RU2680041C2 - Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист - Google Patents

Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист Download PDF

Info

Publication number
RU2680041C2
RU2680041C2 RU2016151391A RU2016151391A RU2680041C2 RU 2680041 C2 RU2680041 C2 RU 2680041C2 RU 2016151391 A RU2016151391 A RU 2016151391A RU 2016151391 A RU2016151391 A RU 2016151391A RU 2680041 C2 RU2680041 C2 RU 2680041C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
temperature
sheet
less
cooling
steel sheet
Prior art date
Application number
RU2016151391A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2016151391A (ru
RU2016151391A3 (ru
Inventor
Гюнхилд Сесилиа ФОЕР
Жан МАЙО
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=52023555&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2680041(C2) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Арселормиттал filed Critical Арселормиттал
Publication of RU2016151391A publication Critical patent/RU2016151391A/ru
Publication of RU2016151391A3 publication Critical patent/RU2016151391A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2680041C2 publication Critical patent/RU2680041C2/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61F—FILTERS IMPLANTABLE INTO BLOOD VESSELS; PROSTHESES; DEVICES PROVIDING PATENCY TO, OR PREVENTING COLLAPSING OF, TUBULAR STRUCTURES OF THE BODY, e.g. STENTS; ORTHOPAEDIC, NURSING OR CONTRACEPTIVE DEVICES; FOMENTATION; TREATMENT OR PROTECTION OF EYES OR EARS; BANDAGES, DRESSINGS OR ABSORBENT PADS; FIRST-AID KITS
    • A61F13/00—Bandages or dressings; Absorbent pads
    • A61F13/02—Adhesive plasters or dressings
    • A61F13/0276—Apparatus or processes for manufacturing adhesive dressings or bandages
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61K—PREPARATIONS FOR MEDICAL, DENTAL OR TOILETRY PURPOSES
    • A61K9/00—Medicinal preparations characterised by special physical form
    • A61K9/70—Web, sheet or filament bases ; Films; Fibres of the matrix type containing drug
    • A61K9/7023—Transdermal patches and similar drug-containing composite devices, e.g. cataplasms
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B26—HAND CUTTING TOOLS; CUTTING; SEVERING
    • B26D—CUTTING; DETAILS COMMON TO MACHINES FOR PERFORATING, PUNCHING, CUTTING-OUT, STAMPING-OUT OR SEVERING
    • B26D7/00—Details of apparatus for cutting, cutting-out, stamping-out, punching, perforating, or severing by means other than cutting
    • B26D7/18—Means for removing cut-out material or waste
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B26—HAND CUTTING TOOLS; CUTTING; SEVERING
    • B26D—CUTTING; DETAILS COMMON TO MACHINES FOR PERFORATING, PUNCHING, CUTTING-OUT, STAMPING-OUT OR SEVERING
    • B26D7/00—Details of apparatus for cutting, cutting-out, stamping-out, punching, perforating, or severing by means other than cutting
    • B26D7/18—Means for removing cut-out material or waste
    • B26D7/1818—Means for removing cut-out material or waste by pushing out
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B26—HAND CUTTING TOOLS; CUTTING; SEVERING
    • B26F—PERFORATING; PUNCHING; CUTTING-OUT; STAMPING-OUT; SEVERING BY MEANS OTHER THAN CUTTING
    • B26F1/00—Perforating; Punching; Cutting-out; Stamping-out; Apparatus therefor
    • B26F1/38—Cutting-out; Stamping-out
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • 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
    • C22C38/14—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
    • 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
    • A—HUMAN NECESSITIES
    • A61—MEDICAL OR VETERINARY SCIENCE; HYGIENE
    • A61F—FILTERS IMPLANTABLE INTO BLOOD VESSELS; PROSTHESES; DEVICES PROVIDING PATENCY TO, OR PREVENTING COLLAPSING OF, TUBULAR STRUCTURES OF THE BODY, e.g. STENTS; ORTHOPAEDIC, NURSING OR CONTRACEPTIVE DEVICES; FOMENTATION; TREATMENT OR PROTECTION OF EYES OR EARS; BANDAGES, DRESSINGS OR ABSORBENT PADS; FIRST-AID KITS
    • A61F13/00—Bandages or dressings; Absorbent pads
    • A61F13/02—Adhesive plasters or dressings
    • A61F13/0276—Apparatus or processes for manufacturing adhesive dressings or bandages
    • A61F2013/0296—Apparatus or processes for manufacturing adhesive dressings or bandages for making transdermal patches (chemical processes excluded)
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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

Abstract

Изобретение относится к получению высокопрочного стального листа, имеющего предел прочности на разрыв YS более 1000 МПа, предел прочности на растяжение TS более 1150 МПа и общее удлинение Е более 8%. Стальной лист, полученный прокаткой стали, содержащей, мас.%: 0,19-0,22 С, 2-2,6 Mn, 1,45-1,55 Si, 0,15-0,4 Cr, менее 0,020 Р, менее 0,05 S, менее 0,08 N, 0,015-0,070 Al, остальное является Fe и неизбежные примеси, выдерживают при температуре отжига между 860-890°C в течение 100-210 с, охлаждают до температуры закалки 220-330°C, от температуры не менее 500°C при скорости охлаждения не менее 15°C/с, нагревают в течение 115-240 с до первой температуры перестаривания выше 380°C, затем в течение 300-610 с до второй температуры перестаривания 420-450°C, охлаждают до температуры ниже 100°C при скорости охлаждения менее 5°C/с. Структура стали содержит более 80% отпущенного мартенсита, более 5% остаточного аустенита, менее 5% феррита, менее 5% бейнита и менее 6% свежего мартенсита. 2 н. и 7 з.п. ф-лы, 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к способу получения высокопрочного стального листа с подходящей обрабатываемостью и пределом прочности при разрыве и к способу его получения.
Для изготовления различного оборудования, такого как прицепы, троллейбусы, автобусы, грузовые автомобили, сельскохозяйственные машины, мусоровозы, автомобильные детали и так далее, обычно используют высокопрочные стальные листы, изготовленные из DP (двухфазных) или TRIP (пластичность, наведенная превращением) сталей. Некоторые из таких сталей, например, TRIP стали с мартенситной структурой с некоторым количеством остаточного аустенита и содержащие около 0,2% C, около 2% Mn, 1,7% Si, имеют предел прочности при растяжении TS около 980 МПа, предел прочности на разрыв YS около 750 МПа и относительное удлинение Е более 8%. Эти листы изготавливают на линиях непрерывного отжига, включающих участок перестаривания, на котором листы остаются несколько сотен секунд.
Для снижения веса оборудования, изготовленного из этих сталей, очень желательно повысить предел прочности на растяжение и предел прочности на разрыв без снижения относительного удлинения, которое необходимо, чтобы иметь хорошую обрабатываемость и без уменьшения свариваемости. Но с DP или TRIP сталями, даже если возможно получить предел прочности при растяжении более 1500 МПа, когда относительное удлинение составляет более 8%, предел прочности на разрыв остается ниже 950 МПа, и когда предел прочности на разрыв выше 1000 МПа, относительное удлинение не достигает 8%.
При увеличении содержания Mn в таких сталях до более 2,6% и добавлении некоторых микролегирующих элементов, таких как Ti, можно получить листы, имеющие предел прочности на разрыв выше 1000 МПа, предел прочности на растяжение выше 1150 МПа и относительное удлинение более 8%. Но необходимость увеличения содержания Mn имеет тот недостаток, что значительно увеличивает явление сегрегации, а необходимость добавления таких элементов, как Ti, имеет недостаток, заключающийся в снижении общего удлинения из-за мелких выделений.
Кроме того, представляется возможным получить такие характеристики, добавляя около 0,25% Мо. Но с таким добавлением холодная прокатка листов невозможна в подходящих условиях. Таким образом, из-за ограничений горячей прокатки не представляется возможным производить листы, имеющие необходимую толщину.
Таким образом, остается востребованной возможность изготавливать холоднокатаный стальной лист, имеющий предел прочности на разрыв более 1000 МПа, предел прочности на растяжение более 1150 МПа и относительное удлинение более 8%, с использованием линии непрерывного отжига, включающей участок перестаривания, в котором лист остается несколько сотен секунд, не добавляя слишком много Mn и/или микролегирующие элементы.
Для этой цели настоящее изобретение относится к способу изготовления стального листа, имеющего предел прочности на разрыв YS более 1000 МПа, предел прочности на растяжение TS более 1150 МПа и общее удлинение Е более 8%, при этом способ включает стадии:
- приготовления стального листа прокаткой стали, содержащей в массовых процентах 0,19%-0,22% С, 2%-2,6% Mn, 1,45%-1,55% Si, 0,15%-0,4% Cr, менее 0,020% Р, менее 0,011% S, менее 0,008%» N, 0,015%-0,070% A1, остальное является Fe и неизбежными примесями,
- отжига стального листа, отжиг включает стадию выдержки листа при температуре отжига ТА между 860°C и 890°C в течение времени между 100 с и 210 с,
- охлаждения отожженного листа до температуры закалки TQ между 220°C и 330°C, охлаждение включает стадию охлаждения листа от начальной температуры охлаждения ТС не менее 500°C до температуры закалки TQ при скорости охлаждения не менее 15°C/с
- нагрева стального листа в течение времени между 115 си 240 с до первой температуры перестаривания ТОА1 выше 380°C, затем нагрева листа в течение времени между 300 с и 610 с до второй температуры перестаривания ТОА2 между 420°C и 450°C и,
- охлаждения стального листа до температуры ниже 100°C при скорости охлаждения менее 5°C/с,
стального листа, имеющего структуру, содержащую более 80% отпущенного мартенсита, более 5% остаточного аустенита, менее 5% феррита, менее 5% бейнита и менее 6% свежего мартенсита.
Отжиг может включать вторую стадию выдержки листа при температуре между температурой отжига ТА и 795°C в течение времени между 90 с и 190 с;
Способ может дополнительно включать между второй стадией выдержки и стадией охлаждения стадию первоначального охлаждения при скорости охлаждения между 7°C/с и 16°C/с от температуры конца второй стадии выдержки до начальной температуры охлаждения ТС.
Приготовление стального листа прокаткой может включать следующие стадии:
- нагрева сляба, изготовленного из стали, соответствующей изобретению, при температуре выше 1030°C,
- горячей прокатки сляба для получения горячекатаного листа толщиной между 2 мм и 3 мм, с температурой конца прокатки выше 880°C, предпочтительно между 890°C и 910°C,
- намотки горячекатаного листа при температуре между 520°C и 600°C, предпочтительно между 550°C и 570°C,
- холодной прокатки горячекатаного листа с обжатием между 50% и 60% для получения холоднокатаного листа, имеющего толщину между 0,7 и 1,5 мм.
Способ может дополнительно включать между стадией намотки и стадией холодной прокатки, стадию отжига в камерной печи при температуре между 600°C и 700°C в течение более 30 часов в атмосфере HNX.
Изобретение также относится к высокопрочному стальному листу, имеющему предел прочности на разрыв YS более 1000 МПа, предел прочности на растяжение TS более 1150 МПа и общее удлинение Е более 8%, изготовленному из стали с массовым содержанием 0,19%-0,22% C, 2%-2,6% Mn, 1,45%-1,55% Si, 0,15%-0,4% Cr, менее 0,020% P, менее 0,0011% S, менее 0,008%, N, 0,015%-0,07% Al, остальное является Fe и неизбежными примесями, стали, имеющей микроструктуру, содержащую более 80% отпущенного мартенсита, более 5% остаточного аустенита, менее 5% феррита, менее 5% бейнита и менее 6% свежего мартенсита.
Предпочтительно количество углерода в остаточном аустените составляет, по меньшей мере, 0,9%, и предпочтительно не более 1,5%.
Более предпочтительно количество углерода в остаточном аустените составляет между 0,9% и 1,2%.
Далее изобретение будет описано подробно и проиллюстрировано примерами без введения ограничений.
Состав стали в соответствии с изобретением включает в % масс:
- 0,19%≤C≤0,22% для обеспечения удовлетворительной прочности и улучшения стабильности остаточного аустенита, что необходимо для получения достаточного относительного удлинения. Если содержание углерода слишком высокое, холодная прокатка горячекатаного листа затруднена и свариваемость является недостаточной.
- 2%≤Mn≤2,6%. содержание марганца должно быть более 2% и предпочтительно более 2,1%, чтобы иметь достаточную прокаливаемость для обеспечения возможности получения структуры, включающей, по меньшей мере, 80% отпущенного мартенсита с учетом производительности охлаждения линии непрерывного отжига, на которой изготавливается лист, и потому, что ниже 2% предел прочности на разрыв будет ниже 1150 МПа. Выше 2,6% будут возникать проблемы сегрегации, которые отрицательно сказываются на формуемости. В предпочтительном осуществлении содержание Mn ниже или равно 2,3%, чтобы уменьшить проблемы сегрегации.
- 1,3%≤Si≤1,6%; предпочтительно Si≥1,45%; предпочтительно Si≤1,55%. Содержание Si должно быть достаточным, чтобы стабилизировать аустенит и обеспечить твердо-растворное упрочнение. Кроме того, Si, замедляет образование карбидов при перераспределении углерода из мартенсита в аустенит в результате перестаривания, сохраняя таким образом углерод в растворе для стабилизации аустенита. Но при слишком высоком содержании Si будут формироваться оксиды кремния на поверхности и это отрицательно сказывается на покрываемости.
- 0,15%≤Cr≤0,4% увеличивает прокаливаемость и стабилизацию остаточного аустенита, чтобы задержать образование бейнита во время обработки перестаривания. Предпочтительно содержание хрома выше или равно 0,30%.
- Р≤0,02%. Фосфор может уменьшить образование карбидов и тем самым способствовать перераспределению углерода в аустенит. Но слишком большое добавление Р охрупчивает лист при температурах горячей прокатки и снижает ударную вязкость мартенсита.
- S≤0,011% и предпочтительно ≤ 0,005%. Сера является примесью, которая может охрупчивать промежуточный или конечный продукт.
- N≤0,008%. Этот элемент является результатом способа изготовления. Он может образовывать нитриды алюминия, которые ограничивают укрупнение аустенитного зерна в ходе отжига.
- 0,015%≤Al≤0,070%. Алюминий обычно добавляют к жидкой стали с целью раскисления. Кроме того, остаток из алюминия, который не прореагировал с кислородом может образовывать нитриды, которые ограничивают укрупнение аустенитного зерна при высокой температуре.
Остальное в составе является железом и неизбежными примесями. В данном изобретении Ni, Mo, Cu, Ti, Nb, V, B и так далее рассматриваются в качестве примесей. Таким образом, их содержание составляет менее 0,050% для Ni, 0,04% для Mo, 0,01% для Cu, 0,007% для Ti, 0,005% для Nb, 0,007% для V, 0,0007% для B.
Чтобы изготовить лист в соответствии с изобретением в первую очередь полуфабрикат, такой как слябы, подвергают горячей прокатке для получения горячекатаного листа. Горячекатаный лист подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного листа, имеющего искомую толщину. Затем холоднокатаный лист подвергают термообработке с использованием линии непрерывного отжига для того, чтобы получить искомую микроструктуру и искомые механические свойства, YS≥1000 МПа, TS≥1150 МПа и Е (общее удлинение) ≥ 8%.
Для горячей прокатки температура нагрева сляба выше 1030°C, чтобы получить полное растворение карбидов. Чтобы предотвратить увеличение потерь на окалину, эта температура должна оставаться ниже 1340°C. Но предпочтительно она должна оставаться ниже 1150°C, чтобы не иметь слишком высокую конечную температуру.
Конечная температура или температура конца прокатки должна быть выше 880°C, чтобы оставаться выше температуры превращения стали Ас3 для получения гомогенной структуры без лентовидной микроструктуры. Эта температура должна оставаться ниже 1000°C, чтобы не быть выше температуры рекристаллизации. Предпочтительно конечная температура должна оставаться в диапазоне 890°C-910°C, оптимальной конечной температурой является 900°C.
После горячей прокатки горячекатаный лист, который имеет толщину, как правило, между 2 мм и 3 мм наматывают при температуре между 520°C и 600°C и предпочтительно между 550°C и 570°C. Температура намотки должна быть выше 520°C, чтобы иметь горячекатаный лист, подходящий для холодной прокатки без использования слишком высоких сил вращения и менее 570°C, чтобы избежать межкристаллитного окисления, которое ухудшает усталостные свойства.
Необязательно лист отжигают в камерной печи с целью гомогенизировать твердость и уменьшить хрупкость краев и концевых частей листа. Отжиг в камерной печи проводят при температуре между 600°C и 700°C в атмосфере HNX. Предпочтительно время отжига более 30 часов. Затем лист медленно охлаждают до 70°C. Предпочтительно на охлаждение должно потребоваться, по меньшей мере, 30 часов.
Затем лист подвергают холодной прокатке со степенью обжатия предпочтительно между 50% и 60%, чтобы достичь искомой толщины, которая находится в диапазоне 0,7-1,5 мм, предпочтительно более 0,8 мм и/или менее 1,4 мм.
Холоднокатаный лист отжигают на линии непрерывного отжига с минимальной скоростью линии 50 м/мин. Это скорость, при которой лист прокручивается на линии. Эта скорость зависит от толщины листа. Хорошо известно в данной области техники, что на такой непрерывной линии, чем больше толщина листа, тем медленнее скорость.
Непрерывная линия включает, по меньшей мере, зону нагрева, способную нагреть лист до температуры отжига, зону выдержки, которая может быть разделена на две части, первая из которых представляет собой печь с радиационными трубами, и вторая способна поддерживать лист при температуре отжига в течение времени нескольких сотен секунд, начальную зону охлаждения для охлаждения листа при не слишком высокой скорости охлаждения до температуры начала быстрого охлаждения, зону быстрого охлаждения, способную быстро охладить лист до температуры закалки TQ, при которой быстрое охлаждение останавливают, первую и вторую зоны перестаривания, зоны способные нагревать и поддерживать лист при температурах, соответствующих стадии перестаривания, и зону конечного охлаждения, способную охладить лист до температуры окружающего воздуха.
В зоне нагрева лист нагревают до температуры отжига, которая выше 860°C, которая выше температуры превращения стали Ac3, для получения полностью аустенитной структуры, но предпочтительно ниже 890°C, чтобы не слишком укрупнять аустенитное зерно.
В первой части зоны выдержки, включающей радиационные трубы, лист выдерживают при температуре отжига ТА или вблизи от этой температуры, но выше 860°C в течение времени 100 - 200 секунд в зависимости от скорости листа, эта скорость зависит от толщины листа.
Во второй части зоны выдержки лист выдерживают при температуре отжига в течение времени около 80 - 180 секунд, в зависимости от толщины листа. Температура листа медленно уменьшается так, чтобы в конце зоны температура была меньше температуры отжига, но выше 795°C.
После выдержки лист проходит через первую зону охлаждения, в которой он охлаждается до температуры ТС не менее 500°C при скорости охлаждения между 7°C/с и 16°C/с, в зависимости от толщины листа. Чем больше толщина листа, тем медленнее скорость охлаждения.
После этого первого охлаждения структура листа остается полностью аустенитной.
Затем лист проходит через зону быстрого охлаждения, в которой он охлаждается со скоростью не менее 15°C/с от температуры ТС конца первого охлаждения до температуры закалки QT между 220°C и 330°C. Скорость охлаждения зависит от толщины листа, но всегда выше критической скорости закалки с целью получения мартенситной структуры с остаточным аустенитом. Эта структура может дополнительно содержать некоторое количество феррита, но менее 5%, предпочтительно менее 2% и в идеале совсем без феррита.
Температура закалки выбирается для того, чтобы получить структуру, содержащую, по меньшей мере, более 5% остаточного аустенита и предпочтительно около 15%. Для того, чтобы получить около 15% остаточного аустенита, теоретическая оптимальная температура закалки для стали, имеющей состав в соответствии с настоящим изобретением, составляет около 235°C.Таким образом, температура закалки предпочтительно составляет между 220°C и 245°C.
После закалки лист проходит через секцию перестаривания, способную нагревать лист до температуры между 350°C и 450°C. В этой зоне перестаривания температура измеряется в двух разных точках, разделяющих эту зону перестаривания на две зоны, первое измерение проводят через несколько метров после входа в секцию перестаривания и второе проводят на выходе из секции перестаривания.
В первой зоне лист нагревают в течение времени между 115 с и 240 с в зависимости от толщины, чтобы постепенно нагревать до первой температуры перестаривания ТОА1 выше 350°C, предпочтительно выше 380°C.
Во второй зоне, лист нагревают в течение времени между 300 с и 610 с в зависимости от толщины листа, чтобы нагреть от температуры первого перестаривания до температуры второго перестаривания ТОА2 выше ТОА1, ТОА2 находится в интервале 420°C и 450°C.
Целью такой обработки является перенос углерода из мартенсита в аустенит, чтобы обогатить аустенит углеродом так, что, когда лист охлаждают до температуры менее 70°C, аустенит остается стабильным. Количество углерода в остаточном аустените составляет, по меньшей мере, 0,9%, что обеспечивает достаточную стабилизацию остаточного аустенита, и до 1,5%. Более 1,5% углерода в остаточном аустените, указанный остаточный аустенит будет слишком жестким. Предпочтительно количество углерода в остаточном аустените составляет между 0,9% и 1,2%.
Кроме того, мартенсит обеднен по углероду без образования карбида, что делает его менее хрупким.
Продолжительность и температура перестаривания таковы, что образование бейнита незначительно и предпочтительно не происходит.
После обработки перестаривания лист охлаждают до температуры ниже 70°C при скорости охлаждения предпочтительно менее 5°C/с, чтобы не было или было незначительное формирование свежего мартенсита. Но эта скорость охлаждения должна быть достаточно высокой, чтобы не было или было незначительное формирование бейнита, и должна быть совместимой с характеристиками линии и скоростью листа.
С помощью такой обработки можно получить лист, имеющий химический состав, как определен выше, со структурой, содержащей более 80% мартенсита и предпочтительно более 85%, по меньшей мере, 5%, предпочтительно более 8% остаточного аустенита, менее 5%, предпочтительно менее 2% феррита.
Количество углерода в остаточном аустените после охлаждения до комнатной температуры остается равным, по меньшей мере, 0,9% и до 1,5%, предпочтительно между 0,9% и 1,2%.
Мартенсит предпочтительно является отпущенным без карбидов т.е. мартенсит с пониженным содержанием углерода в результате перестаривания. Но он также может содержать до 6% свежего мартенсита и некоторое количество бейнита, содержание последнего в структуре составляет менее 5% и предпочтительно менее 2%. В любом случае предпочтительно, чтобы структура содержала, по меньшей мере, 80% отпущенного мартенсита.
Доля остаточного аустенита предпочтительно определяют методом XRD (РФА), который является методом, который дает наименее заниженные результаты.
При такой структуре, лист имеет предел прочности на разрыв YS выше 1000 МПа, предел прочности на растяжение TS выше 1150 МПа и полное удлинение Е более 8%.
Для определения химического состава стали, с которым можно получить искомые результаты, некоторые испытания проведены с образцами S1, S2, S3 и S4, имеющими состав, представленный в таблице 1, в % масс.
Figure 00000001
Химические составы были выбраны для получения структуры мартенсит со значительным количеством остаточного аустенита.
Стали изготавливали, проводили горячую прокатку, затем холодную прокатку в промышленных масштабах и образцы подвергали термообработке с использованием обработки в соляной ванне.
Термообработка состояла из отжига при температуре отжига ТА выше Ac3 охлаждения до температуры закалки QT с последующим перестариванием при температуре перестаривания ТОА в течение времени перестаривания OA. Температура закалки выбрана для получения мартенситной структуры со значительным количеством остаточного аустенита.
Условия термообработки и полученные результаты: предел прочности на разрыв YS, предел прочности на растяжение TS, общее удлинение Е, доля остаточного аустенита
Figure 00000002
представлены в таблице 2:
Figure 00000003
Для образцов S1 и S4 перестаривание не было выдержкой при постоянной температуре, а выдержкой при постоянно растущей температуре от 300°C в начале выдержки до 450°C в конце выдержки.
Все температуры отжига были выше температуры Ac3 сталей; поэтому перед закалкой структура была полностью аустенитной.
После закалки структура была мартенситной с некоторым количеством остаточного аустенита для образцов S2, S3 и S4.
Для образца S1 структура также содержала некоторые доли феррита и бейнита.
Эти результаты показывают, что искомые свойства могут быть достигнуты только для сталей S2, т.е. CMnSiMo стали и S4, т.е. CMnSiCr стали. Но производство листов, соответствующих этим сталям, показало, что холодная прокатка CMnSiMo стали слишком затруднена, потому что после горячей прокатки и намотки при температуре между 530°C и 550°C, сталь была слишком жесткой для холодной прокатки.
Таким образом, эти результаты показывают, что единственным приемлемым типом стали подходящим для изготовления холоднокатаных листов, имеющих искомые свойства (YS>1000 МПа, TS>1150 МПа, Е>8%), является тип CMnSiCr, содержащий около 0,2% С, около 2,3% Mn, 1,5% Si и 0,35% Cr.
Из этой стали были изготовлены листы методом горячей прокатки и холодной прокатки, термообработки на линии непрерывного отжига.
Были использованы две отливки, составы которых приведены в таблице 3:
Figure 00000004
Сталь непрерывно разливали для получения слябов. Выполняли горячую прокатку слябов для получения горячих рулонов (или горячекатаных листов), толщиной 2,8 мм и 2,05 мм.
Слябы нагревали при 1050°C и прокатку заканчивали при температуре между 930°C и 950°C для отливки 1 и между 860°C и 910°C для отливки 3.
В течение первых испытаний холодной прокатки возникли краевые трещины из-за слишком высокой твердости краев горячекатаного листа.
Другие листы отжигали в камерной печи при температуре 650°C в течение 6 часов в атмосфере HNX. После этого отжига в камерной печи отсутствовали затруднения при холодной прокатке.
Горячекатаные листы подвергали холодной прокатке для получения холоднокатаных листов, имеющих толщину 0,8 мм, 1 мм и 1,4 мм.
Холоднокатаные листы подвергали термообработке на линии непрерывного отжига, скорость линии составляла между 50 м/мин и 100 м/мин в зависимости от толщины листа и от искомой температуры закалки.
На непрерывной линии термообработка включала следующие стадии:
- нагрева листа от температуры окружающей среды до температуры отжига ТА;
- выдержки листа при температуре отжига ТА1 (первая выдержка);
- выдержки листа при температуре ТА2 между температурой отжига и 795°C, температура листа постоянно и медленно уменьшалась от температуры отжига ТА1 до температуры ТА2 (вторая выдержка);
- охлаждения листа до начальной температуры охлаждения ТС не менее 500°C (начальное охлаждение);
- охлаждения листа от температуры ТС до температуры закалки TQ со скоростью охлаждения выше 15°C/с для закалки листа;
- нагрева листа в течение времени t1 между 115 и 240 с до первой температуры перестаривания ТОА1;
- нагрев листа в течение времени t2 между 300 с и 610 с от первой температуры перестаривания до второй температуры перестаривания ТОА2;
- охлаждения листа до комнатной температуры (или температуры окружающей среды).
Параметры термообработки и механические свойства, которые были получены для примеров и контрпримеров, приведены в таблице 4.
В таблице 4 примеры С-1, С-2 и С-3 являются контрпримерами и Е-1, Е-2, Е-3, Е-4, Е-5, Е-6 и Е-7 являются примерами в соответствии с изобретением.
Figure 00000005
В этой таблице можно видеть, что первая и вторая температура перестаривания зависят не только от толщины и длительности нагрева (т.е. скорость листа на линии). Это объясняется тем, что мощность нагрева каждой зоны может быть частично скорректирована.
Контрпример С-1 дает низкий предел прочности на разрыв из-за наличия слишком большого количества феррита. Это объясняется тем, что температура отжига ТА1 слишком низкая. Эта температура 851°C меньше, чем температура AC3. Таким образом, сталь является не полностью аустенитной перед закалкой и остается более 5% феррита.
Контрпримеры С-2 и С-3 дают низкой удлинение, поскольку слишком низкая температура перестаривания, и мартенсит не отпущен в достаточной степени. Кроме того, остаточный аустенит был недостаточно обогащен углеродом, так что аустенит не был стабилизирован в достаточной степени и сформировалось более 6% свежего мартенсита.
Примеры Е-5, Е-6 и 5-7 показывают, что температура закалки не должна быть ниже 235°C, которая является расчетной оптимальной температурой.
Но примеры Е-1 - Е-7 показывают, что можно достичь искомых механических свойств.

Claims (19)

1. Способ изготовления стального листа, имеющего предел текучести YS более 1000 МПа, предел прочности TS более 1150 МПа и общее удлинение Е более 8%, включающий в себя следующие стадии, на которых:
получают катаный стальной лист прокаткой стали, имеющей состав, включающий, мас.%: 0,19-0,22 С, 2-2,6 Mn, 1,45-1,55 Si, 0,15-0,4 Cr, менее 0,020 Р, менее 0,011 S, менее 0,008 N, 0,015-0,070 Al, остальное является Fe и неизбежными примесями,
отжигают катаный стальной лист, причем отжиг включает в себя стадию выдержки листа при температуре отжига ТА между 860 и 890°C в течение времени между 100 и 210 с,
охлаждают отожженный лист до температуры закалки TQ между 220 и 330°C, причем охлаждение включает в себя стадию охлаждения листа от начальной температуры охлаждения ТС не менее 500°C до температуры закалки TQ при скорости охлаждения не менее 15°C/с,
нагревают стальной лист в течение времени меду 115 и 240 с до первой температуры перестаривания ТОА1 выше 380°C, затем нагревают лист в течение времени между 300 и 610 с до второй температуры перестаривания ТОА2 между 420 и 450°C,
охлаждают стальной лист до температуры ниже 100°C при скорости охлаждения менее 5°C/с,
при этом стальной лист имеет структуру, содержащую более 80% отпущенного мартенсита, более 5% остаточного аустенита, менее 5% феррита, менее 5% бейнита и менее 6% свежего мартенсита.
2. Способ по п. 1, в котором отжиг включает вторую стадию выдержки листа при температуре между температурой отжига ТА и 795°C в течение времени от 90 до 190 с.
3. Способ по п. 2, дополнительно включающий стадию между второй стадией выдержки и стадией охлаждения до температуры закалки TQ стадию начального охлаждения при скорости охлаждения от 7 до 16°C/с от температуры конца второй стадии выдержки до начальной температуры охлаждения ТС.
4. Способ по любому из пп. 1-3, в котором получение катаного стального листа прокаткой включает в себя стадии, на которых:
нагревают сляб, изготовленный из стали, имеющей указанный состав, до температуры выше 1030°C,
подвергают сляб горячей прокатке для получения горячекатаного листа толщиной от 2 до 3 мм с температурой конца прокатки выше 880°C, предпочтительно от 890 до 910°C,
наматывают горячекатаный лист при температуре от 520 до 600°C, предпочтительно от 550 до 570°C,
подвергают горячекатаный лист холодной прокатки со степенью обжатия от 50 до 60% для получения холоднокатаного листа, имеющего толщину от 0,7 до 1,5 мм.
5. Способ по п. 4, дополнительно включающий между стадией намотки и стадией холодной прокатки стадию отжига в камерной печи при температуре между 600 и 700°C в течение более 30 ч в атмосфере HNX.
6. Высокопрочный стальной лист, имеющий предел текучести YS более 1000 МПа, предел прочности TS более 1150 МПа и общее удлинение Е более 8%, изготовленный из стали с массовым содержанием: 0,19-0,22% С, 2-2,6% Mn, 1,45-1,55% Si, 0,15-0,4% Cr, менее 0,020% Р, менее 0,0011% S, менее 0,008% N, 0,015-0,07% Al, остальное является Fe и неизбежными примесями, при этом сталь имеет микроструктуру, содержащую более 80% отпущенного мартенсита, более 5% остаточного аустенита, менее 5% феррита, менее 5% бейнита и менее 6% свежего мартенсита.
7. Высокопрочный стальной лист по п. 6, в котором количество С в остаточном аустените составляет по меньшей мере 0,9%.
8. Высокопрочный стальной лист по п. 7, в котором количество С в остаточном аустените составляет от 0,9 до 1,5%.
9. Высокопрочный стальной лист по п. 8, в котором количество С в остаточном аустените составляет от 0,9 до 1,2%.
RU2016151391A 2014-07-03 2015-07-03 Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист RU2680041C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IBPCT/IB2014/002290 2014-07-03
PCT/IB2014/002290 WO2016001704A1 (en) 2014-07-03 2014-07-03 Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
PCT/IB2015/055043 WO2016001899A1 (en) 2014-07-03 2015-07-03 Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2016151391A RU2016151391A (ru) 2018-06-26
RU2016151391A3 RU2016151391A3 (ru) 2018-12-06
RU2680041C2 true RU2680041C2 (ru) 2019-02-14

Family

ID=52023555

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016151391A RU2680041C2 (ru) 2014-07-03 2015-07-03 Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист

Country Status (17)

Country Link
US (2) US11149325B2 (ru)
EP (1) EP3164521B2 (ru)
JP (2) JP6817076B2 (ru)
KR (1) KR102459257B1 (ru)
CN (1) CN106661653B (ru)
BR (1) BR112017000021B1 (ru)
CA (1) CA2954144C (ru)
ES (1) ES2701838T5 (ru)
FI (1) FI3164521T4 (ru)
HU (1) HUE040513T2 (ru)
MX (1) MX2016017400A (ru)
PL (1) PL3164521T5 (ru)
RU (1) RU2680041C2 (ru)
TR (1) TR201818776T4 (ru)
UA (1) UA119459C2 (ru)
WO (2) WO2016001704A1 (ru)
ZA (1) ZA201608767B (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2795542C1 (ru) * 2019-12-19 2023-05-04 Арселормиттал Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2019001760A (es) 2016-08-16 2019-06-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Pieza conformada por prensado en caliente.
JP6948565B2 (ja) * 2017-01-12 2021-10-13 日立金属株式会社 マルテンサイト系ステンレス鋼帯の製造方法
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
KR101977491B1 (ko) 2017-11-08 2019-05-10 주식회사 포스코 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2019092481A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
MX2021015578A (es) * 2019-06-28 2022-01-24 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
WO2021024748A1 (ja) * 2019-08-06 2021-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2021176249A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
KR102485012B1 (ko) * 2020-12-17 2023-01-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102485013B1 (ko) * 2020-12-17 2023-01-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP2022156206A (ja) 2021-03-31 2022-10-14 セイコーエプソン株式会社 シート製造方法およびシート製造装置
CN115181890B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 1180MPa级别低碳低合金双相钢及快速热处理制造方法
CN113528947B (zh) * 2021-06-21 2022-03-25 武汉钢铁有限公司 一种用CSP生产抗拉强度为1500MPa级高塑韧性汽车结构件用钢及生产方法
CN113943896B (zh) * 2021-10-18 2022-10-18 宁波祥路中天新材料科技股份有限公司 一种抗拉强度≥1200MPa级的异型材用钢及生产方法
CN114058949B (zh) * 2021-10-18 2022-10-21 首钢集团有限公司 一种热成型钢酸洗板及降低其表面晶间氧化的方法
CN115044831B (zh) * 2022-06-09 2023-08-25 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种1100MPa级冷轧马氏体钢及其制造方法
CN117305716B (zh) * 2023-11-10 2024-03-15 常熟市龙腾特种钢有限公司 一种抗震耐蚀球扁钢的制备方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009215571A (ja) * 2008-03-07 2009-09-24 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
RU2464338C2 (ru) * 2007-02-23 2012-10-20 Тата Стил Эймейден Б.В. Холоднокатаная и полученная с непрерывным отжигом полоса высокопрочной стали и способ производства упомянутой стали
WO2012153016A1 (fr) * 2011-05-10 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier a hautes caracteristiques mecaniques de resistance, de ductilite et de formabilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles
RU2491357C1 (ru) * 2012-05-10 2013-08-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства листовой стали
JP2014009376A (ja) * 2012-06-29 2014-01-20 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2014034716A (ja) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 鋼板およびその製造方法
WO2014061270A1 (ja) * 2012-10-18 2014-04-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5380378A (en) * 1993-04-23 1995-01-10 Gas Research Institute Method and apparatus for batch coil annealing metal strip
JP2005336526A (ja) * 2004-05-25 2005-12-08 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP5402007B2 (ja) * 2008-02-08 2014-01-29 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
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5315956B2 (ja) * 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形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
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃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
KR101253885B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
ES2535420T3 (es) 2011-03-07 2015-05-11 Tata Steel Nederland Technology B.V. Proceso para producir acero conformable de alta resistencia y acero conformable de alta resistencia producido con el mismo
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
FI20115702L (fi) 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
WO2014020640A1 (ja) 2012-07-31 2014-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6172298B2 (ja) * 2014-01-29 2017-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2464338C2 (ru) * 2007-02-23 2012-10-20 Тата Стил Эймейден Б.В. Холоднокатаная и полученная с непрерывным отжигом полоса высокопрочной стали и способ производства упомянутой стали
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
JP2009215571A (ja) * 2008-03-07 2009-09-24 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
WO2012153016A1 (fr) * 2011-05-10 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier a hautes caracteristiques mecaniques de resistance, de ductilite et de formabilite, procede de fabrication et utilisation de telles tôles
RU2491357C1 (ru) * 2012-05-10 2013-08-27 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" Способ производства листовой стали
JP2014009376A (ja) * 2012-06-29 2014-01-20 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2014034716A (ja) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 鋼板およびその製造方法
WO2014061270A1 (ja) * 2012-10-18 2014-04-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2795542C1 (ru) * 2019-12-19 2023-05-04 Арселормиттал Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2798141C1 (ru) * 2019-12-19 2023-06-15 Арселормиттал Холоднокатаный и термически обработанный стальной лист и способ его изготовления

Also Published As

Publication number Publication date
EP3164521A1 (en) 2017-05-10
MX2016017400A (es) 2017-04-27
US11339454B2 (en) 2022-05-24
CN106661653B (zh) 2018-10-19
RU2016151391A (ru) 2018-06-26
EP3164521B1 (en) 2018-09-12
JP7068434B2 (ja) 2022-05-16
ZA201608767B (en) 2019-10-30
US20200316807A1 (en) 2020-10-08
US11149325B2 (en) 2021-10-19
BR112017000021A2 (pt) 2017-11-07
CA2954144A1 (en) 2016-01-07
JP2017524821A (ja) 2017-08-31
KR102459257B1 (ko) 2022-10-25
WO2016001704A1 (en) 2016-01-07
ES2701838T3 (es) 2019-02-26
RU2016151391A3 (ru) 2018-12-06
EP3164521B2 (en) 2023-04-19
UA119459C2 (uk) 2019-06-25
BR112017000021B1 (pt) 2021-02-02
HUE040513T2 (hu) 2019-03-28
US20170145535A1 (en) 2017-05-25
PL3164521T3 (pl) 2019-04-30
JP6817076B2 (ja) 2021-01-20
TR201818776T4 (tr) 2019-01-21
PL3164521T5 (pl) 2024-02-05
JP2021059787A (ja) 2021-04-15
ES2701838T5 (es) 2023-10-03
CN106661653A (zh) 2017-05-10
CA2954144C (en) 2022-07-19
WO2016001899A1 (en) 2016-01-07
FI3164521T4 (fi) 2023-08-31
KR20170027745A (ko) 2017-03-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2680041C2 (ru) Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист
JP5589893B2 (ja) 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
CN106133173B (zh) 材质均匀性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6107437B2 (ja) 耐硫化物応力腐食割れ性に優れた油井用低合金高強度継目無鋼管の製造方法
US10400299B2 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
EP2711439B1 (en) High carbon thin steel sheet and method for producing same
JP5321605B2 (ja) 延性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPWO2011093319A1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20120099505A (ko) 가공성 및 내충격 특성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6311793B2 (ja) 熱延鋼板
JP2010255066A (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
US10400298B2 (en) High-carbon hot-rolled steel sheet and method for producing the same
KR101903181B1 (ko) 내식성 및 성형성이 우수한 듀플렉스 스테인리스강 및 이의 제조 방법
JP2006097109A (ja) 高炭素熱延鋼板およびその製造方法
AU2016264750B2 (en) High manganese 3rd generation advanced high strength steels
RU2633196C1 (ru) Способ изготовления холоднокатаной двухфазной феррито-мартенситной стали, микролегированной ниобием
RU2629420C1 (ru) Способ производства высокопрочного проката повышенной хладостойкости
KR101299328B1 (ko) 고강도 강판 제조 방법