RU2534703C2 - High-strength cold-rolled steel sheet with low in-plane anisotropy of yield point and method of its production - Google Patents
High-strength cold-rolled steel sheet with low in-plane anisotropy of yield point and method of its production Download PDFInfo
- Publication number
- RU2534703C2 RU2534703C2 RU2013109050/02A RU2013109050A RU2534703C2 RU 2534703 C2 RU2534703 C2 RU 2534703C2 RU 2013109050/02 A RU2013109050/02 A RU 2013109050/02A RU 2013109050 A RU2013109050 A RU 2013109050A RU 2534703 C2 RU2534703 C2 RU 2534703C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- phase
- rolling
- rolled steel
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—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
-
- 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
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- 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
-
- 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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- 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
- C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
- C21D2201/05—Grain orientation
-
- 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)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- 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 с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, который пригоден для использования в качестве автомобильного стального листа и т.д. и также к способу изготовления.The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet with low planar yield stress anisotropy, which is suitable for use as an automobile steel sheet, etc. and also to a manufacturing method.
Уровень техникиState of the art
В последние годы для снижения количества выбросов CO2 с точки зрения глобальной защиты окружающей среды возрастает потребность в улучшении топливной экономичности автомобилей. Кроме того, повышение автомобильной безопасности сосредоточено на характеристиках кузова транспортного средства при столкновении, необходимых для обеспечения безопасности пассажиров при столкновении. Таким образом, принимаются определенные меры для реализации более легкого и прочного кузова автомобиля.In recent years, in order to reduce the amount of CO 2 emissions from the point of view of global environmental protection, there is an increasing need to improve the fuel economy of cars. In addition, increased vehicle safety is focused on the vehicle body characteristics in a collision, which are necessary to ensure the safety of passengers in a collision. Thus, certain measures are being taken to implement a lighter and more durable car body.
В целях одновременного достижения снижения веса и повышения прочности кузова автомобиля эффективно использовать более прочные материалы, чтобы снизить толщину листа до отсутствия негативного влияния на жесткость. Соответственно, высокопрочный холоднокатаный стальной лист активно используется в наши дни для деталей автомобиля.In order to simultaneously achieve weight reduction and increase the strength of the car body, it is effective to use more durable materials in order to reduce sheet thickness until there is no negative effect on stiffness. Accordingly, high-strength cold-rolled steel sheet is actively used today for car parts.
Чем прочнее стальной лист, тем больше эффект снижения веса. Например, существует тенденция в автомобильной промышленности использовать стальной лист с пределом прочности (TS) не менее 500 МПа, или даже не менее 590 МПа.The stronger the steel sheet, the greater the effect of weight reduction. For example, there is a tendency in the automotive industry to use steel sheet with a tensile strength (TS) of at least 500 MPa, or even at least 590 MPa.
С другой стороны, необходимо, чтобы автомобильный стальной лист имел превосходную способность к штамповке, так как большинство автомобильных деталей из стального листа формуются штамповкой. Однако высокопрочный стальной лист намного уступает обычным мягким стальным листам в способности к штамповке, пластичности и глубокой вытяжке и, следовательно, требует улучшения в этом отношении.On the other hand, it is necessary that the automotive steel sheet has excellent stamping ability, since most automotive parts from steel sheet are formed by stamping. However, high-strength steel sheet is much inferior to conventional soft steel sheets in the ability to stamping, ductility and deep drawing, and therefore requires improvement in this regard.
В качестве примера высокопрочного стального листа, например, до класса 440 MPa, существует стальной лист, который изготавливают добавлением Ti и Nb в количестве, подходящем для фиксации растворенного C и N в особо низкоуглеродистом стальном листе с превосходной формуемостью, так, чтобы получить сталь с небольшим количеством металлических включений в качестве основного материала, к которому затем добавляют твердый раствор упрочняющих элементов, таких как Si, Mn, P и т.д.As an example of a high strength steel sheet, for example up to grade 440 MPa, there is a steel sheet which is made by adding Ti and Nb in an amount suitable for fixing dissolved C and N in a particularly low carbon steel sheet with excellent formability, so as to obtain steel with a small the amount of metal inclusions as the main material, to which is then added a solid solution of reinforcing elements, such as Si, Mn, P, etc.
Кроме того, в диапазоне от 500 MPa или более, или в диапазоне 590 MPa или более, практически используют лист из стали комплексной фазы, например стальной лист DP, с двумя фазами феррита и мартенсита и лист из TRIP стали, использующей остаточную фазу. Первая характеризуется низким пределом текучести и высокой способностью к деформационному упрочнению из-за остаточной деформации вблизи мартенсита, в то время как последняя имеет особенность в том, что равномерное относительное удлинение усиливается благодаря пластичности, обусловленной мартенситным превращением.In addition, in the range of 500 MPa or more, or in the range of 590 MPa or more, a complex phase steel sheet, for example a DP steel sheet, with two phases of ferrite and martensite, and a TRIP steel sheet using the residual phase are practically used. The former is characterized by a low yield strength and high ability to strain hardening due to residual deformation near martensite, while the latter has the peculiarity that uniform elongation is enhanced due to ductility due to martensitic transformation.
Как правило, механические характеристики высокопрочного стального листа могут быть оценены характеристикой прочности при растяжении в заданном направлении, например направление, перпендикулярное к направлению прокатки, и его плоскостная анизотропия может быть оценена плоскостной анизотропией ∆r коэффициента Ланкфорда (r-величина). Здесь ∆r можно вычислить по коэффициенту Ланкфорда rL, rD и rC по направлениям 0° (L направление), 45° (D направление) и 90° (C направление) по отношению к направлению прокатки в соответствии со следующей формулой:As a rule, the mechanical characteristics of a high-strength steel sheet can be estimated by the tensile strength characteristic in a given direction, for example, the direction perpendicular to the rolling direction, and its planar anisotropy can be estimated by the planar anisotropy ∆r of the Lankford coefficient (r-value). Here ∆r can be calculated by the Lankford coefficient r L , r D and r C in the directions 0 ° (L direction), 45 ° (D direction) and 90 ° (C direction) with respect to the rolling direction in accordance with the following formula:
∆r=(rL+rD-2rC)/2.Δr = (r L + r D -2r C ) / 2.
Однако на основе анализа практической штамповки было обнаружено, что плоскостная анизотропия предела текучести значительно влияет на сохранение формы после формования деталей и поверхностную деформацию. Таким образом, ожидается, что способность к штамповке может быть улучшена за счет уменьшения плоскостной анизотропии предела текучести.However, based on an analysis of practical stamping, it was found that planar anisotropy of the yield strength significantly affects shape retention after forming parts and surface deformation. Thus, it is expected that the stamping ability can be improved by reducing the planar anisotropy of the yield strength.
Что касается стального листа с низкой плоскостной анизотропией, например, патентный документ 1 (JP 2004-197155) раскрывает холоднокатаный стальной лист с превосходной прокаливаемостью в печи и низкой плоскостной анизотропией, который соответственно использован для внешней панели кузова автомобиля, также как способ изготовления такого стального листа. Эта технология заключается в определении ∆r с помощью количества C и степени обжатия при холодной прокатке, полагая, что требуемые плоскостная анизотропия и стойкость к зазубринам могут быть реализованы одновременно. Кроме того, в соответствии с этой технологией охлаждение должно быть начато в течение 2 секунд после горячей прокатки и осуществляться в диапазоне температур от 100°C или более при скорости охлаждения 70°C/с или более. Однако плоскостная анизотропия здесь определяется ∆r, что не всегда совпадает с плоскостной анизотропией предела текучести.Regarding a steel sheet with low planar anisotropy, for example, Patent Document 1 (JP 2004-197155) discloses a cold rolled steel sheet with excellent hardenability in a furnace and low planar anisotropy, which is suitably used for an external panel of a car body, as well as a method of manufacturing such a steel sheet . This technology consists in determining ∆r using the amount of C and the degree of compression during cold rolling, assuming that the required planar anisotropy and notch resistance can be realized simultaneously. In addition, in accordance with this technology, cooling must be started within 2 seconds after hot rolling and carried out in a temperature range of 100 ° C or more at a cooling rate of 70 ° C / s or more. However, the planar anisotropy here is determined by ∆r, which does not always coincide with the planar anisotropy of the yield strength.
Что касается стального листа, относящегося к плоскостной анизотропии пластичности, например, патентный документ 2 (JP-2005-256020) раскрывает стальной лист с превосходным сохранением формы, также как способ изготовления такого стального листа. Стальной лист характеризуется как сталь с комплексной фазой, содержащая максимальную объемную долю феррита или бейнита и мартенсита в диапазоне 1-25%. В этом случае, по меньшей мере, в области поверхности листа от 1/2 толщины до 1/4 толщины должны выполняться все следующие условия:Regarding a steel sheet related to planar anisotropy of plasticity, for example, Patent Document 2 (JP-2005-256020) discloses an excellent shape retention steel sheet, as well as a method for manufacturing such a steel sheet. The steel sheet is characterized as complex phase steel containing a maximum volume fraction of ferrite or bainite and martensite in the range of 1-25%. In this case, at least in the region of the sheet surface from 1/2 thickness to 1/4 thickness, all of the following conditions must be met:
(1) среднее значение (A) выборочного отношения рентгенографических интенсивностей с ориентацией групп кристаллов {100} <011> ~ {223} <110> составляет 4,0 или более;(1) the average value (A) of the sample ratio of the X-ray intensities with the orientation of the crystal groups {100} <011> ~ {223} <110> is 4.0 or more;
(2) среднее значение (B) выборочного отношения рентгенографических интенсивностей по трем ориентациям кристаллов {554} <225>, {111} <112> и {111} <110> составляет 5,5 или менее;(2) the average value (B) of the sample ratio of the X-ray intensities over the three orientations of the crystals {554} <225>, {111} <112> and {111} <110> is 5.5 or less;
(3) (A)/(B) 1,5;(3) (A) / (B) 1.5;
(4) {100} <011> выборочное отношение интенсивностей рентгеновского отражения не менее {211} <011> выборочного отношения рентгенографических интенсивностей.(4) {100} <011> a sample ratio of X-ray intensities of at least {211} <011> a sample ratio of X-ray intensities.
Кроме того, должны быть выполнены следующие условия: по меньшей мере, одна из r-величины в направлении прокатки и r-величины в направлении, перпендикулярном направлению прокатки, составляет 0,7 или менее; плоскостная анизотропия равномерного относительного удлинения ∆uE1 составляет 4% или менее; плоскостная анизотропия местного относительного удлинения ∆LE1 составляет 2% или более, и ∆uE1∆LE1, гдеIn addition, the following conditions must be met: at least one of the r-magnitude in the rolling direction and the r-magnitude in the direction perpendicular to the rolling direction is 0.7 or less; the planar anisotropy of the uniform elongation ΔuE1 is 4% or less; the planar anisotropy of the local elongation ΔLE1 is 2% or more, and ΔuE1 ΔLE1, where
∆uE1={|uE1(L)-uE1(45°)|+|uE1(C)-uE1(45°)|}/2, иΔuE1 = {| uE1 (L) -uE1 (45 °) | + | uE1 (C) -uE1 (45 °) |} / 2, and
∆LE1={|LE1(L)-LE1(45°)|+|LE1(C)-LE1(45°)|}/2,∆LE1 = {| LE1 (L) -LE1 (45 °) | + | LE1 (C) -LE1 (45 °) |} / 2,
равномерное относительное удлинение в параллельном направлении (L направление), в перпендикулярном направлении (C направление) и в направлении 45° к направлению прокатки определяется как uE1 (L), uE1 (C) и uE1 (45°) соответственно, и местное относительное удлинение в параллельном направлении (L направление), в перпендикулярном направлении (C направление) и в направлении 45° к направлению прокатки определяется как LE1 (L), LE1 (C) и LE1 (45°) соответственно. Кроме того, необходимо оптимизировать условия чистовой горячей прокатки и намотки при критической температуре или менее в соответствии с эквивалентным количеством Mn.uniform elongation in the parallel direction (L direction), in the perpendicular direction (C direction) and in the direction of 45 ° to the rolling direction is defined as uE1 (L), uE1 (C) and uE1 (45 °), respectively, and local elongation in parallel direction (L direction), perpendicular (C direction) and 45 ° to the rolling direction is defined as LE1 (L), LE1 (C) and LE1 (45 °), respectively. In addition, it is necessary to optimize the conditions of the final hot rolling and winding at a critical temperature or less in accordance with an equivalent amount of Mn.
Однако существует проблема в том, что развитие текстуры {100} <011> уменьшает способность к вытяжке, кроме того, влияние на плоскостную анизотропию предела текучести не выяснено.However, there is a problem that the development of texture {100} <011> reduces the ability to stretch, in addition, the effect on the planar anisotropy of the yield strength has not been clarified.
Сущность изобретенияSUMMARY OF THE INVENTION
Проблемы, решаемые изобретениемProblems Solved by the Invention
Как описано выше, для улучшения формуемости обычного стального листа для автомобилей усилия были сосредоточены на повышении r-величины или относительного удлинения. Однако, поскольку технология, раскрытая в патентном документе 1 (JP 2004-197155 A), состоит в получении фазы бейнита быстрым охлаждением после горячей прокатки для получения стального листа с низкой плоскостной анизотропией r-величины, остается проблема, заключающаяся в том, что может быть достигнут лишь ограниченный уровень прочности. Технология, раскрытая в патентном документе 2 (JP-2005-256020), включает еще одну проблему, состоящую в том, что отношение фаз микроструктуры имеет тенденцию меняться в зависимости от изменений условий изготовления, так что плоскостная анизотропия, в частности плоскостная анизотропия предела текучести, не всегда может быть снижена, когда изменяется микроструктура.As described above, to improve the formability of conventional steel sheet for automobiles, efforts have been focused on increasing r-magnitude or elongation. However, since the technology disclosed in Patent Document 1 (JP 2004-197155 A) is to obtain a bainite phase by rapidly cooling after hot rolling to obtain a steel sheet with low planar anisotropy of r-magnitude, the problem remains that there may be only a limited level of strength is achieved. The technology disclosed in Patent Document 2 (JP-2005-256020) involves yet another problem, namely that the phase relation of the microstructure tends to change with changing manufacturing conditions, such that planar anisotropy, in particular planar anisotropy of yield strength, cannot always be reduced when the microstructure changes.
Целью настоящего изобретения является предпочтительное решение вышеуказанных проблем и создание высокопрочного холоднокатаного стального листа с пределом прочности (TS) 500 MPa или более, или даже выше 590 MPa или более, и крайне низкой плоскостной анизотропией предела текучести одновременно, сосредоточив внимание на пределе текучести и снижении его плоскостной анизотропии, чтобы тем самым улучшить способность к штамповке, и также создании способа его изготовления.The aim of the present invention is the preferred solution to the above problems and the creation of high-strength cold-rolled steel sheet with a tensile strength (TS) of 500 MPa or more, or even higher than 590 MPa or more, and extremely low planar anisotropy of the yield strength at the same time, focusing on the yield strength and reducing it planar anisotropy, thereby improving the ability to stamping, and also creating a method for its manufacture.
Пути решения проблемыWays to solve the problem
В текстурах холоднокатаного стального листа, как правило, считается, что формируются α волокна в направлении <100>, параллельном RD направлению, и γ волокна в направлении <111>, параллельном ND направлению. Когда, в частности, формируются γ волокна, r-величина возрастает.In cold rolled steel sheet textures, it is generally believed that α fibers are formed in the <100> direction parallel to the RD direction, and γ fibers in the <111> direction parallel to the ND direction. When, in particular, γ fibers are formed, the r-value increases.
Здесь ориентацией группы α волокна, сформированного в текстурах холоднокатаного стального листа, является {001} <110> ~ {111} <110>, и φ1=0°, φ2=45°, Φ=0°~55°, которые показаны в 3D-ориентации в пространстве с прямоугольными осями координат, соответствующих трем переменным углам Эйлера.Here, the orientation of the α group of the fiber formed in the cold rolled steel sheet textures is {001} <110> ~ {111} <110>, and φ1 = 0 °, φ2 = 45 °, Φ = 0 ° ~ 55 °, which are shown in 3D orientations in space with rectangular coordinate axes corresponding to three variable Euler angles.
Изобретатели провели обширные исследования для решения вышеуказанных проблем и обнаружили, что механические характеристики, в частности плоскостная анизотропия предела текучести, очень тесно коррелирует с функцией распределения 3D ориентации кристаллов указанной ориентации α волокна по ({φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}), и не связаны с другими ориентациями, такими как накопление γ волокна, связанного с r-величиной, что является показателем глубокой вытяжки.The inventors conducted extensive studies to solve the above problems and found that the mechanical characteristics, in particular the plane anisotropy of the yield strength, very closely correlate with the distribution function of the 3D orientation of the crystals of the indicated orientation of the α fiber along ({φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °}), and are not related to other orientations, such as the accumulation of γ fiber associated with the r-value, which is an indicator of deep drawing.
При проведении дальнейших исследований было установлено, что плоскостная анизотропия предела текучести также зависит от микроструктуры и, таким образом, плоскостная анизотропия предела текучести может быть стабильно снижена контролем функции распределения 3D ориентации кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}, также как объемной доли мартенситной фазы во всей микроструктуре стального листа.In further studies, it was found that the planar anisotropy of the yield strength also depends on the microstructure and, therefore, the planar anisotropy of the yield strength can be stably reduced by controlling the distribution function of the 3D crystal orientation along {φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 ° , 45 °}, as well as the volume fraction of the martensitic phase in the entire microstructure of the steel sheet.
Настоящее изобретение было завершено на основе знаний и выводов, как описано выше, и может быть обобщено следующим образом.The present invention has been completed based on knowledge and conclusions, as described above, and can be summarized as follows.
Первый аспект настоящего изобретения представляет высокопрочный холоднокатаный стальной лист с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, включающий следующие компоненты состава, % масс.:The first aspect of the present invention is a high-strength cold-rolled steel sheet with low planar anisotropy of the yield strength, including the following composition components,% mass:
C: 0,06-0,12%;C: 0.06-0.12%;
Si: 0,7% или менее;Si: 0.7% or less;
Mn: 1,2-2,6%;Mn: 1.2-2.6%;
P: 0,020% или менее;P: 0.020% or less;
S: 0,03% или менее;S: 0.03% or less;
Sol.Al: 0,01-0,5%;Sol.Al: 0.01-0.5%;
N: 0,005% или менее, иN: 0.005% or less, and
остальное Fe и неизбежные примеси, причем стальной лист включает, в пересчете на объемную долю по отношению ко всей микроструктуре стального листа, 60% или более ферритной фазы в качестве основной фазы, и 5-20% мартенситной фазы, и функция распределения 3D ориентации кристаллов составляет 2,5 или менее по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}.the rest is Fe and unavoidable impurities, the steel sheet including, in terms of the volume fraction with respect to the entire microstructure of the steel sheet, 60% or more of the ferritic phase as the main phase, and 5-20% of the martensitic phase, and the distribution function of the 3D crystal orientation is 2.5 or less in {φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °}.
Второй аспект настоящего изобретения относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу с низкой плоскостной анизотропией предела текучести в соответствии с первым аспектом, в котором стальной лист включает в % масс., по меньшей мере, один из Cr: 0,5% или менее, и Mo: 0,5% или менее.The second aspect of the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet with low planar yield stress anisotropy in accordance with the first aspect, in which the steel sheet includes, in wt.%, At least one of Cr: 0.5% or less, and Mo: 0.5% or less.
Третий аспект настоящего изобретения относится к способу изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, включающему получение стального сляба с компонентами состава, указанными в первом или втором аспектах, проведение горячей прокатки стального сляба при конечной температуре 840-950°C, и затем холодной прокатки со степенью обжатия 30-70%, затем отжига при температуре от 800°C или более и до точки A3 или менее, и последующего охлаждения с критической скоростью охлаждения CR (°·C/с) или более, которая выражается следующей формулой в диапазоне температур от температуры отжига до 400°C:A third aspect of the present invention relates to a method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet with low planar yield stress anisotropy, comprising producing a steel slab with the composition components specified in the first or second aspects, hot rolling the steel slab at a final temperature of 840-950 ° C, and then cold rolling with a reduction ratio of 30-70%, then annealing at a temperature of 800 ° C or more and to point A 3 or less, and subsequent cooling with a critical cooling rate CR (° · C / s ) or more, which is expressed by the following formula in the temperature range from the annealing temperature to 400 ° C:
log CR=-3,50[%Mo]-1,20[%Mn]-2,0[%Cr]-0,32[%P]+3,50,log CR = -3.50 [% Mo] -1.20 [% Mn] -2.0 [% Cr] -0.32 [% P] +3.50,
где [%М] является количеством элемента M, содержащегося в стали, % масс.where [% M] is the amount of element M contained in steel,% of the mass.
Эффект изобретенияEffect of the invention
В соответствии с настоящим изобретением можно получить высокопрочный холоднокатаный стальной лист с низкой плоскостной анизотропией предела текучести и превосходной способностью к штамповке. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, полученный в настоящем изобретении, является особенно подходящим для использования в качестве деталей автомобиля.In accordance with the present invention, it is possible to obtain a high-strength cold-rolled steel sheet with low planar yield stress anisotropy and excellent stamping ability. The high-strength cold-rolled steel sheet obtained in the present invention is particularly suitable for use as automobile parts.
Предпочтительное осуществление изобретенияPreferred Embodiment
Настоящее изобретение будет подробно описано далее.The present invention will be described in detail below.
Прежде всего, компоненты состава высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения ограничены, как указано выше, по причинам, которые будут подробно описаны далее, где единицей содержания каждого элемента является "% масс.", если не оговорено иное.First of all, the components of the composition of the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention are limited, as described above, for reasons that will be described in detail below, where the unit content of each element is "% mass.", Unless otherwise specified.
C: 0,06-0,12%C: 0.06-0.12%
Углерод (C) является элементом, необходимым для обеспечения заданной доли 2ой фазы, повышения прочности и регулировки предела текучести с низкой плоскостной анизотропии. Содержание углерода менее 0,06% затрудняет обеспечение содержания мартенситной фазы не менее 5%, что не является предпочтительным. С другой стороны, когда содержание углерода превышает 0,12%, 2ая фаза, кроме фазы феррита, составляет большой процент, таким образом, становится трудно сохранять объемную долю ферритной фазы не менее 60%, за счет чего ухудшается пластичность. Кроме того, 2ая фаза, такая как фаза мартенсита, образует сетчатую структуру и имеет тенденцию к окружению феррита, так что затруднено влияние текстуры ферритной фазы и таким образом контроль плоскостной анизотропии предела текучести. Соответственно, содержание углерода должно быть в диапазоне 0,06-0,12%, предпочтительно в диапазоне 0,06-0,10%.Carbon (C) is an element necessary to provide a given fraction of the 2nd phase, increase strength and adjust yield strength with low planar anisotropy. A carbon content of less than 0.06% makes it difficult to ensure a martensitic phase content of at least 5%, which is not preferred. On the other hand, when the carbon content exceeds 0.12%, 2 nd phase besides ferrite phase is large percentage thereby becomes difficult to maintain the volume fraction of the ferrite phase is not less than 60%, thereby deteriorating ductility. In addition, 2 nd phase such as a martensite phase forms a network structure and tends to encircle the ferrite, so that the effect of texture is difficult ferrite phase and thereby control the planar anisotropy of the yield strength. Accordingly, the carbon content should be in the range of 0.06-0.12%, preferably in the range of 0.06-0.10%.
Si: 0,7% или менееSi: 0.7% or less
Кремний (Si) замедляет образование окалины при горячей прокатке, причем требуется его незначительное количество для улучшения качества поверхности, несколько тормозит реакцию легирования между железной основой и цинком в гальванической ванне или при цинковании с отжигом, и улучшает упрочнение при высокой деформации и т.д. Учитывая вышесказанное, содержание Si предпочтительно составляет не менее около 0,01%. Однако содержание Si, превышающее 0,7%, ухудшает внешний вид, таким образом, содержание Si задается равным 0,7% или менее, предпочтительно 0,3% или менее.Silicon (Si) slows down the formation of scale during hot rolling, and an insignificant amount is required to improve the surface quality, somewhat inhibits the alloying reaction between the iron base and zinc in a plating bath or during galvanizing with annealing, and improves hardening during high deformation, etc. In view of the foregoing, the Si content is preferably not less than about 0.01%. However, a Si content in excess of 0.7% impairs the appearance, thus, the Si content is set to 0.7% or less, preferably 0.3% or less.
Mn: 1,2-2,6%Mn: 1.2-2.6%
Марганец (Mn) добавляют для улучшения дисперсионного твердения и увеличения процентного содержания мартенситных фаз во 2ой фазе. С точки зрения достижения таких комплексных фаз нижний предел содержания Mn должен быть 1,2%. Когда содержание Mn становится слишком высоким, температура превращения α в γ при отжиге становится низкой, таким образом, образуется у зерно мелкодисперсного ферритового зерна сразу после рекристаллизации или на восстановленных границах зерна при рекристаллизации. Таким образом, 2ая фаза утончается и, как следствие, ухудшается пластичность, а также нельзя контролировать плоскостную анизотропию предела текучести. В свете этого верхний предел содержания Mn должен составлять 2,6%, предпочтительно содержание Mn должно быть в диапазоне 1,2-2,1%. Поскольку количество образующегося мартенсита изменяется в зависимости от скорости охлаждения после отжига, скорость охлаждения должна контролироваться на основе количества Mn, Cr и Mo, что будет объяснено далее.Manganese (Mn) is added to improve dispersion hardening and increase the percentage of martensitic phases in the 2nd phase. In terms of achieving such complex phases, the lower limit of the Mn content should be 1.2%. When the Mn content becomes too high, the temperature of transformation of α into γ during annealing becomes low, thus, a fine-grained ferrite grain is formed in the grain immediately after recrystallization or at the restored grain boundaries during recrystallization. Thus, the 2nd phase becomes thinner and, as a result, ductility worsens, and it is also impossible to control the planar anisotropy of the yield strength. In light of this, the upper limit of the Mn content should be 2.6%, preferably the Mn content should be in the range of 1.2-2.1%. Since the amount of martensite formed varies depending on the cooling rate after annealing, the cooling rate should be controlled based on the amounts of Mn, Cr, and Mo, which will be explained later.
P: 0,020% или менееP: 0.020% or less
При содержании фосфора (P) более 0,020% появляются поверхностные дефекты за счет ухудшения свариваемости и сегрегации, таким образом, содержание P определяется равным 0,020% или менее.When the phosphorus (P) content is more than 0.020%, surface defects appear due to the deterioration of weldability and segregation, thus, the content of P is determined to be 0.020% or less.
S: 0,03% или менееS: 0.03% or less
Сера (S) обладает эффектом 1ого улучшения свойств удаления окалины стальных листов и качества внешнего вида покрытия. Однако когда содержание S увеличивается, в стали выделяется слишком много MnS, ухудшая пластичность, например относительное удлинение и способность к отбортовке при деформации листовой стали и способность к штамповке. Кроме того, ухудшается пластичность при горячей прокатке сляба, что имеет тенденцию вызывать дефекты поверхности. Кроме того, коррозионная стойкость также немного ухудшается. С этой точки зрения содержание S определяется равным 0,03% или менее, предпочтительно 0,01% или менее, более предпочтительно 0,005% или менее, и более предпочтительно 0,002% или менее.Sulfur (S) has the effect of the 1st improvement of the descaling properties of steel sheets and the quality of the appearance of the coating. However, when the S content is increased, too much MnS is released in the steel, impairing ductility, for example elongation and flanging ability during sheet steel deformation and stamping ability. In addition, ductility decreases during hot rolling of the slab, which tends to cause surface defects. In addition, corrosion resistance also deteriorates slightly. From this point of view, the content of S is determined to be 0.03% or less, preferably 0.01% or less, more preferably 0.005% or less, and more preferably 0.002% or less.
sol.Al: 0,01-0,5%sol.Al: 0.01-0.5%
Растворимый алюминий (sol.Al) может быть использован в качестве элемента для раскисления стали, а также влияет на стабилизацию растворенного N, присутствующего в качестве примеси, для улучшения сопротивления старению при комнатной температуре. Таким образом, содержание sol.Al должно составлять 0,01% или более. С другой стороны, содержание sol.Al, превышающее 0,5%, приводит к увеличению стоимости, причем индуцируется дефект поверхности. Таким образом, содержание sol.Al находится в диапазоне 0,01-0,5%.Soluble aluminum (sol.Al) can be used as an element for deoxidation of steel, and also affects the stabilization of dissolved N present as an impurity to improve aging resistance at room temperature. Thus, the content of sol.Al should be 0.01% or more. On the other hand, a sol.Al content exceeding 0.5% leads to an increase in cost, and a surface defect is induced. Thus, the content of sol.Al is in the range of 0.01-0.5%.
N: 0,005% или менееN: 0.005% or less
Когда содержание азота (N) является чрезмерным, ухудшается сопротивление старению при нормальной температура, и необходимо добавлять большое количество Al и Ti для стабилизации растворенного N. Таким образом, содержание азота предпочтительно снижать насколько возможно. С этой точки зрения содержание N определяется равным 0,005% или менее.When the nitrogen (N) content is excessive, the aging resistance deteriorates at normal temperature, and a large amount of Al and Ti must be added to stabilize the dissolved N. Thus, the nitrogen content is preferably reduced as low as possible. From this point of view, the N content is determined to be 0.005% or less.
Хотя состав основных компонентов был объяснен выше, следующие элементы также могут быть добавлены по мере необходимости, в соответствии с настоящим изобретением.Although the composition of the main components has been explained above, the following elements can also be added as necessary, in accordance with the present invention.
Cr: 0,5% или менееCr: 0.5% or less
Хром (Cr) является незаменимым элементом, который способствует надежному достижению высокой прочности стального листа путем образования комплексных фаз, также как Mn. Для достижения эффекта содержание Cr предпочтительно составляет 0,1% или более. Однако его чрезмерное добавление вызывает не только насыщение эффекта, но и увеличивает стоимость, таким образом, содержание Cr должно составлять 0,5% или менее.Chromium (Cr) is an indispensable element that contributes to the reliable achievement of high strength steel sheet by the formation of complex phases, as well as Mn. To achieve the effect, the Cr content is preferably 0.1% or more. However, its excessive addition causes not only saturation of the effect, but also increases the cost, so the Cr content should be 0.5% or less.
Mo: 0,5% или менееMo: 0.5% or less
Молибден (Mo) является элементом, который ингибирует образование перлита за счет улучшения дисперсионного твердения для облегчения получения высокопрочного стального листа. Для достижения эффекта содержание Mo предпочтительно составляет 0,1% или более. Однако молибден стоит так дорого, что чрезмерное количество добавки значительно увеличивает его себестоимость. С этой точки зрения необходимое содержание Mo составляет 0,5% или менее. Кроме того, поскольку количество образующегося мартенсита изменяется в зависимости от скорости охлаждения после отжига, скорость охлаждения должна контролироваться на основе количества Mn, Cr и Mo, что будет объяснено далее.Molybdenum (Mo) is an element that inhibits the formation of perlite by improving dispersion hardening to facilitate the production of high strength steel sheet. To achieve the effect, the Mo content is preferably 0.1% or more. However, molybdenum is so expensive that an excessive amount of the additive significantly increases its cost. From this point of view, the required Mo content is 0.5% or less. In addition, since the amount of martensite formed varies with the cooling rate after annealing, the cooling rate must be controlled based on the amounts of Mn, Cr, and Mo, which will be explained later.
Остальное, т.е. компоненты, отличные от вышеописанных, в составе высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения составляет Fe и неизбежные примеси. Однако остальное может дополнительно содержать другие компоненты, кроме вышеописанных, если наличие таких компонентов отрицательно не сказывается на функционировании и эффектах настоящего изобретения.The rest, i.e. components other than those described above comprise Fe and unavoidable impurities in the high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention. However, the rest may additionally contain other components than those described above if the presence of such components does not adversely affect the functioning and effects of the present invention.
Далее будут объяснены причины, по которым микроструктура стали должна быть ограничена таким процентным содержанием.Next, the reasons why the microstructure of the steel should be limited to such a percentage will be explained.
Объемная доля фазы феррита: 60% или болееVolume fraction of the ferrite phase: 60% or more
В соответствии с настоящим изобретением текстура феррита регулируется таким образом, что она имеет тенденцию к слишком большому снижению. А именно, когда растет содержание 2ой фазы, кроме фазы феррита, затрудняется контроль плоскостной анизотропии предела текучести контролируемых текстур. Кроме того, 2ая фаза, такая как фаза мартенсита, начинает окружать феррит с образованием сетчатой структуры, таким образом, макроскопическое пластическое поведение стального листа больше не будет зависеть от ориентации кристаллов феррита. С этой точки зрения объемная доля ферритной фазы во всей микроструктуре стального листа должна быть 60% или более, предпочтительно 75% или более.In accordance with the present invention, the texture of the ferrite is adjusted so that it tends to decrease too much. Namely, when the content of the 2nd phase increases, in addition to the ferrite phase, it becomes difficult to control the planar anisotropy of the yield strength of the controlled textures. In addition, a 2nd phase, such as a martensite phase, begins to surround the ferrite to form a network structure, so the macroscopic plastic behavior of the steel sheet will no longer depend on the orientation of the ferrite crystals. From this point of view, the volume fraction of the ferritic phase in the entire microstructure of the steel sheet should be 60% or more, preferably 75% or more.
Объемная доля фазы мартенсита: 5%-20%Volume fraction of the martensite phase: 5% -20%
Мартенситная фаза является полезной фазой, которая способствует увеличению прочности стального листа, также как снижению отношения предела текучести к пределу прочности для улучшения сохранения формы. На основании этого объемная доля мартенситной фазы по отношению ко всей микроструктуре стального листа должна составлять 5% или более. С другой стороны, когда содержание мартенситной фазы превышает 20%, мартенсит начинает окружать феррит с образованием сетчатой структуры и делает абсурдным контроль текстуры феррита, что не является предпочтительным в плане контроля плоскостной анизотропии предела текучести. Таким образом, объемная доля мартенситной фазы по отношению ко всей микроструктуре стального листа должна быть в диапазоне 5-20%. Кроме того, стальной лист в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно состоит из ферритной фазы в качестве основной фазы и фазы мартенсита в качестве 2ой фазы. Объемные доли других фаз, кроме вышеуказанных фазы феррита и фазы мартенсита, предпочтительно составляют 5% или менее, более предпочтительно 3% или менее по отношению ко всей микроструктуре стального листа.The martensitic phase is a useful phase, which contributes to an increase in the strength of the steel sheet, as well as a decrease in the ratio of yield strength to tensile strength to improve shape retention. Based on this, the volume fraction of the martensitic phase with respect to the entire microstructure of the steel sheet should be 5% or more. On the other hand, when the content of the martensitic phase exceeds 20%, martensite begins to surround the ferrite with the formation of a network structure and makes the control of ferrite texture absurd, which is not preferable in terms of controlling the plane anisotropy of the yield strength. Thus, the volume fraction of the martensitic phase with respect to the entire microstructure of the steel sheet should be in the range of 5-20%. In addition, the steel sheet in accordance with the present invention preferably consists of a ferrite phase as the main phase and a martensite phase as the 2nd phase. The volume fractions of phases other than the above ferrite phase and martensite phase are preferably 5% or less, more preferably 3% or less with respect to the entire microstructure of the steel sheet.
Объемная доля каждой фазы определяется как доля площади каждой фазы, измеренной с помощью метода подсчета точек в соответствии с ASTM E562-83 (1988). Доля площади каждой фазы измеряется, как указано ниже, а именно отбирают образец каждого холоднокатаного отожженного листа, полируют и травят ниталем его поперечное сечение, параллельное направлению прокатки (L-секция), для изучения при увеличении 4000х с помощью сканирующего электронного микроскопа SEM для определения распределения и получения доли площади ферритной фазы в качестве основной фазы и мартенситной фазы. На фотографии микроструктуры области, слегка окрашенные в черный цвет, рассматриваются как феррит, области, где образуется карбид в виде ламинарной структуры или в виде точек и линий, рассматриваются как перлит или бейнит, и зерна, окрашенные белым цветом, являются мартенситом.The volume fraction of each phase is defined as the fraction of the area of each phase measured using the point counting method in accordance with ASTM E562-83 (1988). The fraction of the area of each phase is measured as follows, namely, a sample is taken of each cold-rolled annealed sheet, its cross section parallel to the direction of rolling (L section) is polished and etched with nital for studying at 4000x magnification using an SEM scanning electron microscope to determine the distribution and obtaining the area fraction of the ferritic phase as the main phase and the martensitic phase. In the microstructure photograph, areas slightly colored in black are considered as ferrite, areas where carbide is formed as a laminar structure or in the form of dots and lines are considered as perlite or bainite, and grains painted in white are martensite.
Функции распределения 3D ориентации кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}:2,5 или менее.Distribution functions of the 3D crystal orientation along {φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °}: 2.5 or less.
Кроме того, текстуры стального листа в соответствии с настоящим изобретением оцениваются функцией распределения 3D ориентации кристаллов. Традиционно полюсная фигура рентгеновской дифракции (XRD) была использована для анализа текстуры стального листа. Поскольку полюсная фигура показывает статистическое распределение ориентации кристалла в массе кристаллического зерна, он является подходящим способом для определения преимущественной ориентации. Однако текстуры поликристаллических материалов склонны представлять не только одну преимущественную ориентацию, но и несколько преимущественных ориентаций. Например, в волокнистой структуре, которая является ориентацией группы, вращающейся вокруг определенной оси кристалла, трудно точно оценить существующую долю каждой ориентации по измерению полюсной фигуры. Таким образом, функцию распределения 3D-ориентации кристаллов получают на основе информации из полюсной фигуры для оценки существующей доли каждой ориентации.In addition, the texture of the steel sheet in accordance with the present invention is evaluated by the distribution function of the 3D crystal orientation. Traditionally, the X-ray diffraction pattern (XRD) has been used to analyze the texture of steel sheet. Since the pole figure shows the statistical distribution of the orientation of the crystal in the mass of crystalline grain, it is a suitable way to determine the preferred orientation. However, the textures of polycrystalline materials tend to represent not only one preferred orientation, but also several preferred orientations. For example, in a fibrous structure, which is the orientation of a group rotating around a certain axis of the crystal, it is difficult to accurately assess the existing fraction of each orientation by measuring the pole figure. Thus, the distribution function of the 3D orientation of the crystals is obtained based on information from the pole figure to estimate the existing fraction of each orientation.
При оценке вышеуказанной функции распределения 3D ориентации кристаллов функция распределения 3D ориентации кристаллов определяется с помощью неполных полюсных фигур (200), (211) и (110), полученных методом отражения в соответствии с методом разложения в ряды. Таким образом, было установлено, что в микроструктурах стали, включающих объемные доли вышеуказанных фаз феррита и мартенсита, когда функция распределения 3D-ориетацяи кристаллов составляет 2,5 или менее в определенной ориентации α волокна: ({φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}), плоскостная анизотропия предела текучести становится небольшой. Однако важно контролировать объемные доли фаз феррита и мартенсита, как описано выше. Например, в случае одной ферритной фазы оптимальная текстура феррита, снижающая плоскостную анизотропию предела текучести, отличается от вышеуказанной.When evaluating the above distribution function of the 3D crystal orientation, the distribution function of the 3D crystal orientation is determined using the incomplete pole figures (200), (211) and (110) obtained by the reflection method in accordance with the series expansion method. Thus, it was found that in the microstructures of steel, including the volume fractions of the above phases of ferrite and martensite, when the distribution function of the 3D orientation of the crystals is 2.5 or less in a certain orientation of the α fiber: ({φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °}), the plane anisotropy of the yield strength becomes small. However, it is important to control the volume fractions of the phases of ferrite and martensite, as described above. For example, in the case of a single ferrite phase, the optimal ferrite texture, which reduces the planar anisotropy of the yield strength, differs from the above.
Не всегда ясно, почему плоскостная анизотропия предела текучести снижается при условии, что функции распределения ЗВ-ориентации кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°} составляет 2,5 или менее. Однако изобретатели полагают следующее. А именно, в общем, ориентация кристаллов по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°} обычно появляется в феррите после холодной прокатки или превращением из деформированного аустенита. Когда функция распределения 3D ориентации кристаллов является большой, плоскостная анизотропия механических характеристик имеет тенденцию к увеличению, при этом необходимо контролировать функцию распределения 3D ориентации кристаллов в пределах приемлемого диапазона для снижения плоскостной анизотропии. Однако оптимальное значение варьируется в зависимости от вида стали. В частности, в комплексной фазе стального листа, имеющего смешанную структуру ферритной фазы 60% или более в качестве основной фазы и фазы мартенсита 5-20%, к которым относится настоящее изобретение, оптимальная функция распределения 3D ориентации кристаллов должна быть 2,5 или менее.It is not always clear why the planar anisotropy of the yield strength decreases, provided that the distribution function of the SV orientation of the crystals over {φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °} is 2.5 or less. However, the inventors believe the following. Namely, in general, the crystal orientation in {φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °} usually appears in ferrite after cold rolling or transformation from deformed austenite. When the distribution function of the 3D crystal orientation is large, the planar anisotropy of the mechanical characteristics tends to increase, and it is necessary to control the distribution function of the 3D crystal orientation within an acceptable range to reduce planar anisotropy. However, the optimal value varies depending on the type of steel. In particular, in the complex phase of the steel sheet having a mixed structure of the ferrite phase of 60% or more as the main phase and the martensite phase of 5-20%, to which the present invention relates, the optimal distribution function of the 3D crystal orientation should be 2.5 or less.
Далее будет описан способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа в соответствии с настоящим изобретением.Next will be described a method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet in accordance with the present invention.
Используемый стальной сляб предпочтительно изготавливается непрерывным литьем для предотвращения макросегрегации компонентов. Однако также являются приемлемыми разливка в слитки и разливка тонкого сляба. Кроме традиционного способа, в котором изготовленный сляб однократно охлаждают до комнатной температуры, а затем повторно нагревают, без проблем могут быть применимы энергосберегающие процессы, такие как горячая загрузка при прокатке для введения горячего сляба в нагревательную печь для горячей прокатки без охлаждения, и прямая горячая прокатка для начала горячей прокатки после быстрого достижения необходимой температуры.The steel slab used is preferably fabricated by continuous casting to prevent macrosegregation of the components. However, casting and casting thin slabs are also acceptable. In addition to the traditional method, in which the manufactured slab is once cooled to room temperature and then reheated, energy-saving processes, such as hot loading during rolling, for introducing the hot slab into the hot rolling heating furnace without cooling, and direct hot rolling, can be applied without problems. to start hot rolling after quickly reaching the required temperature.
Температура нагрева сляба предпочтительно является низкой для развития {111} текстуры рекристаллизации укрупнением выделений для улучшения глубокой вытяжки. Однако когда температура нагрева сляба менее 1000°C, увеличивается давление при прокатке, таким образом, увеличивается риск возникновения проблем во время горячей прокатки. Таким образом, предпочтительно, чтобы температура нагрева сляба составляла 1000°C и более. Кроме того, с точки зрения увеличения потери на окалину с последующим увеличением веса продуктов окисления предпочтительно, чтобы верхний предел оптимальной температуры нагрева сляба составлял 1300°C.The slab heating temperature is preferably low for the development of {111} recrystallization texture by coarsening of precipitates to improve deep drawing. However, when the slab heating temperature is less than 1000 ° C, the rolling pressure increases, thus increasing the risk of problems during hot rolling. Thus, it is preferable that the heating temperature of the slab was 1000 ° C or more. In addition, from the point of view of increasing the loss of scale and the subsequent increase in the weight of the oxidation products, it is preferable that the upper limit of the optimum heating temperature of the slab was 1300 ° C.
Проводят горячую прокатку стального сляба, нагретого при вышеуказанных условиях, включающую черновую прокатку и чистовую прокатку. Здесь стальной сляб черновой прокаткой превращается в листовую заготовку. Не требуется указывать условия черновой прокатки и ее можно выполнять в соответствии с известным уровнем техники. Кроме того, так называемый нагреватель листовой заготовки может быть эффективно использован для нагрева листовой заготовки, так чтобы сохранять низкой температуру нагрева сляба и предотвращать неполадки во время горячей прокатки.Hot rolling is carried out on a steel slab heated under the above conditions, including rough rolling and finishing rolling. Here, a steel slab by rough rolling turns into a sheet blank. It is not necessary to indicate the conditions for rough rolling and can be performed in accordance with the prior art. In addition, the so-called sheet blank heater can be effectively used to heat the sheet blank so as to keep the slab heating temperature low and to prevent malfunctions during hot rolling.
Температура окончания: 840-950°CEnd temperature: 840-950 ° C
Затем проводят чистовую прокатку листовой заготовки для формования горячекатаного стального листа. В этом случае температура окончания, т.е. температура подачи в чистовую клеть (FT), должна быть в диапазоне 840-950°C для достижения текстур, предпочтительных для плоскостной анизотропии предела текучести после холодной прокатки и рекристаллизационного отжига. Когда FT менее 840°C, наряду с высоким давлением при горячей прокатке, горячая прокатка в ферритовой области осуществляется в части систем компонентов, тем самым существенно изменяется текстура. Когда FT превышает 950°C, микроструктуры укрупняются и также прокатка не может быть выполнена полностью в условиях нерекристаллизации аустенита, таким образом, плоскостная анизотропия предела текучести будет увеличена после отжига при холодной прокатке.Then finish rolling of the sheet billet is carried out to form a hot-rolled steel sheet. In this case, the end temperature, i.e. The finishing stand feed temperature (FT) should be in the range of 840-950 ° C to achieve textures that are preferable for planar anisotropy of the yield strength after cold rolling and recrystallization annealing. When the FT is less than 840 ° C, along with the high pressure during hot rolling, hot rolling in the ferrite region is carried out in part of the component systems, thereby substantially changing the texture. When the FT exceeds 950 ° C, the microstructures coarsen and rolling also cannot be performed completely under conditions of non-recrystallization of austenite, so the planar anisotropy of the yield strength will be increased after annealing during cold rolling.
В целях снижения давления прокатки при горячей прокатке может быть применена смазка при прокатке в части чистовой прокатки или между полными проходами, что является эффективным в выравнивании формы стального листа и гомогенизации материалов. Коэффициент трения при смазке прокатки предпочтительно находится в диапазоне 0,10-0,25. Кроме того, предпочтительно, чтобы соседние листовые заготовки должны быть взаимно соединены так, чтобы обеспечить непрерывный процесс прокатки для непрерывной чистовой прокатки с точки зрения стабильности работы во время горячей прокатки.In order to reduce the rolling pressure during hot rolling, lubrication can be applied during rolling in the part of the finish rolling or between full passages, which is effective in aligning the shape of the steel sheet and homogenizing the materials. The friction coefficient for rolling lubrication is preferably in the range of 0.10-0.25. In addition, it is preferable that adjacent sheet blanks be mutually connected so as to provide a continuous rolling process for continuous finish rolling from the point of view of stability during hot rolling.
Хотя температуру намотки (CT) необязательно устанавливать, CT предпочтительно находится в диапазоне 400-720°C. В частности, если CT превышает верхний предел, кристаллическое зерно, как правило, укрупняется, таким образом, снижается прочность.Although it is not necessary to set the winding temperature (CT), the CT is preferably in the range 400-720 ° C. In particular, if CT exceeds the upper limit, the crystalline grain, as a rule, coarsens, thus, the strength decreases.
Степень обжатия при холодной прокатке: в диапазоне 30-70%The degree of compression during cold rolling: in the range of 30-70%
Проводят холодную прокатку горячекатаного стального листа, изготовленного при вышеуказанных условиях. Предпочтительно выполняют декапирование горячекатаного стального листа для удаления окалины перед холодной прокаткой. Декапирование может быть осуществлено при нормальных условиях. Когда степень обжатия при холодной прокатке составляет менее 30%, скорость рекристаллизации меняется, поэтому трудно контролировать плоскостную анизотропию предела текучести. Степень обжатия при холодной прокатке более 70% затрудняет достижение искомых текстур, потому что области, окружающие карбид, участвующие в горячей прокатке, частично деформируются и текстуры феррита после отжига начинают существенно меняться. Таким образом, степень обжатия при холодной прокатке должна составлять 30-70%.Cold rolling of a hot-rolled steel sheet made under the above conditions is carried out. Preferably, the hot-rolled steel sheet is decapitated to remove scale before cold rolling. Duplication can be carried out under normal conditions. When the degree of compression during cold rolling is less than 30%, the recrystallization rate changes, so it is difficult to control the planar anisotropy of the yield strength. The degree of compression during cold rolling of more than 70% makes it difficult to achieve the desired textures, because the areas surrounding the carbide involved in hot rolling are partially deformed and the texture of ferrite after annealing begins to change significantly. Thus, the degree of compression during cold rolling should be 30-70%.
Температура отжига: 800°C - точка A3 Annealing temperature: 800 ° C - point A 3
Нагревают холоднокатаный стальной лист, изготовленный при вышеуказанных условиях, до 800°C - точка A3, и отжигают в том же диапазоне. Отжиг при температуре менее 800°C не может обеспечить γ фракцию во время выдержки и, таким образом, достаточное количество мартенситных фаз не может быть сформировано после охлаждения. В то время как температура отжига выше точки A3 делает содержание у фракции слишком высокой и текстуры после обратного превращения значительно меняются, таким образом, трудно достичь искомых текстур. Таким образом, температура отжига должна быть в диапазоне 800°C - точка A3.The cold-rolled steel sheet manufactured under the above conditions is heated to 800 ° C — point A 3 , and annealed in the same range. Annealing at temperatures below 800 ° C cannot provide the γ fraction during aging, and thus, a sufficient number of martensitic phases cannot be formed after cooling. While the annealing temperature above point A 3 makes the content of the fraction too high and the textures change significantly after the reverse transformation, it is therefore difficult to achieve the desired textures. Thus, the annealing temperature should be in the range of 800 ° C - point A 3 .
Скорость охлаждения в диапазоне температур от температуры отжига до, по меньшей мере, 400°C: критическая скорость охлаждения CR (°C/с) или болееCooling rate in the temperature range from annealing temperature to at least 400 ° C: critical cooling rate CR (° C / s) or more
Для формирования мартенситной фазы при заданной объемной доле холоднокатаный стальной лист, отожженный при вышеуказанных условиях, охлаждают в диапазоне температур от температуры отжига, по меньшей мере, до 400°C с критической скоростью охлаждения CR (°C/с) или более, представленной следующей формулой:To form the martensitic phase at a given volume fraction, the cold-rolled steel sheet annealed under the above conditions is cooled in the temperature range from the annealing temperature to at least 400 ° C with a critical cooling rate of CR (° C / s) or more, represented by the following formula :
logCR=-3,50[%Mo]-1,20[%Mn]-2,0[%Cr]-0,32[%P]+3,50,logCR = -3.50 [% Mo] -1.20 [% Mn] -2.0 [% Cr] -0.32 [% P] +3.50,
где [%М] представляет количество элемента M, содержащегося в стали (% масс.).where [% M] represents the amount of element M contained in steel (% mass.).
Когда средняя скорость охлаждения в указанном диапазоне температур менее критической скорости охлаждения, трудно формировать мартенсит, так что образуется микроструктура однофазного феррита. Таким образом, стальной лист является недостаточно прочным и также не может контролироваться плоскостная анизотропия предела текучести. Скорость охлаждения свыше 100°/с вызывает недостаточный самоотпуск мартенсита, образующегося при непрерывном охлаждении. Таким образом, мартенсит чрезмерно упрочняется и повышается предел текучести, а пластичность уменьшается. Таким образом, скорость охлаждения предпочтительно составляет 100°/с или менее. Кроме того, для контроля такой скорости охлаждения предпочтительно использовать для отжига линию непрерывного отжига.When the average cooling rate in the indicated temperature range is less than the critical cooling rate, it is difficult to form martensite, so that a microstructure of single-phase ferrite is formed. Thus, the steel sheet is not strong enough and planar anisotropy of the yield strength cannot be controlled either. A cooling rate above 100 ° / s causes insufficient self-tempering of the martensite formed during continuous cooling. Thus, martensite is excessively hardened and the yield strength is increased, and ductility is reduced. Thus, the cooling rate is preferably 100 ° / s or less. In addition, to control such a cooling rate, it is preferable to use a continuous annealing line for annealing.
Основная технологическая схема настоящего изобретения была представлена выше, однако могут быть добавлены следующие процессы:The main flow chart of the present invention has been presented above, however, the following processes can be added:
После вышеуказанного процесса отжига холоднокатаного стального листа могут быть добавлены процессы обработки поверхности, например гальваническое цинкование или горячее цинкование погружением для формирования слоя покрытия на поверхности стального листа. Слои покрытия могут быть предоставлены не только покрытием из чистого цинка и сплавов на основе цинка, но и A1 покрытием и покрытием на основе A1 сплава. А именно, могут быть приемлемыми различные слои покрытия, наносимые ранее на поверхность стального листа.After the above annealing process of the cold rolled steel sheet, surface treatment processes, for example galvanizing or hot dip galvanizing, can be added to form a coating layer on the surface of the steel sheet. Coating layers can be provided not only with a coating of pure zinc and zinc-based alloys, but also with an A1 coating and a coating based on the A1 alloy. Namely, various coating layers previously applied to the surface of the steel sheet may be acceptable.
Для исправления формы и регулировки степени шероховатости поверхности листа холоднокатаный отожженный лист или стальной лист с покрытием, изготовленный как указано выше, может пройти дрессировку или процесс выравнивания. Коэффициент удлинения при дрессировке или в процессе выравнивания предпочтительно находится в диапазоне 0,2-15%. В случае коэффициента удлинения менее 0,2% не может быть достигнута коррекция первоначально заданной формы и степени шероховатости. Если коэффициент удлинения составляет более 15%, пластичность, как правило, значительно снижается, что не является предпочтительным.To correct the shape and adjust the degree of surface roughness of the sheet, a cold-rolled annealed sheet or coated steel sheet made as described above can undergo a training or leveling process. The elongation coefficient during training or during the alignment process is preferably in the range of 0.2-15%. In the case of an elongation coefficient of less than 0.2%, a correction of the initially given shape and degree of roughness cannot be achieved. If the elongation ratio is more than 15%, ductility, as a rule, is significantly reduced, which is not preferred.
ПримерыExamples
Расплавленную сталь, имеющую широкий спектр компонентов состава, как показано в таблице 1, готовят разливкой в слитки и непрерывной разливкой для получения соответствующих образцов стального сляба. С каждым из образцов стального сляба проводят: нагрев до 1250°C; превращение в листовую заготовку черновой прокаткой; чистовую прокатку в условиях, представленных в таблице 2, для получения горячекатаного стального листа стали; травление и холодную прокатку горячекатаного стального листа со степенью обжатия, представленной в таблице 2, для получения холоднокатаного стального листа; прерывный отжиг холоднокатаного стального листа на линии непрерывного отжига в условиях, представленных в таблице 2; и дрессировку отожженного холоднокатаного стального листа с коэффициентом удлинения 0,5%. Точку A3 в таблице 1 рассчитывают с использованием программного обеспечения "Thermo-Calc (зарегистрированный товарный знак)".Molten steel having a wide range of compositional components, as shown in Table 1, is prepared by casting into ingots and continuous casting to obtain the corresponding samples of a steel slab. With each of the samples of the steel slab spend: heating to 1250 ° C; transformation into a sheet blank by rough rolling; fine rolling under the conditions presented in table 2, to obtain a hot-rolled steel sheet of steel; etching and cold rolling of a hot-rolled steel sheet with a reduction ratio shown in Table 2 to obtain a cold-rolled steel sheet; continuous annealing of cold-rolled steel sheet on a continuous annealing line under the conditions shown in table 2; and training annealed cold rolled steel sheet with an elongation coefficient of 0.5%. Point A 3 in table 1 is calculated using the Thermo-Calc (registered trademark) software.
Исследуют характеристики прочности при растяжении, текстуры и микроструктуры образцов холоднокатаного отожженного листа, полученного соответственным образом:Explore the characteristics of tensile strength, texture and microstructure of samples of cold-rolled annealed sheet, obtained accordingly:
(1) Характеристики прочности при растяжении(1) Tensile Strength Characteristics
Образцы для испытаний на растяжение JIS №5 отбирают от каждого отожженного холоднокатаного стального листа в направлении 0° (L направление), 45° (D направление) и 90° (С направление) по отношению к направлению прокатки и испытание на растяжение проводят со скоростью траверсы 10 мм/мин в соответствии с требованием JIS Z 2241 для определения предела текучести (YS), предела прочности (TS) и равномерного относительного удлинения (EUI). Характерными значениями предела прочности (TS) и равномерного относительного удлинения (EUI) являются предел прочности TSL и равномерное относительное удлинение UE1L каждого образца, полученные для направления 0°. Кроме того, ∆YPL используют в качестве индекса, представляющего плоскостную анизотропию предела текучести. ∆YPL представляет плоскостную анизотропию предела текучести, нормированную по YPL, и может быть рассчитан по следующей формуле:JIS No. 5 tensile test specimens are taken from each annealed cold rolled steel sheet in the 0 ° (L direction), 45 ° (D direction) and 90 ° (C direction) directions with respect to the rolling direction and the tensile test is carried out at a traverse speed 10 mm / min in accordance with JIS Z 2241 for yield strength (YS), tensile strength (TS) and uniform elongation (EUI). The characteristic values of ultimate strength (TS) and uniform elongation (EUI) are the tensile strength TS L and uniform elongation UE1 L of each specimen obtained for the 0 ° direction. In addition, ΔYP L is used as an index representing the planar anisotropy of the yield strength. ∆YP L represents the plane anisotropy of the yield strength normalized by YP L and can be calculated by the following formula:
∆YPL={(YPL/YPL)+(YPC/YPL)-2(YPD/YPL)}/2∆YP L = {(YP L / YP L ) + (YP C / YP L ) -2 (YP D / YP L )} / 2
=(YPL+YPC-2YPD)/(2YPL),= (YP L + YP C -2YP D ) / (2YP L ),
где YPL=YSL/YSL, YPD=YSD/YSL, YPC=YSC/YSL и YSL, YSD, YSC представляют предел текучести каждого образца, полученного по 0° (L направление), 45° (D направление) и 90° (C направление) соответственно. Когда абсолютное значение ∆YPL составляет 0,03 или менее, плоскостную анизотропию можно рассматривать как превосходную.where YP L = YS L / YS L , YP D = YS D / YS L , YP C = YS C / YS L and YS L , YS D , YS C represent the yield strength of each sample obtained at 0 ° (L direction) , 45 ° (D direction) and 90 ° (C direction), respectively. When the absolute value of ΔYP L is 0.03 or less, planar anisotropy can be considered excellent.
(2) Текстура и микроструктура стали(2) Steel texture and microstructure
(a) Функция распределения 3D ориентации кристаллов(a) Distribution function of 3D crystal orientation
Проводят рентгенофазовый анализ каждого образца отожженного холоднокатаного стального листа на 1/4 толщины от поверхности листа и функцию распределения 3D ориентации кристаллов получают из неполных полюсных фигур (200), (211) и (110), полученных методом отражения. Затем функцию распределения 3D ориентации кристаллов оценивают по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}.An x-ray phase analysis of each annealed cold-rolled steel sheet is carried out at 1/4 of the thickness from the sheet surface and the distribution function of the 3D crystal orientation is obtained from incomplete pole figures (200), (211) and (110) obtained by reflection. Then, the distribution function of the 3D crystal orientation is estimated by {φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °}.
(b) Объемная доля каждой фазы(b) Volume fraction of each phase
Объемная доля каждой фазы является долей площади, измеренной методом подсчета точек, как описано выше.The volume fraction of each phase is the fraction of the area measured by the point counting method, as described above.
Полученные результаты испытаний приведены в таблице 2.The obtained test results are shown in table 2.
Следует принять во внимание, что из таблицы 2 видно, что функция распределения 3D-ориентации кристаллов каждого стального листа в соответствии с настоящим изобретением составляет 2,5 или менее по {φ1, Φ, φ2}={0°, 35°, 45°}. Таким образом, можно признать, что плоскостная анизотропия предела текучести уменьшается, хотя предел прочности (TS) составляет 500 МПа или более.You should take into account that from table 2 it is seen that the distribution function of the 3D orientation of the crystals of each steel sheet in accordance with the present invention is 2.5 or less according to {φ1, Φ, φ2} = {0 °, 35 °, 45 ° }. Thus, it can be recognized that the planar anisotropy of the yield strength decreases, although the tensile strength (TS) is 500 MPa or more.
Промышленная применимостьIndustrial applicability
Высокопрочный холоднокатаный стальной с низкой плоскостной анизотропией предела текучести, который может быть получен в соответствии с настоящим изобретением, подходит для использования в качестве стального листа для автомобилей, а также в самых различных областях, таких как детали домашних электроприборов, банки для напитков и т.д.The high-strength cold-rolled steel with low planar yield stress anisotropy, which can be obtained in accordance with the present invention, is suitable for use as a steel sheet for automobiles, as well as in a variety of areas, such as parts of household electrical appliances, beverage cans, etc. .
Claims (2)
C: 0,06-0,12
Si: 0,7 или менее
Mn: 1,2-2,6
P: 0,020 или менее
S: 0,03 или менее
sol.Al: 0,01-0,5
N: 0,005 или менее
по меньшей мере один из Cr: 0,5 или менее, и Mo: 0,5 или менее, и
Fe и неизбежные примеси - остальное,
причем стальной лист включает в пересчете на объемную долю по отношению ко всей микроструктуре стального листа 60% или более ферритной фазы в качестве основной фазы, 5-20% мартенситной фазы, и имеет функцию распределения 3D ориентации кристаллов 2,5 или менее по {φ1, Ф, φ2}={0°, 35°, 45°}.1. High strength cold rolled steel sheet with an absolute value ΔYP L of 0.03 or less, having a composition that includes, wt.%:
C: 0.06-0.12
Si: 0.7 or less
Mn: 1.2-2.6
P: 0.020 or less
S: 0.03 or less
sol.Al: 0.01-0.5
N: 0.005 or less
at least one of Cr: 0.5 or less, and Mo: 0.5 or less, and
Fe and unavoidable impurities - the rest,
moreover, the steel sheet includes, in terms of the volume fraction with respect to the entire microstructure of the steel sheet, of 60% or more of the ferritic phase as the main phase, 5-20% of the martensitic phase, and has a distribution function of the 3D crystal orientation of 2.5 or less over {φ1, Ф, φ2} = {0 °, 35 °, 45 °}.
logCR=-3,50[%Mo]-1,20[%Mn]-2,0[%Cr]-0,32[%P]+3,50. 2. A method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet with an absolute value ΔYP L of 0.03 or less, comprising obtaining a steel slab having the composition specified in claim 1, hot rolling the steel slab at an end temperature of 840-950 ° C, followed by cold rolling with a reduction ratio of 30-70%, then annealing at a temperature of from 800 ° C or more to a point A 3 or less, and subsequent cooling with a critical cooling rate of CR (° C / s) or higher, which is expressed by the following formula in the range temperature ry annealing to 400 ° C:
logCR = -3.50 [% Mo] -1.20 [% Mn] -2.0 [% Cr] -0.32 [% P] +3.50.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2012-044048 | 2012-02-29 | ||
JP2012044048A JP2013181183A (en) | 2012-02-29 | 2012-02-29 | High strength cold rolled steel sheet having low in-plane anisotropy of yield strength, and method of producing the same |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2013109050A RU2013109050A (en) | 2014-09-10 |
RU2534703C2 true RU2534703C2 (en) | 2014-12-10 |
Family
ID=49091828
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2013109050/02A RU2534703C2 (en) | 2012-02-29 | 2013-02-28 | High-strength cold-rolled steel sheet with low in-plane anisotropy of yield point and method of its production |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2013181183A (en) |
CN (1) | CN103290310B (en) |
BR (1) | BR102013004716B1 (en) |
MY (1) | MY171985A (en) |
RU (1) | RU2534703C2 (en) |
ZA (1) | ZA201208370B (en) |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2690383C2 (en) * | 2015-04-08 | 2019-06-03 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Steel sheet for heat treatment |
US10563281B2 (en) | 2015-04-08 | 2020-02-18 | Nippon Steel Corporation | Heat-treated steel sheet member and method for producing the same |
US11041225B2 (en) | 2015-04-08 | 2021-06-22 | Nippon Steel Corporation | Heat-treated steel sheet member and method for producing the same |
Families Citing this family (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR101672103B1 (en) * | 2014-12-22 | 2016-11-02 | 주식회사 포스코 | Hot rolled steel sheet for hot galvanized iron having high surface quality and high strength, and method for producing the same |
CN110402298B (en) | 2017-03-13 | 2021-10-15 | 杰富意钢铁株式会社 | High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same |
CN113999962A (en) * | 2021-11-09 | 2022-02-01 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | High-toughness bainite steel rail and production method thereof |
WO2024070052A1 (en) * | 2022-09-30 | 2024-04-04 | 日本製鉄株式会社 | Steel plate |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2288959C2 (en) * | 2000-12-18 | 2006-12-10 | Тиссенкрупп Аччаи Спечали Терни С.П.А. | Method for producing electrical steel strips with oriented grains |
RU2341566C2 (en) * | 2003-02-05 | 2008-12-20 | Юзинор | Manufacturing method of cold strip from biphase steel with ferrite-martensite structure and received strip |
Family Cites Families (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN1074054C (en) * | 1995-02-23 | 2001-10-31 | 新日本制铁株式会社 | Cold-rolled steel sheet and hot-dipped galvanized steel sheet excellent in uniform workability, and process for producing the sheets |
WO2002022904A1 (en) * | 2000-09-12 | 2002-03-21 | Nkk Corporation | Super high tensile cold-rolled steel plate and method for production thereof |
-
2012
- 2012-02-29 JP JP2012044048A patent/JP2013181183A/en active Pending
- 2012-11-07 ZA ZA2012/08370A patent/ZA201208370B/en unknown
- 2012-11-30 CN CN201210505904.0A patent/CN103290310B/en active Active
- 2012-12-17 MY MYPI2012005461A patent/MY171985A/en unknown
-
2013
- 2013-02-27 BR BR102013004716-3A patent/BR102013004716B1/en not_active IP Right Cessation
- 2013-02-28 RU RU2013109050/02A patent/RU2534703C2/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2288959C2 (en) * | 2000-12-18 | 2006-12-10 | Тиссенкрупп Аччаи Спечали Терни С.П.А. | Method for producing electrical steel strips with oriented grains |
RU2341566C2 (en) * | 2003-02-05 | 2008-12-20 | Юзинор | Manufacturing method of cold strip from biphase steel with ferrite-martensite structure and received strip |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2690383C2 (en) * | 2015-04-08 | 2019-06-03 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Steel sheet for heat treatment |
US10563281B2 (en) | 2015-04-08 | 2020-02-18 | Nippon Steel Corporation | Heat-treated steel sheet member and method for producing the same |
US10822680B2 (en) | 2015-04-08 | 2020-11-03 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet for heat treatment |
US11041225B2 (en) | 2015-04-08 | 2021-06-22 | Nippon Steel Corporation | Heat-treated steel sheet member and method for producing the same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN103290310A (en) | 2013-09-11 |
ZA201208370B (en) | 2013-07-31 |
RU2013109050A (en) | 2014-09-10 |
BR102013004716B1 (en) | 2019-04-30 |
BR102013004716A2 (en) | 2015-10-06 |
MY171985A (en) | 2019-11-11 |
CN103290310B (en) | 2015-05-06 |
JP2013181183A (en) | 2013-09-12 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US9322091B2 (en) | Galvanized steel sheet | |
KR101930186B1 (en) | High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same | |
US10196727B2 (en) | High strength galvanized steel sheet having excellent bendability and weldability, and method of manufacturing the same | |
KR101990717B1 (en) | High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same | |
RU2534703C2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet with low in-plane anisotropy of yield point and method of its production | |
JP7239066B2 (en) | Steel plate, member and manufacturing method thereof | |
KR20140099544A (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
RU2587102C1 (en) | High-strength steel sheet and method of making same | |
KR20120023129A (en) | High-strength steel sheet and manufacturing method therefor | |
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 | |
EP1350859A1 (en) | High-tensile strength hot-rolled steel sheet excellent in elongation properties and stretch flangeability, and producing method thereof | |
JP4696870B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
KR102245008B1 (en) | High-strength steel sheet and its manufacturing method | |
KR20200101980A (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength plated steel sheet and their manufacturing method | |
KR102404647B1 (en) | Hot-stamped article and steel sheet for hot-stamping, and manufacturing method thereof | |
WO2016157257A1 (en) | High-strength steel sheet and production method therefor | |
JP5821864B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in burring workability and manufacturing method thereof | |
KR102058803B1 (en) | Cold rolled steel sheet, plated steel sheet and methods for producing same | |
KR20170095977A (en) | High-strength steel sheet and production method therefor | |
JP2006233309A (en) | High-tensile-strength hot-rolled steel plate with superior bake-hardenability and formability, and manufacturing method therefor | |
JPH03257124A (en) | Production of cold rolled steel sheet for deep drawing having baking hardenability | |
JP4370795B2 (en) | Method for producing hot-dip galvanized steel sheet | |
KR20230059816A (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing method thereof | |
KR102687217B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
KR20140083285A (en) | Cold-rolled steel sheet for outcase of car having low yield ratio with excellent formability and method of manufacturing the same |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20210301 |