RU2675025C2 - Высокопрочная многофазная сталь, способ ее получения и применение - Google Patents
Высокопрочная многофазная сталь, способ ее получения и применение Download PDFInfo
- Publication number
- RU2675025C2 RU2675025C2 RU2016147787A RU2016147787A RU2675025C2 RU 2675025 C2 RU2675025 C2 RU 2675025C2 RU 2016147787 A RU2016147787 A RU 2016147787A RU 2016147787 A RU2016147787 A RU 2016147787A RU 2675025 C2 RU2675025 C2 RU 2675025C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- sheet steel
- temperature
- cold rolled
- heating
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 151
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 151
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 19
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title description 2
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 45
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 43
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 32
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 31
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 27
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 26
- 239000000155 melt Substances 0.000 claims description 20
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 17
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims description 17
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 16
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims description 15
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 15
- UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N Iron oxide Chemical compound [Fe]=O UQSXHKLRYXJYBZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 14
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 claims description 13
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 claims description 13
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 12
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 claims description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 230000005855 radiation Effects 0.000 claims description 10
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 8
- 238000003618 dip coating Methods 0.000 claims description 8
- 229910052814 silicon oxide Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 5
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 5
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000007789 gas Substances 0.000 claims description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 3
- 230000032683 aging Effects 0.000 claims description 2
- 239000007788 liquid Substances 0.000 claims description 2
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims 3
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims 2
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 claims 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 12
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 5
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 17
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 15
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 10
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 9
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 7
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 6
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 5
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 4
- 239000000463 material Substances 0.000 description 4
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 description 3
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000011161 development Methods 0.000 description 3
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 3
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 3
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 238000002485 combustion reaction Methods 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 2
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 239000000758 substrate Substances 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N Silicium dioxide Chemical compound O=[Si]=O VYPSYNLAJGMNEJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 229910052729 chemical element Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000005261 decarburization Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000001419 dependent effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 1
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 230000004927 fusion Effects 0.000 description 1
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 1
- 239000012943 hotmelt Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 1
- 238000002955 isolation Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000000750 progressive effect Effects 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 239000012779 reinforcing material Substances 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 230000004936 stimulating effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000010301 surface-oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- -1 titanium Chemical compound 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- 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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- 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
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—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
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0222—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating in a reactive atmosphere, e.g. oxidising or reducing atmosphere
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—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
- C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- 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
Abstract
Изобретение относится к области металлургии. Для обеспечения предела прочности 980 МПа, предела текучести, более или равного 500 МПа, полного удлинения, превышающего или равного 8%, холоднокатаная листовая сталь содержит в мас.% 0,05≤С≤0,15, 2≤Mn≤3%, Al≤0,1, 0,3≤Si≤1,5, Nb≤0,05, N≤0,02, 0,1≤Cr+Mo≤1, 0,0001≤В≤0,0025, 3,4×N≤Ti≤0,5, V≤0,1, S≤0,01, P≤0,05, железо и неизбежные примеси - остальное, имеет микроструктуру в поверхностной фракции между 50 и 95% мартенсита и между 5 и 50% суммы феррита и бейнита, при этом размер ферритного зерна составляет менее 10 мкм и соотношение сторон ферритного зерна находится между 1 и 3. Сталь согласно изобретению окисляется, а затем восстанавливается при отжиге в ходе этапов нагревания, выдержки и охлаждения. 3 н. и 17 з.п. ф-лы, 1 ил. ,5 табл.
Description
Настоящее изобретение относится к обладающим свойствами хорошей формуемости и демонстрирующим высокие уровни стойкости высокопрочным многофазным сталям, предназначенным для применения в автомобильной промышленности, прежде всего в качестве элементов конструкции и упрочняющих материалов в автомашинах. Также оно касается способа получения обладающей высокой формуемостью многофазной стали.
По мере расширения области применения высокопрочных сталей в автомобильных применениях возрастает потребность в сталях, обладающих повышенной прочностью без ущерба для формуемости. Возрастающая необходимость в снижении массы и требования безопасности стимулируют интенсивные разработки новых подходов к автомобильным сталям, которые могли бы достигать более высокой пластичности одновременно с более высокой прочностью по сравнению с существующими прогрессивными сталями повышенной прочности (Advanced High Strength Steels, AHSS).
Исходя из этого, было предложено несколько семейств сталей, таких как упоминаемые ниже и подразумевающие различные уровни прочности и формуемости.
Среди других подходов были предложены стали с микролегирующими элементами, упрочнение которых достигается одновременным выделением и уменьшением размера зерна. Разработка таких высокопрочных низколегированных (High Strength Low Alloyed, HSLA) сталей сопровождалась разработкой высокопрочных сталей, именуемых прогрессивными сталями повышенной прочности, которые сохраняют хорошие уровни прочности наряду с хорошей холодной формуемостью. Однако достигаемые этими типами стали уровни прочности на разрыв обычно невысоки.
Было сделано множество улучшений для обеспечения соответствия предъявляемым к сталям требованиям по высокой стойкости с одновременной хорошей формуемостью. Однако известно, что попытки увеличения предела прочности обычно ведут к снижению уровня пластичности высокопрочных сталей. Тем не менее, автомобилестроители продолжают конструировать все более сложные детали, которые требуют большей пластичности без ущерба для стойкости. Кроме того, в настоящее время производство нуждается в улучшении показателей предела текучести и раздачи отверстия сталей, например, листовой стали с покрытием, получаемым погружением в горячую ванну.
Данное изобретение нацелено на способ производства высокопрочной стали с нанесенным погружением в горячую ванну покрытием, способ ее получения и применение указанной высокопрочной стали в производстве деталей транспортных средств.
Известна патентная заявка US 2013008570, которая касается сверхвысокопрочной толстолистовой стали с пределом прочности по меньшей мере 1100 МПа, которая обладает как превосходным соотношением прочностных и свойств растяжения, так и превосходной пригодностью к обработки гибкой, а также касается способа ее получения. Металлическая структура такой толстолистовой стали содержит мартенсит и мягкие фазы бейнитного феррита и полигонального феррита. Область вышеупомянутого мартенсита составляет 50% или более, область вышеупомянутого бейнитного феррита составляет 15% или более и область вышеупомянутого полигонального феррита составляет 5% или менее (включая 0%). При измерениях эквивалентного диаметра круга вышеупомянутой мягкой фазы коэффициент вариации (среднеквадратичное отклонение/средняя величина) оказывается меньше или равным 1,0. Данная сверхвысокопрочная толстолистовая сталь имеет предел прочности по меньшей мере 1100 МПа. Эта заявка никак не касается различных аспектов формуемости, таких как раздача отверстия и предел текучести, которые играют важную роль в потребительских свойствах.
Также известна заявка WO 2012153016, касающаяся холоднокатаной стали, предел прочности которой превышает 1000 МПа, равномерное относительное удлинение превышает 12% и которая имеет V сгибаемость более 90°. Химическая состав этой заявки представляет в масс. %:: 0,15%≤С≤0,25%, 1,8%≤Mn≤3,0%, 1,2%≤Si≤2%, 0%≤Al≤0,10%, 0%≤Cr≤0,50%, 0%≤Cu≤1%, 0%≤Ni≤1%, 0%≤S≤0,005%, 0%≤Р≤0,020%, Nb≤0,015%, Ti≤0,020%, V≤0,015%, Со≤1%, N≤0,008%, В≤0,001, притом, что Mn+Ni+Cu≤3%, а остальное является Fe и неизбежными, образующимися при литье, примесями. Микроструктура стали в процентных долях площади поверхности содержит от 5 до 20% полигонального феррита, между 10 и 15% остаточного аустенита, от 5 до 15% мартенсита с остальным, представленным бейнитом реечного типа. Эта заявка требует, чтобы аустенит стабилизировался способом непрерывного отжига.
Задача изобретения состоит в разрешении упомянутых выше проблем, то есть в предоставлении высокопрочной стали, несущей нанесенное способом погружения в расплав покрытие, одновременно с:
пределом прочности, превышающем или равным 980 МПа, или даже составляющем 1180 МПа;
полным удлинением, превышающим или равным 8%;
показателем раздачи отверстия, превышающим или равным 20% и даже 40%;
величиной предела текучести выше 500 МПа или даже 780 МПа.
Другая задача изобретения состоит в предложении способа получения такой имеющей нанесенное погружением в расплав покрытие многофазной стали, являющейся при этом совместимой с обычными линиями непрерывного цинкования с отжигом.
В этой связи основной задачей данного изобретения является создание листовой стали с нанесенным способом погружения в расплав покрытием, имеющая предел прочности по меньшей мере 980 МПа, предел текучести, превосходящий или равный 500 МПа, демонстрирующая полное удлинение более или равное 8%, состав которой в выражении массовых процентов состоит из:
0,05≤С≤0,15%;
2≤Mn≤3%;
Al≤0,1%;
0,3%≤Si≤1,5%;
0,01%≤Nb≤0,05%;
N≤0,02%;
0,1%≤Cr+Мо≤1%;
0,0001≤В<0,0025%;
Ti≤0,5%;
V<0,01%;
S≤0,01%;
Р≤0,05%,
с остальным, являющимся железом и неизбежными примесями, образующимися при плавлении, микроструктура которой в поверхностной фракции состоит из: между 50 и 95% мартенсита и между 5 и 50% суммарно феррита и бейнита притом, что размер ферритного зерна составляет менее 10 мкм и соотношение сторон ферритного зерна находится между 1 и 3.
В одном предпочтительном воплощении химическая состав стали имеет такое содержание углерода, что 0,09≤С≤0,14%.
В другом предпочтительном воплощении сталь имеет такое содержание марганца, что 2,2≤Mn≤2,7%.
В еще одном предпочтительном воплощении сталь имеет такое содержание алюминия, что Al≤0,05%.
В другом предпочтительном воплощении сталь имеет такое содержание кремния, что 0,6≤Si≤1,3%.
В еще одном предпочтительном воплощении химическая состав стали имеет такое содержание ниобия, что Nb≤0,03%.
В еще одном предпочтительном воплощении химическая состав стали имеет такое суммарное содержание хрома и молибдена, что 0,1≤Cr+Мо≤0,7%.
В другом предпочтительном воплощении химическая состав стали имеет такое содержание бора, что 0,001≤В≤0,0022%.
В еще одном предпочтительном воплощении химическая состав стали имеет такое содержание титана, что 0,02%≤Ti≤0,05%.
В другом предпочтительном воплощении листовая сталь имеет глубину внутреннего окисления по меньшей мере 200 нм и менее 100 мкм, содержа одно или несколько из оксидов Si, Mn, Al, Ti, присутствующих под наносимым способом погружения в расплав покрытием.
В одном предпочтительном воплощении поверхностная фракция суммы феррита и бейнита составляет между 20 и 40% со средним размером ферритного зерна менее 3 мкм.
Предпочтительно сталь изобретения, несущая полученное способом погружения в расплав покрытие, имеет предел прочности по меньшей мере 980 МПа, предел текучести по меньшей мере 500 МПа, ее полное удлинение составляет по меньшей мере 8% и раздача отверстия соответствует по меньшей мере 20%.
Предпочтительно сталь изобретения, несущая полученное способом погружения в расплав покрытие, имеет предел прочности по меньшей мере 1180 МПа, предел текучести по меньшей мере 780 МПа, полное удлинение по меньшей мере 8% и обеспечивает показатель раздачи отверстия по меньшей мере 20%.
Предпочтительно сталь согласно изобретению является оцинкованной или отожженной оцинкованной сталью.
Также, в качестве второго объекта, данное изобретение имеет способ производства высокопрочной листовой стали с полученным погружением в расплав покрытием, содержащий следующие последовательные этапы:
- разливки стали, имеющей описанную выше состав согласно изобретению, для получения сляба,
- повторного нагревания сляба при температуре Treheat выше 1180°С;
- горячей прокатки повторно нагретого сляба при температуре выше 800°С для получения горячекатаной стали;
- охлаждения горячекатаной стали при стандартной скорости охлаждения до температуры намотки в рулон Тcoiling между 500 и 800°С с последующей
- намоткой в рулон горячекатаной стали, охлажденной при Tcoiling;
- удаления окалины с горячекатаной стали;
- необязательного отжига горячекатаной стали при температуре TIA выше 300°С в течение более 20 минут;
- необязательно температура горячекатаной стали перед достижением колпака превышает 400°С; скорость охлаждения горячекатаной стали должна быть ниже или равна 1°С/мин и выше или равна 0,01°С/мин;
- холодной прокатки стали для получения холоднокатаной листовой стали;
- отжига холоднокатаной листовой стали, содержащего этапы:
- нагревания указанной холоднокатаной листовой стали в печи открытого пламени в атмосфере избыточного содержания кислорода, в объемных процентных долях составляющего между 0,2% и 4%, при котором проходит этап окисления между 500°С и 750°С;
- нагревания от указанной температуры печи открытого пламени вплоть до температуры отжига в трубчатой печи с радиационным нагревом со скоростью нагревания между 0,5 и 2,5°С/с, при этом точка росы атмосферы в указанной трубчатой печи с радиационным нагревом равна или ниже 25°С;
- при этом указанная температура нагрева при отжиге Tanneal находится между 750 и 950°С;
- выдерживания стали при указанной температуре нагрева при отжиге Tanneal на протяжении по меньшей мере 30 секунд и меньше или в течение 300 секунд;
- охлаждения холоднокатаной стали до температуры ТОА между 440°С и 470°С;
- выдерживания холоднокатаной стали при ТОА в течение более 30 секунд и менее 180 секунд;
- и в течение указанных этапов нагревания, выдержки при Tanneal и охлаждения поверхность холоднокатаной стали окисляется и впоследствии восстанавливается для получения глубины внутреннего окисления по меньшей мере 200 нм и менее 100 мкм с обеспечением содержания одного или нескольких из содержащих Si, Mn, Al, Ti оксидов;
- нанесения на холоднокатаную сталь покрытия способом погружения в расплав для получения холоднокатаной стали с покрытием;
- необязательного отжига нанесенного способом горячего цинкования покрытия холоднокатаной стали для достижения содержания железа в покрытии холоднокатаной стали между 7% и 15%;
- охлаждения имеющей полученное погружением в расплав покрытие холоднокатаной стали до комнатной температуры со скоростью охлаждения по меньшей мере 1°С/с.
Предпочтительно температура намотки в рулон является такой, чтобы 500°С≤Tcoiling≤750°С.
В одном предпочтительном воплощении возможная температура нагрева при отжиге TIA является такой, чтобы 500°С≤TIA≤650°С в течение времени между 30 часами и 100 часами.
Предпочтительно степень обжатия при холодной прокатке составляет между 40 и 60%.
В одном предпочтительном воплощении поверхность холоднокатаной стали восстанавливается внутри указанной трубчатой печи с радиационным нагревом, содержащей смешанную газовую атмосферу с точкой росы ниже 0°С.
Предпочтительно нанесение покрытия погружением в расплав выполняется в ванне с жидким сплавом Zn для получения высокопрочной оцинкованной или отожженной оцинкованной холоднокатаной стали с нанесенным погружением в расплав покрытием.
Сталь согласно изобретению может применяться для производства деталей автомашин.
Далее описывается основные объекты настоящего изобретения.
Фигура 1 иллюстрирует микроструктуру стали согласно изобретению, отображая белым цветом мартенсит, а черным - феррит и бейнит.
При получении стали изобретения очень важна химическая состав, а также такие параметры производства, которые обеспечивают достижение всех целей. Показатели содержания элементов химического состава представлены в массовых процентах.
Углерод является элементом, применяемым для упрочнения мартенсита. Если содержание углерода составляет менее 0,05%, минимальная предел прочности в 980 МПа в настоящем изобретении не достигается. Если углерода будет более 0,15%, то мартенсит отвердеет и в стали настоящего изобретения полное удлинение в 8% достигнуто не будет. Кроме того, углерод является сильным образующим аустенит элементом. Уменьшение содержания углерода ниже 0,15% позволяет при данной температуре нагрева при отжиге добиться меньшего количества аустенита и достаточного количества феррита для улучшения формуемости и достижения целевого показателя полного удлинения. Помимо этого, низкие температуры нагрева при отжиге стали согласно изобретению существенно ограничивает рост ферритного зерна; как следствие, конечный размер ферритного зерна оказывается менее 10 микрон. Эта комбинация вносит вклад в достижение значительного компромисса между механическими свойствами стали согласно изобретению.
Предпочтительно содержание углерода является таким, что 0,09≤С≤0,14%.
Марганец является упрочняющим элементом. Если содержание Mn составляет менее 2%, предел прочности будет менее 980 МПа. Если содержание Mn превышает 3%, можно ожидать осевой ликвации Mn на средних толщинах, что отрицательно сказывается на эксплуатационных свойствах изделий. Предпочтительно содержание марганца является таким, что 2,2≤Mn≤2,7%.
Кремний обладает упрочняющим эффектом, он улучшает полное удлинение и коэффициент раздачи отверстия, а также устойчивость к замедленному разрушению. Если содержание Si составляет менее 0,3%, полное удлинение будет ниже 8%, а упомянутые выше свойства будут ослаблены. При превышающем 1,5% содержании Si слишком сильно увеличивается давление при прокатке и выполнение холодной прокатки затрудняется. Кроме того температура выдержки становится слишком высокой, что ведет к проблемам с обрабатываемостью. Кроме того, из-за образования на поверхности листа оксида кремния ухудшается пригодность к нанесению горячего покрытия. С учетом вышеприведенных причин содержание Si предпочтительно является таким, чтобы выполнялось условие 0,6≤Si≤1,3.
Алюминий, так же, как и титан, способен образовывать AlN для защиты бора. Однако его содержание ограничивается 0,1%, поскольку более высокое содержание Al требует для сохранения микроструктурного баланса при прочих равных параметрах более высоких температур нагрева при отжиге. Как следствие, по стоимостным причинам и для целей экономии энергии его содержание ограничивается 0,1%. Предпочтительно содержание Al является таким, что Al≤0,05%.
Ниобий может образовывать выделения, обладающие эффектом уменьшения размера зерна, что, как известно, увеличивает предел прочности. Кроме того, он улучшает коэффициент раздачи отверстия, а также устойчивость к замедленному разрушению. Если содержание Nb превышает 0,05%, то ухудшается пластичность и полное удлинение падает ниже 8%. Содержание Nb должно превышать 0,01% для того, чтобы обеспечивать достаточное измельчение зерна и предел прочности. Предпочтительно содержание Nb является таким, что Nb≤0,03%.
Mo и Cr улучшают способность принимать закалку и предел прочности. Если сумма этих элементов составляет менее 0,1%, в дополнение к росту доэвтектоидного ферритного зерна развивается большая фракция феррита, образующегося во время отжига, что уменьшает прочность. Если сумма этих элементов в стали изобретения превысит 1%, это приведет к увеличению твердости горячекатаной полосы и сложностям при работе с холоднокатаным материалом. Предпочтительно сумма этих элементов является такой, что 0,1≤Cr+Мо≤0,7%.
Титан добавляется для объединения с азотом с целью образования TiN и, как следствие, обеспечения защиты B в твердом растворе, поскольку при отсутствии Ti или Al может образовываться нитрид бора. При этом бор не смог бы находиться в твердом, растворе и играть свою описываемую ниже роль. Помимо этого, образование TiN улучшает формуемость и свариваемость, а также сопротивление замедленному разрушению стали изобретения. Ti в количествах выше 0,5% для сохранения того же микроструктурного баланса и одинаковости всех других параметров приводит к более высоким температурам нагрева при отжиге. Как следствие, по стоимостным причинам и для целей экономии энергии его содержание предпочтительно ограничивается 0,05%. Предпочтительно содержание Ti является таким, что 0,02≤Ti≤0,05%. В одном предпочтительном воплощении содержание Ti по меньшей мере в 3,4 раза превышает содержание азота для того, чтобы гарантировать его соединение с азотом и обеспечить эффективное измельчение зерна.
Бор способен подавлять образование феррита в ходе этапа охлаждения при отжиге холоднокатаной полосы. В результате это позволяет избежать снижения прочности ниже 980 МПа. Если содержание бора будет равно или превысит 0,0025% (25 ч./млн.), то избыток бора выделится в виде нитрида бора на границах аустенитного зерна, которые будут выступать в качестве участков зародышеобразования при образовании феррита с тем же самым эффектом снижения механических свойств при растяжении. Ниже 0,0001% (1 ч./млн.) затрудняется достижение более высоких степеней предела прочности. В идеальном случае для получения механических свойств, превосходящих 1180 МПа с минимальным полным удлинением в 8%, содержание бора должно отвечать условию 0,001≤В≤0,0022%.
Что касается ванадия, то если его содержание превышает 0,01%, ванадий будет расходовать углерод, образуя карбиды и/или нитрокарбиды, что будет приводить к разупрочнению мартенсита. Кроме того, ухудшится пластичность стали согласно изобретению с ее падением ниже 8%.
В отношении азота, если содержание азота превышает 0,02%, образуются нитриды бора и снижается способность стали принимать закалку, так как в таких условиях свободный бор будет доступен лишь в небольших количествах. Это также приводит к образованию крупной фракции AlN, что является вредным для полного удлинения и коэффициента раздачи отверстия. В результате, чтобы не упасть ниже 8% удлинения и/или 20% коэффициента раздачи отверстия, содержание азота ограничивается 0,02%.
Что касается фосфора, при содержании более 0,050 масс. % фосфор сегрегирует по границам зерна стали и вызывает ухудшение устойчивости к замедленному разрушению и свариваемости листовой стали. Поэтому содержание фосфора должно быть ограничено 0,050 масс. %.
Содержание серы выше 0,01 масс. % приводит к большому количеству неметаллических включений (MnS), что вызывает снижение устойчивости к замедленному разрушению и ухудшение пластичности листовой стали. Как следствие, содержание серы должно быть ограничено 0,01 масс. %.
Остальное стали согласно изобретению составлено железом и неизбежными примесями.
Способ получения стали согласно изобретению подразумевает литье стали с химическим составом по изобретению.
Отлитая сталь повторно нагревается до температуры выше 1180°С. При температуре повторного нагревания сляба ниже 1180°С не будет обеспечиваться гомогенность стали и не будет происходить полного растворения выделений.
Затем сляб подвергается горячей прокатке, последний проход при горячей прокатке проводится при температуре Tlp по меньшей мере 800°С. Если Tlp составляет менее 800°С, снижается пригодность к горячей обработке и появляются трещины, а требующиеся для выполнения прокатки силы возрастают.
- Охлаждение стали при типичной, известной специалистам в данной области в качестве таковой скорости охлаждения, до температуры намотки в рулон Tcoiling.
- Намотка в рулон должна происходить при температуре ниже температуры последнего прохода Tlp°C. Эта температура предпочтительно ниже 800°С. Предпочтительно температура намотки в рулон является такой, чтобы выполнялось условие 500°С≤Тсоiling≤750°С.
- После намотки в рулон проводится удаление окалины с горячекатаной стали.
- Затем горячекатаная сталь необязательно отжигается при температуре выше 300°С в течение более 20 минут. Если термообработка выполняется при температуре ниже 300°С, требующиеся для холодной прокатки силы будут слишком велики, и в течение времени менее 20 минут достигается одинаковый результат, материал будет слишком твердым для простого выполнения холодной прокатки. Кроме того, авторы данного изобретения обнаружили, что такая промежуточная термическая обработка неожиданным образом сильно улучшает однородность толщины листа. Предпочтительно термообработка проводится при температуре между 500°С и 650°С в течение времени от 30 часов до 100 часов.
- Необязательно горячекатаная сталь помещается под колпак, при необходимости изолирующий, для укрытия одного или нескольких рулонов с целью содействия однородности охлаждения горячекатаного продукта. Помимо этого, авторы данного изобретения обнаружили, что такая обработка под колпаком также может улучшить однородность толщины листа.
- В одном предпочтительном воплощении температура горячекатаной стали перед помещением под колпак превышает 400°С. Скорость охлаждения стали должна быть ниже или равна 1°С/мин и выше или равна 0,01°С/мин. Если скорость охлаждения будет выше 1°С/мин, горячекатаная полоса окажется слишком твердой для последующей холодной прокатки. Скорость охлаждения менее 0,01°С/мин была бы слишком неблагоприятной с точки зрения производительности.
- Холодная прокатка стали со степенью обжатия, которая будет зависеть от целевой конечной толщины. Степень обжатия при холодной прокатке определяется как (толщина перед холодной прокаткой) - (толщина после холодной прокатки) / (толщина перед холодной прокаткой). Предпочтительно степень обжатия при холодной прокатке составляет между 40 и 60%. Таким образом, запасенная потенциальная энергия деформации оказывается адекватной для гарантирования дальнейшей перекристаллизации в течение отжига.
- Нагревание стали вплоть до температуры нагрева при отжиге Tanneal которая должна находиться между 750°С и 950°С.
Данная холоднокатаная листовая сталь далее проходит непрерывный отжиг для обеспечения перекристаллизации и получения вследствие преобразования желательной микроструктуры. Такой отжиг содержит следующие этапы:
Холоднокатаный лист нагревается в печи открытого пламени (или "DFF") в атмосфере, имеющей избыточное содержание кислорода между 0,2 об. % и 4 об. %. Под избыточным объемом кислорода подразумевается кислород, который присутствует в количестве, превосходящем необходимое для соединения кислорода с топливом, используемым для нагревания печи, то есть: избыточная процентная объемная доля кислорода = (общий объем кислорода - объем кислорода, необходимый для сжигания) / (общий объем кислорода). Таким образом, когда в атмосфере горения присутствует избыток кислорода в долях содержания, соответствующих данному изобретению, он оказывается доступен для взаимодействия со стальной полосой. В диапазоне между 500 и 750°С происходит окисление, то есть на поверхности листовой стали образуется слой оксида железа, притом, что под этим оксидом железа в это время происходит внутреннее окисление: образование внутренних оксидов на глубине до 100 мкм, которые могут содержать одно или несколько из Si, Mn, Al, Ti. В случае глубины окисления, превышающей 100 мкм, поверхность стали окажется сильно оксидированной, она будет трудно поддаваться восстановлению, и качество покрытия ухудшится.
- Листовая сталь далее нагревается от этого диапазона температур окисления вплоть до температуры отжига Tanneal в трубчатой печи с радиационным нагревом со скоростью нагревания между 0,5 и 2,5°С/с. Если скорость нагревания будет ниже 0,5°C/s, чрезмерный рост зерна приведет к снижению конечного предела прочности. При скорости нагревания выше 2,5°С/с будет потребляться слишком много энергии.
Атмосфера в трубчатой печи с радиационным нагревом является смешанной газовой атмосферой, имеющей точку росы ниже 25°С. Температура выше 25°С приводит к чрезмерному поверхностному окислению стали, которое может воздействовать на качество покрытия.
В одном предпочтительном воплощении для получения очень хорошего качества поверхности точка росы составляет менее 0°С.
- сталь далее подвергается непрерывному отжигу в трубчатой печи с радиационным нагревом в тех же самых атмосферных условиях, при температуре Tanneal между 750°С и 950°С и выдерживается при этой температуре в течение времени от 30 до 300 секунд. Управление температурой нагрева при отжиге является важным признаком способа, так как позволяет контролировать исходные фракции аустенита и феррита, а также их химическую состав. Ниже 750°С не будет проходить полная рекристаллизация феррита и удлинение будет ниже 8%, в то время подъем температуры выше 950°С нецелесообразен по соображениям экономии затрат. Предпочтительно отжиг выполняется при температуре между 775 и 860°С.
Листовая сталь, кроме того, затем охлаждается до температуры ТOA.
- в ходе этих этапов нагревания, отжига и охлаждения сталь окисляется, а затем восстанавливается, то есть упомянутый выше слой оксида железа на поверхности листовой стали восстанавливается полностью, в то время как остается в наличии внутренняя окисленная зона с глубиной между 200 нм и 100 мкм, содержащая одно или несколько из оксидов Si, Mn, Al, Ti. Это окисление, сопровождаемое этапом восстановления, необходимо для того, чтобы поверхность стали стала подходящей для нанесения покрытия погружением в расплав.
- После охлаждения сталь выдерживается при температуре между 440°С и 470°С в течение времени более 30 и менее 180 секунд. Ниже 440°С будет образовываться большая фракция бейнита или мартенсита и либо предел прочности, либо полное удлинение окажутся ниже ожиданий настоящего изобретения: 980 МПа и 8%, соответственно. Выше 470°С при погружении в горячий расплав возникают проблемы, связанные с испарением расплава и реакцией в расплаве, в результате чего структура полосы теряет упорядоченность.
- Затем на сталь наносится покрытие способом погружения в расплав с целью получения холоднокатаной стали с покрытием, предпочтительно покрытие наносится погружением в ванну с расплавом Zn или сплава Zn с получением высокопрочной оцинкованной холоднокатаной стали.
- Несущая полученное погружением в расплав покрытие холоднокатаная сталь необязательно сплавляется с подложкой для получения отожженной оцинкованной холоднокатаной высокопрочной стали, при этом Zn или сплав Zn содержат от 7 до 15% железа.
Под покрытием из Zn или сплава Zn присутствует внутренняя окисленная зона.
- Затем имеющая полученное погружением в расплав покрытие холоднокатаная сталь охлаждается до комнатной температуры при скорости охлаждения по меньшей мере 1°С/с.
Феррит в объеме настоящего изобретения ограничивается объемноцентрированной кубической структурой с размером зерна менее 10 микрон (мкм). В объеме изобретения для того, чтобы обеспечивать по меньшей мере 8% полное удлинение, суммарное содержание феррита и бейнита должно составлять между 5 и 50%; при суммарном содержании феррита и бейнита менее 5% такой уровень удлинения достигаться не будет. При суммарном содержании феррита и бейнита выше 50% не будет достигнута целевая предел прочности в 980 МПа. Предпочтительно суммарное содержание феррита и бейнита составляет между 5 и 30%. В другом воплощении суммарное содержание феррита и бейнита составляет между 20 и 40%.
В одном предпочтительном воплощении размер ферритного зерна составляет менее 10 мкм, предпочтительно менее 5 мкм и еще более предпочтительно менее 3 мкм. Столь небольшой размер ферритного зерна, то есть менее 10 мкм, улучшает предел текучести. Этот диапазон концентраций феррита с ограниченным размером обеспечивается благодаря комбинации низких температур нагрева при отжиге, элементов химического состава, таких как Nb и Ti, которые фиксируют размер зерен феррита и ограничивают их рост, а также наличием Cr и Мо, которые ограничивают образование феррита при охлаждении после отжига. Выше 10 мкм предел текучести становится слишком низким и ниже целевых 500 МПа.
В одном более предпочтительном воплощении соотношение сторон ферритного зерна, то есть средние величины отношения длины к высоте каждого ферритного зерна, находится между 1 и 3. Такие измерения выполняются на по меньшей мере трех популяциях ферритных зерен, при этом образцы анализируются при рассмотрении под оптическим или электронным сканирующим микроскопом на одной трети толщины материала из соображений учета его однородности. Это соотношение сторон ферритного зерна улучшает гомогенность свойств, в случае игольчатого типа ферритного зерна, то есть когда данное соотношение выше 3 или ниже 1, различия свойств в продольном и поперечном направлениях будут слишком велики, и свойства материала окажутся неоднородными и слишком сильно зависящими от направления приложения усилий.
Мартенсит является структурой, образующейся во время охлаждения после выдержки из нестабильного аустенита, образующегося во время отжига. Его содержание должно находиться в пределах диапазона от 50 до 95%. При содержании менее 50% не достигается целевая предел прочности в 980 МПа, а при его концентрации более 95% полное удлинение будет ниже 8%.
Хороший показатель раздачи отверстия является в данном изобретении результатом фракционно-фазового баланса и небольшого различия в твердости фаз (феррита и мартенсита).
Сокращения.
UTS (МПа) относится к пределу прочности, измеряемому в ходе испытаний на растяжение в поперечном направлении относительно направления прокатки.
YS (МПа) относится к пределу текучести, измеряемому в ходе испытаний на растяжение в поперечном направлении относительно направления прокатки.
TEI (%) относится к полному удлинению.
UTS, YS и Tel могут быть измерены после нескольких испытаний. Используемые в примерах испытания выполнены согласно стандарту JIS-T.
НЕ (%) относится к раздаче отверстия. Такое испытание может быть выполнено с помощью конического прошивня, имеющего цилиндрическую часть диаметром 45 мм, увенчанную конической частью. Такой прошивень располагается под исследуемым стальным листом, который имеет предварительно проделанное отверстие с исходным диаметром D0, равным 10 мм. Конический прошивень затем перемещается вверх в данное отверстие и расширяет его до тех пор, пока не появляется первая сквозная трещина. После этого измеряется конечный диаметр D отверстия и вычисляется раздача отверстия, используя следующую формулу:
С помощью SEM (сканирующая электронная микроскопия) рассматривались микроструктуры на четверти толщины, травленой 2% ниталем, и количественно оценивались методом анализа изображений.
Информация о сталях согласно изобретению будет лучше пониматься на основе примеров, приводимых ниже не в целях ограничения объема данного изобретения, но в качестве иллюстрации.
Из стального литья были получены заготовки. Далее в таблице 1 показаны химические составы этих заготовок, представленные в массовых процентах.
Остальное в стали по таблице 1 состоит из железа и неизбежных примесей, появляющихся при плавке; при этом содержание примесей составляет менее 0,0005, но более 0,0001%.
Слитки с составами 1-14 были вначале подвергнуты повторному нагреву и горячей прокатке. Затем горячекатаные стальные пластины были подвергнуты холодной прокатке и отжигу. Параметры процесса при проведении обработок показаны ниже:
Температура повторного нагревания (повторное нагревание HR), °С.
Температура чистовой прокатки (HRFT): °С.
Температура намотки в рулон (СТ): °С.
Температура (IA Т, °С) и время (IA t, час) нагрева при промежуточном отжиге.
Замедление охлаждения горячей полосы, температура (°С) вхождения под колпак и скорость охлаждения (°С/мин).
Примененная холодная прокатка (CR).
Температура окисления в направлении печи открытого пламени (температура DFF): °С.
Избыточная объемная процентная доля кислорода в DFF.
Скорость нагревания перед достижением температуры нагрева при отжиге (°С/с).
Точка росы в отжиговой печи (°С).
Температура выдержки в течение отжига (AT): °С.
Длительность выдержки при отжиге (AT): с.
Температурный диапазон перестаривания ОАТ.
Время перестаривания OAt.
Тип покрытия: GI для оцинковки при 465°С и GA для цинкования с отжигом при различных температурах.
Стали 1-14 подвергались обработке при описанных в таблице 2 режимах.
Эффекты промежуточного отжига TIA и обработки под колпаком были оценены на конечном продукте, то есть после холодной прокатки, отжига и конечного нанесения покрытия. По сравнению с образцом DD, который не подвергся промежуточному отжигу, образец ЕЕ был подвергнут промежуточному отжигу; во время этого процесса его микроструктура гомогенизировалась. После процесса холодной прокатки и конечного нанесения покрытия колебания толщины по длине рулона были ниже 5%, в то время как изменения толщины по длине рулона в образце DD были значительно существеннее.
Образец GG подвергался обработке под колпаком, которая обеспечивала намного более медленнее охлаждение горячекатаной стали, что также улучшило гомогенность микроструктуры стали. Как следствие, колебания толщины конечного продукта в этом случае также были менее 5%.
В приводимой ниже таблице 3 все стали согласно настоящему изобретению подвергались окислению при нагревании в печи открытого пламени, сопровождаемому восстановлением в трубчатой печи с радиационным нагревом. Как следствие, такие листовые стали оказываются подходящими для принятия Gl или GA покрытия, так как их поверхность не имеет слоя оксида железа, а только внутреннюю окисленную зону с глубиной между 200 нм и 100 мкм, содержащую один или несколько из оксидов Si, Mn, Al, Ti, что согласуется со сплавлением покрытия с подложкой. Охлаждение после цинкования с отжигом от температуры GA до комнатной температуры выполнялось со скоростью 5°С/с.
Что касается микроструктуры, микроструктурные признаки для избранных примеров из таблицы 3 имеют следующие средние величины.
В отношении механических свойств вышеприведенная таблица 4 представляет результаты для показателей предела текучести, предела прочности, полного удлинения и раздачи отверстия. "BOG" означает разрушение образца в измерительном устройстве, показатель получен не был.
Стали согласно изобретению показывают хорошую пригодность для нанесения покрытий. Кроме того, во многих примерах продемонстрирована предел прочности выше 980 МПа и даже выше 1180 Па (см. пример W). Помимо этого, уровни пластичности также во всех соответствующих изобретению случаях превышают 8%, предел текучести превосходит 500 МПа и даже в некоторых примерах 780 МПа (см. пример W), а величины показателя раздачи отверстия явно превышают 20%, в лучших случаях оказываясь выше 40% (см. пример W).
Пример ХА был подвергнут обработке в условиях точки росы при 28°С, что было выше 25°С. Из-за чрезмерного обезуглероживания, вызванного слишком высокой точкой росы в печи, прочность этой стали оказалась ниже 980 МПа.
Сталь из примера ХВ имела содержание Mn 1,8%, что ниже 2%. Лист с покрытием, полученный в результате этого способа, содержал 65% феррита плюс бейнит, что в итоге привело к пределу прочности значительно ниже 980 МПа.
Сталь из примера ХС имела более 0,15% С, более 1,5% Si и более 1% Al, что сделало мартенсит в этой стали очень твердым. Соответственно, полное удлинение оказалось значительно ниже 8% и коэффициент раздачи отверстия оказался существенно меньше 20%.
Сталь согласно изобретению может применяться для производства автомобильных кузовов в белых частях для автомашин.
Claims (54)
1. Холоднокатаная листовая сталь с покрытием, нанесенным погружением в расплав, имеющая предел прочности по меньшей мере 980 МПа, предел текучести, равный или превышающий 500 МПа, полное удлинение, равное или превышающее 8%, при этом сталь содержит, мас.%:
0,05≤C≤0,15;
2≤Mn≤3;
Al≤0,1;
0,3≤Si≤1,5;
0,01≤Nb≤0,05;
N≤0,02;
0,1≤Cr+Mo≤1;
0,0001≤B<0,0025;
Ti≤0,5;
V<0,01;
S≤0,01;
P≤0,05;
железо и
неизбежные примеси - остальное, при этом микроструктура стали состоит из, в долях поверхности: от 50 до 95% мартенсита, от 5 до 50% суммарно феррита и бейнита, причем размер зерна феррита составляет менее 10 мкм, а соотношение сторон зерна феррита составляет от 1 до 3, при этом глубина внутреннего окисления составляет по меньшей мере 200 нм и менее 100 мкм, и содержит по меньшей мере один из оксидов Si, Mn, Al, Ti, присутствующих под покрытием, наносимым погружением в расплав.
2. Листовая сталь по п. 1, которая содержит 0,09≤C≤0,14, мас.%.
3. Листовая сталь по п. 1, которая содержит 2,2≤Mn≤2,7, мас.%.
4. Листовая сталь по п. 1, которая содержит Al≤0,05, мас.%.
5. Листовая сталь по п. 1, которая содержит 0,6≤Si≤1,3, мас.%.
6. Листовая сталь по п. 1, которая содержит Nb≤0,03, мас.%.
7. Листовая сталь по п. 1, которая содержит 0,1≤Cr+Mo≤0,7, мас.%.
8. Листовая сталь по п. 1, которая содержит 0,001≤B≤0,0022, мас.%.
9. Листовая сталь по п. 1, которая содержит 0,02≤Ti≤0,05, мас.%.
10. Листовая сталь по п. 1, в которой суммарная доля поверхности феррита и бейнита составляет от 20 до 40%, при этом средний размер зерна феррита ниже 3 мкм.
11. Листовая сталь по п. 1, в которой предел прочности составляет по меньшей мере 980 МПа, предел текучести составляет по меньшей мере 500 МПа, полное удлинение составляет по меньшей мере 8% и раздача отверстия листовой стали составляет по меньшей мере 20%.
12. Листовая сталь по п. 11, в которой предел прочности составляет по меньшей мере 1180 МПа, предел текучести составляет по меньшей мере 780 МПа, полное удлинение составляет по меньшей мере 8% и раздача отверстия составляет по меньшей мере 20%.
13. Листовая сталь по п. 1, которая является оцинкованной или имеющей отожженное цинковое покрытие.
14. Способ производства холоднокатаной листовой стали с покрытием, нанесенным погружением в расплав, по любому из пп. 1-13, включающий следующие последовательные этапы:
разливку стали, имеющей состав согласно любому из пп. 1-9, для получения сляба,
повторный нагрев сляба выше температуры Treheat 1180°C,
горячую прокатку повторно нагретого сляба при температуре выше 800°C для получения горячекатаной стали,
охлаждение горячекатаной стали с обычной скоростью охлаждения до температуры намотки в рулон Tcoiling от 500 до 800°C, затем
намотку в рулон горячекатаной стали, охлажденной до Tcoiling,
удаление окалины с горячекатаной стали,
необязательный отжиг горячекатаной стали при температуре TIA выше 300°C в течение более 20 минут,
при этом опционально размещают горячекатаную сталь под колпаком, причем горячекатаная сталь имеет температуру до вхождения в колпак более 400°C, а скорость охлаждения горячекатаной стали под колпаком ниже или равна 1°C/мин и выше или равна 0,01°C/мин,
холодную прокатку горячекатаной стали для получения холоднокатаной листовой стали со степенью обжатия при холодной прокатке от 40 до 60%,
отжиг холоднокатаной листовой стали, включающий
нагрев холоднокатаной листовой стали до температуры печи открытого пламени в печи открытого пламени в атмосфере с избыточным кислородом, составляющим в объемных процентах от 0,2 до 4%, при этом этап окисления осуществляют при температуре от 500°C до 750°C с образованием на поверхности холоднокатаной листовой стали слоя оксида железа, а под указанным оксидом железа образование внутреннего окисления,
нагрев от указанной температуры печи открытого пламени до температуры отжига Tanneal в трубчатой печи с радиационным нагревом со скоростью нагрева от 0,5 до 2,5°C/с, при этом точка росы атмосферы в указанной трубчатой печи с радиационным нагревом равна или ниже 25°C,
при этом температура нагрева при отжиге Tanneal находится между 750 и 950°C,
выдержку стали при температуре нагрева при отжиге Tanneal на протяжении по меньшей мере 30 секунд или в течение 300 секунд или меньше,
охлаждение холоднокатаной листовой стали до температуры TOA от 440°C до 470°C,
выдержку холоднокатаной листовой стали при температуре TOA в течение времени от 30 с до 180 с,
при этом в ходе указанных этапов нагрева, выдержки при Tanneal и охлаждения обеспечивают окисление поверхности холоднокатаной листовой стали и далее восстановление, причем слой оксида железа полностью восстанавливают таким образом, чтобы обеспечить внутреннее окисление до глубины по меньшей мере в 200 нм и менее 100 мкм с обеспечением содержания одного или нескольких из оксидов Si, Mn, Al, Ti,
нанесение на холоднокатаную листовую сталь покрытия погружением в расплав для получения холоднокатаной листовой стали с покрытием, нанесенным погружением в расплав,
опционально отжиг холоднокатаной листовой стали с покрытием, нанесенным погружением в расплав, для достижения содержания железа в покрытии холоднокатаной стали от 7 до 15%;
охлаждение холоднокатаной листовой стали с покрытием, нанесенным погружением в расплав, до комнатной температуры со скоростью охлаждения по меньшей мере 1°C/с.
15. Способ по п. 14, в котором охлаждение горячекатаной стали осуществляют до температуры 500°C≤Tcoiling≤750°C.
16. Способ по п. 14, в котором холоднокатаную листовую сталь отжигают при температуре 500°C≤TIA≤650°C в течение от 30 до 100 ч.
17. Способ по п. 14, в котором трубчатая печь с радиационным нагревом имеет смешанную газовую атмосферу, имеющую точку росы ниже 0°C, при этом поверхность холоднокатаной листовой стали восстанавливается в указанной трубчатой печи.
18. Способ по п. 14, в котором нагрев при отжиге осуществляют до температуры 775°C≤Tanneal≤860°C.
19. Способ по п. 14, в котором нанесение покрытия погружением в расплав выполняют в ванне с жидким Zn с получением оцинкованной или имеющей отожженное цинковое покрытие холоднокатаной листовой стали с покрытием, нанесенным погружением в расплав.
20. Применение листовой стали по любому из пп. 1-13 для производства деталей для автомобилей.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
IBPCT/IB2014/000991 | 2014-06-06 | ||
PCT/IB2014/000991 WO2015185956A1 (en) | 2014-06-06 | 2014-06-06 | High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use |
PCT/IB2015/000819 WO2015185975A1 (en) | 2014-06-06 | 2015-06-03 | High strength multiphase steel, production method and use |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2016147787A RU2016147787A (ru) | 2018-06-06 |
RU2016147787A3 RU2016147787A3 (ru) | 2018-10-26 |
RU2675025C2 true RU2675025C2 (ru) | 2018-12-14 |
Family
ID=51212883
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2016147787A RU2675025C2 (ru) | 2014-06-06 | 2015-06-03 | Высокопрочная многофазная сталь, способ ее получения и применение |
Country Status (16)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US10612107B2 (ru) |
EP (1) | EP3152336B1 (ru) |
JP (1) | JP6599902B2 (ru) |
KR (1) | KR102389648B1 (ru) |
CN (1) | CN106471147B (ru) |
BR (1) | BR112016027681B1 (ru) |
CA (1) | CA2951215C (ru) |
ES (1) | ES2729870T3 (ru) |
HU (1) | HUE044866T2 (ru) |
MA (1) | MA39954B1 (ru) |
MX (1) | MX2016016129A (ru) |
PL (1) | PL3152336T3 (ru) |
RU (1) | RU2675025C2 (ru) |
TR (1) | TR201907448T4 (ru) |
UA (1) | UA117865C2 (ru) |
WO (2) | WO2015185956A1 (ru) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2788982C1 (ru) * | 2019-07-16 | 2023-01-26 | Арселормиттал | Стальная деталь и способ ее получения |
Families Citing this family (40)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6131919B2 (ja) * | 2014-07-07 | 2017-05-24 | Jfeスチール株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
ES2674133T3 (es) * | 2014-12-01 | 2018-06-27 | Voestalpine Stahl Gmbh | Procedimiento para el tratamiento térmico de un producto de manganeso-acero |
JP6020605B2 (ja) * | 2015-01-08 | 2016-11-02 | Jfeスチール株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
WO2016198906A1 (fr) | 2015-06-10 | 2016-12-15 | Arcelormittal | Acier a haute résistance et procédé de fabrication |
US20200165708A1 (en) * | 2016-02-10 | 2020-05-28 | Jfe Steel Corporation | High-strength galvanized steel sheet and method of producing the same |
MX2018011891A (es) * | 2016-03-31 | 2019-01-10 | Jfe Steel Corp | Chapa de acero, chapa de acero revestida, metodo de produccion de chapa de acero laminada en caliente, metodo de produccion de chapa de acero dura laminada en frio, metodo de produccion de chapa de acero y metodo de produccion de chapa de acero revestida. |
CN109072375B (zh) * | 2016-03-31 | 2020-11-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法 |
CN105908089B (zh) * | 2016-06-28 | 2019-11-22 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种热浸镀低密度钢及其制造方法 |
MX2019001147A (es) * | 2016-08-10 | 2019-06-10 | Jfe Steel Corp | Lamina de acerro de alta resistencia y metodo para producir la misma. |
CN109563593B (zh) * | 2016-08-30 | 2020-11-27 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度钢板及其制造方法 |
WO2018062342A1 (ja) * | 2016-09-30 | 2018-04-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度めっき鋼板及びその製造方法 |
KR101889181B1 (ko) | 2016-12-19 | 2018-08-16 | 주식회사 포스코 | 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법 |
CN107164624B (zh) * | 2017-04-10 | 2020-02-21 | 首钢集团有限公司 | 一种控制含磷冷轧高强钢表面麻点缺陷的方法 |
CN107254572B (zh) * | 2017-06-01 | 2019-07-02 | 首钢集团有限公司 | 一种冷轧硅锰双相钢表面麻点缺陷的控制方法 |
CN109207841B (zh) | 2017-06-30 | 2021-06-15 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法 |
CN110832095B (zh) * | 2017-08-09 | 2021-09-28 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
DE102017123236A1 (de) * | 2017-10-06 | 2019-04-11 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl |
JP6443594B1 (ja) * | 2017-10-20 | 2018-12-26 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
EP3653745A4 (en) * | 2017-10-20 | 2020-07-15 | JFE Steel Corporation | HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND MANUFACTURING METHOD THEREOF |
CN107761007A (zh) * | 2017-10-23 | 2018-03-06 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 低碳冷轧超高强双相钢及其制备方法 |
WO2019123953A1 (ja) * | 2017-12-22 | 2019-06-27 | Jfeスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び連続溶融亜鉛めっき装置 |
JP7137492B2 (ja) * | 2018-03-28 | 2022-09-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
WO2020049344A1 (en) * | 2018-09-07 | 2020-03-12 | Arcelormittal | Method for improving the formability of steel blanks |
EP3904553B1 (en) * | 2018-12-26 | 2023-12-13 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet |
BE1026986B1 (fr) * | 2019-01-23 | 2020-08-25 | Drever Int S A | Procédé et four pour le traitement thermique d’une bande d’acier de haute résistance comprenant une chambre d’homogénéisation en température |
KR102508292B1 (ko) * | 2019-01-29 | 2023-03-09 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
WO2021123887A1 (en) * | 2019-12-19 | 2021-06-24 | Arcelormittal | High toughness hot rolled steel sheet and method of manufacturing the same |
WO2021176249A1 (en) * | 2020-03-02 | 2021-09-10 | Arcelormittal | High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof |
CN111411295B (zh) * | 2020-03-24 | 2021-06-15 | 首钢集团有限公司 | 一种多相钢构件及其制备方法、应用 |
CN113737108A (zh) * | 2020-05-27 | 2021-12-03 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐延迟开裂的电镀锌超强双相钢及其制造方法 |
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 |
JP2023539649A (ja) * | 2020-08-31 | 2023-09-15 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 高強度低炭素マルテンサイト高穴拡げ性鋼及びその製造方法 |
KR20230145441A (ko) * | 2021-03-08 | 2023-10-17 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 및 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법 |
CN115181891B (zh) * | 2021-04-02 | 2023-07-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 980MPa级别低碳低合金热镀锌双相钢及快速热处理热镀锌制造方法 |
CN113930599B (zh) * | 2021-09-24 | 2023-06-13 | 首钢集团有限公司 | 一种改善镀锌hsla组织均匀性的制造方法 |
CN114231838A (zh) * | 2021-11-17 | 2022-03-25 | 邯郸钢铁集团有限责任公司 | 低残余应力冷成型高强钢s700mc及其生产方法 |
CN114480986B (zh) * | 2022-01-28 | 2023-03-24 | 本钢板材股份有限公司 | 一种热镀锌双相钢带钢及其生产工艺 |
CN114807755B (zh) * | 2022-04-15 | 2024-03-26 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | 一种具有良好涂层质量的高强韧性预涂覆钢板及其制备方法以及钢构件及其应用 |
EP4303516A1 (en) | 2022-07-05 | 2024-01-10 | John Cockerill S.A. | Device for improving preoxidation in an annealing furnace |
CN115584440A (zh) * | 2022-10-19 | 2023-01-10 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种具有不同屈强比的1180MPa级连退双相钢及其制备方法 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2294385C2 (ru) * | 2002-11-26 | 2007-02-27 | Ю-И-Си Текнолоджиз, ЭлЭлСи | Способ получения листа стали, имеющей двухфазную структуру |
RU2416671C2 (ru) * | 2006-09-06 | 2011-04-20 | Арселормитталь Франс | Стальная плита для производства легких конструкций и способ производства этой плиты |
EP2578718A1 (en) * | 2010-05-31 | 2013-04-10 | JFE Steel Corporation | High-strength molten-zinc-plated steel sheet having excellent bendability and weldability, and process for production thereof |
RU2485202C1 (ru) * | 2009-05-27 | 2013-06-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Высокопрочный стальной лист, стальной лист с нанесенным погружением в расплав защитным покрытием и стальной лист с легированным защитным покрытием, которые имеют отличные усталостные свойства, характеристики удлинения и ударные свойства, и способ получения указанных стальных листов |
RU2496887C1 (ru) * | 2009-08-25 | 2013-10-27 | Тиссенкрупп Стил Юроп Аг | Способ получения стального компонента с металлическим покрытием, обеспечивающим защиту от коррозии, и стальной компонент |
Family Cites Families (27)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP3646538B2 (ja) * | 1998-10-02 | 2005-05-11 | Jfeスチール株式会社 | 加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 |
JP3882679B2 (ja) * | 2002-05-23 | 2007-02-21 | Jfeスチール株式会社 | めっき外観の良好な深絞り性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板の製造方法 |
AU2003235443A1 (en) * | 2003-05-27 | 2005-01-21 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in resistance to delayed fracture after forming and method for preparation thereof, and automobile parts requiring strength manufactured from high strength thin steel sheet |
US7883769B2 (en) | 2003-06-18 | 2011-02-08 | 3M Innovative Properties Company | Integrally foamed microstructured article |
JP4486336B2 (ja) * | 2003-09-30 | 2010-06-23 | 新日本製鐵株式会社 | 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
CA2747654C (en) * | 2003-09-30 | 2015-04-21 | Nippon Steel Corporation | High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same |
JP5162836B2 (ja) * | 2006-03-01 | 2013-03-13 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接部の耐水素脆性に優れる高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
US9067260B2 (en) | 2006-09-06 | 2015-06-30 | Arcelormittal France | Steel plate for producing light structures and method for producing said plate |
JP5194878B2 (ja) * | 2007-04-13 | 2013-05-08 | Jfeスチール株式会社 | 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
EP2009127A1 (en) * | 2007-06-29 | 2008-12-31 | ArcelorMittal France | Process for manufacturing a galvanized or a galvannealed steel sheet by DFF regulation |
ES2387040T3 (es) * | 2007-08-15 | 2012-09-12 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Acero de doble fase, producto plano de un acero de doble fase de este tipo y procedimiento para la fabricación de un producto plano |
MX2010010116A (es) * | 2008-03-27 | 2010-10-04 | Nippon Steel Corp | Chapa de acero galvanizado de alta resistencia, chapa galvanizada en baño caliente, aleada, de alta resistencia y chapa de acero laminada en frio de alta resistencia las cuales tienen propiedades superiores en moldeabilidad y soldabilidad, y metodo d |
JP5251208B2 (ja) * | 2008-03-28 | 2013-07-31 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板とその製造方法 |
JP5504643B2 (ja) * | 2008-08-19 | 2014-05-28 | Jfeスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2010126757A (ja) * | 2008-11-27 | 2010-06-10 | Jfe Steel Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP5394709B2 (ja) * | 2008-11-28 | 2014-01-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性および加工性に優れた超高強度鋼板 |
JP5564784B2 (ja) * | 2008-12-05 | 2014-08-06 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
EP2415896B1 (en) * | 2009-03-31 | 2016-11-16 | JFE Steel Corporation | Method for producing high-strength hot-dip galvanized steel plate |
JP4924730B2 (ja) * | 2009-04-28 | 2012-04-25 | Jfeスチール株式会社 | 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP5771034B2 (ja) | 2010-03-29 | 2015-08-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた超高強度鋼板、およびその製造方法 |
GB2493302A (en) * | 2010-03-29 | 2013-01-30 | Kobe Steel Ltd | Ultra high strength steel plate having excellent workability, and protection method for same |
KR20120075260A (ko) * | 2010-12-28 | 2012-07-06 | 주식회사 포스코 | 도금밀착성이 우수한 용융도금강판 및 그 제조방법 |
UA112771C2 (uk) | 2011-05-10 | 2016-10-25 | Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл | Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів |
DE102011051731B4 (de) * | 2011-07-11 | 2013-01-24 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Verfahren zur Herstellung eines durch Schmelztauchbeschichten mit einer metallischen Schutzschicht versehenen Stahlflachprodukts |
PL2762590T3 (pl) * | 2011-09-30 | 2019-05-31 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Blacha stalowa ocynkowana i sposób jej wytwarzania |
JP5569647B2 (ja) * | 2011-09-30 | 2014-08-13 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
EP2684975B1 (de) * | 2012-07-10 | 2016-11-09 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung |
-
2014
- 2014-06-06 WO PCT/IB2014/000991 patent/WO2015185956A1/en active Application Filing
- 2014-06-06 MX MX2016016129A patent/MX2016016129A/es unknown
-
2015
- 2015-06-03 CA CA2951215A patent/CA2951215C/en active Active
- 2015-06-03 HU HUE15734438 patent/HUE044866T2/hu unknown
- 2015-06-03 KR KR1020167033400A patent/KR102389648B1/ko active IP Right Grant
- 2015-06-03 CN CN201580029927.0A patent/CN106471147B/zh active Active
- 2015-06-03 UA UAA201612388A patent/UA117865C2/uk unknown
- 2015-06-03 MA MA39954A patent/MA39954B1/fr unknown
- 2015-06-03 WO PCT/IB2015/000819 patent/WO2015185975A1/en active Application Filing
- 2015-06-03 EP EP15734438.3A patent/EP3152336B1/en active Active
- 2015-06-03 US US15/316,600 patent/US10612107B2/en active Active
- 2015-06-03 ES ES15734438T patent/ES2729870T3/es active Active
- 2015-06-03 RU RU2016147787A patent/RU2675025C2/ru active
- 2015-06-03 BR BR112016027681-7A patent/BR112016027681B1/pt active IP Right Grant
- 2015-06-03 TR TR2019/07448T patent/TR201907448T4/tr unknown
- 2015-06-03 JP JP2016571335A patent/JP6599902B2/ja active Active
- 2015-06-03 PL PL15734438T patent/PL3152336T3/pl unknown
-
2019
- 2019-04-30 US US16/398,873 patent/US11047020B2/en active Active
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2294385C2 (ru) * | 2002-11-26 | 2007-02-27 | Ю-И-Си Текнолоджиз, ЭлЭлСи | Способ получения листа стали, имеющей двухфазную структуру |
RU2416671C2 (ru) * | 2006-09-06 | 2011-04-20 | Арселормитталь Франс | Стальная плита для производства легких конструкций и способ производства этой плиты |
RU2485202C1 (ru) * | 2009-05-27 | 2013-06-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Высокопрочный стальной лист, стальной лист с нанесенным погружением в расплав защитным покрытием и стальной лист с легированным защитным покрытием, которые имеют отличные усталостные свойства, характеристики удлинения и ударные свойства, и способ получения указанных стальных листов |
RU2496887C1 (ru) * | 2009-08-25 | 2013-10-27 | Тиссенкрупп Стил Юроп Аг | Способ получения стального компонента с металлическим покрытием, обеспечивающим защиту от коррозии, и стальной компонент |
EP2578718A1 (en) * | 2010-05-31 | 2013-04-10 | JFE Steel Corporation | High-strength molten-zinc-plated steel sheet having excellent bendability and weldability, and process for production thereof |
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2802417C2 (ru) * | 2019-05-15 | 2023-08-28 | Арселормиттал | Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения указанной стали |
RU2788982C1 (ru) * | 2019-07-16 | 2023-01-26 | Арселормиттал | Стальная деталь и способ ее получения |
RU2795257C1 (ru) * | 2020-03-02 | 2023-05-02 | Арселормиттал | Высокопрочный холоднокатаный и отожжённый оцинкованный стальной лист и способ его изготовления |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US20170137906A1 (en) | 2017-05-18 |
JP6599902B2 (ja) | 2019-10-30 |
EP3152336B1 (en) | 2019-02-20 |
CA2951215C (en) | 2023-08-01 |
KR20170015303A (ko) | 2017-02-08 |
TR201907448T4 (tr) | 2019-06-21 |
PL3152336T3 (pl) | 2019-08-30 |
ES2729870T3 (es) | 2019-11-06 |
US11047020B2 (en) | 2021-06-29 |
JP2017520681A (ja) | 2017-07-27 |
UA117865C2 (uk) | 2018-10-10 |
CN106471147B (zh) | 2018-07-10 |
EP3152336A1 (en) | 2017-04-12 |
BR112016027681B1 (pt) | 2021-04-27 |
MA39954B1 (fr) | 2019-05-31 |
CN106471147A (zh) | 2017-03-01 |
US10612107B2 (en) | 2020-04-07 |
WO2015185975A1 (en) | 2015-12-10 |
WO2015185956A1 (en) | 2015-12-10 |
KR102389648B1 (ko) | 2022-04-21 |
CA2951215A1 (en) | 2015-12-10 |
HUE044866T2 (hu) | 2019-11-28 |
US20190256942A1 (en) | 2019-08-22 |
MX2016016129A (es) | 2017-03-28 |
MA39954A (fr) | 2017-04-12 |
RU2016147787A (ru) | 2018-06-06 |
RU2016147787A3 (ru) | 2018-10-26 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2675025C2 (ru) | Высокопрочная многофазная сталь, способ ее получения и применение | |
KR102325721B1 (ko) | 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법 | |
US11466335B2 (en) | High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the steel sheet | |
RU2714455C1 (ru) | Высокопрочный и высокодерформируемый холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления | |
KR102325717B1 (ko) | 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법 | |
JP6237900B2 (ja) | 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法 | |
RU2648722C2 (ru) | Холоднокатаная листовая сталь, способ ее производства и автотранспортное средство | |
US20190194774A1 (en) | Cold-rolled high-strength steel plate having excellent phosphating performance and formability and manufacturing method therefor | |
RU2518852C1 (ru) | Высокопрочный холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления | |
JP6292353B2 (ja) | 薄鋼板及びめっき鋼板、並びに薄鋼板の製造方法及びめっき鋼板の製造方法 | |
EP2589677A1 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing same | |
KR20140048331A (ko) | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 | |
JP2016531200A (ja) | 高強度および高成形鋼を用いたスポット溶接継手ならびにその製造方法 | |
WO2013084478A1 (ja) | 耐時効性と焼付き硬化性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
WO2018043474A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
KR20240000646A (ko) | 구멍 확장비가 높은 열간 압연된 강 시트 및 이의 제조 방법 | |
UA125769C2 (uk) | Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення | |
JP6037087B1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
KR20190134842A (ko) | 항복 강도 및 구멍 확장성이 개선된 포스트 어닐링된 고인장 강도의 코팅된 강 시트 | |
CA3163313A1 (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
KR20230016218A (ko) | 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법 |