RU2706942C1 - Способ производства листовой аустенитной стали с пластичностью, наведенной двойникованием - Google Patents

Способ производства листовой аустенитной стали с пластичностью, наведенной двойникованием Download PDF

Info

Publication number
RU2706942C1
RU2706942C1 RU2018142953A RU2018142953A RU2706942C1 RU 2706942 C1 RU2706942 C1 RU 2706942C1 RU 2018142953 A RU2018142953 A RU 2018142953A RU 2018142953 A RU2018142953 A RU 2018142953A RU 2706942 C1 RU2706942 C1 RU 2706942C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
carried out
temperature
range
paragraphs
sheet steel
Prior art date
Application number
RU2018142953A
Other languages
English (en)
Inventor
Тьерри ИУН
Жерар ПЕТИГАН
Original Assignee
Арселормиттал
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Арселормиттал filed Critical Арселормиттал
Application granted granted Critical
Publication of RU2706942C1 publication Critical patent/RU2706942C1/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
    • 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
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C21D8/0284—Application of a separating or insulating coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0468—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment between cold rolling 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular surface treatment
    • C21D8/0484—Application of a separating or insulating coating
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/02—Superplasticity
    • 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
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Настоящее изобретение относится к способу производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), используемой при изготовлении автомобильных транспортных средств. Осуществляют повторный нагрев и горячую прокатку сляба следующего состава, мас.%: 0,1<C<1,2, 13,0≤Mn<25,0, S≤0,030, P≤0,080, N≤0,1, Si≤3,0, при необходимости один или несколько элементов из: Nb≤0,5, B≤0,005, Cr≤1,0, Mo≤0,40, Ni≤1,0, Cu≤5,0, Ti≤0,5%, V≤2,5, Al≤4,0 и 0,06≤Sn≤0,2, остальное - железо и неизбежные примеси. Проводят скатывание в рулон, первую холодную прокатку, рекристаллизационный отжиг, вторую холодную прокатку и термообработку для возврата, проводимую в результате нанесения покрытия при погружении в расплав. Обеспечивается получение листовой стали с высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением. 2 н. и 18 з.п. ф-лы, 1 табл., 1 пр.

Description

Настоящее изобретение относится к способу производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением. Изобретение является в особенности хорошо подходящим для использования при изготовлении автомобильных транспортных средств.
Как это известно, с учетом экономии массы транспортных средств для изготовления автомобильного транспортного средства используют высокопрочные стали. Например, для изготовления конструкционных деталей механические свойства таких сталей должны быть улучшены. Однако, даже в случае улучшения прочности стали относительное удлинение и поэтому деформируемость высокопрочных сталей ухудшались. В целях преодоления данных проблем появились стали, характеризующиеся пластичностью, наведенной двойникованием, (ТВИП-стали), демонстрирующие хорошую деформируемость. Даже в случае демонстрации данными продуктами очень хорошей деформируемости механические свойства, такие как предел прочности при растяжении (UTS) и напряжение при пределе текучести (YS), не могут быть достаточно высокими для удовлетворения потребностей в автомобильной области применения.
Как это известно, для улучшения прочности данных сталей при одновременном сохранении хорошей обрабатываемости индуцируют получение высокой плотности двойников в результате холодной прокатки со следующей далее обработкой для возврата, устраняющей дислокации, но сохраняющей двойники.
В патентной заявке KR20140013333 раскрывается способ изготовления листовой высокопрочной и высокомарганцовистой стали, характеризующейся превосходными изгибаемостью и относительным удлинением, при этом способ включает стадии:
- гомогенизирующей переработки в результате нагревания до 1050-1300°С стального слитка или непрерывнолитого сляба, содержащих в % (масс.) углерод (С): 0,4 ~ 0,7%, марганец (Mn): 12 ~ 24%, алюминий (Al): 1,1 ~ 3,0%, кремний (Si): 0,3% и менее, титан (Ti): 0,005 ~ 0,10%, бор (В): 0,0005 ~ 0,0050%, фосфор (Р): 0,03% и менее, серу (S): 0,03% и менее, азот (N): 0,04% и менее, и при этом остаток представляет собой железо и другие неизбежные примеси;
- горячей прокатки подвергнутых гомогенизирующей переработке стального слитка или непрерывнолитого сляба при температуре отделочной горячей прокатки в диапазоне 850-1000°С;
- скатывания в рулон горячекатаной листовой стали при 400-700°С;
- холодной прокатки смотанной листовой стали;
- непрерывного отжига холоднокатаной листовой стали при 400-900°С;
- необязательно стадию нанесения покрытия в результате гальванизации при погружении в расплав или электрогальванизации;
- повторной прокатки листовой стали, подвергнутой непрерывному отжигу, при степени обжатия в диапазоне 10 ~ 50% и
- переработки для повторного нагревания листовой стали, подвергнутой повторной прокатке, при 300-650°С на протяжении от 20 секунд до 2 часов.
Однако, вследствие осаждения покрытия до второй холодной прокатки имеет место огромный риск механического повреждения металлического покрытия. Помимо этого, вследствие осуществления стадии повторного нагревания после осаждения покрытия будет возникать взаимное диффундирование между сталью и покрытием, что в результате приведет к значительному модифицированию покрытия и поэтому желательных свойств покрытия, таких как коррозионная стойкость. В дополнение к этому, стадия повторного нагревания может быть проведена в широком диапазоне температуры и времени, и ни один из данных элементов не был в большей степени указан в описании изобретения, даже в примерах. В заключение, в результате осуществления данного способа имеет место риск уменьшения производительности и увеличения издержек вследствие проведения большого количества стадий для получения ТВИП-стали.
Таким образом, цель изобретения заключается в предложении улучшенного способа изготовления ТВИП-стали, характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением. Изобретение имеет намерение предоставить в распоряжение, в частности, легкий в осуществлении способ, имеющий своей целью получение ТВИП-стали с нанесенным покрытием, подвергающейся возврату, при этом такой способ характеризуется экономией издержек и увеличением производительности.
Достижения данной цели добиваются в результате предложения способа изготовления подвергнутой холодной прокатке и возврату листовой ТВИП-стали с нанесенным металлическим покрытием, соответствующего пункту 1 формулы изобретения. Способ также может включать характеристики из пунктов от 2 до 19 формулы изобретения.
Еще одна цель достигается в результате предложения подвергнутой холодной прокатке, возврату и нанесению покрытия листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 20 формулы изобретения.
Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.
Изобретение относится к способу производства листовой ТВИП-стали, включающему следующие далее стадии:
А. подача сляба, характеризующегося следующим далее составом:
0,1 < C < 1,2%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,1%,
Si ≤ 3,0%
и исключительно в необязательном порядке один или несколько элементов, таких как
Nb ≤ 0,5%,
B ≤ 0,005%,
Cr ≤ 1,0%,
Mo ≤ 0,40%,
Ni ≤ 1,0%,
Cu ≤ 5,0%,
Ti ≤ 0,5%,
V ≤ 2,5%,
Al ≤ 4,0%,
0,06 ≤ Sn ≤ 0,2%,
при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате разработки,
В. повторное нагревание такого сляба и его горячая прокатка,
С. стадия скатывания в рулон,
D. первая холодная прокатка,
Е. рекристаллизационный отжиг,
F. вторая холодная прокатка и
G. термообработка для возврата, проводимая в результате нанесения покрытия при погружении в расплав.
Что касается химического состава стали, то С играет важную роль при получении микроструктуры и механических свойств. Он увеличивает энергию дефекта упаковки и промотирует стабильность аустенитной фазы. При объединении с уровнем содержания Mn в диапазоне от 13,0 до 25,0 (масс.) данная стабильность достигается для уровня содержания углерода, составляющего 0,1% и более. Однако, для уровня содержания С, составляющего более, чем 1,2%, имеет место риск уменьшения пластичности. Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,20 до 1,2%, более предпочтительно от 0,5 до 1,0%, (масс.) в целях получения достаточной прочности.
Mn также представляет собой существенный элемент для увеличения прочности, для увеличения энергии дефекта упаковки и для стабилизации аустенитной фазы. В случае его уровня содержания, составляющего менее, чем 13,0%, будет иметь место риск образования мартенситных фаз, что очень ощутимо уменьшает способность деформироваться. Помимо этого, в случае уровня содержания марганца, составляющего более, чем 25,0%, будет подавляться образование двойников, и, в соответствии с этим, несмотря на увеличение прочности ухудшится пластичность при комнатной температуре. Предпочтительно уровень содержания марганца находится в диапазоне от 15,0 до 24,0% в целях оптимизирования энергии дефекта упаковки и предотвращения образования мартенсита под воздействием деформирования. Помимо этого, в случае уровня содержания Mn, составляющего более, чем 24,0%, режим деформирования в результате двойникования будет менее благоприятным в сопоставлении с режимом деформирования в результате скольжения совершенной дислокации.
Al представляет собой в особенности эффективный элемент для раскисления стали. Подобно С он увеличивает энергию дефекта упаковки, что уменьшает риск образования деформационного мартенсита, тем самым, улучшая пластичность и стойкость к замедленному разрушению. Предпочтительно уровень содержания Al является меньшим или равным 2%. В случае уровня содержания Al, составляющего более, чем 4,0%, будет иметь место риск подавления образования двойников, что уменьшает пластичность.
Кремний также представляет собой эффективный элемент для раскисления стали и для твердофазного упрочнения. Однако, выше уровня содержания 3,0% он уменьшает относительное удлинение и имеет тенденцию к образованию нежелательных оксидов во время определенных технологических процессов сборки, и поэтому он должен выдерживаться ниже данного предельного значения. Предпочтительно уровень содержания кремния является меньшим или равным 0,6%.
Сера и фосфор представляют собой примеси, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующие уровни содержания не должны превышать 0,030 и 0,080% в целях сохранения достаточной пластичности в горячем состоянии.
Может быть добавлено некоторое количество бора, доходящее вплоть до 0,005%, предпочтительно вплоть до 0,001%. Данный элемент подвергается ликвации на границах зерен и увеличивает их когезию, что предотвращает появление трещин вдоль границ зерен. Как это можно себе представить без намерения связывать себя теорией, это приводит к уменьшению остаточных напряжений после профилирования в результате прессования и к получению лучшей стойкости к коррозии под напряжением для тем самым профилированных деталей.
Никель может быть использован необязательно для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора. Однако, помимо всего прочего по причинам, связанным с издержками, желательным является ограничение уровня содержания никеля максимальным уровнем содержания, составляющим 1,0% и менее, а предпочтительно менее, чем 0,3%.
Подобным образом, необязательно добавление меди при уровне содержания, не превышающем 5%, представляет собой одно средство обеспечения твердения стали в результате образования выделений металлической меди и улучшенной стойкости к замедленному разрушению. Однако, выше данного уровня содержания медь несет ответственность за появление поверхностных дефектов на горячекатаном листе. Предпочтительно количестве меди составляет менее, чем 2,0%.
Титан, ванадий и ниобий также представляют собой элементы, которые необязательно могут быть использованы для достижения твердения и упрочнения в результате образования выделений. Однако, в случае уровня содержания Nb или Ti, составляющего более, чем 0,50%, будет иметь место риск возможного стимулирования избыточным образованием выделений уменьшения вязкости, чего необходимо избегать. Предпочтительно количество Ti находится в диапазоне от 0,040 до 0,50% (масс.) или от 0,030% до 0,130% (масс.). Предпочтительно уровень содержания титана находится в диапазоне от 0,060% до 0,40% и, например, от 0,060% до 0,110%, (масс.). Предпочтительно количество Nb находится в диапазоне от 0,070% до 0,50% (масс.) или от 0,040% до 0,220%. Предпочтительно уровень содержания ниобия находится в диапазоне от 0,090% до 0,40%, а в выгодном случае от 0,090% до 0,200%, (масс.). Предпочтительно уровень содержания ванадия находится в диапазоне от 0,1% до 2,5%, а более предпочтительно от 0,1 до 1,0%.
В качестве необязательного элемента для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора могут быть использованы хром и молибден. Однако, вследствие уменьшения хромом энергии дефекта упаковки его уровень содержания не должен превышать 1,0%, а предпочтительно должен находиться в диапазоне от 0,070% до 0,6%. Предпочтительно уровень содержания хрома находится в диапазоне от 0,20 до 0,5%. Молибден может быть добавлен в количестве, составляющем 0,40% и менее, предпочтительно в количестве в диапазоне от 0,14 до 0,40%.
Необязательно добавляют олово (Sn) в количестве в диапазоне от 0,06 до 0,2% (масс.). Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, потому, что олово представляет собой благородный элемент и само по себе не образует тонкую оксидную пленку при высоких температурах, Sn образует выделения на поверхности матрицы при отжиге до гальванизации при погружении в расплав, что подавляет диффундирование вглубь поверхности прооксидантного элемента, такого как Al, Si, Mn и тому подобное, и образование им оксида, тем самым, улучшая гальванизируемость. Однако, в случае добавляемого количества Sn, составляющего менее, чем 0,06%, эффект будет неотчетливым, и увеличение добавляемого количества Sn будет подавлять образование избранного оксида, в то время как в случае превышения добавляемым количеством Sn 0,2% добавляемый элемент Sn будет вызывать горячеломкость, что ухудшает обрабатываемость в горячем состоянии. Поэтому верхнее предельное значение для Sn ограничивают значением, составляющим 0,2% и менее.
Сталь также может содержать неизбежные примеси, представляющие собой результат разработки. Например, неизбежные примеси могут включать без какого-либо ограничения: O, H, Pb, Co, As, Ge, Ga, Zn и W. Например, массовый уровень содержания каждой примеси уступает 0,1% (масс.).
В соответствии с настоящим изобретением способ включает стадию подачи А) полуфабриката, такого как слябы, тонкие слябы или полоса, изготовленного из стали, характеризующейся описанным выше составом, такой сляб является отлитым. Предпочтительно отлитый подаваемый исходный материал нагревают до температуры, составляющей более, чем 1000°С, более предпочтительно более, чем 1050°С, а в выгодном случае находящейся в диапазоне от 1100 до 1300°С, или используют непосредственно при такой температуре после разливки без промежуточного охлаждения.
После этого проводят горячую прокатку при температуре, предпочтительно составляющей более, чем 890°С или более предпочтительно более, чем 1000°С, для получения, например, горячекатаной полосы, обычно имеющей толщину в диапазоне от 2 до 5 мм или даже 1-5 мм. Во избежание появления какой-либо проблемы, связанной с растрескиванием, вследствие недостатка пластичности температура окончания прокатки предпочтительно является большей или равной 850°С.
После горячей прокатки полоса должна быть скатана в рулон при температуре, такой, чтобы не образовывалось бы каких-либо значительных выделений карбидов (по существу цементита (Fe,Mn)3C)), того, что в результате приводило бы к ухудшению определенных механических свойств. Стадию скатывания в рулон С) проводят при температуре, меньшей или равной 580°С, предпочтительно меньшей или равной 400°С.
Проводят последующую операцию холодной прокатки со следующим далее рекристаллизационным отжигом. Данные дополнительные стадии в результате приводят к получению размера зерна, меньшего, чем соответствующий размер, полученный в отношении горячекатаной полосы, и поэтому в результате приводят к получению повышенных прочностных характеристик. Само собой разумеется то, что она должна быть проведена в случае желательности получения продуктов, имеющих уменьшенную толщину в диапазоне, например, от 0,2 мм до нескольких мм толщины, а предпочтительно от 0,4 до 4 мм.
Горячекатаный продукт, полученный при использовании описанного выше технологического процесса, подвергают холодной прокатке после проведения возможной предшествующей операции травления обычным образом.
Стадию первой холодной прокатки D) проводят при степени обжатия в диапазоне от 30 до 70%, предпочтительно от 40 до 60%.
После данной стадии прокатки зерна в высокой степени подвергают механическому упрочнению, и необходимо провести операцию рекристаллизационного отжига. Данная обработка имеет эффект восстановления пластичности и одновременного уменьшения прочности. Предпочтительно данный отжиг проводят непрерывно. В выгодном случае рекристаллизационный отжиг Е) проводят при температуре в диапазоне от 700 до 900°С, предпочтительно от 750 до 850°С, например, на протяжении периода времени в диапазоне от 10 до 500 секунд, предпочтительно от 60 до 180 секунд.
После этого проводят стадию второй холодной прокатки F) при степени обжатия в диапазоне 1-50%, предпочтительно от 10 до 40%, а более предпочтительно от 20% до 40%. Это делает возможным уменьшение толщины стали. Помимо этого, листовая сталь, изготовленная в соответствии с вышеупомянутым способом, может характеризоваться увеличенной прочностью в результате деформационного упрочнения вследствие проведения стадии повторной прокатки. В дополнение к этому, данная стадия индуцирует получение высокой плотности двойников, улучшающей, таким образом, механические свойства листовой стали.
После второй холодной прокатки проводят стадию возврата G) в целях дополнительного обеспечения получения высоких относительного удлинения и изгибаемости листовой стали, подвергнутой повторной прокатке. Возврат характеризуется устранением или перегруппировкой дислокаций при одновременном сохранении деформационных двойников в микроструктуре стали, при этом дислокации и дефекты вводятся в результате пластического деформирования материала.
В соответствии с настоящим изобретением термообработку для возврата проводят в результате нанесения покрытия при погружении в расплав, то есть, при подготовке поверхности листовой стали для осаждения покрытия при непрерывном отжиге со следующим далее погружением листовой стали в расплавленную металлическую ванну. Таким образом, стадию возврата и нанесение покрытия при погружении в расплав осуществляют в одно и то же время, что делает возможными экономию издержек и увеличение производительности в противоположность патентной заявке KR201413333, где проводят металлизацию при погружении в расплав после рекристаллизационного отжига.
Как это представляется без желания связывать себя какой-либо теорией, технологический процесс возврата в микроструктуре стали начинается во время подготовки поверхности стали при непрерывном отжиге и достигается во время погружения в расплавленную ванну.
Подготовку поверхности стали предпочтительно проводят в результате нагревания листовой стали от температуры окружающей среды до температуры расплавленной ванны, то есть, от 410 до 700°С. В предпочтительных вариантах осуществления термический цикл может включать, по меньшей мере, одну стадию нагревания, где сталь нагревают при температуре, большей, чем температура расплавленной ванны. Например, подготовка поверхности листовой стали может быть проведена при 650°С на протяжении нескольких секунд со следующим далее погружением в цинковую ванну на протяжении 5 секунд, при этом температура ванны является температурой, составляющей 450°С.
Предпочтительно температура расплавленной ванны находится в диапазоне от 410 до 700°С в зависимости от природы расплавленной ванны.
В выгодном случае листовую сталь погружают в ванну на алюминиевой основе или ванну на цинковой основе.
В одном предпочтительном варианте осуществления ванна на алюминиевой основе содержит менее, чем 15% Si, менее, чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1 до 8,0% Mg и необязательно от 0,1 до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al. Предпочтительно температура данной ванны находится в диапазоне от 550 до 700°С, предпочтительно от 600 до 680°С.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления ванна на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn. Предпочтительно температура данной ванны находится в диапазоне от 410 до 550°С, предпочтительно от 410 до 460°С.
Расплавленная ванна также может содержать неизбежные примеси и остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне. Например, необязательно примеси выбирают из Sr, Sb, Pb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Zr или Bi, при этом массовый уровень содержания каждого дополнительного элемента уступает 0,3% (масс.). Остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне могут представлять собой железо при уровне содержания, доходящем вплоть до 5,0%, предпочтительно 3,0%, (масс.).
В выгодном случае стадию возврата G) проводят на протяжении от 1 секунды до 30 минут, предпочтительно от 30 секунд до 10 минут. Предпочтительно погружение в расплавленную ванну проводят на протяжении 1-60 секунд, более предпочтительно 1-20 секунд, а в выгодном случае 1-10 секунд.
Например, стадия отжига может быть проведена после осаждения покрытия в целях получения отожженной и гальванизированной листовой стали.
Таким образом, при использовании способа, соответствующего изобретению, может быть получена листовая ТВИП-сталь, включающая аустенитную матрицу.
При использовании способа, соответствующего настоящему изобретению, получения листовой ТВИП-стали, характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением, добиваются в результате индуцирования получения большого количества двойников благодаря двум стадиям холодной прокатки со следующей далее стадией возврата, во время которой дислокации устраняются, а двойники сохраняются.
Пример
В данном примере использовали листовые ТВИП-стали, характеризующиеся следующим далее массовым составом:
Марка C% Si% Mn% P% Cr% Al% Cu% V% N% S%
A 0,595 0,2 18,3 0,034 - 0,785 1,68 0,18 0,01 ≤ 0,030
B 0,894 0,513 18,64 0,02 0,109 0,003 0,156 0,002 0,0032 -
C 0,88 0,508 17,96 0,03 0,109 2,11 0,15 0,093 0,0043 -
Прежде всего, образцы подвергали нагреванию и горячей прокатке при температуре 1200°С. Температуру окончания горячей прокатки устанавливали равной 890°С и после горячей прокатки проводили скатывание в рулон при 400°С. После этого осуществляли 1-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 50%. Вслед за этим при 750°С на протяжении 180 секунд проводили рекристаллизационный отжиг. После этого осуществляли 2-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 30%. В заключение, для образца 1 проводили стадию нагревания для возврата на протяжении 40 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 675°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 410 до 675°С, составляло 37 секунд, а после этого погружали в расплавленную ванну, содержащую 9% (масс.) кремния, вплоть до 3% железа, при этом остальное представляло собой алюминий, на протяжении 3 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 675°С.
Для образца 2 термообработку для возврата проводили на протяжении 65 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 650°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 410 до 650°С, составляло 59 секунд, а после этого погружали в расплавленную ванну, содержащую 9% (масс.) кремния, вплоть до 3% железа, при этом остальное представляло собой алюминий, на протяжении 6 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 650°С.
Для образца 3 термообработку для возврата проводили в печи на протяжении 60 минут при температуре 450°С. После этого на листовую сталь в результате гальванизации при погружении в расплав наносили цинковое покрытие, при этом данная стадия включает стадию подготовки поверхности со следующим далее погружением в цинковую ванну на протяжении 5 секунд.
Для образцов 4 и 5 термообработку для возврата проводили на протяжении 65 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 625°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 410 до 650°С, составляло 15 секунд, а после этого погружали в цинковую ванну на протяжении 30 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 460°С. После этого микроструктуры всех из них анализировали при использовании метода СЭМ или сканирующей электронной микроскопии для подтверждения непрохождения рекристаллизации во время стадии возврата. Вслед за этим определяли механические свойства образцов. Результаты представлены в следующей далее таблице:
Образцы Марка Стадия возврата, проводимая в результате нанесения покрытия при погружении в расплав Время возврата Образцы, подвергшиеся возврату UTS (МПa) Твердость (HV) TE (%)
1 * A Да 40 сек Да 1181 378 -
2 * A Да 65 сек Да 1142 365 -
3 A Нет 60 мин Да 1128 361 -
4 * B Да 45 сек Да 1463 468 29
5 * C Да 45 сек Да 1415 453 23
* в соответствии с настоящим изобретением.
Как это демонстрируют результаты, образцы 1, 2, 4 и 5 подвергали возврату в результате использования способа, соответствующего настоящему изобретению. Пробу 3 также подвергали возврату в результате использования способа, включающего стадию возврата и стадию осаждения покрытия, при этом обе стадии проводят независимо.
Механические свойства всех образцов являются высокими, в частности, для проб 4 и 5.
Способ, осуществляемый при обращении с образцом 4, занимал намного больше времени в сопоставлении со способом, соответствующим изобретению. Действительно, в промышленном масштабе в целях осуществления способа для образца 3 скорость технологической линии должна быть значительно уменьшена, что в результате приводит к значительной потере производительности и увеличению важных издержек.

Claims (45)

1. Способ производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием, подвергнутой холодной прокатке, возврату и нанесению покрытия, включающий следующие далее последовательные стадии:
А. подача сляба, характеризующегося следующим далее составом:
0,1 < C < 1,2%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,1%,
Si ≤ 3,0%
и необязательно один или несколько элементов, таких как
Nb ≤ 0,5%,
B ≤ 0,005%,
Cr ≤ 1,0%,
Mo ≤ 0,40%,
Ni ≤ 1,0%,
Cu ≤ 5,0%,
Ti ≤ 0,5%,
V ≤ 2,5%,
Al ≤ 4,0%,
0,06 ≤ Sn ≤ 0,2%,
при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси,
В. повторный нагрев сляба и его горячая прокатка,
С. стадия скатывания в рулон,
D. первая холодная прокатка,
Е. рекристаллизационный отжиг,
F. вторая холодная прокатка и
G. термообработка для возврата, проводимая в результате нанесения покрытия при погружении в расплав.
2. Способ по п. 1, в котором повторный нагрев проводят при температуре, составляющей более чем 1000°С, а температура отделочной прокатки составляет по меньшей мере 850°С.
3. Способ по п. 1 или 2, в котором температура скатывания в рулон составляет 580°С или менее.
4. Способ по любому из пп. 1-3, в котором стадию первой холодной прокатки D) проводят при степени обжатия в диапазоне от 30 до 70%.
5. Способ по любому из пп. 1-4, в котором рекристаллизационный отжиг E) проводят при температуре в диапазоне от 700 до 900°С.
6. Способ по любому из пп. 1-5, в котором стадию второй холодной прокатки F) проводят при степени обжатия в диапазоне 1-50%.
7. Способ по любому из пп. 1-6, в котором стадия нанесения покрытия при погружении в расплав включает подготовку поверхности стали для осаждения покрытия при непрерывном отжиге со следующим далее погружением в расплавленную металлическую ванну.
8. Способ по п. 7, в котором во время подготовки поверхности листовой стали ее нагревают от температуры окружающей среды до температуры расплавленной ванны.
9. Способ по любому из пп. 1-8, в котором температура расплавленной ванны находится в диапазоне от 410 до 700°С.
10. Способ по п. 7 или 8, в котором возврат проводят в результате погружения листовой стали в ванну на алюминиевой основе или ванну на цинковой основе.
11. Способ по п. 10, в котором ванна на алюминиевой основе содержит менее чем 15% Si, менее чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1 до 8,0% Mg и необязательно от 0,1 до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al.
12. Способ по п. 11, в котором температура расплавленной ванны находится в диапазоне от 550 до 700°С.
13. Способ по п. 10, в котором ванна на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
14. Способ по п. 13, в котором температура расплавленной ванны находится в диапазоне от 410 до 550°С.
15. Способ по любому из пп. 1-14, в котором стадию возврата G) проводят на протяжении от 1 секунды до 30 минут.
16. Способ по п. 15, в котором стадию возврата проводят на протяжении от 30 секунд до 10 минут.
17. Способ по любому из пп. 1-15, в котором погружение в расплавленную ванну проводят на протяжении 1-60 секунд.
18. Способ по п. 17, в котором погружение в расплавленную ванну проводят на протяжении 1-20 секунд.
19. Способ по п. 18, в котором погружение в расплавленную ванну проводят на протяжении 1-10 секунд.
20. Подвергнутая холодной прокатке, возврату и нанесению покрытия листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу и полученная способом по любому из пп. 1-19.
RU2018142953A 2016-05-24 2017-05-22 Способ производства листовой аустенитной стали с пластичностью, наведенной двойникованием RU2706942C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/000695 WO2017203310A1 (en) 2016-05-24 2016-05-24 Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure
IBPCT/IB2016/000695 2016-05-24
PCT/IB2017/000606 WO2017203343A1 (en) 2016-05-24 2017-05-22 Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2706942C1 true RU2706942C1 (ru) 2019-11-21

Family

ID=56137458

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2018142953A RU2706942C1 (ru) 2016-05-24 2017-05-22 Способ производства листовой аустенитной стали с пластичностью, наведенной двойникованием

Country Status (15)

Country Link
US (1) US10995381B2 (ru)
EP (1) EP3464662B1 (ru)
JP (2) JP2019519679A (ru)
KR (2) KR20180136541A (ru)
CN (1) CN109154048B (ru)
CA (1) CA3025617C (ru)
ES (1) ES2799049T3 (ru)
HU (1) HUE051495T2 (ru)
MA (1) MA45115B1 (ru)
MX (1) MX2018014325A (ru)
PL (1) PL3464662T3 (ru)
RU (1) RU2706942C1 (ru)
UA (1) UA120485C2 (ru)
WO (2) WO2017203310A1 (ru)
ZA (1) ZA201806707B (ru)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017203341A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for the manufacture of twip steel sheet having an austenitic matrix
EP3561140A4 (en) * 2016-12-21 2019-12-25 Posco ALUMINUM PLATED STEEL SHEET WITH HIGH MANGANESE HOT DIP PROVIDED WITH EXCELLENT SACRIFICIAL ELECTRODE PROTECTION AND EXCELLENT FOLDING ABILITY AND MANUFACTURING METHOD THEREOF
KR102276742B1 (ko) 2018-11-28 2021-07-13 주식회사 포스코 도금 밀착성 및 내부식성이 우수한 아연도금강판 및 이의 제조방법
WO2020111775A1 (ko) * 2018-11-28 2020-06-04 주식회사 포스코 도금 밀착성 및 내부식성이 우수한 아연도금강판 및 이의 제조방법
CN110791706A (zh) * 2019-10-31 2020-02-14 宝钢特钢长材有限公司 一种冷锻用奥氏体粗晶粒结构钢及其盘条的制备方法
CN112281057A (zh) * 2020-10-14 2021-01-29 东北大学 一种具有不同晶粒尺寸和孪晶含量的twip钢板及其制备方法
DE102021107873A1 (de) 2021-03-29 2022-09-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Schmelztauchbeschichtetes Stahlblech
CN113278908B (zh) * 2021-04-23 2023-03-31 中国科学院合肥物质科学研究院 一种高强韧、耐蚀twip钢及其制备方法
CN113388787B (zh) * 2021-06-27 2023-03-31 上交(徐州)新材料研究院有限公司 一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法
CN116043126B (zh) * 2023-01-09 2024-06-18 鞍钢股份有限公司 一种高强高韧高熵钢及制造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2417265C2 (ru) * 2006-07-11 2011-04-27 Арселормитталь Франс Способ производства листа железо-углеродно-марганцевой аустенитной стали с превосходной стойкостью к замедленному трещинообразованию и изготовленный таким способом лист
KR20140013333A (ko) * 2012-07-23 2014-02-05 주식회사 포스코 굽힘 가공성과 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
RU2524027C1 (ru) * 2010-07-02 2014-07-27 Тиссенкрупп Стил Юроп Аг Холоднодеформируемая сталь повышенной прочности и состоящее из нее плоское изделие
RU2554264C2 (ru) * 2010-10-21 2015-06-27 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло, С.Л. Горяче-или холоднокатаный стальной лист, способ его изготовления и его применение в автомобильной промышленности

Family Cites Families (32)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3963531A (en) * 1975-02-28 1976-06-15 Armco Steel Corporation Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor
DE10128544C2 (de) 2001-06-13 2003-06-05 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs
DE10259230B4 (de) 2002-12-17 2005-04-14 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlprodukts
FR2857980B1 (fr) 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
JP4084733B2 (ja) 2003-10-14 2008-04-30 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
FR2876711B1 (fr) 2004-10-20 2006-12-08 Usinor Sa Procede de revetement au trempe a chaud dans un bain de zinc des bandes en acier fer-carbone-manganese
JP4324072B2 (ja) 2004-10-21 2009-09-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
WO2006048034A1 (de) 2004-11-03 2006-05-11 Thyssenkrupp Steel Ag Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels “direct strip casting '
JP4464811B2 (ja) 2004-12-22 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
KR100742833B1 (ko) 2005-12-24 2007-07-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
KR100851158B1 (ko) 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법
KR100928795B1 (ko) 2007-08-23 2009-11-25 주식회사 포스코 가공성 및 강도가 우수한 고망간 용융아연도금 강판 및 그제조 방법
KR20090070502A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 고망간강 및 고망간 도금강판의제조방법
KR20090070509A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 고연성 및 고강도를 가지는 고망간 도금강판 및 그제조방법
KR100985286B1 (ko) 2007-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 고망간강 및 제조방법
DE102008005605A1 (de) 2008-01-22 2009-07-23 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Beschichten eines 6 - 30 Gew. % Mn enthaltenden warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer metallischen Schutzschicht
KR101113666B1 (ko) * 2008-08-13 2012-02-14 기아자동차주식회사 초고강도 트윕 강판 및 그 제조방법
EP2208803A1 (de) 2009-01-06 2010-07-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Höherfester, kaltumformbarer Stahl, Stahlflachprodukt, Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts sowie Verwendung eines Stahlflachproduktes
EP2580359B1 (en) * 2010-06-10 2017-08-09 Tata Steel IJmuiden BV Method of producing an austenitic steel
KR20120065464A (ko) 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
KR20120075260A (ko) 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 도금밀착성이 우수한 용융도금강판 및 그 제조방법
DE102011051731B4 (de) 2011-07-11 2013-01-24 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines durch Schmelztauchbeschichten mit einer metallischen Schutzschicht versehenen Stahlflachprodukts
KR101329925B1 (ko) 2011-08-26 2013-11-14 주식회사 포스코 도금밀착성이 우수한 고망간강 및 이로부터 용융아연도금강판을 제조하는 방법
TWI445832B (en) 2011-09-29 2014-07-21 The composition design and processing methods of high strength, high ductility, and high corrosion resistance alloys
US20150211088A1 (en) 2011-12-23 2015-07-30 Posco Non-magnetic high manganese steel sheet with high strength and manufacturing method thereof
US9797058B2 (en) 2012-03-30 2017-10-24 Tata Steel Ijmuiden Bv Process for manufacturing a recovery annealed coated steel substrate for packaging applications and a packaging steel product produced thereby
CN104520448B (zh) * 2012-06-05 2017-08-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 钢材，扁钢产品及该扁钢产品的制造方法
KR101510505B1 (ko) 2012-12-21 2015-04-08 주식회사 포스코 우수한 도금성과 초고강도를 갖는 고망간 용융아연도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 용융아연도금강판
JP6055343B2 (ja) 2013-03-13 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法
CN105473748A (zh) * 2013-08-14 2016-04-06 Posco公司 超高强度钢板及其制造方法
WO2015099221A1 (ko) 2013-12-26 2015-07-02 주식회사 포스코 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법
CN103820735B (zh) 2014-02-27 2016-08-24 北京交通大学 一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2417265C2 (ru) * 2006-07-11 2011-04-27 Арселормитталь Франс Способ производства листа железо-углеродно-марганцевой аустенитной стали с превосходной стойкостью к замедленному трещинообразованию и изготовленный таким способом лист
RU2524027C1 (ru) * 2010-07-02 2014-07-27 Тиссенкрупп Стил Юроп Аг Холоднодеформируемая сталь повышенной прочности и состоящее из нее плоское изделие
RU2554264C2 (ru) * 2010-10-21 2015-06-27 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло, С.Л. Горяче-или холоднокатаный стальной лист, способ его изготовления и его применение в автомобильной промышленности
KR20140013333A (ko) * 2012-07-23 2014-02-05 주식회사 포스코 굽힘 가공성과 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
CA3025617A1 (en) 2017-11-30
ES2799049T3 (es) 2020-12-14
US20190292617A1 (en) 2019-09-26
US10995381B2 (en) 2021-05-04
ZA201806707B (en) 2019-07-31
EP3464662A1 (en) 2019-04-10
KR20210034099A (ko) 2021-03-29
KR20180136541A (ko) 2018-12-24
JP7051974B2 (ja) 2022-04-11
MA45115B1 (fr) 2020-08-31
JP2019519679A (ja) 2019-07-11
BR112018071475A2 (pt) 2019-02-19
CN109154048A (zh) 2019-01-04
JP2021021145A (ja) 2021-02-18
EP3464662B1 (en) 2020-05-13
MX2018014325A (es) 2019-02-25
CA3025617C (en) 2022-01-04
WO2017203310A1 (en) 2017-11-30
HUE051495T2 (hu) 2021-03-01
WO2017203343A1 (en) 2017-11-30
CN109154048B (zh) 2021-12-31
PL3464662T3 (pl) 2020-11-16
UA120485C2 (uk) 2019-12-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2706942C1 (ru) Способ производства листовой аустенитной стали с пластичностью, наведенной двойникованием
RU2706252C1 (ru) Листовая твип-сталь, включающая аустенитную матрицу
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
RU2707002C1 (ru) Листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу
RU2705826C1 (ru) Способ изготовления листовой твип-стали, включающей аустенитную матрицу