2011-04-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ剛性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| KR100931140B1 (ko) * | 2006-10-31 | 2009-12-10 | 현대자동차주식회사 | 성형성이 우수한 고장력 강판 및 그 제조 방법 |
| EP1990431A1 (fr) * | 2007-05-11 | 2008-11-12 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites |
| EP2123786A1 (fr) | 2008-05-21 | 2009-11-25 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites |
-
2008
- 2008-05-21 EP EP08290474A patent/EP2123786A1/fr not_active Withdrawn
-
2009
- 2009-05-15 UA UAA201015426A patent/UA100056C2/ru unknown
- 2009-05-15 ES ES09761870T patent/ES2386701T3/es active Active
- 2009-05-15 MX MX2010012584A patent/MX2010012584A/es active IP Right Grant
- 2009-05-15 JP JP2011510017A patent/JP5425896B2/ja active Active
- 2009-05-15 BR BRPI0912879-4A patent/BRPI0912879B1/pt active IP Right Grant
- 2009-05-15 PL PL09761870T patent/PL2291547T3/pl unknown
- 2009-05-15 CA CA2725290A patent/CA2725290C/fr active Active
- 2009-05-15 EP EP09761870A patent/EP2291547B1/fr active Active
- 2009-05-15 AT AT09761870T patent/ATE555225T1/de active
- 2009-05-15 US US12/993,498 patent/US20110168300A1/en not_active Abandoned
- 2009-05-15 CN CN2009801183844A patent/CN102046827B/zh active Active
- 2009-05-15 RU RU2010152214/02A patent/RU2470087C2/ru active
- 2009-05-15 WO PCT/FR2009/000574 patent/WO2009150319A1/fr active Application Filing
- 2009-05-15 KR KR1020107028478A patent/KR101328768B1/ko active IP Right Grant
-
2010
- 2010-11-08 ZA ZA2010/07964A patent/ZA201007964B/en unknown
- 2010-11-11 MA MA33333A patent/MA32294B1/fr unknown
-
2016
- 2016-04-12 US US15/097,039 patent/US10190187B2/en active Active
-
2018
- 2018-12-07 US US16/213,455 patent/US20190106765A1/en active Pending
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2151214C1 (ru) * | 1994-12-06 | 2000-06-20 | Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани | Двухфазная сталь и способ ее изготовления |
| RU2152450C1 (ru) * | 1994-12-06 | 2000-07-10 | Экссон Рисерч энд Энджиниринг Компани | Сверхвысокопрочные стали и способ их изготовления |
| JP2000017385A (ja) * | 1998-06-29 | 2000-01-18 | Nippon Steel Corp | 動的変形特性に優れたデュアルフェーズ型高強度冷延鋼板とその製造方法 |
| FR2790009A1 (fr) * | 1999-02-22 | 2000-08-25 | Lorraine Laminage | Acier dual-phase a haute limite d'elasticite |
| RU2190685C1 (ru) * | 2001-06-29 | 2002-10-10 | Открытое акционерное общество "Новолипецкий металлургический комбинат" | Сталь для производства листового проката |
| RU2321667C2 (ru) * | 2002-09-06 | 2008-04-10 | Юзинор | Сталь с очень высокой механической прочностью, способ получения листа из стали с покрытием из цинка или цинкового сплава и его применение |
| RU2312163C2 (ru) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ НА РАЗРЫВ 780 МПа ИЛИ БОЛЕЕ, ИМЕЮЩИЙ ПРЕВОСХОДНУЮ ЛОКАЛЬНУЮ ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ И ЗАМЕДЛЕННОЕ ПОВЫШЕНИЕ ТВЕРДОСТИ МЕСТА СВАРКИ |
| EP1548142A1 (en) * | 2003-12-25 | 2005-06-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating film adhesion |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2667189C2 (ru) * | 2014-07-30 | 2018-09-17 | Арселормиттал | Способ изготовления упрочняемых в штампе стальных листов и полученные этим способом детали |
| US11319610B2 (en) | 2015-07-09 | 2022-05-03 | Arcelormittal | Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel |
| US11814696B2 (en) | 2015-07-09 | 2023-11-14 | Arcelormittal | Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel |
| RU2699480C1 (ru) * | 2018-12-14 | 2019-09-05 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Способ производства холоднокатаного проката |
| RU2718604C1 (ru) * | 2019-11-05 | 2020-04-08 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства холоднокатаного высокопрочного проката различных классов прочности из двухфазной ферритно-мартенситной стали |
| RU2743946C1 (ru) * | 2019-11-05 | 2021-03-01 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Способ производства холоднокатаного высокопрочного проката из двухфазной ферритно-мартенситной стали |
| RU2751072C1 (ru) * | 2020-09-02 | 2021-07-07 | Публичное Акционерное Общество "Новолипецкий металлургический комбинат" | Способ производства высокопрочной холоднокатаной стали |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20160222486A1 (en) | 2016-08-04 |
| US20190106765A1 (en) | 2019-04-11 |
| MA32294B1 (fr) | 2011-05-02 |
| JP5425896B2 (ja) | 2014-02-26 |
| ES2386701T3 (es) | 2012-08-27 |
| RU2010152214A (ru) | 2012-06-27 |
| UA100056C2 (ru) | 2012-11-12 |
| BRPI0912879B1 (pt) | 2018-06-26 |
| MX2010012584A (es) | 2011-04-05 |
| EP2291547B1 (fr) | 2012-04-25 |
| CN102046827A (zh) | 2011-05-04 |
| PL2291547T3 (pl) | 2012-09-28 |
| CN102046827B (zh) | 2013-03-06 |
| US20110168300A1 (en) | 2011-07-14 |
| KR20110013490A (ko) | 2011-02-09 |
| US10190187B2 (en) | 2019-01-29 |
| BRPI0912879A2 (pt) | 2017-05-16 |
| KR101328768B1 (ko) | 2013-11-13 |
| ZA201007964B (en) | 2011-07-27 |
| CA2725290A1 (fr) | 2009-12-17 |
| JP2011523440A (ja) | 2011-08-11 |
| WO2009150319A1 (fr) | 2009-12-17 |
| EP2291547A1 (fr) | 2011-03-09 |
| ATE555225T1 (de) | 2012-05-15 |
| EP2123786A1 (fr) | 2009-11-25 |
| CA2725290C (fr) | 2015-10-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2470087C2 (ru) | Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы | |
| KR102345533B1 (ko) | 용융 아연 도금 강판 | |
| KR101601001B1 (ko) | 고강도 용융 아연 도금 강판 | |
| JP6193219B2 (ja) | 高強度鋼板製品及びその製造方法 | |
| KR101218448B1 (ko) | 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP5413539B2 (ja) | 焼付硬化性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 | |
| KR101609331B1 (ko) | 합금화 용융 아연 도금 강판 | |
| RU2684655C1 (ru) | Сверхпрочная многофазная сталь и способ производства холоднокатаной стальной полосы из нее | |
| JP5092507B2 (ja) | 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| US10822684B2 (en) | Hot-dip galvanized steel sheet | |
| JP4542515B2 (ja) | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| KR20190023093A (ko) | 고강도 박강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2005087965A1 (ja) | 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2008291304A (ja) | 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 | |
| KR101899688B1 (ko) | 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판, 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 | |
| JP2007070659A (ja) | 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| KR20140031337A (ko) | 합금화 용융 아연 도금층 및 그것을 가진 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP7120461B2 (ja) | 鋼板 | |
| JP2007070649A (ja) | 耐食性と穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板、合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| JP4000943B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| KR102217100B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4500197B2 (ja) | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| KR20190022786A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| KR100933882B1 (ko) | 가공성이 우수한 용융아연도금강판의 제조방법 | |
| JP2008255441A (ja) | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法 |