RU2683785C2 - Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист - Google Patents

Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист Download PDF

Info

Publication number
RU2683785C2
RU2683785C2 RU2016151791A RU2016151791A RU2683785C2 RU 2683785 C2 RU2683785 C2 RU 2683785C2 RU 2016151791 A RU2016151791 A RU 2016151791A RU 2016151791 A RU2016151791 A RU 2016151791A RU 2683785 C2 RU2683785 C2 RU 2683785C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
temperature
sheet
chemical composition
steel sheet
Prior art date
Application number
RU2016151791A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2016151791A (ru
RU2016151791A3 (ru
Inventor
Вей Сюй
Артем Арлазаров
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=52000883&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2683785(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 RU2016151791A publication Critical patent/RU2016151791A/ru
Publication of RU2016151791A3 publication Critical patent/RU2016151791A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2683785C2 publication Critical patent/RU2683785C2/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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • 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
    • C21D8/0263—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
    • 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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)

Abstract

Настоящее изобретение относится к стальному листу, имеющему предел прочности более 1100 МПа, предел текучести более 700 МПа, однородное удлинение UE по меньшей мере 8,0% и общее удлинение ТЕ по меньшей мере 10,0%, при этом лист выполнен из стали, имеющей химический состав, содержащий в массовых процентах: 0,1% ≤ C ≤ 0,25%, 4,5% ≤ Mn ≤ 10%, 1 ≤ Si ≤ 3%, 0,03 ≤ Al ≤ 2,5%, остальное Fe и неизбежные примеси, при этом химический состав таков, что CMnIndex = Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6, при этом стальной лист имеет структуру, содержащую по меньшей мере 20% остаточного аустенита и по меньшей мере 65% мартенсита, а сумма содержания феррита и бейнита составляет менее 10%. Также раскрыт способ получения такого листа, включающий следующие стадии: нагрев катаного листа, изготовленного из указанной стали, до температуры AТ более высокой, чем температура превращения стали Ac, но меньше чем 1000°С, и выдержку катаного листа при температуре АТ в течение 60-200 с для получения нагретого листа, охлаждение нагретого листа до температуры QT 190-80°С со скоростью охлаждения, достаточной для получения листа, имеющего структуру сразу после охлаждения, содержащую мартенсит и остаточный аустенит, при этом температура QT такова, что получаемый указанным способом стальной лист имеет конечную структуру, содержащую по меньшей мере 20% остаточного аустенита и по меньшей мере 65% мартенсита, а сумма содержания феррита и бейнита составляет менее 10%, выдержку охлажденного листа при температуре перестаривания PT 350-500°С в течение времени перестаривания Pt 5-600 с и охлаждение стального листа до температуры окружающей среды. Также раскрыт вариант указанного выше стального листа и вариант способа его получения. Технический результат – упрощение способа изготовления высокопрочного стального листа с использованием линии непрерывной термообработки. 4 н. и 28 з.п. ф-лы, 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к способу изготовления высокопрочного стального листа с использованием линии непрерывной термообработки и к листу, полученному этим способом.
Для производства различного оборудования, такого как прицепы, грузовые автомобили, сельскохозяйственные машины, автомобильные детали и так далее, используют высокопрочные стальные листы, изготовленные из DP (двухфазных) или TRIP (пластичность, наведенная превращением) сталей. Некоторые из таких сталей, которые изготовлены на линиях непрерывного отжига, содержащих, например, около 0,2% С, около 2% Mn, и около 1,7% Si, имеют предел прочности около 980 МПа.
Для снижения массы оборудования, изготовленного из этих сталей, что очень желательно, чтобы повысить их энергетическую эффективность, было предложено использовать CMnSi стали, содержащие 0,1%-0,4% С, 2%-4% Mn, до 2% Si или Si+Al, такие стали подвергают термообработке, чтобы иметь мартенситную структуру с существенным содержанием остаточного аустенита или ферритно-мартенситную структуру. Такие стали используются для производства сортов, имеющих предел прочности более 1000 МПа. Эти листы производятся на линиях непрерывного отжига и необязательно покрыты горячим погружением. Механические свойства листов зависят от количества остаточного аустенита, которое должно быть достаточно высоким. Для этого требуется, чтобы аустенит был достаточно стабилен. Кроме того, для выполнения обработки на существующих линиях с подходящей производительностью, желательно, чтобы характеристические температуры превращения стали, такие как Ac1, Ас3, Ms и Mf, были не слишком ограничительными.
По этим причинам, остаются необходимыми сталь и простой способ изготовления высокопрочных стальных листов на линиях непрерывной термообработки.
Для этой цели настоящее изобретение относится к способу изготовления высокопрочного стального листа, имеющего предел прочности более 1100 МПа и предел текучести более 700 МПа, и однородное удлинение UE по меньшей мере 8,0% и общее удлинение по меньшей мере 10%, изготовленного из стали, содержащей в массовых процентах:
0,1%≤С≤0,25%
4,5%≤Mn≤10%
1%≤Si≤3%
0,03≤Al≤2,5%
остальное Fe и примеси, образующиеся при плавке, при этом состав таков, что:
CMnlndex=Сх(1+Mn/3,5)≤0,6
причем способ включает стадии:
- отжига катаного листа, изготовленного из указанной стали, его выдержкой при температуре отжига AT более высокой, чем температура превращения стали Ac1, но менее 1000°C,
- охлаждения отожженного листа до температуры закалки QT между 190° и 80°C, со скоростью охлаждения, достаточной для получения структуры сразу после охлаждения, содержащей мартенсит и остаточный аустенит,
выдержки стального листа при температуре перестаривания РТ между 350°C и 500°C в течение времени перестаривания Pt более 5 с и менее 600 с,
- охлаждения листа до температуры окружающей среды.
В предпочтительном осуществлении температура отжига выше, чем температура превращения стали Ас3 и температура закалки QT такова, что структура стали после конечной термообработки содержит по меньшей мере 20% остаточного аустенита и по меньшей мере 65% мартенсита и предпочтительно сумма содержания феррита и бейнита составляет менее 10%.
Предпочтительно химический состав стали таков, что:
0,15%≤С≤0,25%
4,5%≤Mn≤5,5%
1,4%≤Si≤1,8%
0,03≤А1≤2,5%
CMnlndex=Сх(1+Mn/3,5)≤0,6
температура отжига AT выше 760°C, температура закалки QT составляет менее 170°C, и структура стали содержит между 20% и 30% остаточного аустенита.
В конкретном осуществлении температура закалки также может быть менее 150°C.
В одном осуществлении температура перестаривания РТ составляет между 380°C и 470°C, и лист выдерживают при температуре перестаривания в течение времени Pt между 90 с и 600 с.
В одном осуществлении химический состав стали таков, что:
0,15%≤С≤0,25%
6,5%≤Mn≤7,5%
1,4%≤Si≤1,8%
0,03≤Al≤2,5%
CMnlndex=Cx(1+Mn/3,5)≤0,6
температура отжига AT выше 710°C, температура закалки QT составляет между 120°C и 180°C, температура перестаривания РТ составляет между 350°C и 450°C и время перестаривания Pt составляет между 50 с и 600 с.
В конкретном осуществлении, химический состав стали таков, что:
0,15%≤С≤0,25%
4,5%≤Mn≤5,5%
1,4%≤Si≤1,8%
0,03≤А1≤2,5%
CMnlndex=Сх(1+Mn/3,5)≤0,6
и температура отжига AT менее температуры превращения стали Ас3, температура закалки QT составляет между 110°C и 170°C, температура перестаривания РТ составляет между 350°C и 450°C, время перестаривания Pt составляет между 5 с и 600 с, предпочтительно между 90 с и 600 с, структура стали содержит по меньшей мере 15% феррита по меньшей мере 50% мартенсита и по меньшей мере 15% остаточного аустенита.
Предпочтительный химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих условий:
0,03%≤Al≤0,5%
Si+Al≥1,4%
1,4%≤Al≤2,5%. В одном осуществлении температура перестаривания РТ находится между 440°C и 470°C и лист выдерживают при температуре перестаривания в течение времени Pt между 5 с и 60 с. В этом случае выдержка при температуре перестаривания может быть выполнена путем пропускания листа через ванну горячего покрытия. После прохождения через ванну горячего покрытия лист может быть дополнительно выдержан при температуре между 480°C и 570°C, чтобы выполнить оцинковывание и отжиг перед охлаждением до температуры окружающей среды.
Отжиг, закалка и перестаривание могут быть проведены на линии непрерывной термообработки, такой как линия непрерывного отжига, которая необязательно включает секцию горячего покрытия.
Получение листа путем прокатки может включать горячую прокатку сляба и при необходимости холодную прокатку.
Изобретение также относится к высокопрочному стальному листу, имеющего предел прочности более 1100 МПа и предел текучести более 700 МПа и однородное удлинение UE по меньшей мере 8,0% и общее удлинение ТЕ по меньшей мере 10,0%, химический состав стали содержит в массовых процентах:
0,1%≤С≤0,35%
4,5%≤Mn≤10%
1%≤Si≤3%
0,03%≤Al≤2,5%
CMnlndex=Сх(1+Mn/3,5)≤0,6
остальное Fe и примеси, образующиеся при плавке
В предпочтительном осуществлении структура стали содержит по меньшей мере 20% остаточного аустенита по меньшей мере 65% мартенсита и менее 10% суммы феррита и бейнита.
Химический состав стали предпочтительно таков, что:
0,15%≤С≤0,25%
4,5%≤Mn≤5,5%
1,4%≤Si≤1,8%
0,03≤Al≤2,5%
CMnlndex=Сх(1+Mn/3,5)≤0,6
Кроме того, предел текучести YS может быть выше 1100 МПа, предел прочности TS выше 1350 МПа, однородное удлинение UE может быть более 10,0%, и общее удлинение ТЕ более 12,0%.
В одном осуществлении химический состав стали таков, что:
0,15%≤С≤0,25%
6,5%≤Mn≤7,5%
1,4≤Si≤1,8%
0,03≤Al≤2,5%
CMnlndex=Сх(1+Mn/3,5)≤0,6
и предел текучести YS выше 1000 МПа и предел прочности TS превышает 1100 МПа.
В конкретном осуществлении химический состав стали таков, что:
0,15%≤С≤0,25%
4,5%≤Mn≤5,5%
1,4≤Si≤1,8%
0,03≤Al≤2,5%
CMnlndex=Сх(1+Mn/3,5)≤0,6
и структура стали включает по меньшей мере 15% феррита по меньшей мере 50% мартенсита и по меньшей мере 15% остаточного аустенита.
Предпочтительно химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих условий:
0,03%≤Al≤0,5%
Si+Al≥1,4%
1,4≤Al≤2,5%
В любом случае по меньшей мере одна из поверхностей листа может включать металлическое покрытие или легированное металлическое покрытие, такое как цинковое покрытие или легированное цинковое покрытие.
Изобретение далее будет описано подробно и проиллюстрировано на примерах без введения ограничений.
Сталь, которую используют для изготовления высокопрочных стальных листов в соответствии с настоящим изобретением, имеет следующий состав:
- 0,1%≤0,25% С≤ для обеспечения удовлетворительной прочности и повышенной стабильности аустенита. Предпочтительно содержание углерода выше 0,15%.
- 4,5%≤Mn≤10%. Содержание марганца должно быть выше 4,5%, чтобы улучшить стабильность остаточного аустенита более высоким химическим обогащением аустенита марганцем и снижением размера аустенитного зерна. Предполагается, что снижение размера аустенитного зерна уменьшает диффузионное расстояние и, следовательно, способствует диффузии С и Mn в течение стадии перестаривания. Кроме того, содержание марганца выше 4,5% снижает температуру превращения Ms, точки превращения Ac1 и Ас3, что облегчает проведение термической обработки. Например, когда температура Ас3 снижается, температура отжига может быть снижена, что облегчает нагрев т.е. можно уменьшить мощность нагрева или увеличить скорость прохождения листа. Но, содержание марганца должно оставаться менее 10%, чтобы не слишком снизить пластичность и свариваемость. Предпочтительно содержание марганца составляет менее 7,5%, и предпочтительно менее 5,5%. Но в конкретном осуществлении оно выше 6,5%. Следует отметить, что добавление Al повышает Ас3 и снижает эффект Mn, такое добавление не влияет негативно до 2,5% Al.
Содержание С и Mn, таково, что индекс углерод-марганец CMnldex=Сх(1+Mn/3,5) менее или равен 0,6, чтобы гарантировать, что мартенсит не будет слишком хрупким, что желательно для подходящих условий механической резки. В этой формуле содержание С и Mn приведено в массовых %.
- 1%≤Si≤3% и предпочтительно Si≥1,4%, чтобы стабилизировать аустенит, чтобы обеспечить твердорастворное упрочнение и задерживать формирование карбидов во время перераспределения углерода из мартенсита в аустенит в результате перестаривания. Но при слишком высоком содержании оксиды кремния будут формироваться на поверхности, которые ухудшают покрываемость. Таким образом, содержание кремния предпочтительно менее или равно 1,8%.
- 0,03%≤Al≤2,5%. Al добавляют для раскисления жидкой стали и он повышает устойчивость, то есть изменение доли аустенита менее чувствительно к температуре отжига. Минимальное содержание Al составляет 0,03%. При высоком содержании алюминий задерживает формирование карбидов во время перераспределения углерода из мартенсита в аустенит в результате перестаривания. Для того, чтобы задержать формирование карбидов минимальное содержание Al+Si должно составлять 1,4%. Предпочтительно содержание Al составляет по меньшей мере 1,4%, чтобы обеспечить свариваемость стали. Максимум содержания Al составляет 2,5%, выше такого количества формируется дельта-феррит при высокой температуре. Дельта-феррита ухудшает свариваемость и является ломкой фазой. Следует отметить, что Al значительно увеличивает температуру превращения Ас3, что затрудняет отжиг; такой эффект уравновешивается высоким содержанием Mn. В частности, когда нет каких-либо особых проблем со свариваемостью, содержание Al может оставаться равным или менее 0,5%. Таким образом, температура превращения Ас3 не увеличивается, что позволяет повысить производительность линии непрерывного отжига.
Остальное является Fe и примесями, образующимися при плавке. Такие примеси включают N, S, Р, и остаточные элементы, такие как Cr, Ni, Mo, Cu и В.
Обычно содержание азота остается менее 0,01%, содержание S менее 0,01%, содержание Р менее 0,02%, содержание Cr менее 0,1%, содержание Ni менее 0,1%, содержание молибдена менее 0,05%, содержание меди менее 0,2% и содержание В менее 0,0010%. Микролегирование Nb, Ti и V возможно в этой концепции, но содержание Ti должно быть менее 0,1%, содержание Nb менее 0,1% и содержание V менее 0,3%
Горячекатаные листы изготавливают из этой стали. Эти горячекатаные листы имеют толщину между 2 мм и 5 мм, например.
Необязательно горячекатаные листы подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаных листов толщиной между 0,5 мм и 2 мм, например. Специалисты в данной области знают, как изготавливать такие горячекатаные или холоднокатаные листы.
Затем горячекатаные или холоднокатаные листы подвергают термообработке на линии непрерывной термообработки, такой как линия непрерывного отжига, включающая по меньшей мере зону нагрева, способную нагревать лист до температуры отжига, зону выдержки, способную поддерживать лист при температуре отжига или около этой температуры, зону охлаждения, способную быстро охладить лист до температуры закалки QT, зону повторного нагрева, способную нагреть лист до температуры перестаривания РТ, и зону перестаривания, способную поддерживать лист при температуре перестаривания или вблизи этой температуры в течение времени Pt. Необязательно зона перестаривания может быть зоной горячего покрытия, включающей по меньшей мере ванну горячего покрытия, содержащую жидкий металл, такой как цинк, необязательно зону сплавления.
Такая линия непрерывной термообработки известна специалистам в данной области техники. Целью термообработки является придание стали структуры, пригодной для получения искомых характеристик прочности и пластичности и, возможно, горячее покрытие листа.
Следует отметить, что содержание микроструктурных составляющих, как правило, приведено в виде поверхностной доли на основе изображений оптического и сканирующего микроскопа.
В любом случае температура отжига выше, чем температура превращения стали Асй, чтобы сформировать достаточно аустенита, способного к превращению с помощью закалки и перестаривания.
Если структура листа перед отжигом содержит феррит и перлит и если значительное содержание феррита желательно после закалки и перестаривания, температура отжига должна оставаться ниже, чем температура превращения стали Ас3.
Если желательно, чтобы структура перед закалкой была полностью аустенитной, температура отжига AT должна быть выше, чем температура превращения стали Ас3, но предпочтительно, чтобы она оставалась ниже 1000°C, чтобы не слишком укрупнялось аустенитное зерно, что является нежелательным для пластичности полученной структуры.
В любом случае предпочтительно выдерживать лист при этой температуре отжига по меньшей мере 60 с, но более 200 сек не является необходимым.
Желательно, чтобы во время закалки и перестаривания аустенит, который формируется в процессе отжига, превращается по меньшей мере частично в мартенсит. Температура закалки QT должна быть менее температуры превращения стали Ms и со скоростью охлаждения достаточной, чтобы получить структуру сразу после закалки, содержащую по меньшей мере мартенсит. Минимальная скорость охлаждения, которая является критической мартенситной скоростью охлаждения, зависит по меньшей мере от химического состава стали и специалисты в данной области техники знают, как ее определить. Предпочтительно желательно иметь структуру, содержащую значительное содержание остаточного аустенита, QT температура не должна быть слишком низкой и должна быть выбрана в соответствии с искомым содержанием остаточного аустенита. По этой причине температура закалки составляет между 190°, которая меньше, чем температура превращения Ms, и 80°C, чтобы иметь достаточное количество остаточного аустенита. Но температура закалки составляет менее 190°, потому что, когда она выше этой температуры, количество остаточного аустенита слишком большое и этот остаточный аустенит может быть превращен в свежий мартенсит после разделения и охлаждения до комнатной температуры, что ухудшает пластичность. Более конкретно, можно определить для каждого химического состава стали оптимальную QTop температуру закалки, которая теоретически позволяет достичь оптимальное содержание остаточного аустенита. Это оптимальная температура закалки может быть рассчитана, используя зависимость между химическим составом стали и Ms, которая была вновь обоснована авторами изобретения:
Ms=561-474×C-33×Mn-17×Cr-21×Мо-11×Si-17×Ni+10×Al
и уравнение Койстинена - Марбургера:
fa'=1-ехр{-0.011×(Ms-T)}
fa' является долей мартенсита при температуре Т в процессе закалки, и предполагая, что, после закалки до температуры QT сталь перестаривается при температуре выше, чем QT и что из-за перестаривания, распределение углерода между мартенситом и остаточным аустенитом полностью реализуется.
Специалисты в данной области техники знают, как выполнить этот расчет.
Оптимальная температура закалки QTop необязательно является температурой закалки QT, которая выбирается так, чтобы выполнить фактическую термообработку. Предпочтительно температура закалки QT выбирается равной или близкой к этой оптимальной температуре закалки и предпочтительно менее чем 190°C, потому что, когда температура закалки слишком высока, после разделения аустенит по меньшей мере частично превращается в свежий мартенсит и полученная структура очень хрупкая. В стали в соответствии с настоящим изобретением максимальное содержание остаточного аустенита, которое можно получить после полной аустенизации, составляет между 20% и 45%. Как и во время перестаривания, так или после него, часть остаточного аустенита может быть превращена в бейнит или в свежий мартенсит, структура, которая получается после полной аустенизации, содержит некоторое количество феррита или некоторое количество бейнита, общее содержание таких компонентов составляет менее 10% и предпочтительно менее 5%, и структура содержит по меньшей мере 65% мартенсита. В стали в соответствии с настоящим изобретением, когда температура закалки QT составляет менее 80°C, содержание аустенита в структуре является слишком низким, менее около 8%, и даже может быть полностью мартенситной. В этом случае структура, которая получается после разделения, может быть очень хрупкой.
Когда аустенизация неполная, т.е. когда температура отжига между температурой превращения Ac1 и температурой превращения стали Ас3, содержание аустенита и мартенсита зависит от содержания феррита после отжига, т.е. в зависимости от температуры отжига. Но предпочтительно содержание феррита составляет между 10% и 40%, более предпочтительно выше 15% и более предпочтительно менее 35%, содержание мартенсита составляет по меньшей мере 50% и содержание остаточного аустенита составляет по меньшей мере 10% и предпочтительно по меньшей мере 15%.
Когда структура содержит мартенсит и остаточный аустенит, целью перестаривания, как правило, является перенос углерода из мартенсита в остаточный аустенит для улучшения пластичности мартенсита и повышения содержания углерода в аустените, чтобы сделать возможным TRIP эффект, без формирования значительного количества бейнита и/или карбидов. Для этого температура перестаривания РТ должна быть между 350°C и 500°C и время перестаривания Pt должно быть по меньшей мере 5 с и предпочтительно более 90 с, чтобы обогатить аустенит углеродом в достаточной степени. Но это время не должно быть слишком длительным и предпочтительно должно быть не более 600 с, чтобы не было, или почти не было разложения аустенита в структуру, подобную бейниту. В любом случае температура перестаривания РТ должна быть выбрана достаточно высокой, учитывая время перестаривания Pt, которое зависит от характеристик линии отжига и толщины листа, чтобы иметь достаточный перенос углерода из мартенсита в аустенит т.е. достаточное разделение.
В конкретном осуществлении температура перестаривания РТ равна оптимальной температуре горячего покрытия, т.е. между 440°C и 470°C и обычно составляет около 460°C. Кроме того, перестаривание может быть выполнено по меньшей мере частично путем пропускания листа в ванне горячего покрытия. В этом случае температура* (по-видимому, речь идет о времени) перестаривания составляет между 5 с и 60 с. Если слой покрытия сплавляется нагревом и выдержкой при температуре между 480°C и 570°C для цинкования с отжигом, эта обработка будет способствовать перестариванию стали.
Точнее, со сталью, имеющей следующий состав: 0,15%≤С≤0,25%, 4,5%≤Mn≤5,5%, 1,4%≤Si≤1,8%, 0,03≤Al≤2,5%, остальное является Fe и примесями, можно получить высокопрочный стальной лист, имеющего предел текучести YS выше 1100 МПа, предел прочности TS выше 1350 МПа и однородное удлинение UE более 10% и общее удлинение ТЕ более 12%, если CMnlndex остается менее 0,6%. Эти свойства могут быть получены, если структура по существу является мартенситной со значительным содержанием остаточного аустенита, предпочтительно содержащей более 65% мартенсита и более 20% остаточного аустенита, сумму содержания оставшихся феррита и бейнита менее 10%.
Лист может быть с покрытием или без покрытия. Когда он покрыт, он может быть оцинкованным или оцинкованным и отожженным.
Для получения такой стали необходимо провести отжиг листа при температуре выше температуры превращения стали Ас3 и закалку до температуры ниже температуры превращения Ms с последующим повторным нагревом до температуры перестаривания.
Что касается температуры превращения Ас3, можно отметить, что для этой стали, она составляет менее около 750°C, когда содержание Al составляет менее 0,5%, в то время как она составляет около 850°C для сталей, обычно используемых для производства листов такой категории. Эта разница составляет около 100°C, является очень важной, потому что легче нагреть лист до температуры, которая должна быть выше только 750°C, чем до температуры, которая должна быть выше 850°C. Нагрев требует меньше энергии и может быть быстрее. Таким образом, можно иметь лучше производительность, в то же время темературы Ac1 и Ас3 не должны быть слишком близкими, потому что, если они слишком близки, то прочность стали будет снижена, так как небольшое изменение температуры отжига будет вызывать большое изменение доли фаз и, следовательно, нестабильные механические свойства.
Когда содержание Al находится между 1,4% и 2,5%, температура превращения Ас3 может быть выше 850°C, но свариваемость стали улучшается.
С помощью этой стали, также можно получить листы, имеющие структуру, содержащую по меньшей мере 50% мартенсита по меньшей мере 10% и предпочтительно по меньшей мере 15% остаточного аустенита и по меньшей мере 10% и предпочтительно по меньшей мере 15% феррита. Для этого, температура отжига должна быть между температурами превращения Ac1 и Ас3 и температура закалки должна быть меньше, чем температура превращения Ms. Предел прочности может быть выше, чем 1300 МПа и полное удлинение может быть около 14%, что очень хорошо для формуемости листа. Но предел текучести составляет лишь около 750 МПа.
С использованием стали, содержащей 0,15%-0,25% С, 6,5%-7,5% Mn, 1,4%-1,8% Si, менее 0,03≤Al≤2,5%, остальное является Fe и примесями, можно получить предел текучести выше 1000 МПа и предел прочности при растяжении выше 1100 МПа со структурой, состоящей из мартенсита и остаточного аустенита. Из-за высокого содержания Mn температуры превращения Ac1 и Ms этой стали значительно снижены: Ac1 менее 450°C и Ms менее 250°C. Кроме того, Ас3 понижается, если содержание Al составляет менее 0,5%. В этом случае Ас3 может быть менее 700°C. Это является целесообразным, так как термообработку легче осуществить, т.е. возможен более быстрый отжиг и меньше затраты на отжиг.
Листы, изготовленные из сталей, имеющих составы, которые представлены в таблице I, были получены путем горячей прокатки, горячекатаные листы имеют толщину 2,4 мм. Горячекатаные листы отжигают в камерной печи при 600°C в течение 5 часов, затем протравливают кислотой и проводят холодную прокатку для получения листов, имеющих толщину 1,2 мм. Затем эти листы подвергают термообработке.
Перед термообработкой оптимальную температуру закалки QTop определяют для каждого состава. Эта оптимальная температура закалки является температурой, при которой закалка теоретически должна быть остановлена, чтобы получить максимальное содержание аустенита в структуре после термообработки. Но, это не обязательно температура QT, которую предпочтительно выбрать для фактической термообработки.
Каждая термообработка включала отжиг при температуре отжига AT, закалку до температуры закалки QT, перестаривание при температуре перестаривания РТ в течение времени перестаривания Pt. Были определены структуры и механические свойства YS, TS, UE и ТЕ.
Индекс углерод-марганец CMnlndex, значения температур превращения сталей Ае1, Ае3 и Ms и оптимальная температура закалки QTop приведены в таблице I. Температуры превращения Ae1 и Ае3 являются значениями при равновесии и не зависят ни от скорости нагрева, ни от времени выдержки при температуре превращения в отличие от Ac1 и Ас3, которые являются температурами превращения при нагреве. Значения температур превращения при нагреве всегда выше равновесных значений и зависят от конкретных условий обработки. Специалисты в данной области техники знают, как определить значения температур превращения, которые необходимо учитывать в каждом конкретном случае. Условия, структуры и механические свойства, полученные обработкой сталей в соответствии с изобретением или приведенные в качестве сравнения, представлены в таблице II и таблице III. Контр-примеры, соответствующие сталям вне объема притязаний настоящего изобретения, представлены в таблице IV.
Figure 00000001
В этой таблице отливки H166 и H167 являются примерами изобретения. Отливки Н240, H169 и H170 не входят в объем притязаний изобретения и приведены для сравнения.
Figure 00000002
Figure 00000003
Figure 00000004
Figure 00000005
Примеры 1-19 относятся к стали, содержащей 0,2% С, 5% Mn, 1,6% Si и 0,03% Al в соответствии с изобретением. Пример 1 соответствует обработке закалкой и отпуском в соответствии с известным уровнем техники, закалку проводят до температуры окружающей среды и структура близка к полностью мартенситной. Для примера 19, отжиг является межкритическим. Все примеры 2-19 показывают, что можно получить предел текучести выше 700 МПа и предел прочности выше 1100 МПа. Примеры 2, 3, 4, 12, 13, 14 и 16 показывают, что при температуре закалки, равной или менее 160°C и выше или равной 120°C, и разделении (или перестаривании) при 400°C в течение 500 с, можно получить предел текучести более 1050 МПа и предел прочности более 1350 МПа. Но, когда температура закалки выше 160°C (примеры 5, 6, 7 и 15), даже если предел прочности составляет по меньшей мере 1342 МПа, предел текучести остается менее 1000 МПа. Примеры 2, 3, 4, 8, 9, 12, 14 и 19 показывают, что можно получить однородное удлинение UE более 10% и общее удлинение ТЕ более 12%. Примеры 1, 6 и 7, для которых общее удлинение равно однородному удлинению, являются очень хрупкими и показывают, что должно** (по-видимому пропущено слово) оставаться ниже 180°C. Пример 1 показывает, что предел текучести и предел прочности, которые получены с общей закалкой выше, чем при частичной закалке, но образцы очень хрупкие.
Примеры 20-25 стали, имеющей высокое содержание алюминия, и поэтому легче сваривающейся, могут иметь очень хорошие свойства, например, предел текучести по меньшей мере 950 МПа, предел прочности по меньшей мере 1315 МПа, однородное удлинение выше 12% и общее удлинение более 15% (примеры 20 и 21). Но сравнение с примерами 23-25 показывает, что предпочтительно, чтобы температура отжига оставалась менее 1000°C, чтобы не ухудшать предел текучести однородного удлинения.
Контр-примеры 27-32 показывают, что со сталью, содержащей 7,5% марганца и имеющей углеродный эквивалент Ceq>0,6, можно получить высокий предел текучести и высокий предел прочности (YS>700 МПа и Ts>100 МПа), но все примеры являются очень хрупкими. Общее удлинение всегда равно однородному удлинению и очень низкое.
Контр-примеры 33-38 показывают, что сталь H167, которая имеет углеродный эквивалент Ceq 0,73, очень хрупкая.
Контр-примеры 39-44 относящейся к стали, не содержащей кремний, показывают, что даже если предел текучести и предел прочности подобны свойствам сталей в соответствии с изобретением, то удлинение никогда не является высоким. Максимальное однородное удлинение составляет 6,7 и общее удлинение составляет 9,4 (пример 41).

Claims (108)

1. Стальной лист, имеющий предел прочности более 1100 МПа, предел текучести более 700 МПа, однородное удлинение UE по меньшей мере 8,0% и общее удлинение ТЕ по меньшей мере 10,0%, характеризующийся тем, стальной лист выполнен из стали, имеющей химический состав, содержащий в массовых процентах:
0,1% ≤ C ≤ 0,25%,
4,5% ≤ Mn ≤ 10%,
1 ≤ Si ≤ 3%,
0,03 ≤ Al ≤ 2,5%,
остальное Fe и неизбежные примеси,
при этом химический состав таков, что
CMnIndex = Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6,
при этом стальной лист имеет структуру, содержащую по меньшей мере 20% остаточного аустенита и по меньшей мере 65% мартенсита, а сумма содержания феррита и бейнита составляет менее 10%.
2. Стальной лист по п. 1, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,15% ≤ C ≤ 0,25%,
4,5% ≤ Mn ≤ 5,5%,
1,4% ≤ Si ≤ 1,8%,
0,03 ≤ Al ≤ 2,5%,
CMnIndex = Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6.
3. Стальной лист по п. 2, характеризующийся тем, что предел текучести YS выше 1100 МПа, предел прочности TS выше 1350 МПа, однородное удлинение UE составляет более 10% и общее удлинение TE более 12%.
4. Стальной лист по п. 1, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,15% ≤ C ≤ 0,25%,
6,5% ≤ Mn ≤ 7,5%,
1,4% ≤ Si ≤ 1,8%,
0,03 ≤ Al ≤ 2,5%,
Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6,
при этом предел текучести YS выше 1000 МПа, а предел прочности TS выше 1100 МПа.
5. Стальной лист по п. 1, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,03% ≤ Al ≤ 0,5%.
6. Стальной лист по п. 5, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
Si + Al ≥ 1,4%.
7. Стальной лист по п. 1, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
1,4% ≤ Al ≤ 2,5%.
8. Стальной лист, имеющий предел прочности более 1100 МПа, предел текучести более 700 МПа, однородное удлинение UE по меньшей мере 8,0% и общее удлинение по меньшей мере 10,0%, характеризующийся тем, что стальной лист выполнен из стали, имеющей химический состав, включающий в массовых процентах:
0,15% ≤ C ≤ 0,25%,
4,5% ≤ Mn ≤ 5,5%,
1,4 ≤ Si ≤ 1,8%,
0,03 ≤ Al ≤ 2,5%,
остальное Fe и неизбежные примеси,
при этом химический состав таков, что
CMnIndex = Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6,
при этом стальной лист имеет структуру, включающую по меньшей мере 15% феррита, по меньшей мере 50% мартенсита и по меньшей мере 15% остаточного аустенита.
9. Стальной лист по п. 8, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,03% ≤ Al ≤ 0,5%.
10. Стальной лист по п. 9, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
Si + Al ≥ 1,4%.
11. Стальной лист по п. 8, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
1,4% ≤ Al ≤ 2,5%.
12. Стальной лист по п. 8, характеризующийся тем, что по меньшей мере одна из поверхностей стального листа включает металлическое покрытие.
13. Способ изготовления стального листа по п. 1, имеющего предел прочности более 1100 МПа, предел текучести более 700 МПа, однородное удлинение UE по меньшей мере 8,0% и общее удлинение ТЕ по меньшей мере 10,0%, при этом стальной лист изготовлен из стали, имеющей химический состав, содержащий в массовых процентах:
0,1% ≤ C ≤ 0,25%,
4,5% ≤ Mn ≤ 10%,
1% ≤ Si ≤ 3%,
0,03% ≤ Al ≤ 2,5%,
остальное Fe и неизбежные примеси,
причём химический состав таков, что
CMnlndex = Cx(1+Mn/3,5) ≤ 0,6,
при этом способ включает следующие стадии:
нагрев катаного листа, изготовленного из указанной стали, до температуры AТ более высокой, чем температура превращения стали Ac3, но меньше чем 1000°С, и выдержку катаного листа при температуре АТ в течение 60-200 с для получения нагретого листа,
охлаждение нагретого листа до температуры QT 190-80°С со скоростью охлаждения, достаточной для получения листа, имеющего структуру сразу после охлаждения, содержащую мартенсит и остаточный аустенит, при этом температура QT такова, что получаемый указанным способом стальной лист имеет конечную структуру, содержащую по меньшей мере 20% остаточного аустенита и по меньшей мере 65% мартенсита, а сумма содержания феррита и бейнита составляет менее 10%,
выдержку охлажденного листа при температуре перестаривания PT 350-500°С в течение времени перестаривания Pt 5-600 с и
охлаждение стального листа до температуры окружающей среды.
14. Способ по п. 13, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,15% ≤ C ≤ 0,25%,
4,5% ≤ Mn ≤ 5,5%,
1,4% ≤ Si ≤ 1,8%,
0,03 ≤ Al ≤ 2,5%,
Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6,
при этом температура АТ выше 760°С, температура QT составляет менее 170°С, а конечная структура стального листа содержит 20-30% остаточного аустенита.
15. Способ по п. 14, характеризующийся тем, что температура QT составляет менее 150°С.
16. Способ по п. 14 или 15, характеризующийся тем, что температура перестаривания РТ составляет 380-470°С, при этом время перестаривания Pt составляет 90-600 с.
17. Способ по п. 13, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,15% ≤ C ≤ 0,25%,
6,5% ≤ Mn ≤ 7,5%,
1,4% ≤ Si ≤ 1,8%,
0,03 ≤ Al ≤ 2,5%,
Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6,
при этом температура АТ выше 710°С, температура QT составляет 120-180°С, температура перестаривания РТ составляет 350-470°С.
18. Способ по п. 13, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,03% ≤ Al ≤ 0,5%.
19. Способ по п. 18, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
Si + Al ≥ 1,4%.
20. Способ по п. 13, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
1,4 ≤ Al ≤ 2,5%.
21. Способ по п. 13, характеризующийся тем, что температура перестаривания РТ составляет 440-470°С, а время перестаривания Pt составляет 5-60 с.
22. Способ по п. 21, характеризующийся тем, что по меньшей мере часть выдержки листа при температуре перестаривания РТ проводят пропусканием листа через ванну горячего покрытия.
23. Способ по п. 22, характеризующийся тем, что после прохождения ванны горячего покрытия и перед охлаждением до температуры окружающей среды стальной лист дополнительно выдерживают при температуре 480-570°С.
24. Способ изготовления стального листа по п. 8, имеющего предел прочности более 1100 МПа, предел текучести более 700 МПа, однородное удлинение UE по меньшей мере 8,0% и общее удлинение по меньшей мере 10,0%, изготовленного из стали, имеющей химический состав, содержащей в массовых процентах:
0,15% ≤ C ≤ 0,25%,
4,5% ≤ Mn ≤ 5,5%,
1,4% ≤ Si ≤ 1,8%,
0,03% ≤ Al ≤ 2,5%,
остальное Fe и неизбежные примеси,
причём химический состав таков, что
CMnIndex = Cx(1 + Mn/3,5) ≤ 0,6,
способ включает следующие стадии:
нагрев катаного листа, изготовленного из указанной стали, до температуры AТ более высокой, чем температура превращения стали Ac1, но менее 1000°С и менее, чем температура превращения стали Ас3 для получения нагретого листа,
охлаждение нагретого листа до температуры QT 110-170°С со скоростью охлаждения, достаточной для получения листа, имеющего структуру сразу после охлаждения, содержащую мартенсит и остаточный аустенит,
выдержку листа при температуре перестаривания PT 350-500°С в течение времени перестаривания Pt 5-600 с и
охлаждение стального листа до температуры окружающей среды,
при этом стальной лист имеет конечную структуру, содержащую по меньшей мере 15% феррита, по меньшей мере 50% мартенсита и по меньшей мере 15% остаточного аустенита.
25. Способ по п. 24, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
0,03% ≤ Al ≤ 0,5%.
26. Способ по п. 25, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
Si + Al ≥ 1,4%.
27. Способ по п. 24, характеризующийся тем, что химический состав стали таков, что
1,4% ≤ Al ≤ 2,5%.
28. Способ по п. 24, характеризующийся тем, что температура перестаривания РТ составляет 440-470°С, а время перестаривания Pt составляет 5-60 с.
29. Способ по п. 28, характеризующийся тем, что по меньшей мере часть выдерживания листа при температуре перестаривания РТ проводят пропусканием листа в ванну горячего покрытия.
30. Способ по п. 29, характеризующийся тем, что после пропускания в ванне горячего покрытия и перед охлаждением до температуры окружающей среды стальной лист дополнительно выдерживают при температуре 480-570°С.
31. Способ по п. 24, характеризующийся тем, что нагрев, охлаждение и перестаривание проводят на линии непрерывной термообработки, такой как линия непрерывного отжига, которая необязательно включает секцию горячего покрытия.
32. Способ по п. 24, характеризующийся тем, что катанный лист получают путем прокатки, при этом получение листа путем прокатки включает в себя горячую прокатку и холодную прокатку.
RU2016151791A 2014-07-03 2015-07-03 Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист RU2683785C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IBPCT/IB2014/002285 2014-07-03
PCT/IB2014/002285 WO2016001703A1 (en) 2014-07-03 2014-07-03 Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method
PCT/IB2015/055033 WO2016001889A2 (en) 2014-07-03 2015-07-03 Method for manufacturing a high-strength steel sheet and sheet obtained by the method

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2016151791A RU2016151791A (ru) 2018-06-27
RU2016151791A3 RU2016151791A3 (ru) 2018-12-10
RU2683785C2 true RU2683785C2 (ru) 2019-04-02

Family

ID=52000883

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016151791A RU2683785C2 (ru) 2014-07-03 2015-07-03 Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист

Country Status (15)

Country Link
US (2) US10844455B2 (ru)
EP (2) EP3656879B1 (ru)
JP (2) JP6636962B2 (ru)
KR (2) KR102432167B1 (ru)
CN (1) CN106661654B (ru)
BR (1) BR112017000027B1 (ru)
CA (1) CA2954135C (ru)
ES (1) ES2811838T3 (ru)
HU (1) HUE050194T2 (ru)
MA (2) MA49660A (ru)
MX (1) MX2017000189A (ru)
PL (1) PL3164513T3 (ru)
RU (1) RU2683785C2 (ru)
UA (1) UA118793C2 (ru)
WO (2) WO2016001703A1 (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2809296C1 (ru) * 2020-07-24 2023-12-11 Арселормиттал Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102016104800A1 (de) * 2016-03-15 2017-09-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines warmumgeformten Stahlbauteils und ein warmumgeformtes Stahlbauteil
KR101798771B1 (ko) * 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
KR101839235B1 (ko) * 2016-10-24 2018-03-16 주식회사 포스코 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
CN108929992B (zh) 2017-05-26 2020-08-25 宝山钢铁股份有限公司 一种热浸镀中锰钢及其制造方法
WO2019122964A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
EP3775311A1 (en) * 2018-03-30 2021-02-17 AK Steel Properties, Inc. Low alloy third generation advanced high strength steel and process for making
JP6690793B1 (ja) * 2018-06-29 2020-04-28 日本製鉄株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021123889A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022242859A1 (en) 2021-05-20 2022-11-24 Nlmk Clabecq Method for manufacturing a high strength steel plate and high strength steel plate
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
CN114178783A (zh) * 2021-11-11 2022-03-15 常熟晶晟汽车零部件有限公司 一种高压油泵的冷镦工艺方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2325346A1 (en) * 2008-09-10 2011-05-25 JFE Steel Corporation High-strength steel plate and manufacturing method thereof
KR20120070739A (ko) * 2010-12-22 2012-07-02 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
EP2546368A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength steel sheet
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
RU2518852C1 (ru) * 2012-07-20 2014-06-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления

Family Cites Families (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6217125A (ja) 1985-07-15 1987-01-26 Nippon Steel Corp 高強度高延性鋼材の製造方法
JP2588421B2 (ja) 1988-04-11 1997-03-05 日新製鋼株式会社 延性に優れた超高強度鋼材の製造方法
JPH06128631A (ja) 1992-10-20 1994-05-10 Nippon Steel Corp 低温靱性の優れた高マンガン超高張力鋼の製造方法
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
AU2003270334A1 (en) * 2002-09-04 2004-03-29 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
AR042494A1 (es) 2002-12-20 2005-06-22 Sumitomo Chemical Co Acero inoxidable martensitico de alta resistencia con excelentes propiedades de resistencia a la corrosion por dioxido de carbono y resistencia a la corrosion por fisuras por tensiones de sulfuro
CN101376945B (zh) 2007-08-28 2011-06-15 宝山钢铁股份有限公司 2000MPa级超高强度高韧性钢板及其制造方法
JP5365216B2 (ja) 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
EP2123787A1 (fr) 2008-05-06 2009-11-25 Industeel Creusot Acier à hautes caractéristiques pour pièces massives
KR101027250B1 (ko) 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
JP5365112B2 (ja) 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN101638749B (zh) 2009-08-12 2011-01-26 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5327106B2 (ja) 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
JP5287770B2 (ja) 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR20120071583A (ko) 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강
KR101253885B1 (ko) 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
JP5440672B2 (ja) 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN103890202B (zh) 2011-10-24 2015-09-30 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板的制造方法
RU2474623C1 (ru) 2011-10-31 2013-02-10 Валентин Николаевич Никитин Способ производства высокопрочной листовой стали мартенситного класса и деформационно-термический комплекс для его осуществления
KR101382981B1 (ko) 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
JP2013237923A (ja) * 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
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
JP5585623B2 (ja) 2012-07-23 2014-09-10 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
JP5857905B2 (ja) * 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
CN104508163B (zh) 2012-07-31 2016-11-16 杰富意钢铁株式会社 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2325346A1 (en) * 2008-09-10 2011-05-25 JFE Steel Corporation High-strength steel plate and manufacturing method thereof
EP2546368A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength steel sheet
KR20120070739A (ko) * 2010-12-22 2012-07-02 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
RU2518852C1 (ru) * 2012-07-20 2014-06-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Andrea Di Schino ET AL: "Effect of Q&P Process on 0.15C-MnSi Steels", Journal of Materials Science and Engineering A.6 (3-4), 2016, pp. 113-116, doi: 10.17265/2161-6213/2016.3-4.011. *
HUSEYN AYDIN ET AL: "Effect of Intercritical Heat Treatment on the Microstructure and Mechanical Properties of Medium Mn Steels", ISIJ INTERNATIONAL, vol.53, no.10, 01.01.2013., pp.1871-1880, doi: 10.2355/isijinternational.53.1871. *

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2809296C1 (ru) * 2020-07-24 2023-12-11 Арселормиттал Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2809295C1 (ru) * 2020-07-24 2023-12-11 Арселормиттал Холоднокатаный и подвергнутый двойному отжигу стальной лист

Also Published As

Publication number Publication date
JP2019214792A (ja) 2019-12-19
RU2016151791A (ru) 2018-06-27
EP3656879A3 (en) 2020-07-22
US10844455B2 (en) 2020-11-24
WO2016001703A1 (en) 2016-01-07
KR102464730B1 (ko) 2022-11-07
MA49660A (fr) 2020-05-27
RU2016151791A3 (ru) 2018-12-10
MA40191B1 (fr) 2020-08-31
CN106661654B (zh) 2018-12-25
MX2017000189A (es) 2017-05-01
HUE050194T2 (hu) 2020-11-30
US20200399733A1 (en) 2020-12-24
CA2954135C (en) 2023-09-12
CA2954135A1 (en) 2016-01-07
EP3656879A2 (en) 2020-05-27
EP3164513A2 (en) 2017-05-10
BR112017000027A2 (pt) 2017-10-31
US20170137909A1 (en) 2017-05-18
ES2811838T3 (es) 2021-03-15
JP6894476B2 (ja) 2021-06-30
KR102432167B1 (ko) 2022-08-11
EP3164513B1 (en) 2020-05-13
US11692235B2 (en) 2023-07-04
EP3656879B1 (en) 2024-09-18
JP6636962B2 (ja) 2020-01-29
PL3164513T3 (pl) 2020-11-02
WO2016001889A2 (en) 2016-01-07
BR112017000027B1 (pt) 2021-05-11
KR20220097546A (ko) 2022-07-07
UA118793C2 (uk) 2019-03-11
WO2016001889A3 (en) 2016-03-17
KR20170026440A (ko) 2017-03-08
JP2017524824A (ja) 2017-08-31
CN106661654A (zh) 2017-05-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2683785C2 (ru) Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист
JP6906081B2 (ja) 強度、延性および成形性が改善された高強度鋼板を製造する方法
RU2684912C2 (ru) Способ изготовления сверхпрочного стального листа с покрытием или без покрытия и полученный лист
KR101850122B1 (ko) 복합조직강, 복합조직강으로 제조된 냉연 평판 제품 및 제조 방법
RU2686729C2 (ru) Способ производства высокопрочного стального листа с покрытием, обладающего высокой прочностью, пластичностью и формуемостью
JP6846522B2 (ja) 降伏強度、延性、及び穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法
RU2687284C2 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа с покрытием, имеющего улучшенную прочность и пластичность, и полученный лист
JP2018536764A (ja) 成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
KR101848876B1 (ko) 복합조직강, 복합조직강으로 제조된 냉연 평판 제품 및 제조 방법
RU2680043C2 (ru) Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной формуемостью и пластичностью, и полученный лист
JP2017524821A (ja) 高強度鋼板を製造する方法および得られた鋼板
RU2677888C2 (ru) Способ изготовления высокопрочной листовой стали, имеющей улучшенную формуемость, и полученный лист
JP5365758B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP2005179732A (ja) 冷延鋼板の製造方法
JP7419401B2 (ja) 高強度および高成形性を有する鋼板およびその製造方法
KR20150112508A (ko) 고강도 냉연강판 제조 방법
KR101435251B1 (ko) 냉연강판 제조 방법