RU2674360C2 - Горячекатаный стальной лист и соответствующий способ изготовления - Google Patents

Горячекатаный стальной лист и соответствующий способ изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2674360C2
RU2674360C2 RU2017104317A RU2017104317A RU2674360C2 RU 2674360 C2 RU2674360 C2 RU 2674360C2 RU 2017104317 A RU2017104317 A RU 2017104317A RU 2017104317 A RU2017104317 A RU 2017104317A RU 2674360 C2 RU2674360 C2 RU 2674360C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
sheet
steel
oxidation
composition
paragraphs
Prior art date
Application number
RU2017104317A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2017104317A (ru
RU2017104317A3 (ru
Inventor
Жан-Марк ПИПАР
Астрид ПЕРЛАД
Бастьен ВЕБЕР
Орели МИЛАНИ
Флоранс ПЕШНО
Original Assignee
Арселормиттал
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Арселормиттал filed Critical Арселормиттал
Publication of RU2017104317A publication Critical patent/RU2017104317A/ru
Publication of RU2017104317A3 publication Critical patent/RU2017104317A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2674360C2 publication Critical patent/RU2674360C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/02—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к горячекатаному стальному листу толщиной между 1,5 и 4,5 миллиметров, используемому в автомобилестроении. Лист изготовлен из стали следующего химического состава, мас.%: 0,04 ≤ C ≤ 0,08, 1,2 ≤ Mn ≤ 1,9, 0,1 ≤ Si ≤ 0,3, 0,07 ≤ Ti ≤ 0,125, 0,05 ≤ Мо ≤ 0,35, 0,15 <Cr ≤ 0,6, когда 0,05 ≤ Mo≤ 0,11, или 0,10 ≤ Cr ≤ 0,6, когда 0,11 < Мо ≤ 0,35, Nb ≤ 0,045, 0,005 ≤ Al ≤ 0,1, 0,002 ≤ N ≤ 0,01, S ≤ 0,004, P <0,020, остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих в результате обработки. Микроструктура листа образована зернистым бейнитом, процент площади которого более 70%, и ферритом, процент площади которого составляет менее 20%, остальное, если присутствует, состоит из нижнего бейнита, мартенсита и остаточного аустенита, причем сумма мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 5%. Обеспечивается предел текучести более 680 МПа в направлении, поперечном к направлению прокатки, и менее или равный 840 МПа, прочность между 780 МПа и 950 МПа, относительное удлинение при разрыве более 10% и коэффициент расширения отверстия (Ас) более или равный 45%. 2 н. и 20 з.п. ф-лы, 10 ил., 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится в основном к горячекатаному стальному листу.
Настоящее изобретение также относится к способу, который позволяет изготовить стальной лист этого типа.
Необходимость производить автомобильные транспортные средства с меньшей массой и необходимость повышения безопасности привело к созданию высокопрочных сталей.
Исторически развитие началось со сталей, включающих добавочные элементы, главным образом, для получения дисперсионного упрочнения.
Позже были предложены "двухфазные" стали, которые включают мартенсит в ферритной матрице для получения структурного упрочнения.
Для получения более высокой прочности в сочетании с обрабатываемостью были разработаны TRIP (пластичность, наведённая превращением) стали, микроструктура которых состоит из ферритной матрицы, включая бейнит и остаточный аустенит, которые превращаются в мартенсит под действием деформации, например, во время операции штамповки.
Для достижения механической прочности более 800 МПа были предложены многофазные стали со структурой, в основном состоящей из бейнита. Эти стали используются в промышленности, и в частности, в автомобильной промышленности для изготовления конструкционных деталей.
Этот тип стали описан в ЕР 2 020 451. Для получения относительного удлинения при разрыве более 10%, а также механической прочности более 800 МПа, стали, описанные в данной публикации, включают в дополнение к известному присутствию углерода, марганец и кремний, молибден и ванадий. Микроструктура сталей включает по существу верхний бейнит (по меньшей мере, 80%), а также нижний бейнит, мартенсит и остаточный аустенит.
Однако изготовление этих сталей дорого из-за присутствия молибдена и ванадия.
Кроме того, некоторые автомобильные детали, такие как брус буфера и рычаги подвески изготовлены операциями формования, которые сочетают в себе различные режимы деформации. Некоторые микроструктурные характеристики стали могут хорошо подходить для одного режима деформации, но не очень подходят для другого режима. Некоторые части деталей должны иметь высокий предел прочности при разрыве; другие должны подходить для формования кромки. Это последнее свойство оценивается с использованием метода раздачи отверстия, описанного в стандарте ISO 16630:2009.
Один из видов стали, который устраняет эти недостатки, не содержит молибден или ванадий, и включает титан и ниобий в определённых количествах, эти последние два элемента, придающие листу помимо всего прочего планируемую прочность, необходимое упрочнение и заданный коэффициент раздачи отверстия.
Стальные листы, которые являются предметом настоящего изобретения, подвергают горячей намотке, так как эта операция обеспечивает, помимо прочего, выделение карбидов титана и придаёт максимальную твёрдость листу.
Однако было установлено, что для некоторых сталей, которые включают элементы, которые являются более склонными к окислению, чем железо, например, кремний, марганец, хром и алюминий, некоторые листы, намотанные при высокой температуре, имеют дефекты поверхности. Эти дефекты могут быть увеличены последующей деформацией листов. Поэтому, чтобы предотвратить эти дефекты, необходимо либо выполнить быстрое охлаждение рулонов дополнительным процессом, который имеет более высокую стоимость, либо выполнить операцию намотки при более низкой температуре, что вызывает уменьшение выделения титана.
Целью настоящего изобретения является, следовательно, создание листа, для которого высокотемпературная намотка не вызывает образования вышеуказанных поверхностных дефектов.
Дополнительной целью настоящего изобретения является стальной лист без покрытия или оцинкованный. Состав и механические характеристики стали должны быть совместимы с ограничениями и термическими циклами непрерывных процессов горячего цинкования.
Дополнительной целью настоящего изобретения является способ изготовления стального листа, который не требует больших усилий прокатки, что позволяет осуществлять изготовление в широком диапазоне толщин, например, между 1,5 и 4,5 мм.
Наконец, дополнительной целью изобретения является горячекатаный стальной лист, стоимость изготовления которого является экономичной, который одновременно обладает пределом текучести выше 680 МПа, по меньшей мере, в направлении, поперечном к направлению прокатки, и менее или равным 840 МПа, механической прочностью между 780 МПа и 950 МПа, относительным удлинением при разрыве более 10% и коэффициентом раздачи отверстия (Ас) более или равным 45%.
Для этой цели лист в соответствии с изобретением по существу характеризуется тем, что его химический состав включает, в мас.%:
0,04% ≤ C ≤ 0,08%
1,2% ≤ Mn ≤ 1,9%
0,1% ≤ Si ≤ 0,3%
0,07% ≤ Ti ≤ 0,125%
0,05% ≤ Мо ≤ 0,35%
0,15% < Cr ≤ 0,6% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,6% когда 0,11% < Мо ≤ 0,35%
Nb ≤ 0,045%
0,005% ≤ Al ≤ 0,1%
0,002% ≤ N ≤ 0,01
S ≤ 0,004%
P <0,020%
и необязательно 0,001% ≤ V ≤ 0,2%,
остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих в результате обработки, микроструктура которого образована зернистым бейнитом, процент площади которого более 70%, и ферритом, процент площади которого составляет менее 20%, и остальное, если имеется, состоит из нижнего бейнита, мартенсита и остаточного аустенита, причем сумма содержания мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 5%.
Лист в соответствии с изобретением также может включать следующие необязательные характеристики, рассматриваемые по отдельности или в любых технически возможных комбинациях:
- химический состав включает, мас.%:
0,04% ≤ C ≤ 0,08%
1,2% ≤ Mn ≤ 1,9%
0,1% ≤ Si ≤ 0,3%
0,07% ≤ Ti ≤ 0,125%
0,05% ≤ Мо ≤ 0,25%
0,16% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,11% <Мо ≤ 0,25%
Nb ≤ 0,045%
0,005% ≤ Al ≤ 0,1%
0,002% ≤ N ≤ 0,01%
S ≤ 0,004%
P < 0,020%
остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих в результате обработки,
- состав стали включает, мас.%:
0,27% ≤ Cr ≤ 0,52% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,52% когда 0,11% < Мо ≤ 0,25%
- состав стали включает, мас.%:
0,05% ≤ Мо ≤ 0,18%, и
0,16% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,11% < Мо ≤ 0,18%
- химический состав включает, мас.%:
0,05% ≤ C ≤ 0,07%
1,4% ≤ Mn ≤ 1,6%
0,15% ≤ Si ≤ 0,3%
Nb ≤ 0,04%
0,01% ≤ Al ≤ 0,07%
- химический состав включает, мас.%:
0,040% ≤ Tieff ≤ 0,095%
где Tieff = Ti - 3,42хN,
где Ti является массовым содержанием титана
и N является массовым содержанием азота
- стальной лист наматывают и протравливают, операцию намотки выполняют при температуре между 525°С и 635°С, с последующим травлением и глубина дефектов поверхности, вызванных окислением, распределённых по n зонам окисления i листа в рулоне, где i находится между 1 и n и n зон окисления расположены на наблюдаемой длине
Figure 00000001
, соответствует:
- первому критерию максимальной глубины, определяемому
Figure 00000002
≤ 8 микрометров
с
Figure 00000003
: максимальная глубина дефекта, вызванного окислением, в зоне окисления i этого рулона листа, и
- второму критерию средней глубины, определяемому
Figure 00000004
x li ≤ 2,5 микрометров
где
Figure 00000005
: средняя глубина дефектов, вызванных окислением, в зоне окисления i, и
li: длина зоны окисления i
- наблюдаемая длина lref дефектов, вызванных окислением, более или равна 100 мкм.
- наблюдаемая длина lref дефектов, вызванных окислением, более или равна 500 мкм.
- лист наматывают в плотные витки при минимальном натяжении намотки 3 метрических тонны-силы.
Кроме того, изобретение относится к способу изготовления горячекатаного стального листа с пределом текучести, по меньшей мере, более 680 МПа в направлении, поперечном к направлению прокатки, и менее или равным 840 МПа, имеющего прочность между 780 МПа и 950 МПа, и относительное удлинение при разрыве более 10%, характеризующийся тем, что сталь получают в виде жидкого металла, состоящего из следующих элементов, в мас.%:
0,04% ≤ C ≤ 0,08%
1,2% ≤ Mn ≤ 1,9%
0,1% ≤ Si ≤ 0,3%
0,07% ≤ Ti ≤ 0,125%
0,05% ≤ Мо ≤ 0,35%
0,15% <Cr ≤ 0,6% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,6% когда 0,11% < Мо ≤ 0,35%
Nb ≤ 0,045%
0,005% ≤ Al ≤ 0,1%
0,002% ≤ N ≤ 0,01%
S ≤ 0,004%
P <0,020%
и необязательно 0,001% ≤ V ≤ 0,2%
остальное составляют железо и неизбежные примеси,
и затем выполняют вакуумную обработку или обработку SiCа, причем в последнем случае состав дополнительно включает элементы, в мас.%:
0,0005% ≤ Ca ≤ 0,005%,
количества титана [Ti] и азота [N], растворённых в жидком металле, соответствуют неравенству (%[Ti])х(%[N]) < 6,10-4%2, сталь разливают для получения литого полуфабриката, этот полуфабрикат необязательно повторно нагревают до температуры между 1160°С и 1300°С, затем,
этот литой полуфабрикат прокатывают с температурой конца прокатки между
880°С и 930°С, со степенью обжатия предпоследнего прохода менее 0,25, со степенью обжатия конечного прохода менее 0,15, причем сумма этих двух степеней обжатия составляет менее 0,37 и температура начала предпоследнего прохода составляет менее 960°С для получения горячекатаного продукта, затем
этот горячекатаный продукт охлаждают со скоростью между 20 и 150°С для получения горячекатаного стального листа.
Способ в соответствии с изобретением также может включать следующие дополнительные характеристики, рассматриваемые по отдельности или в любых технически возможных комбинациях:
- горячекатаный стальной лист наматывают при температуре между 525 и 635°С.
- состав состоит из следующих элементов, в мас.%:
0,04% ≤ C ≤ 0,08%
1,2% ≤ Mn ≤ 1,9%
0,1% ≤ Si ≤ 0,3%
0,07% ≤ Ti ≤ 0,125%
0,05% ≤ Мо ≤ 0,25%
0,16% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,11% < Мо ≤ 0,25%
Nb ≤ 0,045%
0,005% ≤ Al ≤ 0,1%
0,002% ≤ N ≤ 0,01%
S ≤ 0,004%
P <0,020%
остальное состоит из железа и неизбежных примесей
- скорость охлаждения горячекатаного продукта составляет между 50 и 150°С/с.
- состав стали включает элементы в мас.%:
0,27% ≤ Cr ≤ 0,52% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,52% когда 0,11% < Мо ≤ 0,25%
- состав стали включает элементы в мас.%:
0,05% ≤ Мо ≤ 0,18%, и
0,16% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,55% когда 0,11% < Мо ≤ 0,18%
- состав стали включает элементы в мас.%:
0,05% ≤ C ≤ 0,08%
1,4% ≤ Mn ≤ 1,6%
0,15% ≤ Si ≤ 0,3%
Nb ≤ 0,04%
0,01% ≤ Al ≤ 0,07%
- лист наматывают при температуре между 580 и строго 630°С.
- лист наматывают при температуре между 530 и 600°С,
лист протравливают, затем декапированный лист нагревают до температуры между 600 и 750°С, затем повторно нагретый декапированный лист охлаждают со скоростью между 5 и 20°С/с, и полученный лист оцинковывают в соответствующей ванне цинкования,
- лист наматывают в плотные витки при минимальном натяжении намотки 3 метрических тонны-силы.
Другие характеристики и преимущества настоящего изобретения будут чётко проявляться из последующего описания с помощью не ограничивающих примеров со ссылкой на прилагаемые чертежи, на которых:
фиг. 1 представляет график, иллюстрирующий результаты, относящиеся к окислению внутри рулона листов в соответствии с изобретением и листов известного уровня техники, намотанных при температуре 590°С, имеющих различное содержание хрома и молибдена,
фиг. 2 представляет схематическое изображение поверхности листа в поперечном разрезе, иллюстрирующее распределение поверхностных дефектов, вызванных окислением, намотанного и декапированного листа, с учётом определения допустимого критерия окисления,
фиг. 3 представляет график, иллюстрирующий ход предела текучести, измеренного в направлении прокатки в зависимости от содержания эффективного титана в листах в соответствии с изобретением, в которых меняется содержание титана и азота,
фиг. 4 представляет график, иллюстрирующий ход предела текучести в направлении, поперечном к направлению прокатки, в зависимости от содержания эффективного титана в листах в соответствии с изобретением, в которых меняется содержание титана и азота,
фиг. 5 представляет график, иллюстрирующий ход максимума предела прочности при растяжении в направлении прокатки в зависимости от эффективного содержания титана в листах в соответствии с изобретением, в которых меняется содержание титана и азота,
фиг. 6 представляет график, иллюстрирующий ход максимума предела прочности при растяжении в направлении, поперечном к направлению прокатки, в зависимости от содержания эффективного титана в листах в соответствии с изобретением, в которых меняется содержание титана и азота,
фиг. 7 представляет фотографию, полученную с помощью сканирующего электронного микроскопа, представляющую состояние поверхности в сечении листа после травления, состав которого выходит за рамки настоящего изобретения, и который не удовлетворяет критериям окисления,
фиг. 8 представляет фотографию, полученную с помощью сканирующего электронного микроскопа, представляющую состояние поверхности в сечении листа в соответствии с изобретением после травления, который удовлетворяет критериям окисления,
фиг. 9 представляет фотографию, полученную с помощью сканирующего электронного микроскопа, представляющую состояние поверхности в сечении листа в соответствии с настоящим изобретением после травления, состав которого отличается от состава листа, показанного на фиг. 8 и который также удовлетворяет критериям окисления, и
фиг. 10 представляет фотографию, полученную с помощью сканирующего электронного микроскопа, представляющую микроструктуру листа в соответствии с настоящим изобретением.
Авторы настоящего изобретения установили, что поверхностные дефекты, присутствующие на некоторых листах, намотанных при высоких температурах, в частности, при температуре выше 570°С, в основном расположены в центре рулона. В этой области витки находятся в контакте друг с другом и парциальное давление кислорода такое, что только элементы, которые являются более склонными к окислению, чем железо, такие как, например, кремний, марганец и хром, всё ещё могут окисляться в контакте с атомами кислорода.
Фазовая диаграмма железо-кислород при 1 атмосфере показывает, что оксид железа вюстит, образовавшийся при высоких температурах, не является стабильным выше 570°С и разлагается при термодинамическом равновесии на две другие фазы: гематит и магнетит, одним из продуктов этой реакции является кислород.
Авторы настоящего изобретения, таким образом, установили, что условия в центре рулона такие, что таким образом выделившийся кислород, взаимодействует с элементами, которые являются более склонными к окислению чем железо, то есть, в частности, марганец, кремний, хром и алюминий, присутствующие на поверхности листа. Границы зерна конечной микроструктуры естественно представляют собой обходной путь диффузии для этих элементов по сравнению с равномерной диффузией в матрице. Результатом является более значительное окисление и более глубокое окисление на уровне границ зерна.
Во время операции травления для удаления слоя окалины оксиды, образовавшиеся таким образом, также удаляются, оставляя место для дефектов (несплошностей), по существу перпендикулярно к поверхности листа примерно в 3 - 5 мкм.
Хотя эти дефекты не вызывают какого-либо особого ухудшения усталостных характеристик листа, который не подвергается деформации, что это не тот случай, когда лист деформируют и более конкретно, в зоне, расположенной в нижней или внутренней поверхности складки деформации где глубина дефекта может достигать 25 мкм.
Для температуры намотки около 590°С, эти дефекты поверхности естественным образом присутствуют в центре рулона, где поверхность листа остается под воздействием высоких температур, в частности, выше 570°С, в течение самого длительного времени.
Поэтому авторы настоящего изобретения нашли состав листа, который даёт возможность избежать протекания межкристаллитного окисления в центре рулона на уровне зерна конечной микроструктуры после травления, межкристаллитного окисления проходящего на границах зерна конечной микроструктуры.
Для этой цели было установлено, что состав листа должен включать хром и молибден с определённым содержанием. Неожиданно авторы настоящего изобретения показали, что листы этого типа не имеют вышеуказанных дефектов поверхности.
В соответствии с изобретением массовое содержание углерода в листе составляет между 0,040% и 0,08%. Этот диапазон содержания углерода позволяет одновременно получить высокое удлинение при разрыве и механическую прочность Rm более 780 МПа.
Кроме того, максимальное массовое содержание углерода задаётся на уровне 0,08%, что даёт возможность получить коэффициент раздачи отверстия Ac% более или равный 45%.
Предпочтительно массовое содержание углерода составляет между 0,05% и 0,07%.
В соответствии с изобретением массовое содержание марганца составляет между 1,2% и 1,9%. Когда присутствует в этом количестве, марганец способствует повышению прочности листа и ограничивает образование центральной полосы сегрегации. Это способствует получению коэффициента раздачи отверстия Ас% более или равного 45%. Предпочтительно массовое содержание марганца составляет между 1,4% и 1,6%.
Содержание алюминия между 0,005% и 0,1%, позволяет обеспечить раскисление стали в процессе её изготовления. Предпочтительно содержание алюминия составляет между 0,01% и 0,07%.
Титан присутствует в стальном листе в соответствии с изобретением в количестве между 0,07% и 0,125% масс.
Ванадий может быть добавлен в количестве между 0,001% и 0,2% масс. Повышение механической прочности до 250 МПа может быть получено улучшением микроструктуры и дисперсионным упрочнением при выделении карбонитридов.
Кроме того, изобретение раскрывает, что массовое содержание азота составляет между 0,002% и 0,01%. Хотя содержание азота может быть чрезвычайно низким, его предельное значение устанавливается на уровне 0,002%, так что лист может быть изготовлен в соответствии с экономически приемлемыми условиями.
Что касается ниобия, его массовое содержание в составе стали составляет менее 0,045%. Выше содержания 0,045% масс. перекристаллизация аустенита замедляется. Структура содержит значительную долю удлинённых зерен, что делает невозможным достижение заданного коэффициента раздачи отверстия Ac%. Предпочтительно массовое содержание ниобия составляет менее 0,04%.
Состав по настоящему изобретению также включает хром в количестве между 0,10% и 0,55%. Содержание хрома на этом уровне позволяет улучшить качество поверхности. Как будет объяснено ниже, содержание хрома определяется совместно с содержанием молибдена.
В соответствии с изобретением кремний присутствует в химическом составе листа с массовым содержанием между 0,1 и 0,3%. Кремний задерживает выделение цементита. В количествах, определённых в соответствии с изобретением, он выделяется в очень небольших количествах, то есть область концентрации менее 1,5% и в очень тонкодисперсной форме. Эта тонкодисперсная морфология цементита позволяет получить высокую способность к раздаче отверстия более или равную 45%. Предпочтительно массовое содержание составляет между 0,15 и 0,3%.
Содержание серы в стали в соответствии с изобретением не должно быть более 0,004%, чтобы ограничить образование сульфидов, в частности, сульфидов марганца. Низкие содержания серы и азота, присутствующих в составе стали, улучшает её способность к раздаче отверстия.
Содержание фосфора в стали в соответствии с изобретением составляет менее 0,020%, чтобы улучшить её способность к раздаче отверстия и свариваемость.
В соответствии с изобретением состав листа включает хром и молибден в определённых концентрациях.
Таблицы 1 - 4, а также фиг. 1, объясняют пределы содержания хрома и молибдена в составе листа в соответствии с изобретением.
Таблицы 1 - 4 показывают влияние состава листа и условий изготовления листа на предел текучести, максимум предела прочности при растяжении, общее удлинение при разрыве, раздачу отверстия и критерий окисления, измеренный в середине или центре рулона и по оси полосы. Понятия центра рулона и оси полосы объяснены более подробно ниже.
Метод раздачи отверстия описан в стандарте ISO 16630:2009 следующим образом: после создания отверстия резанием в листе используют конусообразный инструмент для раздачи кромки этого отверстия. Именно во время этой операции можно наблюдать первое повреждение вблизи кромок отверстия во время раздачи, причем это повреждение начинается на частицах второй фазы или на границах раздела между различными микроструктурными компонентами в стали.
Поэтому метод раздачи отверстия состоит в измерении начального диаметра Di отверстия перед штамповкой, затем конечного диаметра Df отверстия после штамповки, измеренные в момент времени, когда наблюдаются трещины, которые проходят по всей толщине листа по кромкам отверстия. Способность к раздаче отверстия Ас% затем определяется по следующей формуле:
Figure 00000006
. Поэтому Ас обеспечивает способность стали выдерживать штамповку на уровне вырезанного отверстия. В соответствии с этим методом начальный диаметр составляет 10 мм.
Как было объяснено выше, целью является предотвращение межзёренного окисления, которое характеризуется неоднородностями на поверхности намотанного и декапированного листа.
В связи с этим возникает вопрос получения поверхности, для которой глубина этих дефектов является достаточно низкой, так что после формования листа увеличение локального коэффициента интенсивности напряжений, связанного с этими дефектами, вызванного этим формованием, не ставит под угрозу долговечность листа.
Авторы настоящего изобретения показали, что должны быть выполнены два критерия относящихся к наличию дефектов в рулоне листа, чтобы получить подходящие усталостные характеристики. Более конкретно, эти критерии должны быть соблюдены в области рулона, которая подвергается конкретным условиям. Эта зона расположена в центре рулона и на оси полосы, где парциальное давление кислорода ниже, но достаточно для того, чтобы элементы, которые более склонны к окислению, чем железо, могли окисляться. Это явление наблюдается, когда лист наматывают плотными витками при минимальном натяжении намотки 3 метрических тонн-силы.
Центр рулона определяется как площадь по длине рулона, от которого концевые зоны отрезают с обеих сторон, длина каждой из концевых зон равна 30% общей длины рулона. Ось полосы определяется таким же образом, как зона, центрированная по середине полосы в направлении, поперечном к направлению прокатки, и имеющая ширину, равную 60% ширины полосы.
С учётом фиг. 2 эти два критерия окисления оцениваются на листе 1 в середине рулона, и на оси полосы наблюдаемой длины.
Эта наблюдаемая длина выбрана так, что она является репрезентативной характеристикой состояния поверхности. Наблюдаемая длина lref определяется на уровне 100 мкм, но может достигать 500 мкм, или еще больше, если необходимо ужесточить требования по критериям окисления.
Дефекты в результате окисления 2 распределены по n зонам окисления Oi этого намотанного листа 1, где i находится между 1 и n. Каждая зона окисления Oi проходит по длине li, и считается отличной от смежной зоны Oi + 1, если эти две зоны Oi, Oi + 1 отделены друг от друга зоной, свободной от каких-либо дефектов окисления, по меньшей мере, 3 мкм в длину. Первый критерий [1] заключается в том, что дефекты 2 листа 1 должны удовлетворять критерию максимума глубины
Figure 00000007
≤ 8 микрометров, где
Figure 00000008
является максимумом глубины дефекта, вызванного окислением 2 на каждой зоне окисления Oi.
Второй критерий [2], которому должны соответствовать дефекты 2 в листе 1, является критерием средней глубины, который выражает более или менее значительное присутствие зон окисления на наблюдаемой длине lref. Этот второй критерий определяется
Figure 00000009
хli ≤2,5 микрометра, где
Figure 00000010
является средней глубиной дефектов, вызванных окислением в зоне окисления Oi.
В таблицах 1 - 4, а также на фиг. 1 результаты окисления поверхности представлены следующим образом:
○ отсутствие или очень незначительное окисление: критерии [1] и [2] соблюдены
° незначительное окисление: критерии соблюдены
● значительное окисление: критерии не соблюдены
Отсутствие или очень незначительное окисление, позволяет получить подходящую усталостную прочность, даже на участках, которые подвергаются основной деформации, то есть на участках, у которых эквивалентное приращение пластической деформации составляет до 39%, эквивалентное приращение пластической деформации определяется в любой точке деформированного участка на основе основных деформаций ε 1 и ε2, по формуле:
Figure 00000011
.
Таблица 1 представляет результаты, полученные для составов, которые выходят за рамки состава листа в соответствии с изобретением.
Таблица 2a представляет составы листов в соответствии с изобретением и таблица 2b представляет результаты, полученные для составов листов в таблице 2а, листов которые не предназначены для нанесения покрытия и намотаны при постоянной температуре 590°С, за исключением примера 5.
Таблица 3 представляет результаты, полученные для составов листа в соответствии с изобретением, которые также не предназначены для нанесения покрытия и намотаны при температурах изменяющихся от 526°С до 625°С.
Таблица 4 представляет результаты, полученные для составов листа в соответствии с изобретением, которые предназначены для цинкования и для температур намотки изменяющихся от 535°С до 585°С.
Контрпримеры 1 и 11 и таблица 1 показывают, что, когда содержание хрома и молибдена не соответствуют условиям данного изобретения, критерии окисления не соблюдаются.
Контрпримеры 5, 6, 7 и 9 показывают, что в присутствии хрома, но без молибдена, окисление также не соответствует критериям. Контрпример 9 также показывает, что при добавлении никеля не получаются удовлетворительные результаты с точки зрения критериев окисления.
Напротив, контрпример 4 показывает, что в присутствии молибдена, но с очень низким содержанием хрома, окисление поверхности не соответствует заданным критериям.
Наконец, контрпримеры 2, 3, 8 и 11 показывают, что соответствующее содержание хрома и молибдена должно быть достаточным.
Таблица 2b иллюстрирует результаты, полученные для состава листа, включающего хром и молибден с соответствующим содержанием между 0,15% и 0,55% для хрома и между 0,05% и 0,32% для молибдена.
Таблица 3 представляет результаты, полученные для состава листа, включающего хром и молибден с соответствующим содержанием между 0,30% и 0,32% для хрома и между 0,15% и 0,17% для молибдена.
Таблица 4 представляет результаты, полученные для состава листа, включающего хром и молибден с соответствующим содержанием между 0,31% и 0,32% для хрома и между 0,15% и 0,16% для молибдена. Каждый из примеров, приведённых в таблицах 2, 3 и 4 соответствует критериям окисления, определённым выше.
Фиг. 7 иллюстрирует наличие поверхностных дефектов на листе 9, который не соответствует критериям окисления, определённым выше, и состав, которого включает 0,3% хрома и 0,02% молибдена.
Фиг. 8 и 9 иллюстрируют состояние поверхности двух листов 10, 11, которые соответствуют критериям окисления и соответствующий состав которых включает 0,3% хрома и 0,093% молибдена на фиг. 8, и 0,3% хрома и 0,15% молибдена на фиг. 9.
Следует напомнить, что листы, которые являются предметом результатов, представленных в таблицах 2 - 4 намотаны плотными витками при минимальном натяжении намотки 3 метрических тонны-силы.
Фиг. 1 показывает экспериментальные точки, полученные для контрпримеров и примеров при температуре намотки 590°С. Точнее, экспериментальные точки 3 соответствуют контрпримерам в таблице 1, экспериментальные точки 4а соответствуют примерам в таблицах 2а и 2b, для которых окисление поверхности незначительное, и экспериментальные точки 4b соответствуют примерам в таблицах 2а и 2be для которых окисление поверхности отсутствует или очень низкое.
Следует отметить квази-суперпозицию двух экспериментальных точек при 0,10% молибдена. Первая экспериментальная точка 3 соответствует контрпримеру 11, для которого точное содержание хрома составляет 0,150, и вторая экспериментальная точка 4а соответствует примеру 11, для которого точное содержание хрома составляет 0,152.
Что касается приведённой выше информации, изобретение, следовательно, раскрывает, что состав листа в соответствии с изобретением включает хром и молибден с массовым содержанием хрома, которое строго более 0,15%, но менее или равно 0,6%, когда содержание молибдена составляет между 0,05% и 0,11%, и массовое содержание хрома составляет между 0,10% и 0,6%, когда содержание молибдена строго более 0,11% и менее или равно 0,35%. Содержание молибдена, следовательно, составляет между 0,05% - 0,35%, при соблюдении вышеуказанного содержания хрома.
Предпочтительно массовое содержание хрома составляет между 0,16% и 0,55%, когда массовое содержание молибдена составляет между 0,05 и 0,11%, и массовое содержание хрома составляет между 0,10 и 0,55%, когда массовое содержание молибдена составляет между 0,11% и 0,25%.
Ещё более предпочтительно массовое содержание хрома составляет между 0,27% и 0,52%, и массовое содержание молибдена составляет между 0,05% и 0,18%.
Микроструктура листа в соответствии с настоящим изобретением включает зернистый бейнит.
Зернистый бейнит отличается от верхнего и нижнего бейнита. Для определения зернистого бейнита, приведена ссылка на статью, озаглавленную Characterization and Quantification of Complex Bainitic Complex Microstructures in High and Ultra-High Strength Steels (Характеристика и количественный анализ комплекса сложных бейнитных микроструктур высокопрочных и сверхвысокопрочных сталей) - Materials Science Forum, Vol. 500-501, pp 387-394; November 2005.
В соответствии с этой статьей, зернистый бейнит, который составляет микроструктуру листа в соответствии с изобретением, определён как имеющий высокую долю сильно разориентированных соседних зёрен и нерегулярную морфологию зерна. Процент площади зернистого бейнита более 70%.
Кроме того, процент площади присутствующего феррита не превышает 20%. Возможное дополнительное количество составляют нижний бейнит, мартенсит и остаточный аустенит, причем сумма содержания мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 5%.
Фиг. 10 представляет микроструктуру листа в соответствии с изобретением, также включающего зернистый бейнит 12, островки мартенсита и аустенита 13 и феррит 14.
В соответствии с настоящим изобретением, было установлено, что один критерий, который должен приниматься во внимание для предела текучести и максимального предела прочности на разрыв, представляет собой так называемый эффективный титан.
Полагая, что выделение титана происходит в форме нитрида, и принимая во внимание стехиометрическое соотношение этих двух элементов в нитриде титана, эффективный титан Tieff представляет собой количество избыточного титана, способного выделяться в виде карбидов. Поэтому эффективный титан определяется по формуле Tieff = Ti - 3,42 х N, где Ti является массовым содержанием титана, и N является массовым содержанием азота.
Таблицы 2 - 4 представляют значения эффективного титана для каждого тестируемого состава.
Фиг. 3 - 6 иллюстрируют результаты, полученные для предела упругости и максимального предела прочности при растяжении соответственно в зависимости от содержания эффективного титана для различных составов, в которых изменяется содержание пары титан и азот. Фиг. 3 и 5 иллюстрируют эти свойства в направлении прокатки листа и фиг. 4 и 6 иллюстрируют эти свойства в направлении, поперечном к прокатке листа.
На фиг. 3 - 6, экспериментальные точки 5, 5а, представленные закрашенными кругами, соответствуют составу, в котором содержание титана варьируется между 0,071% и 0,076%, и содержание азота изменяется между 0,0070% и 0,0090%, экспериментальные точки 6, 6а, представленные сплошными ромбами, соответствуют составу, в котором содержание титана варьируется между 0,087% и 0,091%, и содержание азота изменяется между 0,0060% и 0,0084%, экспериментальные точки 7, 7а, представленные сплошными треугольниками, соответствуют составу, в котором содержание титана варьируется между 0,088% и 0,092%, и содержание азота изменяется между 0,0073% и 0,0081%, и экспериментальные точки 8, 8а, представленные сплошными квадратами, соответствуют составу, в котором содержание титана варьируется между 0,098% и 0,104%, и содержание азота изменяется между 0,0048% и 0,0070%.
Что касается этих фигур, очевидно, что необходимо учитывать эффективный титан.
Более конкретно в направлении прокатки (фиг.3 и 5) критерии, относящиеся к пределу текучести и максимуму предела прочности на разрыв, соблюдаются для содержания эффективного титана, которое изменяется между 0,055% и 0,095%. В направлении, поперечном к направлению прокатки (фиг. 4 и 6), характеристики предела текучести и максимума предела прочности на разрыв соблюдаются для содержания эффективного титана, которое изменяется между 0,040% и 0,070%.
Таким образом, изобретение раскрывает, что композиция может включать содержание эффективного титана, которое изменяется между 0,040% и 0,095%, предпочтительно между 0,055% и 0,070%, когда соблюдаются критерии и в направлении прокатки и в поперечном направлении к прокатке.
Преимущество, получаемое при рассмотрении эффективного титана, заключается, в частности, в способности использовать высокое содержание азота, чтобы избежать ограничения содержания азота, что является ограничивающим фактором для обработки листа.
Способ изготовления стального листа, который определён выше, включает следующие стадии:
Сталь получают в виде жидкого металла, имеющего состав, описанный ниже, выраженный в массовых процентах:
0,04% ≤ C ≤ 0,08%
1,2% ≤ Mn ≤ 1,9%
0,1% ≤ Si ≤ 0,3%
0,07% ≤ Ti ≤ 0,125%
0,05% ≤ Мо ≤ 0,35%
0,15% <Cr ≤ 0,6% когда 0,05% ≤ Мо ≤ 0,11%, или
0,10% ≤ Cr ≤ 0,6% когда 0,11% < Мо ≤ 0,35%
Nb ≤ 0,045%
0,005% ≤ Al ≤ 0,1%
0,002% ≤ N ≤ 0,01%
S ≤ 0,004%
P <0,020
и необязательно 0,001% ≤ V ≤ 0,2%
остальное состоит из железа и неизбежных примесей.
К жидкому металлу с содержанием растворённого азота [N] титан [Ti] добавляют так, чтобы количество титана [Ti] и азота [N], растворённых в жидком металле, соответствовали %[Ti]%[N]<6⋅10-4%2.
Жидкий металл затем подвергают либо вакуумной обработке или обработке сплавом кремния и кальция (SiCa), в этом случае согласно изобретению состав также содержит в массовых процентах 0,0005 ≤ Са ≤ 0,005%.
В этих условиях нитриды титана не выделяются преждевременно в крупнозернистой форме в жидком металле, эффект которых был бы в снижении способности к раздаче отверстия. Выделение титана происходит при более низкой температуре в виде равномерно распределённых мелких карбонитридов. Это мелкодисперсное выделение способствует упрочнению и получению тонкодисперсной микроструктуры.
Затем сталь разливают, чтобы получить отлитый полуфабрикат, предпочтительно путём непрерывного литья. Предпочтительно разливка может быть выполнена между цилиндрами, вращающимися в противоположных направлениях, чтобы получить отлитый полуфабрикат в виде тонких слябов или тонких полос. Эти способы литья приводит к уменьшению размера выделений, что благоприятно для раздачи отверстия в продукте, полученном в конечном состоянии.
Полученный полуфабрикат затем снова нагревают до температуры между 1160 и 1300°С. Ниже 1160°С указанная механическая прочность на разрыв 780 МПа, не достигается. Естественно, что в случае прямого литья тонких слябов, горячая прокатка полуфабрикатов, начинающаяся выше 1160°С, может быть выполнена сразу после литья, то есть без охлаждения полуфабриката до температуры окружающей среды, и, следовательно, без необходимости выполнять стадию повторного нагрева. Этот полуфабрикат затем подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки между 880 и 930°С, степени обжатия предпоследнего прохода менее 0,25, степени обжатия последнего прохода составляет менее 0,15, сумма двух степеней обжатия составляет менее 0,37, и температура начала предпоследнего прохода составляет менее 960°С, чтобы получить горячекатаный продукт.
В течение последних двух проходов, прокатку, таким образом, проводят при температуре не ниже температуры рекристаллизации, что предотвращает рекристаллизацию аустенита. Это требование необходимо, чтобы не вызывать чрезмерную деформацию аустенита в течение этих последних двух проходов.
Эти условия позволяют создать наиболее равноосное зерно, способное соответствовать требованиям по отношению к коэффициенту раздачи отверстия Ac%.
После прокатки горячекатаный продукт охлаждают со скоростью между 20 и 150°С/сек, предпочтительно между 50 и 150°С/с, для получения горячекатаного стального листа.
Наконец полученный лист наматывают при температуре между 525 и 635°С.
В случае изготовления ненамотанного листа с покрытием и со ссылкой на таблицы 2 и 3, температура намотки будет находиться между 525 и 635°С так, что выделения являются более плотными и достигается максимально возможное упрочнение, что позволяет достичь механическую прочность на разрыв более 780 МПа в продольном направлении и в поперечном направлении. В соответствии с результатами, представленными в этих таблицах, эти температуры намотки позволяют получить лист, для которого выполняется критерий окисления.
Обращаясь к таблице 3, можно заметить, что увеличение температуры намотки в рулон (примеры 26 и 28) создаёт дефекты из-за окисления, которые отсутствуют при более низких температурах намотки. Тем не менее, состав листа в соответствии с изобретением позволяет наматывать лист при высоких температурах, при соблюдении критерия окисления.
В случае изготовления листа, предназначенного для проведения операции цинкования и со ссылкой на таблицу 4, температура намотки будет находиться между 530 и 600°С, независимо от требуемых свойств в направлении прокатки или в поперечном направлении, и для компенсации дополнительного выделения, которое происходит во время обработки повторным нагревом, связанным с операцией цинкования. В соответствии с результатами, представленными в таблице, эти температуры намотки позволяют получить лист, для которого выполняется критерий окисления.
В этом последнем случае, намотанный лист затем будет подвергнут травлению в соответствии с хорошо известной традиционной технологией, затем нагрет до температуры между 550 и 750°С. Лист затем будет охлаждён со скоростью между 5 и 20°С в секунду, и затем покрыт цинком в подходящей ванне цинкования.
Все стальные листы в соответствии с изобретением были прокатаны со степенью обжатия менее 0,15 в предпоследнем проходе и степенью обжатия менее 0,07 на конечном проходе прокатки, в результате чего накопленная деформация в течение этих двух проходов составляет менее 0,37. В результате горячей прокатки, таким образом, получается менее деформированный аустенит.
Таким образом, изобретение делает доступными стальные листы, которые обладают высокими механическими характеристиками на разрыв и подходящей пригодностью к формованию штамповкой. Штампованные детали, изготовленные из этих листов, имеют высокую усталостную прочность за счёт минимизации или отсутствия дефектов после штамповки.
Таблица 1. Условия испытаний и результаты, полученные для условий, которые не соответствуют изобретению
  Химический состав (в %)
  C Mn Si Al Cr Mo Nb Ti Ni P S N Tieff
Контрпример 1 0,049 1,64 0,21 0,03 0 0 0,041 0,112 - - 0,003 0,004 0 ,097
Контрпример 2 0,062 1,59 0,24 0,08 0,29 0,005 0,031 0,109 - 0,015 0,002 0,007 0,085
Контрпример 3 0,060 1,58 0,23 0,04 0,29 0,026 0,031 0,114 - 0,015 0,001 0,006 0,093
Контрпример 4 0,069 1,86 0,24 0,03 0,003 0,15 0,024 0,102 - 0,020 0,001 0,005 0,085
Контрпример 5 0,053 1,30 0,21 0,04 0,15 0 0,030 0,105 - 0,014 0,002 0,006 0,084
Контрпример 6 0,054 1,63 0,21 0,04 0,30 0 0,031 0,105 - 0,014 0,002 0,006 0,084
Контрпример 7 0,055 1,65 0,24 0,04 0,61 0 0,031 0,080 - 0,017 0,001 0,006 0,059
Контрпример 8 0,067 1,59 0,24 0,04 0,15 1 0,10 0,028 0,115 - 0,009 0,001 0,006 0,094
Контрпример 9 0,065 1,61 0,24 0,04 0,33 0 0,031 0,123 0,230 0,013 - 0,008 0,095
Контрпример 10 0,053 1,78 0,22 0,02 0 0 0,030 0,105 - 0,012 0,001 0,006 0,084
Контрпример 11 0,050 1,46 0,24 0,04 0,15 2 0,05 0,030 0,089 - 0,012 0,002 0,008 NA
  Температура охлаждения
(°C)		 Предел текучести Re (МПа) Максимум предела прочности на разрыв Rm (МПа) Общее удлинение до разрыва (%) Раздача отверстия Ac (Метод ISO) (%) Критерий окисления в центре рулона Объяснение критерия окисления  
20
 
Контрпример 1 590 816,5 821 14,8 66,47 ● ○ Отсутствие или незначительное окисление: критерий выполняется
Контрпример 2 590 785 814 17,2 NA ● ° Незначительное окисление: критерий выполняется
Контрпример 3 590 810 835 16,8 NA ● ● Значительное окисление: критерий не выполняется
Контрпример 4 590 NA NA NA NA ●        
Контрпример 5 590 747 778 17,4 53 ●
Контрпример 6 590 768 797 17,5 49 ●  
Контрпример 7 590 NA NA NA NA ●  
Контрпример 8 590 854 877 14,3 NA ●  
Контрпример 9 590 829 849 15,9 NA ●  
Контрпример 10 590 764 786 15,5 72 ●  
Контрпример 11 590 703 748 16,5 NA ●
NA не определено – 1 Точное значение: 0,150 – 2 Точное значение: 0,150
Таблица 2a. Состав листов в соответствии с изобретением
  Химический состав (в %)
  C Mn Si Al Cr Mo Nb Ti P S N Tieff
Пример 1 0,06 1,6 0,2 0,06 0,29 0,09 0,031 0,110 0,015 0,002 0,007 0,086
Пример 2 0,06 1,6 0,2 0,04 0,29 0,05 0,034 0,115 0,015 0,001 0,006 0,094
Пример 3 0,06 1,6 0,2 0,04 0,29 0,11 0,034 0,111 0,015 0,001 0,006 0,090
Пример 4 0,06 1,5 0,2 0,06 0,38 0,15 0,026 0,100 0,017 0,001 0,006 0,078
Пример 5 0,07 1,5 0,2 0,04 0,30 0,16 0,030 0,100 0,016 0,001 0,005 0,083
Пример 6 0,06 1,5 0,3 0,03 0,41 0,11 0,033 0,093 0,017 0,002 0,009 0,063
Пример 7 0,06 1,5 0,3 0,03 0,51 0,11 0,033 0,094 0,017 0,002 0,01 0,059
Пример 8 0,06 1,5 0,2 0,05 0,28 0,15 0 0,098 0,017 0,001 0,003 0,087
Пример 9 0,080 1,61 0,23 0,04 0,15 0,15 0,028 0,113 0,012 0,001 0,006 0,092
Пример 10 0,06 1,5 0,21 0,05 0,47 0,15 0,030 0,074 0,015 0,002 0,008 0,047
Пример 11 0,05 1,5 0,24 0,04 0,151 0,10 0,030 0,089 0,012 0,002 0,007 0,065
Пример 12 0,05 1,5 0,24 0,04 0,15 0,25 0,030 0,094 0,013 0,002 0,008
21
0,066
Пример 13 0,05 1,5 0,24 0,04 0,30 0,25 0,030 0,092 0,012 0,002 0,008 0,064
Пример 14 0,05 1,5 0,25 0,04 0,21 0,06 0,033 0,087 0,012 0,001 - 0,063
Пример 152 0,05 1,5 0,25 0,04 0,21 0,09 0,033 0,087 0,012 0,001 - 0,063
Пример 16 0,05 1,5 0,25 0,04 0,21 0,15 0,032 0,088 0,012 0,001 - 0,064
Пример 17 0,05 1,5 0,25 0,04 0,21 0,32 0,033 0,089 0,013 0,001 - 0,065
Пример 182 0,05 1,5 0,25 0,04 0,25 0,15 0,032 0,088 0,012 0,002 0,008 0,060
Пример 19 0,05 1,4 0,25 0,03 0,30 0,20 0,032 0,089 0,013 0,002 0,008 0,061
Пример 20 0,05 1,5 0,25 0,04 0,55 0,05 0,030 0,089 0,012 0,002 0,009 0,058
Пример 21 0,05 1,5 0,25 0,04 0,54 0,11 0,030 0,087 0,012 0,002 0,008 0,059
Пример 22 0,05 1,4 0,24 0,03 0,16 0,20 0,030 0,088 0,013 0,002 0,008 0,060
Пример 23 0,05 1,4 0,24 0,03 0,19 0,20 0,030 0,088 0,013 0,002 0,008 0,060
Пример 24 0,05 1,4 0,24 0,04 0,39 0,24 0,030 0,087 0,012 0,002 0,008 0,059
Пример 25 0,05 1,5 0,24 0,04 0,53 0,26 0,030 0,088 0,012 0,002 0,008 0,060
1 Точное значение: 0,152 - 2 Также содержит ванадий V=0,005%
Таблица 2b. Условия испытаний и результаты, полученные для составов листов в соответствии с изобретением таблицы 2a намотанных при 590°C и без покрытия
Температура охлаждения
(°C)		 Предел текучести Re (МПа) Максимум предела прочности на разрыв Rm (МПа) Общее удлинение до разрыва (%) Раздача отверстия Ac (Метод ISO) (%) Критерий окисления в центре рулона Объяснение критерия окисления
Пример 1 590 808 841 15,8 NA ° ○ Отсутствие или незначительное окисление: критерий выполняется
Пример 2 590 820 848 15,9 NA ° ° Незначительное окисление: критерий выполняется
Пример 3 590 823 854 15 NA ○ ● Значительное окисление: критерий не выполняется
Пример 4 590 792 832 16,5 58 °  
Пример 5 595 810 893 13,3 59 ○
22
*: расчётное значение
Пример 6 590 766 801 15,6 NA °   NA: не определено
Пример 7 590 761 798 17,8 NA °
Пример 8 590 787 818 15,2 71 ○  
Пример 9 590 823* 854 15,9 NA °
Пример 10 590 796 834 15,2 56 °
Пример 11 590 711 801* 17,1 NA °
Пример 12 590 768 809 16,9 NA ○
Пример 13 590 781 825 16,2 NA ○
Пример 14 590 721 807* 17,8 NA °
Пример 15 590 746 781 17,0 NA °
Пример 16 590 754 787 16,0 NA ○
Пример 17 590 751 788 16,9 NA °
Пример 18 590 759 793 19,0 NA ○
Пример 19 590 770 805 17,7 NA ○
Пример 20 590 721 814* 16,9 NA ○
Пример 21 590 744 789 17,6 NA ○
Пример 22 590 757 799 16,5 NA ○
Пример 23 590 764 802 17,5 NA ○
Пример 24 590 796 837 16,5 NA ○
Пример 25 590 760 822 15,8 NA ○
Таблица 3. Условия испытаний и результаты, полученные для составов листов в соответствии с изобретением без покрытия, намотанных при температуре, изменяющейся между 526 и 625°C
  Химический состав (в %)
  C Mn Si Al Cr Mo Nb Ti P S N Tieff
Пример 26 0,059 1,54 0,23 0,04 0,31 0,16 0,030 0,093 0,013 0,001 0,007 0,067
Пример 27 0,060 1,53 0,23 0,04 0,31 0,15 0,030 0,088 0,012 0,001 0,007 0,063
Пример 28 0,065 1,48 0,20 0,04 0,31 0,17 0,029 0,101 0,016 0,001 0,007 0,078
Пример 29 0,065 1,50 0,21 0,04 0,30 0,16 0,029 0,102 0,016 0,001 0,005 0,085
Пример 30 0,064 1,49 0,20 0,04 0,30 0,16 0,030 0,104 0,016 0,001 0,005 0,087
Пример 31 0,057 1,52 0,25 0,04 0,32 0,15 0,032 0,087 0,018 0,001 0,009 0,057
Пример 32 0,062 1,46 0,22 0,06 0,32 0,16 0,030 0,074 0,015 0,002 0,008
23
0,047
  Температура охлаждения Предел текучести Re (МПа) Максимум предела прочности на разрыв Rm (МПа) Общее удлинение до разрыва (%) Раздача отверстия Ac (Метод ISO) (%) Критерий окисления в центре рулона Объяснение критерия окисления  
Пример 26 615 737 836 22,7 72 ° ○ Отсутствие или незначительное окисление: критерий выполняется
Пример 27 585 695 829 15,2 72 ○ ° Незначительное окисление: критерий выполняется
Пример 28 625 772 852 18,8 55 °        
Пример 29 595 802 876 17,7 53 ○ *: измерения проведены в направлении поперёк прокатки
Пример 30 565 752 857 17,4 53 ○ NA: не определено
Пример 31 535 732 846 15,5 NA ○
Пример 32 526 720* 792* 17,3* 71,3 ○
Таблица 4. Условия испытаний и результаты, полученные для составов листов в соответствии с изобретением, намотанных при температуре, изменяющейся между 535 и 585°C и предназначенных для цинкования
  Химический состав (в %)
  C Mn Si Al Cr Mo Nb Ti P S N Tieff
Пример 33 0,06 1,54 0,23 0,04 0,32 0,16 0,029 0,093 0,011 0,001 0,007 0,067
Пример 34 0,06 1,54 0,23 0,04 0,31 0,16 0,029 0,093 0,011 0,001 0,007 0,070
Пример 35 0,06 1,53 0,23 0,04 0,31 0,16 0,029 0,093 0,012 0,001 0,007
24
0,069
Пример 36 0,06 1,54 0,23 0,03 0,31 0,15 0,030 0,091 0,012 0,001 0,007 0,065
  Температура охлаждения
(°C)		 Предел текучести Re (МПа) Максимум предела прочности на разрыв Rm (МПа) Общее удлинение до разрыва (%) Раздача отверстия Ac Метод ISO) (%) Критерий окисления в центре рулона Объяснение критерия окисления  
Пример 33 565 805 839 14,9 63 ○ ○ Отсутствие или незначительное окисление: критерий выполняется
Пример 34 535 811 850 13,5 48 ○ ° Незначительное окисление: критерий выполняется
Пример 35 540 790 826 13,6 50 ○ ● Значительное окисление: критерий не выполняется
Пример 36 585 807 862 15,8 NA ○
NA: не определено

Claims (117)

1. Горячекатаный стальной лист толщиной от 1,5 до 4,5 миллиметров с пределом текучести в направлении, поперечном к направлению прокатки, более 680 МПа и менее или равным 840 МПа, прочностью между 780 МПа и 950 МПа, относительным удлинением при разрыве более 10% и с коэффициентом расширения отверстия (Ас) более или равным 45%, химический состав стали которого включает, мас.%:
0,04 ≤ C ≤ 0,08
1,2 ≤ Mn ≤ 1,9
0,1 ≤ Si ≤ 0,3
0,07 ≤ Ti ≤ 0,125
0,05 ≤ Мо ≤ 0,35
0,15 <Cr ≤ 0,6, когда 0,05 ≤ Mo≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr ≤ 0,6, когда 0,11 < Мо ≤ 0,35,
Nb ≤ 0,045
0,005 ≤ Al ≤ 0,1
0,002 ≤ N ≤ 0,01
S ≤ 0,004
P <0,020
остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих в результате обработки, при этом лист имеет микроструктуру, которая образована зернистым бейнитом, процент площади которого более 70%, и ферритом, процент площади которого составляет менее 20%, и остальное, если присутствует, состоит из нижнего бейнита, мартенсита и остаточного аустенита,
причем сумма мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 5% и лист представляет собой намотанный лист.
2. Стальной лист по п.1, характеризующийся тем, что химический состав стали дополнительно включает, мас.%: 0,001 ≤ V ≤ 0,2.
3. Стальной лист по п. 1, характеризующийся тем, что химический состав стали включает, мас.%:
0,04 ≤ C ≤ 0,08
1,2 ≤ Mn ≤ 1,9
0,1 ≤ Si ≤ 0,3
0,07 ≤ Ti ≤ 0,125
0,05 ≤ Мо ≤ 0,25
0,16 ≤ Cr ≤ 0,55 когда 0,05 ≤ Mo≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr ≤ 0,55 когда 0,11 < Мо ≤ 0,25,
Nb ≤ 0,045
0,005 ≤ Al ≤ 0,1
0,002 ≤ N ≤ 0,01
S ≤ 0,004
P <0,020
остальное составляет железо и неизбежные примеси, возникающие при обработке.
4. Стальной лист по любому из пп. 1 - 3, характеризующийся тем, что состав стали включает, мас.%:
0,27 ≤ Cr ≤ 0,52, когда 0,05 ≤ Мо ≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr ≤ 0,52, когда 0,11 < Мо ≤ 0,25.
5. Стальной лист по любому из пп. 1-4, характеризующийся тем, что состав стали включает, мас.%:
0,05 ≤ Мо ≤ 0,18,
0,16 ≤ Cr ≤ 0,55, когда 0,05 ≤ Мо ≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr ≤ 0,55, когда 0,11 < Мо ≤ 0,18.
6. Стальной лист по любому из пп. 1-5, характеризующийся тем, что состав стали включает, мас.%:
0,05 ≤ C ≤ 0,07
1,4 ≤ Mn ≤ 1,6
0,15 ≤ Si ≤ 0,3
Nb ≤ 0,04
0,01 ≤ Al ≤ 0,07.
7. Стальной лист по любому из пп. 1-4, характеризующийся тем, что химический состав стали включает, мас.%:
0,040 ≤ Tieff ≤ 0,095
где Tieff = Ti - 3,42хN,
где Ti является массовым содержанием титана,
N является массовым содержанием азота.
8. Стальной лист по любому из пп. 1-7, характеризующийся тем, что лист выполнен намотанным при температуре между 525°С и 635°С с последующим протравливанием, причем глубина поверхностных дефектов, вызванных окислением, распределённых по n зонам окисления i намотанного листа, где i находится между 1 и n, и n зон окисления находятся на наблюдаемой длине, соответствует:
- первому критерию максимальной глубины, определяемому:
Figure 00000012
≤8 микрометров,
где
Figure 00000013
- максимальная глубина дефекта, вызванного окислением в зоне окисления i этого намотанного листа, и
- второму критерию среднего окисления, определяемому:
Figure 00000014
хli ≤2,5 микрометров,
где
Figure 00000015
- средняя глубина дефектов, вызванных окислением в зоне окисления i, и
li - длина зоны окисления i
lref - наблюдаемая длина дефектов, вызванных окислением.
9. Стальной лист по п. 8, характеризующийся тем, что наблюдаемая длина lref дефектов, вызванных окислением, более или равна 100 мкм.
10. Стальной лист по п. 9, характеризующийся тем, что наблюдаемая длина lref дефектов, вызванных окислением, более или равна 500 мкм.
11. Стальной лист по любому из пп. 1-10, характеризующийся тем, что он намотан в плотные витки при минимальном натяжении намотки 3 метрических тонны-силы.
12. Способ изготовления горячекатаного стального листа толщиной от 1,5 до 4,5 миллиметров с пределом текучести в направлении, поперечном к направлению прокатки, по меньшей мере более 680 МПа и менее или равным 840 МПа, прочностью между 780 МПа и 950 МПа и относительным удлинением при разрыве более 10%, характеризующийся тем, что сталь, имеющую следующий состав, получают в виде жидкого металла, с содержанием, мас.%:
0,04 ≤ C ≤ 0,08
1,2 ≤ Mn ≤ 1,9
0,1 ≤ Si ≤ 0,3
0,07 ≤ Ti ≤ 0,125
0,05 ≤ Мо ≤ 0,35
0,15 <Cr≤ 0,6, когда 0,05 ≤ Мо ≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr≤ 0,6, когда 0,11 < Мо ≤ 0,35,
Nb ≤ 0,045
0,005 ≤ Al ≤ 0,1
0,002 ≤ N ≤ 0,01
S ≤ 0,004
P <0,020
остальное состоит из железа и неизбежных примесей, и
проводят вакуумную обработку или обработку SiCa, в последнем случае состав также включает, мас.%:
0,0005≤ Са ≤0,005,
количества титана [Ti] и азота [N], растворённых в жидком металле, соответствуют
(%[Ti])х(%[N])<6⋅10-4%2,
сталь разливают, чтобы получить полуфабрикат, который необязательно повторно нагревают до температуры между 1160°С и 1300°С, затем
этот отлитый полуфабрикат прокатывают с температурой конца прокатки между 880°С и 930°С, со степенью обжатия предпоследнего прохода менее 0,25, степенью обжатия последнего прохода менее 0,15, при сумме этих двух степеней обжатия менее 0,37, температуре начала прокатки предпоследнего прохода менее 960°С для получения горячекатаного продукта, затем
этот горячекатаный продукт охлаждают со скоростью между 20 и 150°С/с для получения горячекатаного стального листа,
и этот горячекатаный лист наматывают для получения горячекатаного стального листа, микроструктура которого образована зернистым бейнитом, процент площади которого более 70%, и ферритом, процент площади которого составляет менее 20%, и остальное, если присутствует, состоит из нижнего бейнита, мартенсита и остаточного аустенита, причем сумма мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 5%.
13. Способ по п. 12, характеризующийся тем, что химический состав стали дополнительно включает, мас.%: 0,001 ≤ V ≤ 0,2.
14. Способ по п. 12 или 13, характеризующийся тем, что горячекатаный стальной лист наматывают при температуре между 525 и 635°С.
15. Способ по любому из пп. 12-14, характеризующийся тем, что состав стали включает, мас.%:
0,04 ≤ C ≤ 0,08
1,2≤ Mn ≤ 1,9
0,1 ≤ Si ≤ 0,3
0,07 ≤ Ti ≤ 0,125
0,05 ≤ Mo≤ 0,25
0,16 ≤ Cr≤ 0,55, когда 0,05 ≤ Mo≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr≤ 0,55, когда 0,11 < Мо ≤ 0,25,
Nb ≤ 0,045
0,005 ≤ Al ≤ 0,1
0,002 ≤ N ≤ 0,01
S ≤ 0,004
P <0,020
остальное состоит из железа и неизбежных примесей.
16. Способ по любому из пп. 12-15, характеризующийся тем, что горячекатаный продукт охлаждают со скоростью между 50 и 150°С/с.
17. Способ по любому из пп. 12-16, характеризующийся тем, что состав стали включает, мас.%:
0,27 ≤ Cr ≤ 0,52, когда 0,05 ≤ Мо ≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr ≤ 0,52, когда 0,11 < Мо ≤ 0,25.
18. Способ по любому из пп. 12-16, характеризующийся тем, что состав стали включает, мас.%:
0,05 ≤ Мо ≤ 0,18 и
0,16 ≤ Cr ≤ 0,55, когда 0,05 ≤ Мо ≤ 0,11, или
0,10 ≤ Cr ≤ 0,55, когда 0,11 < Мо ≤ 0,18.
19. Способ по любому из пп. 12-18, характеризующийся тем, что состав стали включает, мас.%:
0,05 ≤ C ≤ 0,08
1,4 ≤ Mn ≤ 1,6
0,15 ≤ Si ≤ 0,3
Nb ≤ 0,04
0,01 ≤ Al ≤ 0,07.
20. Способ по любому из пп. 12-19, характеризующийся тем, что лист наматывают при температуре между 580 и строго 630°С.
21. Способ по любому из пп. 12-19, характеризующийся тем, что лист наматывают при температуре между 530 и 600°С, протравливают, затем
декапированный лист повторно нагревают до температуры между 600 и 750°С, затем повторно нагретый, декапированный лист охлаждают со скоростью между 5 и 20°С/с,
и затем полученный лист покрывают цинком в соответствующей ванне цинкования.
22. Способ по любому из пп. 12-21, характеризующийся тем, что лист наматывают плотными витками при минимальном натяжении намотки 3 метрических тонны-силы.
RU2017104317A 2014-07-11 2015-07-10 Горячекатаный стальной лист и соответствующий способ изготовления RU2674360C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IBPCT/IB2014/001312 2014-07-11
PCT/IB2014/001312 WO2016005780A1 (fr) 2014-07-11 2014-07-11 Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
PCT/IB2015/001159 WO2016005811A1 (fr) 2014-07-11 2015-07-10 Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2017104317A RU2017104317A (ru) 2018-08-13
RU2017104317A3 RU2017104317A3 (ru) 2018-08-13
RU2674360C2 true RU2674360C2 (ru) 2018-12-07

Family

ID=51492373

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2017104317A RU2674360C2 (ru) 2014-07-11 2015-07-10 Горячекатаный стальной лист и соответствующий способ изготовления

Country Status (17)

Country Link
US (2) US10858716B2 (ru)
EP (1) EP3167091B1 (ru)
JP (1) JP6391801B2 (ru)
KR (1) KR101928675B1 (ru)
CN (1) CN106536780B (ru)
BR (1) BR112017000405B1 (ru)
CA (1) CA2954830C (ru)
ES (1) ES2704472T3 (ru)
HU (1) HUE042353T2 (ru)
MA (1) MA39523A1 (ru)
MX (1) MX2017000496A (ru)
PL (1) PL3167091T3 (ru)
RU (1) RU2674360C2 (ru)
TR (1) TR201818867T4 (ru)
UA (1) UA117790C2 (ru)
WO (2) WO2016005780A1 (ru)
ZA (1) ZA201608396B (ru)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2019008649A (es) * 2017-01-20 2019-12-16 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Producto de acero plano laminado en caliente que consiste en un acero de fase compleja con una microestructura y un metodo predominantemente bainitico para la fabricacion de un producto de acero plano.
CN109092924A (zh) * 2018-08-17 2018-12-28 江苏亨通电力特种导线有限公司 一种铜包铝杆件的加工方法
CN110106322B (zh) * 2019-05-22 2021-03-02 武汉钢铁有限公司 一种薄规格工程机械用高强钢及板形控制方法
CN110438401A (zh) * 2019-09-03 2019-11-12 苏州翔楼新材料股份有限公司 一种800MPa级低合金高强度冷轧钢带及其制造方法
CN114058942B (zh) * 2020-07-31 2022-08-16 宝山钢铁股份有限公司 一种扭力梁用钢板及其制造方法、扭力梁及其制造方法
CN114107798A (zh) * 2020-08-31 2022-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体高扩孔钢及其制造方法
CN114107789B (zh) * 2020-08-31 2023-05-09 宝山钢铁股份有限公司 一种780MPa级高表面高性能稳定性超高扩孔钢及其制造方法
CN113005367A (zh) * 2021-02-25 2021-06-22 武汉钢铁有限公司 一种具有优异扩孔性能的780MPa级热轧双相钢及制备方法
DE102021104584A1 (de) * 2021-02-25 2022-08-25 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hoher lokaler Kaltumformbarkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
CN113981323B (zh) * 2021-10-29 2022-05-17 新余钢铁股份有限公司 一种改善火工矫正性能Q420qE钢板及其制造方法
CN115572908B (zh) * 2022-10-25 2024-03-15 本钢板材股份有限公司 一种高延伸率的复相高强钢及其生产方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2414515C1 (ru) * 2009-12-07 2011-03-20 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства толстолистового низколегированного проката
RU2451764C2 (ru) * 2007-07-19 2012-05-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления стальных листов с высокими характеристиками прочности и пластичности и листы, изготовленные при помощи этого способа
WO2012127136A2 (fr) * 2011-03-24 2012-09-27 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
CA2832159A1 (en) * 2011-04-13 2012-10-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability and manufacturing method there0f
CA2837052A1 (en) * 2011-05-25 2012-11-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
CA2879069A1 (en) * 2012-08-07 2014-02-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet for hot forming

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6013053A (ja) * 1983-07-04 1985-01-23 Nisshin Steel Co Ltd 高温強度と耐熱性の優れたアルミニウムめつき鋼板
JP3417878B2 (ja) * 1999-07-02 2003-06-16 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製法
JP4258934B2 (ja) 2000-01-17 2009-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
JP4288146B2 (ja) * 2002-12-24 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法
JP4341396B2 (ja) 2003-03-27 2009-10-07 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および溶接性に優れた高強度電縫管用熱延鋼帯
JP4411005B2 (ja) 2003-04-04 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度熱延鋼板
KR100867800B1 (ko) * 2004-07-07 2008-11-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고장력강판의 제조방법
US8357023B2 (en) 2006-01-19 2013-01-22 Silverlit Limited Helicopter
CN101285156B (zh) 2008-06-05 2010-06-23 广州珠江钢铁有限责任公司 一种700MPa级复合强化贝氏体钢及其制备方法
CN102341521B (zh) 2009-05-27 2013-08-28 新日铁住金株式会社 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法
JP4978741B2 (ja) 2010-05-31 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101638707B1 (ko) * 2011-07-20 2016-07-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저온 인성이 우수한 저항복비 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5553093B2 (ja) * 2012-08-09 2014-07-16 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板
JP6293997B2 (ja) 2012-11-30 2018-03-14 新日鐵住金株式会社 伸びフランジ性、曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその鋼板用の溶鋼の溶製方法
JP5610003B2 (ja) * 2013-01-31 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CA2944863A1 (en) * 2014-04-23 2015-10-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet for tailored rolled blank, tailored rolled blank, and methods for producing these

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2451764C2 (ru) * 2007-07-19 2012-05-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления стальных листов с высокими характеристиками прочности и пластичности и листы, изготовленные при помощи этого способа
RU2414515C1 (ru) * 2009-12-07 2011-03-20 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства толстолистового низколегированного проката
WO2012127136A2 (fr) * 2011-03-24 2012-09-27 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
CA2832159A1 (en) * 2011-04-13 2012-10-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent local deformability and manufacturing method there0f
CA2837052A1 (en) * 2011-05-25 2012-11-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same
CA2879069A1 (en) * 2012-08-07 2014-02-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet for hot forming

Also Published As

Publication number Publication date
US11447844B2 (en) 2022-09-20
US20210130921A1 (en) 2021-05-06
RU2017104317A (ru) 2018-08-13
CA2954830A1 (fr) 2016-01-14
ES2704472T3 (es) 2019-03-18
UA117790C2 (uk) 2018-09-25
PL3167091T3 (pl) 2019-02-28
JP6391801B2 (ja) 2018-09-19
BR112017000405A2 (pt) 2018-01-23
EP3167091A1 (fr) 2017-05-17
EP3167091B1 (fr) 2018-09-12
WO2016005811A1 (fr) 2016-01-14
US10858716B2 (en) 2020-12-08
ZA201608396B (en) 2019-10-30
BR112017000405B1 (pt) 2021-08-17
HUE042353T2 (hu) 2019-06-28
CN106536780A (zh) 2017-03-22
KR101928675B1 (ko) 2018-12-12
CA2954830C (fr) 2019-02-12
MA39523A1 (fr) 2017-06-30
CN106536780B (zh) 2018-12-21
TR201818867T4 (tr) 2019-01-21
KR20170015998A (ko) 2017-02-10
US20170183753A1 (en) 2017-06-29
WO2016005780A1 (fr) 2016-01-14
JP2017526812A (ja) 2017-09-14
RU2017104317A3 (ru) 2018-08-13
MX2017000496A (es) 2017-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2674360C2 (ru) Горячекатаный стальной лист и соответствующий способ изготовления
RU2625374C1 (ru) Горячеформованный компонент из стального листа и способ его изготовления, а также стальной лист для горячего формования
KR101930186B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
RU2689826C1 (ru) Высокопрочная сталь и способ ее изготовления
JP6236078B2 (ja) 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法
EP2987887B1 (en) High strength hot rolled steel sheet and method for producing same
EP2258886B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same
EP3106528B1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet, and method for manufacturing high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet
EP2980245B1 (en) High-strength alloyed molten-zinc-plated steel sheet and method for manufacturing same
RU2718021C1 (ru) Горячештампованное изделие
MX2014003797A (es) Lamina de acero de alta resistencia, galvanizadas por inmersion en caliente y proceso para producir las mismas.
KR102148739B1 (ko) 고강도 아연 도금 강판, 고강도 부재 및 고강도 아연 도금 강판의 제조 방법
EP3239338A1 (en) Hot press formed parts having excellent bending properties and method for manufacturing same
RU2716178C1 (ru) Горячештампованное тело
KR102544884B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP6795122B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3715493A1 (en) High strength steel sheet and method for producing same
EP3498876B1 (en) Cold-rolled high-strength steel sheet, and production method therefor
JP4414883B2 (ja) 成形性及び溶接性に優れた超深絞り用高強度冷延薄鋼板とその製造方法
JP6411881B2 (ja) フェライト系ステンレス鋼およびその製造方法
KR100859303B1 (ko) 내형갤링성 및 내피로특성이 우수한 고장력 열연강판 및그 제조방법
EP3269836A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
KR101657931B1 (ko) 냉간 가공성, 금형 담금질성 및 표면 성상이 우수한 프레스 성형용 용융 아연도금 강판 및 그의 제조 방법
JP5434040B2 (ja) 化成処理性に優れた高加工性高強度薄鋼板の製造方法
RU2802417C2 (ru) Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения указанной стали