RU2518852C1 - High-strength cold-rolled sheet steel and method of its production - Google Patents
High-strength cold-rolled sheet steel and method of its production Download PDFInfo
- Publication number
- RU2518852C1 RU2518852C1 RU2012146130/02A RU2012146130A RU2518852C1 RU 2518852 C1 RU2518852 C1 RU 2518852C1 RU 2012146130/02 A RU2012146130/02 A RU 2012146130/02A RU 2012146130 A RU2012146130 A RU 2012146130A RU 2518852 C1 RU2518852 C1 RU 2518852C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- content
- volume fraction
- temperature
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION
Настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу и способу изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа.The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet and a method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet.
Известный уровень техникиPrior art
В последние годы в области автомобилестроения снижение веса кузова автомобиля является востребованным в значительной степени с точки зрения глобальной охраны окружающей среды, например, для улучшения расхода топлива, направленного на снижение выбросов СO2. Между тем, с точки зрения обеспечения безопасности водителя и пассажиров, кузов автомобиля, очевидно, должен быть более ударостойким. Для того чтобы обеспечить и снижение веса и укрепление кузова автомобиля, обычно применяют упрочнение и снижение толщины до такой степени, чтобы сохранить жесткость стального листа в качестве материала кузова транспортного средства.In recent years, in the field of the automotive industry, reducing the weight of the car body is demanded largely from the point of view of global environmental protection, for example, to improve fuel consumption aimed at reducing CO 2 emissions. Meanwhile, from the point of view of ensuring the safety of the driver and passengers, the car body, obviously, should be more shock resistant. In order to provide both weight reduction and strengthening of the car body, hardening and thickness reduction are usually applied to such an extent as to maintain the rigidity of the steel sheet as the vehicle body material.
Обычно высокопрочный стальной лист является менее пластичным, чем мягкий стальной лист и, таким образом, его трудно формовать штамповкой и т.п. По этой причине также растет спрос на повышенную пластичность стального листа в дополнение к спросу на повышение прочности и уменьшению толщины, как указано выше. Для удовлетворения таких требований была предложена так называемая ТРИП-сталь, получаемая с использованием пластичности, обусловленной превращением (ТРИП явление), при котором гамма-фаза (фаза аустенита) остается стабильной при комнатной температуре, и фаза остаточного аустенита (также обозначаемая как остаточная гамма-фаза) превращается в мартенсит при пластическом формовании или подобном, требующем высокой пластичности (см., например, выложенные заявки JP No 1-230715 и JP No 1-272720).Typically, a high strength steel sheet is less ductile than a soft steel sheet, and thus is difficult to form by stamping or the like. For this reason, there is also a growing demand for increased ductility of steel sheet in addition to the demand for increased strength and reduced thickness, as indicated above. To meet such requirements, the so-called TRIP steel was proposed, obtained using plasticity due to transformation (TRIP phenomenon), in which the gamma phase (austenite phase) remains stable at room temperature, and the residual austenite phase (also referred to as residual gamma phase) turns into martensite during plastic molding or the like, requiring high ductility (see, for example, laid-out applications JP No. 1-230715 and JP No. 1-272720).
Краткое изложение существа изобретенияSummary of the invention
Однако в вышеописанной ТРИП-стали остаточный аустенит, претерпевший превращение, чрезмерно упрочняется при формовании, вызывая тем самым ухудшение способности к деформации при отбортовке.However, in the above-described TRIP steel, the residual austenite undergoing transformation is overly hardened during molding, thereby causing a deterioration in the ability to deform during flanging.
Настоящее изобретение было выполнено в связи с вышеизложенным и целью настоящего изобретения является создание высокопрочного холоднокатаного стального листа с высокой пластичностью и превосходной способностью к деформации при отбортовке и предложение способа изготовления такого высокопрочного холоднокатаного стального листа.The present invention has been made in connection with the foregoing, and an object of the present invention is to provide a high strength cold rolled steel sheet with high ductility and excellent bendability during flanging and to propose a method for manufacturing such a high strength cold rolled steel sheet.
Для решения вышеописанной проблемы авторы настоящего изобретения неоднократно проводили энергичные исследования и в результате установили, что высокопрочный холоднокатаный стальной лист с высокой пластичностью и превосходной способностью к деформации при отбортовке получается регулировкой состава стали и контролированием объемной доли фаз равноосного феррита, мартенсита и остаточного аустенита, и также контролем морфологии фазы остаточного аустенита. Таким образом, авторы настоящего изобретения установили факты, описанные ниже. В настоящем изобретении термин "высокопрочный холоднокатаный стальной лист" относится к стальному листу с пределом прочности TS 590 МПа или более, общим удлинением Е130% или более и степенью раздачи отверстия λ 60% или более.To solve the above problem, the authors of the present invention repeatedly conducted vigorous research and as a result found that a high-strength cold-rolled steel sheet with high ductility and excellent deformation ability during flanging is obtained by adjusting the composition of the steel and controlling the volume fraction of the phases of equiaxed ferrite, martensite and residual austenite, and also control of the morphology of the residual austenite phase. Thus, the authors of the present invention established the facts described below. In the present invention, the term "high-strength cold-rolled steel sheet" refers to a steel sheet with a tensile strength of TS 590 MPa or more, a total elongation of E130% or more and an opening ratio of λ 60% or more.
Для решения вышеописанной проблемы и достижения цели высокопрочный холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения включает в качестве компонентов состава композицию, содержащую в % масс.: 0,06-0,12 С, 0,4-0,8 Si, 1,6-2,0 Mn, 0,01-1,0 Cr, 0,001-0,1 V, 0,05 или менее Р, 0,01 или менее S, 0,01-0,5 растворимого алюминия (sol. Al), 0,005 или меньше N, остальное - железо и неизбежные примеси, причем в структуре металла объемная доля равноосного феррита составляет 50% или более; объемная доля мартенсита составляет 5-15%; объемная доля фазы остаточного аустенита составляет 1-5%; средний размер зерна фазы остаточного аустенита составляет 10 мкм или менее; и отношение сторон фазы (аспектовое отношение) остаточного аустенита составляет 5 или менее; и остальная структура состоит из бейнита или перлита, или обеих структур.To solve the above problems and achieve the goal, the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention includes, as components of the composition, a composition containing in wt%: 0.06-0.12 C, 0.4-0.8 Si, 1.6-2, 0 Mn, 0.01-1.0 Cr, 0.001-0.1 V, 0.05 or less P, 0.01 or less S, 0.01-0.5 soluble aluminum (sol. Al), 0.005 or less than N, the rest is iron and inevitable impurities, moreover, in the metal structure, the volume fraction of equiaxed ferrite is 50% or more; the volume fraction of martensite is 5-15%; the volume fraction of the phase of residual austenite is 1-5%; the average grain size of the residual austenite phase is 10 μm or less; and the phase aspect ratio (aspect ratio) of the residual austenite is 5 or less; and the rest of the structure consists of bainite or perlite, or both structures.
В высокопрочном холоднокатаном стальном листе настоящего изобретения, как указано в вышеописанном изобретении, состав включает, по меньшей мере, один из дополнительно включенных 0,001-0,1 Ti, 0,001-0,1 Nb и 0,001-0,1 Zr, в % масс.In the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, as described in the above invention, the composition includes at least one of the additionally included 0.001-0.1 Ti, 0.001-0.1 Nb and 0.001-0.1 Zr, in% of the mass.
В высокопрочном холоднокатаном стальном листе настоящего изобретения, как указано в вышеописанном изобретении, состав включает, по меньшей мере, один или оба из дополнительно включенных 0,01-0,5 Мо или 0,0001-0,0020 В, в % масс.In the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention, as described in the above invention, the composition includes at least one or both of the additionally included 0.01-0.5 Mo or 0.0001-0.0020 V, in% of the mass.
Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа в соответствии с настоящим изобретением включает горячую прокатку и холодную прокатку исходного стального материала состава, указанного в вышеописанном изобретении; нагрев катаной стали до первого диапазона температур 750-870°С; выдерживание нагретой стали в первом диапазоне температур в течение 10 секунд или более; охлаждение выдержанной стали до температуры 600-700°С со средней скоростью охлаждения 20°С/с или менее; охлаждение охлажденной стали до второго диапазона температур 350-500°С со средней скоростью охлаждения 10°С/с или выше; выдерживание охлажденной стали во втором диапазоне температур в течение 10 секунд или более; и охлаждение выдержанной стали до комнатной температуры.A method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet in accordance with the present invention includes hot rolling and cold rolling of the starting steel material of the composition specified in the above invention; heating of rolled steel to the first temperature range of 750-870 ° C; maintaining heated steel in a first temperature range for 10 seconds or more; cooling aged steel to a temperature of 600-700 ° C with an average cooling rate of 20 ° C / s or less; cooling chilled steel to a second temperature range of 350-500 ° C with an average cooling rate of 10 ° C / s or higher; keeping chilled steel in a second temperature range for 10 seconds or more; and cooling the aged steel to room temperature.
В соответствии с настоящим изобретением можно предложить высокопрочный холоднокатаный стальной лист с высокой пластичностью и превосходной способностью к деформации при отбортовке и способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа.In accordance with the present invention, it is possible to provide a high strength cold rolled steel sheet with high ductility and excellent deformation ability during flanging and a method for manufacturing a high strength cold rolled steel sheet.
Подробное описание предпочтительных осуществленийDETAILED DESCRIPTION OF PREFERRED EMBODIMENTS
Высокопрочный холоднокатаный стальной лист и способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа в соответствии с настоящим изобретением далее будут подробно описаны, исходя из компонентов композиции, структуры металла и способа изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа.A high-strength cold-rolled steel sheet and a method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet in accordance with the present invention will now be described in detail based on the components of the composition, metal structure and method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet.
Во-первых, будут описаны компоненты композиции. В приведенном ниже описании, если не оговорено иное, обозначение "%", представляющее содержание элементов состава стали, относится к "% масс.".First, the components of the composition will be described. In the description below, unless otherwise specified, the designation "%", representing the content of the elements of the steel composition, refers to "% wt.".
Содержание СContent C
Углерод (С) увеличивает прочность стального листа упрочнением фазы мартенсита и вызывает явление ТРИП стабилизацией гамма-фазы при комнатной температуре. Однако достаточный эффект не проявляется, когда содержание С составляет менее 0,06%. В отличие от этого, способность к деформации при отбортовке ухудшается, когда содержание С превышает 0,12%. Это вызвано тем, что высокое содержание С в стали повышает твердость мартенситной фазы и фазы остаточного аустенита после превращения, и эти фазы служат исходными точками трещин при штамповке. Соответственно, содержание С составляет 0,06-0,12%. В целях дальнейшей стабилизации прочности содержание С предпочтительно задается равным 0,08% или более. Для подавления трещин в охлажденной отливке содержание С предпочтительно задают равным 0,10% или менее.Carbon (C) increases the strength of the steel sheet by hardening the martensite phase and causes the TRIP phenomenon to stabilize the gamma phase at room temperature. However, a sufficient effect does not occur when the C content is less than 0.06%. In contrast, the deformability during flanging deteriorates when the C content exceeds 0.12%. This is due to the fact that the high content of C in steel increases the hardness of the martensitic phase and the phase of residual austenite after the transformation, and these phases serve as the starting points of cracking during stamping. Accordingly, the content of C is 0.06-0.12%. In order to further stabilize the strength, the C content is preferably set to 0.08% or more. To suppress cracks in the chilled casting, the C content is preferably set to 0.10% or less.
Содержание SiSi content
Кремний (Si) подавляет образование карбида железа в процессе отжига и, следовательно, увеличение концентрации С в гамма-фазе. Однако достаточный эффект не проявляется, когда содержание Si составляет менее 0,4%. В отличие от этого, когда содержание Si превышает 0,8%, вышеописанный эффект насыщается и также вызывает ухудшение химической обрабатываемости. Соответственно содержание Si составляет 0,4-0,8%. В целях дальнейшего стабильного повышения относительного удлинения содержание Si предпочтительно составляет от 0,5% или более. Для стабилизации химической обрабатываемости содержание Si предпочтительно задают равным 0,6% или менее.Silicon (Si) inhibits the formation of iron carbide during annealing and, consequently, an increase in the concentration of C in the gamma phase. However, a sufficient effect does not occur when the Si content is less than 0.4%. In contrast, when the Si content exceeds 0.8%, the above effect is saturated and also causes a deterioration in chemical workability. Accordingly, the Si content is 0.4-0.8%. In order to further stably increase the elongation, the Si content is preferably from 0.5% or more. To stabilize chemical workability, the Si content is preferably set to 0.6% or less.
Содержание MnMn content
Марганец (Mn) влияет на регулирование объемной доли гамма-фазы и содержание углерода в гамма-фазе до приемлемого значения в процессе отжига и способствует тем самым упрочнению стального листа и вызывает явление ТРИП. Однако когда содержание Mn снижается до менее 1,6%, чрезмерно снижается содержание гамма-фазы, приводящее к снижению прочности, и таким образом не может быть достигнут искомый предел прочности, в частности, TS 590 МПа или более. С другой стороны, когда содержание Mn превышает 2,0%, объемная доля мартенсита увеличивается и, таким образом, предел прочности увеличивается выше необходимого и ухудшается относительное удлинение. Соответственно, содержание Mn составляет 1,6-2,0%.Manganese (Mn) affects the regulation of the volume fraction of the gamma phase and the carbon content in the gamma phase to an acceptable value during the annealing and thereby contributes to the hardening of the steel sheet and causes the TRIP phenomenon. However, when the Mn content is reduced to less than 1.6%, the gamma phase content is excessively reduced, resulting in a decrease in strength, and thus, the desired tensile strength, in particular TS 590 MPa or more, cannot be achieved. On the other hand, when the Mn content exceeds 2.0%, the volume fraction of martensite increases and, thus, the tensile strength increases above the necessary and the elongation deteriorates. Accordingly, the content of Mn is 1.6-2.0%.
Содержание CrCr content
Хром (Cr) снижает скорость образования альфа-фазы (фаза феррита) из гамма-фазы в процессе отжига. В частности, будучи добавленным в виде соединения совместно с ванадием (V), Cr оказывает влияние на стабилизацию количества образующегося мартенсита и остаточного аустенита, независимо от скорости охлаждения после выдержки в процессе отжига. Однако достаточный эффекта не проявляется, когда содержание Cr составляет менее 0,01%. Напротив, когда содержание Cr превышает 1,0%, количество образующегося мартенсита чрезмерно увеличивается и, таким образом, подавляется явление ТРИП. Соответственно, содержание Cr составляет 0,01-1,0%. Для дальнейшего усиления вышеописанного эффекта, содержание Cr предпочтительно составляет 0,5% или более. С точки зрения химической обрабатываемости, содержание Cr предпочтительно составляет 0,7% или менее.Chromium (Cr) reduces the rate of alpha phase formation (ferrite phase) from the gamma phase during annealing. In particular, when added in the form of a compound together with vanadium (V), Cr affects the stabilization of the amount of martensite and residual austenite formed, regardless of the cooling rate after exposure to the annealing process. However, a sufficient effect does not occur when the Cr content is less than 0.01%. On the contrary, when the Cr content exceeds 1.0%, the amount of martensite formed increases excessively and, thus, the TRIP phenomenon is suppressed. Accordingly, the Cr content is 0.01-1.0%. To further enhance the above effect, the Cr content is preferably 0.5% or more. From the point of view of chemical workability, the Cr content is preferably 0.7% or less.
Содержание VContent V
Ванадий(V) является элементом, предназначенным для упрочнения закалкой и образующим карбид в процессе горячей прокатки для упрочнения стали. В частности, будучи добавленным в виде вышеописанного соединения совместно с Cr, V обладает высоким эффектом увеличения прочности. Однако достаточный эффект не проявляется, когда содержание V составляет менее 0,001%. С другой стороны, когда содержание V превышает 0,1%, образующийся карбид укрупняется и таким образом ухудшается относительное удлинение. Соответственно, содержание V задают равным 0,001-0,1%. Для дальнейшего усиления вышеописанного эффекта содержание V предпочтительно составляет 0,04% или более. Для дальнейшего увеличения относительного удлинения содержание V предпочтительно составляет 0,06% или менее.Vanadium (V) is an element designed for hardening by hardening and forming carbide during hot rolling to harden steel. In particular, when added in the form of the above compound together with Cr, V has a high strength increase effect. However, a sufficient effect does not occur when the V content is less than 0.001%. On the other hand, when the V content exceeds 0.1%, the carbide formed is enlarged and thus elongation deteriorates. Accordingly, the content of V is set equal to 0.001-0.1%. To further enhance the above effect, the content of V is preferably 0.04% or more. To further increase the elongation, the V content is preferably 0.06% or less.
Содержание РContent P
Фосфор (Р) является примесью, попадающей из сырья, и вызывает ухудшение прочности точечного сварного шва. При содержании Р, превышающем 0,05%, ухудшение прочности точечного сварного шва становится существенным. Соответственно содержание Р составляет 0,05% или менее. С точки зрения стоимости очистки содержание Р предпочтительно составляет 0,005% или более. Для более эффективного повышения свариваемости методом точечной сварки, содержание Р предпочтительно составляет 0,02% или менее и наиболее предпочтительно 0,01% или менее.Phosphorus (P) is an impurity from raw materials and causes a deterioration in the strength of a spot weld. When the content of P in excess of 0.05%, the deterioration in the strength of the spot weld becomes significant. Accordingly, the content of P is 0.05% or less. From the point of view of the cost of cleaning, the content of P is preferably 0.005% or more. For a more efficient increase in spot weldability, the P content is preferably 0.02% or less, and most preferably 0.01% or less.
Содержание SS content
Сера (S) является примесью, попадающей из сырья, и подобно Р вызывает ухудшение прочности точечного сварного шва. Когда содержание S превышает 0,01%, ухудшение прочности точечного сварного шва становится существенным. Соответственно содержание S составляет 0,01% или менее. С точки зрения стоимости очистки содержание S предпочтительно составляет 0,001% или более. Для более эффективного повышения свариваемости методом точечной сварки, содержание S предпочтительно составляет 0,005% или менее.Sulfur (S) is an impurity from raw materials and, like P, causes a deterioration in the strength of a spot weld. When the S content exceeds 0.01%, the deterioration in the strength of the spot weld becomes significant. Accordingly, the content of S is 0.01% or less. From a purification cost point of view, the S content is preferably 0.001% or more. For a more efficient increase in spot weldability, the S content is preferably 0.005% or less.
Содержание растворимого Al (sol. Al)Soluble Al Content (sol. Al)
Алюминий (Al) является элементом, добавляемым для раскисления в процессе производства стали. Достаточный эффект раскисления не проявляется, когда содержание растворимого алюминия (sol. Al) составляет менее 0,01%. С другой стороны, когда содержание sol. Al превышает 0,5%, вышеописанный эффект насыщается и также обуславливает увеличение производственных затрат. Соответственно содержание sol. Al составляет 0,01-0,5%. Для того чтобы примесь N сделать безвредной, содержание sol. Al предпочтительно составляет 0,03% или более. Когда содержание sol. Al составляет 0,1% или более, существует опасение относительно ухудшения литейных качеств при непрерывной разливке. Таким образом, содержание sol. Al предпочтительно составляет менее 0,1%.Aluminum (Al) is an element added for deoxidation in the steelmaking process. A sufficient deoxidation effect does not occur when the content of soluble aluminum (sol. Al) is less than 0.01%. On the other hand, when the content of sol. Al exceeds 0.5%, the above effect is saturated and also causes an increase in production costs. Accordingly, the content of sol. Al is 0.01-0.5%. In order to make the impurity N harmless, the content of sol. Al is preferably 0.03% or more. When the content is sol. Al is 0.1% or more, there is concern about deterioration in casting quality during continuous casting. Thus, the content of sol. Al is preferably less than 0.1%.
Содержание NContent N
Азот (N) является примесью и ухудшает относительное удлинение и характеристики сопротивления старения. Когда содержание N превышает 0,005%, ухудшение вышеуказанных характеристик становится существенным. Соответственно содержание N составляет 0,005% или менее. С точки зрения стоимости очистки, содержание N предпочтительно составляет 0,001% или более. Для стабилизации относительного удлинения содержание N предпочтительно составляет 0,004% или менее.Nitrogen (N) is an impurity and impairs elongation and aging resistance characteristics. When the N content exceeds 0.005%, the deterioration of the above characteristics becomes significant. Accordingly, the N content is 0.005% or less. From the point of view of the cost of cleaning, the content of N is preferably 0.001% or more. To stabilize the elongation, the N content is preferably 0.004% or less.
Содержание Ti, Nb и ZrThe content of Ti, Nb and Zr
Титан (Ti), ниобий (Nb) и цирконий (Zr) являются элементами, служащими для дисперсионного упрочнения, и вызывают образование карбида в процессе горячей прокатки для повышения прочности. Достаточный эффект не проявляется, когда содержание каждого из Ti, Nb и Zr составляет менее 0,001%. С другой стороны, чрезмерное добавление Ti, Nb, или Zr до уровня более 0,1% вызывает укрупнение образующегося карбида, приводящее к ухудшению относительного удлинения. Соответственно, если добавляют Ti, Nb или Zr, их содержание составляет 0,001-0,1%. В целях дальнейшего увеличения эффекта повышения прочности, содержание каждого из Ti, Nb и Zr предпочтительно составляет 0,01% или более. Для подавления снижения относительного удлинения, содержание каждого из Ti, Nb и Zr предпочтительно составляет 0,05% или менее.Titanium (Ti), niobium (Nb) and zirconium (Zr) are elements used for dispersion hardening, and cause the formation of carbide during hot rolling to increase strength. A sufficient effect does not occur when the content of each of Ti, Nb and Zr is less than 0.001%. On the other hand, excessive addition of Ti, Nb, or Zr to a level of more than 0.1% causes coarsening of the resulting carbide, leading to a deterioration in elongation. Accordingly, if Ti, Nb or Zr is added, their content is 0.001-0.1%. In order to further increase the effect of increasing strength, the content of each of Ti, Nb and Zr is preferably 0.01% or more. To suppress the reduction in elongation, the content of each of Ti, Nb and Zr is preferably 0.05% or less.
Содержание Мо и ВMo and B content
Молибден (Мо) и бор (В) снижают скорость образования альфа-фазы из гамма-фазы в процессе отжига и также оказывают влияние на стабилизацию количества образующихся мартенсита и остаточного аустенита, независимо от скорости охлаждения после выдержки в процессе отжига. Однако достаточный эффект не проявляется, когда содержание Мо составляет менее 0,01%. С другой стороны, когда содержание Мо превышает 0,5%, количество образующегося мартенсита чрезмерно увеличивается и таким образом подавляется явление ТРИП. Что касается В, достаточный вышеописанный эффект не проявляется, когда содержание В составляет менее 0,0001%. С другой стороны, когда содержание В превышает 0,0020%, количество образующегося мартенсита чрезмерно увеличивается и таким образом подавляется явление ТРИП. Соответственно содержание Мо, если он добавлен, составляет 0,01-0,5% или менее, в то время как содержание В, если он добавлен, составляет 0,0001-0,0020%.Molybdenum (Mo) and boron (B) reduce the rate of formation of the alpha phase from the gamma phase during annealing and also affect the stabilization of the amount of martensite and residual austenite formed, regardless of the cooling rate after exposure to the annealing process. However, a sufficient effect does not occur when the Mo content is less than 0.01%. On the other hand, when the Mo content exceeds 0.5%, the amount of martensite formed is excessively increased and thus the TRIP phenomenon is suppressed. As regards B, a sufficient effect described above does not occur when the content of B is less than 0.0001%. On the other hand, when the content of B exceeds 0.0020%, the amount of martensite formed is excessively increased and thus the TRIP phenomenon is suppressed. Accordingly, the Mo content, if added, is 0.01-0.5% or less, while the B content, if added, is 0.0001-0.0020%.
Остальное, за исключением компонентов, содержание которых описано выше, состоит из железа (Fe) и неизбежных примесей. Включение компонентов, иных, чем описано выше, не исключено, пока такое включение не ухудшает эффект настоящего изобретения.The rest, with the exception of the components whose contents are described above, consists of iron (Fe) and inevitable impurities. The inclusion of components other than those described above is not excluded, as long as such inclusion does not worsen the effect of the present invention.
Далее будет описана структура металла. В настоящем изобретении, в структуре металла, полигональный феррит, мартенсит, остаточный аустенит, бейнит и перлит также может называться фазой равноосного феррита, фазой мартенсита, фазой остаточного аустенита, фазой бейнита, фазой перлита соответственно.Next, a metal structure will be described. In the present invention, in the metal structure, polygonal ferrite, martensite, residual austenite, bainite and perlite can also be called the equiaxed ferrite phase, martensite phase, residual austenite phase, bainite phase, perlite phase, respectively.
Объемная доля полигонального ферритаVolume fraction of polygonal ferrite
Полигональный феррит является очень пластичным и обладает эффектом улучшения относительного удлинения при достижении композитной структуры. Однако достаточный эффект не проявляется, когда объемная доля равноосного феррита составляет менее 50%. Соответственно объемная доля равноосного феррита составляет 50% или более. Объемная доля равноосного феррита может быть измерена путем зеркальной полировки и последующего травления поперечного сечения стального листа и затем применением обработки и анализа изображений для исследования изображения, полученного с использованием, например, сканирующего электронного микроскопа (SEM).Polygonal ferrite is very ductile and has the effect of improving elongation when the composite structure is achieved. However, a sufficient effect does not occur when the volume fraction of equiaxed ferrite is less than 50%. Accordingly, the volume fraction of equiaxial ferrite is 50% or more. The volume fraction of equiaxed ferrite can be measured by mirror polishing and subsequent etching of the cross section of the steel sheet and then using image processing and analysis to examine the image obtained using, for example, a scanning electron microscope (SEM).
Объемная доля мартенситаVolume fraction of martensite
Мартенсит является важной структурой для увеличения прочности. Достаточный уровень прочности не получается, когда объемная доля мартенсита составляет менее 5%. С другой стороны, когда объемная доля мартенсита превышает 15%, относительное удлинение и способность к деформации при отбортовке ухудшаются. Соответственно объемная доля мартенсита составляет 5-15%. Следует отметить, что термин "мартенсит" включает мартенсит отпуска.Martensite is an important structure for increasing strength. A sufficient strength level is not obtained when the volume fraction of martensite is less than 5%. On the other hand, when the volume fraction of martensite exceeds 15%, elongation and deformation ability during flanging deteriorate. Accordingly, the volume fraction of martensite is 5-15%. It should be noted that the term "martensite" includes vacation martensite.
Объемная доля фазы остаточного аустенитаVolume fraction of residual austenite phase
Фаза остаточного аустенита имеет важное значение для проявления ТРИП явления. Достаточный эффект проявления ТРИП явления отсутствует, когда объемная доля фазы остаточного аустенита составляет менее 1%. С другой стороны, когда объемная доля фазы остаточного аустенита превышает 5%, превращенный остаточный аустенит служит исходной точкой образования трещин при штамповке и, следовательно, ухудшает способность к деформации при отбортовке. Соответственно объемная доля фазы остаточного аустенита составляет 1-5%. Объемная доля фазы остаточного аустенита может быть определена зеркальной полировкой поперечного сечения стального листа и затем с использованием SEM-EBSD метода.The residual austenite phase is important for the manifestation of the TRIP phenomenon. A sufficient effect of the manifestation of the TRIP phenomenon is absent when the volume fraction of the phase of residual austenite is less than 1%. On the other hand, when the volume fraction of the residual austenite phase exceeds 5%, the converted residual austenite serves as the starting point for cracking during stamping and, therefore, impairs the ability to deform during flanging. Accordingly, the volume fraction of the residual austenite phase is 1-5%. The volume fraction of the residual austenite phase can be determined by mirror polishing the cross section of the steel sheet and then using the SEM-EBSD method.
Средний размер зерна фазы остаточного аустенитаThe average grain size of the phase of residual austenite
Когда размер кристаллического зерна остаточного аустенита является большим, часть зерна большого размера превращенного остаточного аустенита служит исходной точкой образования трещин при штамповке и, следовательно, ухудшает способность к деформации при отбортовке. Соответственно средний размер зерна фазы остаточного аустенита составляет 10 мкм или менее. Средний размер зерна фазы остаточного аустенита может быть определен зеркальной полировкой поперечного сечения стального листа и затем с использованием SEM-EBSD метода.When the crystalline grain size of the residual austenite is large, a portion of the large grain size of the converted residual austenite serves as a starting point for cracking during stamping and, therefore, impairs the ability to deform during flanging. Accordingly, the average grain size of the residual austenite phase is 10 μm or less. The average grain size of the residual austenite phase can be determined by mirror polishing the cross section of the steel sheet and then using the SEM-EBSD method.
Отношение сторон (аспектовое отношение) фазы остаточного аустенитаAspect ratio (aspect ratio) of the residual austenite phase
Когда соотношение сторон фазы остаточного аустенита является большим, может возникнуть концентрация напряжений в непосредственной близости от остаточного аустенита, который превращается при штамповке, и может служить в качестве исходной точки образования трещин, ухудшая тем самым способность к деформации при отбортовке. Соответственно, отношение сторон фазы остаточного аустенита составляет 5 или менее. Отношение сторон фазы остаточного аустенита может быть определено зеркальной полировкой поперечного сечения стального листа и затем с использованием SEM-EBSD метода.When the aspect ratio of the residual austenite phase is large, stress concentration can occur in the immediate vicinity of the residual austenite, which is transformed by stamping, and can serve as a starting point for cracking, thereby impairing the ability to deform during flanging. Accordingly, the aspect ratio of the residual austenite phase is 5 or less. The aspect ratio of the residual austenite phase can be determined by mirror polishing the cross section of the steel sheet and then using the SEM-EBSD method.
Остальная структура, отличная от структуры металла, представленной выше, состоит из бейнита или перлита, или из обеих структур. Бейнит является структурой, включающей бейнитный феррит и тонкодисперсный карбид. Перлит представляет собой слоистую структуру феррита и цементита.The rest of the structure, different from the metal structure presented above, consists of bainite or perlite, or both structures. Bainite is a structure including bainitic ferrite and finely divided carbide. Perlite is a layered structure of ferrite and cementite.
В настоящем изобретении вышеописанная структура стали вышеописанного состава регулируется так, чтобы получать высокопрочный холоднокатаный стальной лист с высокой пластичностью и превосходной способностью к деформации при отбортовке. Далее будет описано осуществление способа получения такого высокопрочного холоднокатаного стального листа.In the present invention, the above-described steel structure of the above composition is adjusted so as to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet with high ductility and excellent bending ability. Next will be described the implementation of the method of obtaining such a high-strength cold-rolled steel sheet.
В настоящем способе изготовления стальной сляб (исходный материал стали), полученный непрерывным литьем или изготовлением слитков и имеющий вышеописанный состав, подвергают горячей прокатке (процесс горячей прокатки) и процессу намотки и холодной прокатки для получения стальной полосы, которую затем термически обрабатывают (процесс отжига). В частности, в процессе отжига стальную полосу сначала нагревают до температуры 750-870°С (процесс нагрева), выдерживают в этом диапазоне температур в течение 10 секунд или более (процесс выдержки), затем охлаждают до температуры 600-700°С со средней скоростью охлаждения 20°С/с или менее (процесс первичного охлаждения), затем охлаждают до температуры 350-500°С со средней скоростью охлаждения 10% или более (процесс вторичного охлаждения) и выдерживают в этом диапазоне температур в течение 10 секунд или более (процесс выдерживания после процесса вторичного охлаждения). После вышеописанной термической обработки стальную полосу охлаждают до комнатной температуры. При данном способе изготовления получается высокопрочный холоднокатаный стальной лист с высокой пластичностью и превосходной способностью к деформации при отбортовке.In the present method of manufacturing a steel slab (steel starting material) obtained by continuous casting or manufacturing of ingots and having the composition described above, is subjected to hot rolling (hot rolling process) and a winding and cold rolling process to obtain a steel strip, which is then heat treated (annealing process) . In particular, during the annealing process, the steel strip is first heated to a temperature of 750-870 ° C (heating process), kept in this temperature range for 10 seconds or more (aging process), then cooled to a temperature of 600-700 ° C at an average speed cooling 20 ° C / s or less (primary cooling process), then cooled to a temperature of 350-500 ° C with an average cooling rate of 10% or more (secondary cooling process) and kept in this temperature range for 10 seconds or more (process holding after the process again on cooling). After the above heat treatment, the steel strip is cooled to room temperature. With this manufacturing method, a high-strength cold-rolled steel sheet with high ductility and excellent deformation ability during flanging is obtained.
Процесс горячей прокаткиHot rolling process
В процессе горячей прокатки стальную плиту вышеописанного состава непосредственно подвергают горячей прокатке или горячей прокатке после однократного охлаждения и повторного нагрева. Окончательная температура прокатки в горячей прокатке предпочтительно является Ar3 точкой превращения или выше и 890°С или ниже. Это делается с целью создания мелкозернистой структуры после горячей прокатки для увеличения скорости растворения карбида на стадии отжига и также для стабилизации гамма-фазы.In the hot rolling process, the steel plate of the above composition is directly subjected to hot rolling or hot rolling after a single cooling and reheating. The final rolling temperature in hot rolling is preferably Ar3 conversion point or higher and 890 ° C or lower. This is done in order to create a fine-grained structure after hot rolling to increase the dissolution rate of carbide at the annealing stage and also to stabilize the gamma phase.
Процесс намоткиWinding process
В последующем процессе намотки, горячекатаный лист, полученный таким образом, охлаждают и затем наматывают. Температура намотки предпочтительно составляет 610°С или менее. Это делается с целью создания мелкозернистой структуры для увеличения скорости растворения карбидов на стадии отжига и также для стабилизации гамма-фазы.In the subsequent winding process, the hot-rolled sheet thus obtained is cooled and then wound. The winding temperature is preferably 610 ° C. or less. This is done in order to create a fine-grained structure to increase the dissolution rate of carbides at the annealing stage and also to stabilize the gamma phase.
Процесс холодной прокаткиCold rolling process
В процессе последующей холодной прокатки холодную прокатку проводят для получения желательной толщины листа. Степень обжатия при холодной прокатке предпочтительно составляет 40% или более. Это делается с целью создания мелкозернистой структуры для увеличения скорости растворения карбида на стадии отжига и также для стабилизации гамма-фазы. Для удаления окалины (оксидная пленка) с поверхности стального листа может быть применено декапирование (процесс декапирования) стального листа после процесса намотки и перед процессом холодной прокатки.In the subsequent cold rolling process, cold rolling is carried out to obtain the desired sheet thickness. The degree of compression during cold rolling is preferably 40% or more. This is done in order to create a fine-grained structure to increase the dissolution rate of carbide at the annealing stage and also to stabilize the gamma phase. To remove the scale (oxide film) from the surface of the steel sheet, decapitation (the process of decapitation) of the steel sheet can be applied after the winding process and before the cold rolling process.
Процесс нагрева/выдержкиHeating / aging process
В процессе нагрева/выдержки, когда температура нагрева или выдержки не превышает 750°С, не образуется достаточного количества гамма-фазы, что приводит к снижению прочности. В отличие от этого, когда температура нагрева или выдержки превышает 870°С, гамма-фаза становится однофазной и структура таким образом укрупняется, ухудшая тем самым относительное удлинение. Соответственно температуру нагрева и выдержки устанавливают в диапазоне температур 750-870°С. С точки зрения стабильности изготовления температура предпочтительно составляет 800-830°С. В процессе выдержки время выдерживания при температуре выдержки (время выдержки) устанавливают равным 10 секундам или более. Это потому, что, когда время выдержки составляет менее 10 секунд, не образуется достаточное количество гамма-фазы и таким образом снижается прочность.During heating / holding, when the heating or holding temperature does not exceed 750 ° C, not enough gamma phase is formed, which leads to a decrease in strength. In contrast, when the heating or holding temperature exceeds 870 ° C, the gamma phase becomes single-phase and the structure thus coarsens, thereby deteriorating elongation. Accordingly, the heating and holding temperatures are set in the temperature range 750-870 ° C. From the point of view of manufacturing stability, the temperature is preferably 800-830 ° C. During the holding process, the holding time at the holding temperature (holding time) is set to 10 seconds or more. This is because when the exposure time is less than 10 seconds, not enough gamma phase is formed and thus the strength is reduced.
Процесс первичного охлажденияPrimary cooling process
Охлаждение в процессе первичного охлаждения способствует образованию альфа-фазы и повышает содержание углерода в гамма-фазе для облегчения ТРИП эффекта. Во время процесса первичного охлаждения, когда скорость охлаждения (скорость первичного охлаждения) превышает 20°С/с, достаточный эффект не проявляется и таким образом пластичность уменьшается. Соответственно охлаждение в процессе первичного охлаждения проводят до температуры 600-700°С со средней скоростью охлаждения 20°С/с или менее.The cooling during the primary cooling process promotes the formation of the alpha phase and increases the carbon content in the gamma phase to facilitate the TRIP effect. During the primary cooling process, when the cooling rate (primary cooling rate) exceeds 20 ° C / s, a sufficient effect is not manifested and thus the ductility decreases. Accordingly, cooling during the primary cooling process is carried out to a temperature of 600-700 ° C with an average cooling rate of 20 ° C / s or less.
Процесс вторичного охлажденияSecondary cooling process
Охлаждение в процессе вторичного охлаждения подавляет образование фазы перлита. Образование фазы перлита ухудшает прочность и также уменьшает количество образующейся гамма-фазы, таким образом ухудшая относительное удлинение. Соответственно охлаждение в процессе вторичного охлаждения проводят до температуры 350-500°С со средней скоростью охлаждения 10°С/с или более.Cooling during secondary cooling inhibits the formation of a perlite phase. The formation of a perlite phase degrades the strength and also reduces the amount of gamma phase formed, thereby impairing the elongation. Accordingly, cooling during secondary cooling is carried out to a temperature of 350-500 ° C with an average cooling rate of 10 ° C / s or more.
Процесс выдерживания после вторичного охлажденияThe aging process after secondary cooling
В последующем процессе выдерживания после вторичного охлаждения образуется фаза бейнита и таким образом стабилизируется остаточная гамма-фаза. Таким образом может быть облегчено ТРИП явление и таким образом может быть увеличена пластичность стального листа. В процессе выдерживания после вторичного охлаждения время поддержания температуры в процессе вторичного охлаждения при температуре 350-500°С (время выдерживания) составляет 10 секунд или более. Это потому, что, когда время выдерживания составляет менее 10 секунд, не проявляется достаточный вышеописанный эффект, таким образом, относительное удлинение ухудшается.In the subsequent aging process after secondary cooling, a bainite phase is formed and thus the residual gamma phase is stabilized. In this way, the TRIP phenomenon can be facilitated, and thus the ductility of the steel sheet can be increased. In the aging process after secondary cooling, the temperature maintenance time in the secondary cooling process at a temperature of 350-500 ° C. (aging time) is 10 seconds or more. This is because when the holding time is less than 10 seconds, the sufficient effect described above does not appear, thus, the elongation is deteriorated.
После завершения процесс выдерживания после вторичного охлаждения проводят охлаждение до комнатной температуры и затем предпочтительно проводят дрессировку для предотвращения соответствующего пределу текучести удлинения. Дрессировку предпочтительно проводят с коэффициентом вытяжки 0,1-1,0%. На поверхность полученного стального листа при необходимости может быть нанесено электролитическое покрытие, проведено горячее цинкование, нанесено твердое смазочное покрытие и т.п.After completion, the aging process after secondary cooling is cooled to room temperature, and then training is preferably carried out to prevent elongation corresponding to the yield strength. Training is preferably carried out with a coefficient of extraction of 0.1-1.0%. If necessary, an electrolytic coating can be applied to the surface of the obtained steel sheet, hot-dip galvanized, a solid lubricant coating, etc. can be applied.
Далее будут описаны примеры настоящего изобретения. Таблица 1 иллюстрирует состав (в % масс.) химических компонентов стали примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров, выступающих в качестве образцов в настоящих примерах. Следует отметить, что таблица 1 представляет подчеркнутым каждое значение вне объема притязаний настоящего изобретения. Также следует отметить, что аббревиатура "сл" в таблице 1 означает следовые количества элемента.Next, examples of the present invention will be described. Table 1 illustrates the composition (in wt.%) Of the chemical components of the steel examples of the present invention and comparative examples serving as samples in the present examples. It should be noted that table 1 represents underlined each value outside the scope of the claims of the present invention. It should also be noted that the abbreviation “sl” in table 1 means trace amounts of an element.
Пример 1Example 1
В примере 1 плавят и отливают стальной слиток химического состава, представленного в таблице 1. Отлитую таким образом сталь сначала нагревают до 1250°С и проводят горячую прокатку до толщины 2,8 мм. Температура на выходной стороне последнего прохода при горячей прокатке составляет 860°С. Затем после охлаждения со средней скоростью охлаждения 20°С/с моделируют намотку стального листа при температуре 600°С и после выдерживания в течение одного часа медленно охлаждают в печи. Затем стальной лист декапируют и подвергают холодной прокатке до толщины 1,2 мм и затем закаливают для моделирования непрерывного отжига. При этой закалке стальной лист нагревают до 810°С со средней скоростью нагрева 20°С/с, и выдерживают при этой температуре в течение 300 секунд. Затем стальной лист охлаждают до 700°С со средней скоростью охлаждения 10°С/с, затем продолжают охлаждение до 400°С со средней скоростью охлаждения 15°С/с и выдерживают при этой температуре в течение 480 секунд. Затем стальной лист охлаждают до комнатной температуры и после этого подвергают дрессировке с коэффициентом вытяжки 0,3%.In Example 1, a steel ingot of the chemical composition shown in Table 1 is melted and cast. The steel thus cast is first heated to 1250 ° C and hot rolled to a thickness of 2.8 mm. The temperature at the exit side of the last pass during hot rolling is 860 ° C. Then, after cooling with an average cooling rate of 20 ° C / s, the winding of a steel sheet is simulated at a temperature of 600 ° C and after aging for one hour, it is slowly cooled in an oven. The steel sheet is then decapitated and cold rolled to a thickness of 1.2 mm and then quenched to simulate continuous annealing. With this hardening, the steel sheet is heated to 810 ° C with an average heating rate of 20 ° C / s, and maintained at this temperature for 300 seconds. Then the steel sheet is cooled to 700 ° C with an average cooling rate of 10 ° C / s, then cooling is continued to 400 ° C with an average cooling rate of 15 ° C / s and kept at this temperature for 480 seconds. Then the steel sheet is cooled to room temperature and then subjected to training with a drawing coefficient of 0.3%.
Затем каждый из стальных листов, полученных как описано выше, используют в качестве образца для определения объемной доли равноосного феррита, объемной доли мартенсита, объемной доли, среднего размера зерна и отношения сторон фазы остаточного аустенита и типа остаточной структуры, а также для оценки свойств образца, то есть характеристики предела прочности при растяжении, степени раздачи отверстия, химической обрабатываемости. Таблица 2 представляет результаты из полученных данных и оценки. Следует отметить, что в графе "остаточная структура" таблицы 2, В означает бейнит и Р означает перлит. Также следует отметить, что в таблице 2, значения, не входящие в объем притязаний настоящего изобретения, и значения, не относящиеся к превосходным свойствам, выделены подчеркиванием.Then, each of the steel sheets obtained as described above is used as a sample to determine the volume fraction of equiaxed ferrite, volume fraction of martensite, volume fraction, average grain size and aspect ratio of the residual austenite phase and the type of residual structure, as well as to evaluate the properties of the sample, that is, characteristics of tensile strength, degree of distribution of the hole, chemical workability. Table 2 presents the results of the data obtained and estimates. It should be noted that in the column "residual structure" of table 2, B means bainite and P means perlite. It should also be noted that in table 2, values not included in the scope of the claims of the present invention and values not related to excellent properties are underlined.
Далее структуру металла определяют следующим образом. Поперечное сечение, получаемое отрезанием образца параллельно направлению прокатки, зеркально полируют и травят 3% раствором ниталя и затем фотографируют с увеличением 1000 с помощью SEM (JSM-840F) производства ООО JSOL для получения изображений, по которым измеряют объемную долю равноосного феррита и мартенсита как среднее из трех полей зрения (1000 точек измерения для каждого поля зрения), используя метод счета точек (см. Sakuma, Taketo and Nishizawa, Taiji, Quantitative Metallography, The Journal of the Japan Institute of Metals, 10 (1971), 279). В то же время определяют бейнит и перлит. Вышеописанный пример используют для получения изображений фотографированием с увеличением 10000 с использованием SEM (JSM-70Q1FA) производства JEOL Ltd. и прибора EBSD (VE1000SIT) производства TSL Solutions, из 10 полей зрения полученного изображения, измеряют с помощью прилагаемого программного обеспечения OIM Version 5 объемную долю, средний размер зерна и отношение сторон фазы остаточного аустенита. Объемную долю фазы остаточного аустенита определяют измерением доли аустенита с помощью функции Phase Map программного обеспечения. Средний размер зерна фазы аустенита получают с помощью функции Gain Chart программного обеспечения. Длинные и короткие диаметры всех диаметров кристаллического зерна аустенита измеряют на том же изображении, и отношение сторон фазы остаточного аустенита получают как среднее значение отношений (длинный диаметр/короткий диаметр).Next, the metal structure is determined as follows. The cross section obtained by cutting the sample parallel to the rolling direction is polished and etched with a 3% nital solution and then photographed with a magnification of 1000 using SEM (JSM-840F) manufactured by JSOL LLC to obtain images by which the volume fraction of equiaxed ferrite and martensite is measured as the average from three fields of view (1000 measurement points for each field of view) using the point counting method (see Sakuma, Taketo and Nishizawa, Taiji, Quantitative Metallography, The Journal of the Japan Institute of Metals, 10 (1971), 279). At the same time, bainite and perlite are determined. The above example is used to obtain images by photographing with a magnification of 10,000 using SEM (JSM-70Q1FA) manufactured by JEOL Ltd. and EBSD (VE1000SIT) manufactured by TSL Solutions, from 10 fields of view of the obtained image, measure the volume fraction, average grain size and aspect ratio of the residual austenite using the supplied OIM Version 5 software. The volume fraction of the residual austenite phase is determined by measuring the austenite fraction using the Phase Map function of the software. The average grain size of the austenite phase is obtained using the Gain Chart software function. The long and short diameters of all diameters of crystalline austenite grains are measured in the same image, and the aspect ratio of the residual austenite phase is obtained as the average of the ratios (long diameter / short diameter).
Что касается характеристик предела прочности при растяжении, испытание на растяжение проводят в соответствии с JIS Z 2241 (1998) с использованием JIS No 5 образца (JIS Z 2201), отобранного так, чтобы направление напряжения совпадало с направлением, перпендикулярным направлению прокатки стального листа, и измеряют и оценивают предел текучести YP, предел прочности TS и общее удлинение Е1. Степень раздачи отверстия λ (%) является критерием оценки способности к деформации при отбортовке, и здесь оценивают проведением теста раздачи отверстия в соответствии со стандартом Японской федерации черной металлургии JFST1001-1996. Что касается химической обрабатываемости, образец для химической обработки обезжиривают коммерчески доступным жидким щелочным обезжиривающим средством (Fine Cleaner FC-E2001 производства Nihon Parkerizing Co., Ltd.) и затем погружают в жидкость кондиционирования поверхности (PL-ZTH производства Nihon Parkerizing Co., Ltd.). Затем образец погружают в фосфатирующее средство (Palbond PB-L3080 производства Nihon Parkerizing Co., Ltd.) при температуре ванны 43°С и времени обработки 120 секунд, и получают SEM изображение с использованием SEM (JEM-840F) производства JEOL Ltd. и анализируют визуально. Таким образом оценивают плотность химически обработанного кристаллического зерна. Здесь химическую обрабатываемость оценивают тремя уровнями следующим образом. Если коэффициент покрытия химически обработанных зерен кристалла не равен 100%, дают оценку "ПЛОХОЕ". Если коэффициент покрытия составляет 100%, кристаллическое зерно химически обработано неравномерно и максимальный размер зерна превышает 4 мкм, дают оценку "УДОВЛЕТВОРИТЕЛЬНОЕ". Если коэффициент покрытия составляет 100%, кристаллическое зерно химически обработано равномерно и максимальный размер зерна составляет 4 мкм или менее, дают оценку "ХОРОШЕЕ". Оценку "УДОВЛЕТВОРИТЕЛЬНОЕ" или "ХОРОШЕЕ" рассматривают как хорошее.Regarding the characteristics of the tensile strength, the tensile test is carried out in accordance with JIS Z 2241 (1998) using JIS No. 5 sample (JIS Z 2201), selected so that the direction of stress coincides with the direction perpendicular to the direction of rolling of the steel sheet, and measure and evaluate the yield strength YP, tensile strength TS and total elongation E1. The degree of distribution of the hole λ (%) is a criterion for assessing the ability to deform during flanging, and here they evaluate it by conducting a test of the distribution of the hole in accordance with the standard of the Japanese Steel Federation JFST1001-1996. Regarding chemical workability, the chemical treatment sample is degreased with a commercially available liquid alkaline degreasing agent (Fine Cleaner FC-E2001 manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd.) and then immersed in a surface conditioning liquid (PL-ZTH manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd. ) The sample was then immersed in a phosphating agent (Palbond PB-L3080 manufactured by Nihon Parkerizing Co., Ltd.) at a bath temperature of 43 ° C. and a processing time of 120 seconds, and a SEM image was obtained using a SEM (JEM-840F) manufactured by JEOL Ltd. and analyze visually. In this way, the density of the chemically treated crystalline grain is estimated. Here, chemical workability is evaluated in three levels as follows. If the coating coefficient of chemically treated crystal grains is not 100%, give a rating of “BAD”. If the coating coefficient is 100%, the crystalline grain is chemically treated unevenly and the maximum grain size exceeds 4 microns, give a rating of "SATISFACTORY". If the coating coefficient is 100%, the crystalline grain is chemically treated uniformly and the maximum grain size is 4 μm or less, give a rating of "GOOD". A rating of "SATISFACTORY" or "GOOD" is considered good.
Как показано в таблице 2, в примерах настоящего изобретения хорошие оценки получены и для характеристик предела прочности при растяжении и степени раздачи отверстия. В частности, во всех примерах настоящего изобретения предел прочности TS составляет 590 МПа или более, общее удлинение Е1 составляет 30% или более, и степень раздачи отверстия λ составляет 60% или более, обеспечивая таким образом хорошую оценку. Хорошая оценка получена и для химической обрабатываемости.As shown in table 2, in the examples of the present invention, good estimates are obtained for the characteristics of the tensile strength and the degree of distribution of the hole. In particular, in all examples of the present invention, the tensile strength TS is 590 MPa or more, the total elongation E1 is 30% or more, and the degree of distribution of the hole λ is 60% or more, thus providing a good grade. Good marks have been obtained for chemical workability.
Напротив, в сравнительных примерах хорошая оценка не получена для одного или нескольких свойств по характеристикам предела прочности при растяжении, степени раздачи отверстия и химической обрабатываемости. Например, у стального листа 1 низкий предел прочности TS, соответственно, низкая прочность. Считается, что это из-за низкого содержания С в стали и, соответственно, низкой объемной доли мартенсита. У стального листа 5 низкое общее удлинение Е1 и также низкая степень раздачи отверстия L. Считается, что это из-за высокого содержания С в стали и таким образом низкой объемной доли равноосного феррита, в то время как объемная доля мартенсита является высокой. У стального листа 6 низкое общее удлинение Е1. Считается, что это происходит из-за низкого содержания Si в стали и таким образом низкой объемной доли фазы остаточного аустенита. У стального листа 9 низкая степень раздачи отверстия X и низкая химическая обрабатываемость. Считается, что это происходит из-за высокого содержания Si в стали и таким образом высокой объемной доли фазы остаточного аустенита. У стального листа 10 низкий предел прочности TS. Считается, что это происходит из-за низкого содержания Mn и Cr в стали и таким образом низкой объемной доли мартенсита. У стального листа 13 низкое общее удлинение Е1. Считается, что это происходит из-за высокого содержания Mn в стали и таким образом низкой объемной доли равноосного феррита. У стального листа 15 низкий предел прочности TS. Считается, что это происходит из-за низкого содержания V в стали и таким образом низкой объемной доли мартенсита.In contrast, in comparative examples, a good estimate was not obtained for one or more of the characteristics of the tensile strength, the degree of distribution of the hole and chemical workability. For example, steel sheet 1 has a low tensile strength TS, respectively, low strength. It is believed that this is due to the low content of C in steel and, accordingly, the low volume fraction of martensite. The steel sheet 5 has a low overall elongation E1 and also a low degree of distribution of the hole L. It is believed that this is due to the high C content in the steel and thus the low volume fraction of equiaxed ferrite, while the volume fraction of martensite is high. Steel sheet 6 has a low overall elongation E1. This is believed to be due to the low Si content in the steel and thus the low volume fraction of the residual austenite phase. The steel sheet 9 has a low degree of distribution of hole X and low chemical workability. This is believed to be due to the high Si content in the steel and thus the high volume fraction of the residual austenite phase. Steel sheet 10 has a low tensile strength TS. It is believed that this is due to the low content of Mn and Cr in the steel and thus the low volume fraction of martensite. The steel sheet 13 has a low overall elongation E1. It is believed that this is due to the high Mn content in steel and thus the low volume fraction of equiaxed ferrite. Steel sheet 15 has a low tensile strength TS. It is believed that this is due to the low V content in steel and thus the low volume fraction of martensite.
Пример 2Example 2
Таблица 3 иллюстрирует условия изготовления стального листа примеров настоящего изобретения и сравнительных примеров в примере 2. Следует отметить, что в таблице 3 каждое значение, не входящие в объем притязаний настоящего изобретения, представлено подчеркиванием.Table 3 illustrates the manufacturing conditions of the steel sheet of the examples of the present invention and comparative examples in example 2. It should be noted that in table 3 each value not included in the scope of the claims of the present invention is represented by underlining.
В примере 2 плавят и отливают стальные слитки химического состава, представленного в таблице 1. Отлитую таким образом сталь сначала нагревают до 1250°С и проводят горячую прокатку. Температура на выходной стороне последнего прохода при горячей прокатке составляет 870°С (толщина горячекатаного листа составляет 2,8 мм). Затем после охлаждения со средней скоростью охлаждения 20°С/с моделируют намотку стального листа в соответствии с условиями горячей прокатки, представленными в таблице 3, и после выдерживания в течение одного часа медленно охлаждают в печи. Затем стальной лист подвергают холодной прокатке до толщины 1,2 мм и затем закаливают для моделирования непрерывного отжига в соответствии с условиями отжига, представленными в таблице 3. Затем стальной лист охлаждают до комнатной температуры и после этого подвергают дрессировке с коэффициентом вытяжки 0,3%.In Example 2, steel ingots of the chemical composition shown in Table 1 are melted and cast. The steel thus cast is first heated to 1250 ° C. and hot rolled. The temperature at the exit side of the last pass during hot rolling is 870 ° C (the thickness of the hot-rolled sheet is 2.8 mm). Then, after cooling with an average cooling rate of 20 ° C / s, the winding of the steel sheet is modeled in accordance with the hot rolling conditions presented in Table 3, and after aging for one hour, it is slowly cooled in an oven. Then, the steel sheet is cold rolled to a thickness of 1.2 mm and then quenched to simulate continuous annealing in accordance with the annealing conditions presented in Table 3. Then, the steel sheet is cooled to room temperature and then subjected to tempering with a drawing coefficient of 0.3%.
Затем каждый из стальных листов, полученных как описано выше, используют в качестве образца для определения объемной доли равноосного феррита, объемной доли мартенсита, объемной доли, среднего размера зерна и отношения сторон фазы остаточного аустенита и типа остаточной структуры, а также для оценки по тем же методикам, что и в примере 1, свойств образца, то есть характеристики предела прочности при растяжении, степени раздачи отверстия, химической обрабатываемости. Таблица 4 представляет результаты из полученных данных и оценки. Следует отметить, что в графе "остаточная структура" таблицы 4, В означает бейнит и Р означает перлит. Также следует отметить, что в таблице 4 значения, не входящие в объем притязаний настоящего изобретения, и значения, не относящиеся к превосходным свойствам, каждое обозначено подчеркиванием.Then, each of the steel sheets obtained as described above is used as a sample to determine the volume fraction of equiaxed ferrite, volume fraction of martensite, volume fraction, average grain size and aspect ratio of the residual austenite phase and the type of residual structure, as well as for assessing the same methods as in example 1, the properties of the sample, that is, the characteristics of the tensile strength, the degree of distribution of the hole, chemical workability. Table 4 presents the results from the obtained data and estimates. It should be noted that in the column "residual structure" of table 4, B means bainite and P means perlite. It should also be noted that in table 4, values not included in the scope of the claims of the present invention, and values not related to excellent properties, each is indicated by an underscore.
Как показано в таблице 4, в примерах настоящего изобретения хорошие оценки получены как для характеристик предела прочности при растяжении, так и степени раздачи отверстия. В частности, во всех примерах настоящего изобретения предел прочности при растяжении TS составляет 590 МПа или более, общее удлинение Е1 составляет 30% или более и степень раздачи отверстия λ составляет 60% или более, что приводит к хорошей оценке. Хорошая оценка получена и для химической обрабатываемости.As shown in table 4, in the examples of the present invention, good ratings are obtained both for the characteristics of tensile strength and the degree of distribution of the hole. In particular, in all examples of the present invention, the tensile strength TS is 590 MPa or more, the total elongation E1 is 30% or more, and the degree of distribution of the hole λ is 60% or more, which leads to a good assessment. Good marks have been obtained for chemical workability.
Напротив, в сравнительных примерах хорошая оценка не получена для одного или нескольких свойств по характеристикам предела прочности при растяжении, степени раздачи отверстия и химической обрабатываемости. Например, у стального листа "В" весьма низкий предел прочности на разрыв TS. Считается, что это происходит из-за слишком низкой температуры выдержки в процессе выдержки. У стального листа "F" низкая степень раздачи отверстия λ и низкая химическая обрабатываемость. Считается, что это происходит из-за слишком высокой температуры выдержки в процессе выдержки, и поэтому увеличивается размер зерна фазы остаточного аустенита и также увеличивается отношение сторон. У стального листа "G" низкая объемная доля мартенсита, и, следовательно, низкий предел прочности на разрыв TS. Считается, что это происходит из-за слишком короткого времени выдержки в процессе выдержки. У стального листа "Н" низкая объемная доля равноосного феррита, высокая объемная доля фазы остаточного аустенита и низкие общее удлинение Е1 и степень раздачи отверстия X. Считается, что это происходит из-за слишком высокой скорости первичного охлаждения в процессе первичного охлаждения. У стального листа "I" низкая объемная доля мартенсита, и, следовательно, низкий предел прочности на разрыв TS. Считается, что это происходит из-за слишком низкой скорости охлаждения в процессе вторичного охлаждения (скорость вторичного охлаждения). У стального листа "J" низкое общее удлинение Е1. Считается, что это происходит из-за слишком низкого нижнего предела температуры (температура конца вторичного охлаждения) в диапазоне температур при охлаждении в процессе вторичного охлаждения, и поэтому количество образующейся фазы остаточного аустенита небольшое. У стального листа "К" низкое общее удлинение Е1. Считается, что это происходит из-за слишком высокой конечной температуры вторичного охлаждения в процессе вторичного охлаждения, и поэтому количество образующейся фазы остаточного аустенита небольшое. У стального листа "L" низкое общее удлинение Е1. Считается, что это происходит из-за слишком короткого времени выдерживания в процессе выдерживания после вторичного охлаждения, и поэтому количество образующейся фазы остаточного аустенита небольшое.In contrast, in comparative examples, a good estimate was not obtained for one or more of the characteristics of the tensile strength, the degree of distribution of the hole and chemical workability. For example, steel sheet “B” has a very low tensile strength TS. It is believed that this is due to the too low holding temperature during the holding process. The steel sheet “F” has a low degree of hole distribution λ and low chemical workability. It is believed that this is due to the too high holding temperature during the holding process, and therefore, the grain size of the residual austenite phase increases and the aspect ratio also increases. Steel sheet “G” has a low volume fraction of martensite, and therefore a low tensile strength TS. It is believed that this is due to too short exposure time in the aging process. The steel sheet “H” has a low volume fraction of equiaxed ferrite, a high volume fraction of the residual austenite phase and low total elongation E1 and the degree of distribution of the hole X. It is believed that this is due to too high a primary cooling rate during primary cooling. Steel sheet “I” has a low volume fraction of martensite, and therefore a low tensile strength TS. It is believed that this is due to a too low cooling rate during the secondary cooling process (secondary cooling rate). Steel sheet "J" has a low overall elongation E1. It is believed that this is due to a too low lower temperature limit (temperature of the end of the secondary cooling) in the temperature range during cooling during the secondary cooling, and therefore the amount of the formed phase of residual austenite is small. Steel sheet "K" has a low overall elongation E1. It is believed that this is due to the too high final temperature of the secondary cooling in the secondary cooling process, and therefore the amount of the formed phase of residual austenite is small. Steel sheet "L" has a low overall elongation E1. It is believed that this is due to the too short holding time during the aging process after secondary cooling, and therefore the amount of the resulting residual austenite phase is small.
Как описано выше, в соответствии с настоящим изобретением соответствующей корректировкой состава стали и контролем объемной доли равноосного феррита, объемной доли мартенсита, объемной доли фазы остаточного аустенита, среднего размера зерна фазы аустенита, отношения сторон фазы остаточного аустенита и т.п., можно получать высокопрочный холоднокатаный стальной лист с высокой формуемостью, который обладает превосходной способностью к деформации при отбортовке, а также хорошей пластичностью. В частности, можно получать высокопрочный холоднокатаный стальной лист с хорошей химической обрабатываемостью, при этом с пределом прочности на разрыв TS≥590 МПа, общим удлинением Е1≥30% и степенью раздачи отверстия Х≥60%. Кроме того, соответствующей корректировкой условий изготовления, способ изготовления вышеописанного высокопрочного холоднокатаного стального листа может осуществляться стабильно. Таким образом, в соответствии с настоящим изобретением, можно предложить высокопрочный холоднокатаный стальной лист с высокой пластичностью и превосходной способностью к деформации при отбортовке и способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа.As described above, in accordance with the present invention, by correspondingly adjusting the steel composition and controlling the volume fraction of equiaxed ferrite, volume fraction of martensite, volume fraction of the residual austenite phase, average grain size of the austenite phase, aspect ratio of the residual austenite phase, and the like, high strength cold-rolled steel sheet with high formability, which has excellent deformability during flanging, as well as good ductility. In particular, it is possible to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet with good chemical workability, with a tensile strength of TS≥590 MPa, a total elongation of E1≥30% and a degree of distribution of the hole X≥60%. In addition, by appropriate adjustment of the manufacturing conditions, the manufacturing method of the above-described high-strength cold-rolled steel sheet can be carried out stably. Thus, in accordance with the present invention, it is possible to offer a high-strength cold-rolled steel sheet with high ductility and excellent deformation ability during flanging and a method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet.
Высокопрочный холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения является особенно подходящим для применения в качестве автомобильного стального листа, используемого, например, для внутренних панелей и внешних панелей кузова автомобиля. Применение высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения в качестве автомобильного стального листа может привести к снижению веса и упрочнению конструктивных и усиливающих деталей автомобиля, а также других конструктивных деталей машины, и может внести вклад в глобальное сохранение окружающей среды путем улучшения расхода топлива и обеспечения безопасности водителя и пассажиров. Однако применение высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения не ограничено автомобильным стальным листом.The high strength cold rolled steel sheet of the present invention is particularly suitable for use as an automotive steel sheet used, for example, for interior panels and exterior panels of a car body. The use of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention as an automobile steel sheet can lead to weight reduction and hardening of structural and reinforcing parts of the car, as well as other structural parts of the machine, and can contribute to the global preservation of the environment by improving fuel consumption and ensuring driver safety and passengers. However, the use of the high strength cold rolled steel sheet of the present invention is not limited to automotive steel sheet.
Выше было описано осуществление настоящего изобретения. Однако настоящее изобретение не ограничивается описанием, составляющим часть раскрытия настоящего изобретения посредством осуществлений. То есть другие осуществления, примеры, технологические операции и т.п., которые выполнены на основе настоящего осуществления специалистами в данной области техники, все включены в объем настоящего изобретения. Например, в серии термических обработок (процесс отжига) в способе изготовления, описанном выше, оборудование и т.п. для применения термообработки стального листа особо не ограничены, пока выполняются условия термической обработки.The implementation of the present invention has been described above. However, the present invention is not limited to the description that forms part of the disclosure of the present invention through implementations. That is, other implementations, examples, process steps, and the like that are made based on the present embodiment by those skilled in the art are all included in the scope of the present invention. For example, in a series of heat treatments (annealing process) in the manufacturing method described above, equipment and the like. for the application of heat treatment of the steel sheet is not particularly limited as long as the heat treatment conditions are met.
Claims (5)
0,06-0,12 С, 0,4-0,8 Si, 1,6-2,0 Mn, 0,01-1,0 Cr, 0,001-0,1 V, 0,05 или менее Р, 0,01 или менее S, 0,01-0,5 растворимого алюминия (sol. Al) и 0,005 или менее N, остальное - железо и неизбежные примеси, при этом
в структуре металла объемная доля полигонального феррита составляет 50% или более, объемная доля мартенсита составляет 5-15%, объемная доля фазы остаточного аустенита составляет 1-5%, средний размер зерна фазы остаточного аустенита составляет 10 мкм или менее, а отношение сторон фазы остаточного аустенита составляет 5 или менее, причем остаточная структура состоит из бейнита или перлита, или из того и другого.1. High-strength cold-rolled steel sheet containing the following composition as components of the composition, in wt.%:
0.06-0.12 C, 0.4-0.8 Si, 1.6-2.0 Mn, 0.01-1.0 Cr, 0.001-0.1 V, 0.05 or less P, 0.01 or less S, 0.01-0.5 soluble aluminum (sol. Al) and 0.005 or less N, the rest is iron and inevitable impurities, while
in the metal structure, the volume fraction of polygonal ferrite is 50% or more, the volume fraction of martensite is 5-15%, the volume fraction of the residual austenite phase is 1-5%, the average grain size of the residual austenite phase is 10 μm or less, and the aspect ratio of the residual phase austenite is 5 or less, with the residual structure consisting of bainite or perlite, or both.
обеспечение горячекатаного и холоднокатаного исходного стального материала, имеющего состав компонентов по одному из пп.1-4;
нагрев стального проката до первой температуры 750-870°С;
выдерживание нагретой стали при первой температуре в течение 10 секунд или более;
охлаждение выдержанной стали до температуры 600-700°С со средней скоростью охлаждения 20°С/с или менее;
охлаждение охлажденной стали до второй температуры 350-500°С со средней скоростью охлаждения 10°С/с или более;
выдерживание охлажденной стали при второй температуре в течение 10 секунд или более, и
охлаждение выдержанной стали до комнатной температуры. 5. A method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet, including
providing hot-rolled and cold-rolled starting steel material having a composition of components according to one of claims 1 to 4;
heating of rolled steel to a first temperature of 750-870 ° C;
maintaining heated steel at a first temperature for 10 seconds or more;
cooling aged steel to a temperature of 600-700 ° C with an average cooling rate of 20 ° C / s or less;
cooling chilled steel to a second temperature of 350-500 ° C with an average cooling rate of 10 ° C / s or more;
keeping the chilled steel at a second temperature for 10 seconds or more, and
cooling aged steel to room temperature.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012162078A JP2014019928A (en) | 2012-07-20 | 2012-07-20 | High strength cold rolled steel sheet and method for producing high strength cold rolled steel sheet |
| JP2012-162078 | 2012-07-20 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2012146130A RU2012146130A (en) | 2014-05-10 |
| RU2518852C1 true RU2518852C1 (en) | 2014-06-10 |
Family
ID=50195178
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012146130/02A RU2518852C1 (en) | 2012-07-20 | 2012-10-29 | High-strength cold-rolled sheet steel and method of its production |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2014019928A (en) |
| BR (1) | BR102012027286A2 (en) |
| MY (1) | MY183438A (en) |
| RU (1) | RU2518852C1 (en) |
| ZA (1) | ZA201207927B (en) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2683785C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-04-02 | Арселормиттал | Method for producing high-strength steel sheet and produced sheet |
| RU2684912C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-04-16 | Арселормиттал | Method for producing a ultra high strength coated or not coated steel sheet and obtained sheet |
| RU2686324C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-04-25 | Арселормиттал | Method of producing high-strength steel sheet with coating having improved strength, formability, and obtained sheet |
| RU2689573C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-05-28 | Арселормиттал | Method of making high-strength steel sheet, having improved strength, moldability, and obtained sheet |
| US10995383B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-05-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength and ductility and obtained sheet |
| US11035020B2 (en) | 2015-12-29 | 2021-06-15 | Arcelormittal | Galvannealed steel sheet |
| US11492676B2 (en) | 2014-07-03 | 2022-11-08 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| US11618931B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-04-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP2924141B1 (en) * | 2014-03-25 | 2017-11-15 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Cold rolled steel flat product and method for its production |
| KR102482257B1 (en) * | 2014-09-24 | 2022-12-27 | 더 나노스틸 컴퍼니, 인코포레이티드 | High ductility steel alloy with mixed microconstituent structure |
| JP6004144B1 (en) * | 2015-03-06 | 2016-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength ERW steel pipe and manufacturing method thereof |
| JP2016194136A (en) * | 2015-03-31 | 2016-11-17 | 株式会社神戸製鋼所 | High strength high ductility steel sheet excellent in production stability, manufacturing method thereof and cold rolled original sheet used for manufacturing high strength high ductility steel sheet |
| WO2017109539A1 (en) | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet |
| KR102153197B1 (en) * | 2018-12-18 | 2020-09-08 | 주식회사 포스코 | Cold rolled steel sheet with excellent formability, galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof |
| JP6809648B1 (en) | 2019-01-29 | 2021-01-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | High-strength steel sheet and its manufacturing method |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1193322A1 (en) * | 2000-02-29 | 2002-04-03 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| EP1291448A1 (en) * | 2000-05-26 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| RU2312162C2 (en) * | 2003-04-10 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet |
| RU2437945C2 (en) * | 2007-05-11 | 2011-12-27 | Арселормитталь Франс | Procedure for fabrication of high strength cold-rolled and annealed steel sheets and sheets manufactured by this procedure |
-
2012
- 2012-07-20 JP JP2012162078A patent/JP2014019928A/en active Pending
- 2012-10-22 ZA ZA2012/07927A patent/ZA201207927B/en unknown
- 2012-10-23 MY MYPI2012004701A patent/MY183438A/en unknown
- 2012-10-24 BR BR102012027286A patent/BR102012027286A2/en not_active Application Discontinuation
- 2012-10-29 RU RU2012146130/02A patent/RU2518852C1/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1193322A1 (en) * | 2000-02-29 | 2002-04-03 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| EP1291448A1 (en) * | 2000-05-26 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| RU2312162C2 (en) * | 2003-04-10 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet |
| RU2437945C2 (en) * | 2007-05-11 | 2011-12-27 | Арселормитталь Франс | Procedure for fabrication of high strength cold-rolled and annealed steel sheets and sheets manufactured by this procedure |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US11001904B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-05-11 | Arcelormittal | Method for producing an ultra high strength coated or not coated steel sheet and obtained sheet |
| US11124853B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-09-21 | Arcelormittal | Method for producing a ultra high strength coated or not coated steel sheet and obtained sheet |
| RU2686324C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-04-25 | Арселормиттал | Method of producing high-strength steel sheet with coating having improved strength, formability, and obtained sheet |
| RU2689573C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-05-28 | Арселормиттал | Method of making high-strength steel sheet, having improved strength, moldability, and obtained sheet |
| US10844455B2 (en) | 2014-07-03 | 2020-11-24 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method |
| US10995383B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-05-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength and ductility and obtained sheet |
| RU2684912C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-04-16 | Арселормиттал | Method for producing a ultra high strength coated or not coated steel sheet and obtained sheet |
| US11692235B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-07-04 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high-strength steel sheet and sheet obtained by the method |
| RU2683785C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-04-02 | Арселормиттал | Method for producing high-strength steel sheet and produced sheet |
| US11131003B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-09-28 | Arcelormittal | Method for producing an ultra high strength coated or not coated steel sheet and obtained sheet |
| US11492676B2 (en) | 2014-07-03 | 2022-11-08 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| US11618931B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-04-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| US11555226B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-01-17 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet |
| US11512362B2 (en) | 2015-12-29 | 2022-11-29 | Arcelormittal | Method for producing an ultra high strength galvannealed steel sheet and obtained galvannealed steel sheet |
| US11035020B2 (en) | 2015-12-29 | 2021-06-15 | Arcelormittal | Galvannealed steel sheet |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| MY183438A (en) | 2021-02-18 |
| JP2014019928A (en) | 2014-02-03 |
| BR102012027286A2 (en) | 2014-10-29 |
| RU2012146130A (en) | 2014-05-10 |
| ZA201207927B (en) | 2013-06-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2518852C1 (en) | High-strength cold-rolled sheet steel and method of its production | |
| EP2757171B1 (en) | High-strength hot-dipped galvanized steel sheet having excellent formability and impact resistance, and method for producing same | |
| KR101638719B1 (en) | Galvanized steel sheet and method for manufacturing the same | |
| RU2418090C2 (en) | Sheet out of high strength steel possessing higher ductility and procedure of its production | |
| JP5332355B2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof | |
| KR101424859B1 (en) | High-strength steel sheet and manufacturing method therefor | |
| ES2966384T3 (en) | Heat-treated cold-rolled steel sheet and manufacturing procedure thereof | |
| KR101600731B1 (en) | High strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawability and material uniformity in coil and method for manufacturing the same | |
| US11085099B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet | |
| JP2007321168A (en) | High-rigidity low-density steel sheet and its manufacturing method | |
| EP2243852A1 (en) | High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof | |
| JP4867256B2 (en) | High-strength thin steel sheet with excellent rigidity and manufacturing method thereof | |
| WO2013084478A1 (en) | Method for manufacturing high-strength cold-rolled steel sheet having excellent aging resistance and bake hardenability | |
| RU2530199C2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with low yield point-to-breaking point ratio, high-strength annealed hot-dip galvanized steel sheet with low yield point-to-breaking point ratio, method of production of high-strength hot-dip galvanized steel sheet with low yield point-to-breaking point ratio and method of production of high-strength annealed hot-dip galvanized steel sheet with low yield point-to-breaking point ratio | |
| JP5958669B1 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| WO2017168958A1 (en) | Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet | |
| JP6687167B2 (en) | Hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same | |
| JP4696870B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP6037087B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP5821864B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in burring workability and manufacturing method thereof | |
| JP5958668B1 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP2011017044A (en) | High-strength hot-rolled steel plate and manufacturing method therefor | |
| JP4867258B2 (en) | High-strength thin steel sheet with excellent rigidity and workability and manufacturing method thereof | |
| JP5088092B2 (en) | High-strength steel sheet excellent in deep drawability and manufacturing method thereof | |
| WO2013084477A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet having excellent aging resistance and bake hardenability |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20191030 |