RU2707002C1 - Листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу - Google Patents
Листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу Download PDFInfo
- Publication number
- RU2707002C1 RU2707002C1 RU2018145575A RU2018145575A RU2707002C1 RU 2707002 C1 RU2707002 C1 RU 2707002C1 RU 2018145575 A RU2018145575 A RU 2018145575A RU 2018145575 A RU2018145575 A RU 2018145575A RU 2707002 C1 RU2707002 C1 RU 2707002C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- sheet steel
- steel
- range
- paragraphs
- temperature
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 82
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 82
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 title claims abstract description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 21
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 19
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims abstract description 14
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 10
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 31
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 26
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 26
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 21
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 19
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 19
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 18
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 14
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 13
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 12
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 11
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims description 10
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 9
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000000155 melt Substances 0.000 claims description 7
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 7
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 7
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000000151 deposition Methods 0.000 claims description 5
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 5
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 claims description 5
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 claims description 4
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 4
- 230000006835 compression Effects 0.000 claims 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 claims 1
- 229910000937 TWIP steel Inorganic materials 0.000 abstract description 16
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 17
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 14
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 12
- 239000011135 tin Substances 0.000 description 11
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 10
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 9
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 9
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 9
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 230000008569 process Effects 0.000 description 8
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 8
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 7
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 6
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 5
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 238000011084 recovery Methods 0.000 description 5
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 5
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 4
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 4
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 3
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 3
- INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 1-(chloromethyl)-4-[4-(chloromethyl)phenyl]benzene Chemical compound C1=CC(CCl)=CC=C1C1=CC=C(CCl)C=C1 INZDTEICWPZYJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011133 lead Substances 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000004806 packaging method and process Methods 0.000 description 2
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 2
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000617 Mangalloy Inorganic materials 0.000 description 1
- -1 aluminum nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 1
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000008030 elimination Effects 0.000 description 1
- 238000003379 elimination reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 230000029142 excretion Effects 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 229910052733 gallium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052732 germanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 230000001939 inductive effect Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 238000001465 metallisation Methods 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 230000003244 pro-oxidative effect Effects 0.000 description 1
- 230000008707 rearrangement Effects 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 230000000638 stimulation Effects 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 229910052712 strontium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0278—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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/16—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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/18—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
- 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—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
- 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
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Moulds For Moulding Plastics Or The Like (AREA)
Abstract
Изобретение относится к листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), включающей аустенитную матрицу и подвергнутой холодной прокатке и возврату, используемой при изготовлении автомобильных транспортных средств. Сталь содержит, в мас.%: 0,1≤С≤1,2, 13,0≤Mn<25,0, 0,1≤Si≤3,0, 0,1≤Cu≤5,0, S≤0,030, P≤0,080, N≤0,1, 0,1≤Al≤4,0 и 0,1≤V≤2,50, при этом при содержании Al<2,0 массовое соотношение Al/V составляет в диапазоне от 0,2 до 8, а при содержании Al≥2,0, содержание V>0,25, при необходимости один или несколько элементов из: Nb≤0,5, B≤0,005, Cr≤1,0, Mo≤0,40, Ni≤1,0, Ti≤0,5, 0,06≤Sn≤0,2, остальное - железо и неизбежные примеси. Обеспечивается получение стали, обладающей высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением. 2 н. и 18 з.п. ф-лы, 1 табл., 1 ил., 1 пр.
Description
Настоящее изобретение относится к листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), включающей аустенитную матрицу, и способу изготовления данной ТВИП-стали. 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. Однако, между собой конкурируют два технологических процесса – технологический процесс возврата и технологический процесс рекристаллизации. Действительно, контролируемое выдерживание технологического процесса возврата является затруднительным вследствие достаточной близости кинетики обоих технологических процессов. Следовательно, существует потребность в предложении способа контролируемого выдерживания технологического процесса возврата в целях избегания рекристаллизации.
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 в течение 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. 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. После этого в результате осуществления данного способа имеет место риск уменьшения производительности и увеличения издержек вследствие проведения большого количества стадий для получения ТВИП-стали. В заключение, патентная заявка KR20140013333 совершенно умалчивает относительно конкуренции между рекристаллизацией и возвратом и поэтому не раскрывает какой-либо способ контролируемого выдерживания стадии возврата в целях избегания рекристаллизации.
Таким образом, задача изобретения заключается в устранении вышеупомянутых недостатков в результате предложения ТВИП-стали, характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением, при этом такая ТВИП-сталь является подвергнутой возврату. Изобретение имеет намерение предоставить в распоряжение, в частности, легкий в осуществлении способ, имеющий своей целью получение данной ТВИП-стали.
Достижения данной цели добиваются в результате предложения листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 1 формулы изобретения. Листовая сталь также может включать характеристики из пунктов от 2 до 12 формулы изобретения.
Еще одна цель настоящего изобретения заключается в способе получения листовой ТВИП-стали, соответствующем пункту 13 формулы изобретения. Способ также может включать характеристики из пунктов от 14 до 20 формулы изобретения.
Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.
В целях иллюстрирования изобретения будут описываться различные варианты осуществления и пробы для неограничивающих примеров, в частности, при обращении к следующей далее фигуре:
фигура 1 иллюстрирует один вариант осуществления, соответствующий настоящему изобретению.
Должны быть определены следующие далее термины:
- UTS: предел прочности при растяжении (МПа),
- YS: предел текучести (МПа),
- UE: равномерное относительное удлинение и
- ТЕ: совокупное относительное удлинение (%).
Изобретение относится к подвергнутой холодной прокатке и возврату листовой ТВИП-стали, включающей аустенитную матрицу и содержащей при расчете на массу:
0,1 < C < 1,2%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
0,1 ≤ Si ≤ 3,0%,
0,1 ≤ Cu ≤ 5,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,1%,
0,1 ≤ Al ≤ 4,0% и
0,1 ≤ V ≤ 2,50%, таким образом, что:
- в случае количества Al < 2,0% массовое соотношение Al/V будет находиться в диапазоне от 0,2 до 8, или
- в случае количества Al ≥ 2%, количество V > 0,25%,
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%,
Ti ≤ 0,5%,
0,06 ≤ Sn ≤ 0,2%,
при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате разработки.
Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, листовая ТВИП-сталь, соответствующая изобретению, делает возможным улучшение механических свойств, таких как совокупное относительное удлинение, благодаря данной конкретной микроструктуре, в частности, при использовании комбинации из количества Al по отношению к V в соответствии с представленным выше описанием изобретения. Действительно, за пределами конкретного количества Al по отношению к V имеет место риск недостаточного упрочнения стали.
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. В случае присутствия карбидов ванадия высокий уровень содержания Mn может увеличить растворимость карбида ванадия (VC) в аустените. Однако, для уровня содержания С, составляющего более, чем 1,2%, имеет место риск уменьшения пластичности вследствие, например, наличия избыточных выделений карбидов или карбонитридов ванадия. Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,20 до 1,2%, более предпочтительно от 0,5 до 1,0%, а в выгодном случае от 0,71 до 1,0%, (масс.), в целях получения достаточной прочности необязательно в комбинации с оптимальными выделениями карбида или карбонитрида.
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, а более предпочтительно от 17,0 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. Однако, Al будет представлять собой недостаток в случае его присутствия в избытке в сталях, характеризующихся высоким уровнем содержания Mn, поскольку Mn увеличивает растворимость азота в жидком железе. В случае присутствия в стали избыточно большого количества Al элемент N, который объединяется с Al, образует выделения в форме нитридов алюминия (AlN), которые препятствуют мигрированию границ зерен во время горячей конверсии, и очень ощутимо увеличивает риск появления трещин при непрерывной разливке. В дополнение к этому, как это будет разъясняться ниже, в целях образования мелких выделений, в особенности карбонитридов, должно быть доступным достаточное количество N. 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.
В контексте изобретения важную роль играет также и ванадий. В соответствии с настоящим изобретением количество V является таким, что 0,1 ≤ V ≤ 2,5%, а предпочтительно 0,1 ≤ V ≤ 1,0%. Предпочтительно V образует выделения. Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, ванадий в форме выделений нитридов, карбидов или карбонитридов во всевозрастающей степени замедляет рекристаллизацию, таким образом, стадия возврата может быть проведена при отсутствии какого-либо риска рекристаллизации. Предпочтительно объемная доля таких элементов в стали находится в диапазоне от 0,0001 до 0,05%. Предпочтительно элемент ванадий главным образом локализуется в положении на границах зерен. В выгодном случае элемент ванадий характеризуется средним размером, составляющим менее, чем 7 нм, предпочтительно находящимся в диапазоне от 0,2 до 5 нм.
В дополнение к вышеупомянутым предельным значениям для количеств алюминия и ванадия данные элементы должны соответствовать следующим далее условиям:
- в случае количества Al, составляющего строго менее, чем 2,0%, массовое соотношение Al/V должно находиться в диапазоне от 0,2 до 8, и
- в случае Al ≥ 2,0% количество V будет составлять строго более, чем 0,25%.
Как это представляется, при использовании данных конкретных количеств Al по отношению к V Al присутствует в стали в форме твердого раствора, замедляя рекристаллизацию в дополнение к выделениям ванадия во время стадии возврата и поэтому улучшая механические свойства ТВИП-стали, такие как совокупное относительное удлинение.
Уровень содержания азота должен составлять 0,1% и менее в целях предотвращения образования избыточных выделений AlN и образования объемных дефектов (вздутий) во время затвердевания. В дополнение к этому, в случае элементов, способных образовывать выделения в форме нитридов, таких как ванадий, ниобий, титан, хром, молибден и бор, уровень содержания азота не должен превышать 0,1%.
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%.
Подобным образом, медь при уровне содержания в диапазоне от 0,1 до 5,0% представляет собой одно средство обеспечения твердения стали в результате образования выделений металлической меди. Помимо этого, как это представляется, медь оказывает воздействие на замедление рекристаллизации. Однако, выше данного уровня содержания медь несет ответственность за появление поверхностных дефектов на горячекатаном листе. Предпочтительно количестве меди составляет менее, чем 2,0%.
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. 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. Данный элемент подвергается ликвации на границах аустенитных зерен и увеличивает их когезию. Бор образует выделения, например, в форме борокарбидов и боронитридов.
Никель может быть использован необязательно для увеличения прочности стали в результате 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%.
Титан 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 0,20%, (масс.).
В качестве необязательного элемента для увеличения прочности стали в результате 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%.
Кроме того, как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, выделения ванадия, титана, ниобия, хрома и молибдена могут уменьшить восприимчивость к замедленному трещинообразованию и осуществить это без ухудшения характеристик пластичности и вязкости. Таким образом, предпочтительно, по меньшей мере, один элемент, выбираемый из титана, ниобия, хрома и молибдена, в форме карбидов, нитридов и карбонитридов присутствует в количестве в диапазоне от 0,01 до 0,025%.
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 одном предпочтительном варианте осуществления предлагается ТWIP-сталь, содержащая Al, V, C, Mn, Si, Cu и Nb таким образом, чтобы обеспечить удовлетворение следующего далее уравнения:
105,1 * Al% – 358,1 * V% ≤ 279,67 * C% – 11 * Mn% + 30 * Si% – 69,02 * Cu% + 78,3 * Nb% + 144
Действительно, как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, в случае удовлетворения вышеупомянутого уравнения механические свойства ТВИП-стали будут дополнительно улучшены.
Предпочтительно средний размер зерна стали доходит вплоть до 5 мкм, предпочтительно находится в диапазоне от 0,5 до 3 мкм.
В соответствии с изобретением листовая сталь подвергается возврату в том смысле, что она еще не подвергается рекристаллизации. В одном предпочтительном варианте осуществления подвергшаяся возврату фракция стали составляет более, чем 75%, а предпочтительно более, чем 90%. Предпочтительно подвергшуюся возврату фракцию определяют при использовании просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ) или сканирующего электронного микроскопа (СЭМ).
В одном предпочтительном варианте осуществления листовую сталь покрывают металлическим покрытием. Металлическое покрытие может быть покрытием на алюминиевой основе или покрытием на цинковой основе.
Предпочтительно покрытие 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.
В выгодном случае покрытие на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
Например, листовой сталью с нанесенным покрытием является отожженная и гальванизированная листовая сталь, полученная после стадии отжига, проводимой после осаждения покрытия.
В одном предпочтительном варианте осуществления листовая сталь имеет толщину в диапазоне от 0,4 до 1 мм.
Соответствующий настоящему изобретению способ производства листовой ТВИП-стали включает следующие далее стадии:
А. подача сляба, характеризующегося вышеупомянутым составом,
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.
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 способа, 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, в течение периода времени в диапазоне от 10 до 500 секунд, предпочтительно от 60 до 180 секунд. Предпочтительно во время данного отжига может образовывать выделения, по меньшей мере, один элемент – ванадий – в форме нитридов, карбидов или карбонитридов, что, таким образом, замедляет рекристаллизацию.
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 в микроструктуре стали при одновременном сохранении деформационных двойников. Как деформационные двойники, так и дислокации вводятся в результате пластического деформирования материала, таким образом, как при использовании стадии прокатки.
В одном предпочтительном варианте осуществления стадию возврата G) проводят в результате нагревания листовой стали при температуре в диапазоне от 410 до 700°С в печи периодического отжига или непрерывного отжига. В данном случае за этим может следовать стадия нанесения покрытия в результате погружения в расплав G), то есть, подготовка поверхности листовой стали для осаждения покрытия при непрерывном отжиге со следующим далее погружением листовой стали в расплавленную металлическую ванну, имеющую температуру в диапазоне от 410 до 700°С в зависимости от природы расплавленной ванны.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления стадию возврата G) проводят при нанесении покрытия в результате погружения в расплав. В данном случае стадию возврата и нанесение покрытия в результате погружения 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 в результате погружения в расплав после рекристаллизационного отжига.
Как это представляется, в данном варианте осуществления 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 в течение 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. Предпочтительно погружение в расплавленную ванну проводят на протяжении 1-60 секунд, более предпочтительно 1-20 секунд, а в выгодном случае 1-10 секунд.
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 в течение от 1 секунды до 30 минут, предпочтительно от 30 секунд до 10 минут.
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 и характеризующаяся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением.
При использовании способа, соответствующего настоящему изобретению, получения такой листовой ТВИП-стали 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:
| Образцы | C% | Si% | Mn% | P% | Cr% | Cu% | Ti% | N% | S% | Al% | V% | Al/V |
| 1 * | 0,595 | 0,2 | 18,3 | 0,034 | - | 1,68 | - | 0,01 | ≤ 0,03 | 0,785 | 0,18 | 4,36 |
| 2 | 0,635 | - | 21,79 | ≤ 0,08 | - | - | - | < 0,001 | ≤ 0,03 | - | 0,16 | - |
| 3 | 0,894 | 0,513 | 18,64 | 0,02 | 0,109 | 0,156 | - | 0,0032 | ≤ 0,03 | 0,003 | 0,002 | 1,5 |
| 4 | 0,88 | 0,508 | 17,96 | 0,03 | 0,109 | 0,15 | - | 0,0044 | ≤ 0,03 | 2,11 | 0,093 | - |
| 5 * | 0,876 | 0,502 | 17,63 | 0,032 | 0,108 | 0,149 | - | 0,0061 | ≤ 0,03 | 2,78 | 0,384 | - |
| 6 | 0,579 | 0,208 | 22,87 | 0,02 | 0,114 | 0,162 | 0,005 | 0,0037 | ≤ 0,03 | 0,002 | 0,007 | 0,28 |
| 7 * | 0,856 | 0,21 | 21,94 | 0,027 | 0,114 | 0,155 | 0,04 | 0,008 | ≤ 0,03 | 1,35 | 0,891 | 1,52 |
* примеры, соответствующие настоящему изобретению.
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 первую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 50%. Вслед за этим при 750°С в течение 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 в течение 40 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 675°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 400 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 в течение 40 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 675°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 400 до 675°С, составляло 34 секунды, 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 675°С.
Для образцов от 3 до 5 термообработку для возврата проводили в течение 90 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 650°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 460 до 650°С, составляло 84 секунды, а после этого погружали в цинковую ванну на протяжении, соответственно, 6 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 460°С.
Для образцов 6 и 7 термообработку для возврата проводили в течение 30 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 625°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 460 до 625°С, составляло 24 секунды, а после этого погружали в цинковую ванну на протяжении, соответственно, 6 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 460°С. Микроструктуры образцов 1-7 анализировали при использовании метода СЭМ для подтверждения непрохождения рекристаллизации во время стадии возврата. Определяли механические свойства. Результаты представлены в следующей далее таблице:
| Образцы | Время возврата (сек) | Образцы, подвергшиеся возврату | YS (МПа) | UTS (МПа) | UE (%) | TE (%) | Твердость (HV) |
| 1 * | 40 | Да | - | 1181 | - | - | 378 |
| 2 | 40 | Нет | - | 1149 | - | - | 367 |
| 3 | 60 | Нет | 729 | 1338 | 39,25 | 42,55 | НД |
| 4 | 60 | Нет | 1175,5 | 1410 | 21,55 | 25,95 | НД |
| 5 * | 60 | Да | 1326 | 1472 | 13,65 | 17 | НД |
| 6 | 30 | Нет | 1101 | 1418,5 | 21,5 | 27,95 | НД |
| 7 * | 30 | Да | 1480 | 1653,5 | 9,35 | 11,1 | НД |
* примеры, соответствующие настоящему изобретению; НД: не делали.
Как это демонстрируют результаты, образец 1, характеризующийся массовым соотношением Al/V, соответствующим настоящему изобретению, подвергался возврату. Наоборот, проба 2 подвергалась рекристаллизации.
Механические свойства образца 1 являются лучшими, чем механические свойства образца 2.
Образец 5, соответствующий настоящему изобретению, подвергался возврату после термообработки для возврата. Наоборот, образцы 3 и 4 подвергались рекристаллизации. В дополнение к этому, механические свойств, в частности, значения UTS и YS, образца 5 были более высокими, чем механические свойства образцов 3 и 4.
Образец 7, соответствующий настоящему изобретению, подвергался возврату после термообработки для возврата. Наоборот, образец 6 подвергался рекристаллизации. В дополнение к этому, механические свойства, в частности, значения UTS и YS, образца 7 были более высокими, чем механические свойства образца 6.
Фигура 1 демонстрирует количество Al и V в образцах 1-7.
Claims (48)
1. Подвергнутая холодной прокатке и возврату листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, включающая аустенитную матрицу и содержащая при расчете на вес:
0,1 ≤ С ≤ 1,2%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
0,1 ≤ Si ≤ 3,0%,
0,1 ≤ Cu ≤ 5,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,1%,
0,1 ≤ Al ≤ 4,0% и
0,1 ≤ V ≤ 2,50%, при этом:
в случае количества Al < 2,0% массовое соотношение Al/V составляет в диапазоне от 0,2 до 8, или
в случае количества Al ≥ 2,0%, количество V > 0,25%,
и необязательно один или несколько элементов, таких как
Nb ≤ 0,5%,
B ≤ 0,005%,
Cr ≤ 1,0%,
Mo ≤ 0,40%,
Ni ≤ 1,0%,
Ti ≤ 0,5%,
0,06 ≤ Sn ≤ 0,2%,
при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси.
2. Листовая сталь по п. 1, в которой количество V находится в диапазоне от 0,1 до 1,0 мас.%.
3. Листовая сталь по п. 1 или 2, в которой количество Al является меньшим или равным 2,0 мас.%.
4. Листовая сталь по любому из пп. 1-3, в которой присутствует, по меньшей мере, ванадий в форме нитридов, карбидов или карбонитридов.
5. Листовая сталь по любому из пп. 1-4, в которой количество Cu является меньшим чем 2,0 мас.%.
6. Листовая сталь по любому из пп. 1-5, в которой количество Nb находится в диапазоне от 0,070 до 0,50 мас.%.
7. Листовая сталь по любому из пп. 1-6, в которой количество Si является меньшим или равным 0,6 мас.%.
8. Листовая сталь по любому из пп. 1-7, в которой количества Al, V, C, Mn, Si, Cu и Nb при расчете на массу удовлетворяют следующему далее уравнению:
105,1*Al% – 358,1*V% ≤ 279,67*C% – 11*Mn% + 30*Si% – 69,02*Cu% + 78,3*Nb% + 144.
9. Листовая сталь по любому из пп. 1-8, которая покрыта металлическим покрытием.
10. Листовая сталь по любому из пп. 1-9, которая имеет покрытие на алюминиевой основе или покрытие на цинковой основе.
11. Листовая сталь по п. 10, в которой покрытие 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. Листовая сталь по п. 11, в которой покрытие на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
13. Способ производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием, по любому из пп. 1-12, включающий следующие далее стадии:
А. подача сляба, характеризующегося составом по любому из пп. 1-8,
В. повторное нагревание такого сляба при температуре, составляющей более чем 1000°С, и его горячая прокатка при температуре окончания прокатки, составляющей, по меньшей мере, 850°С,
С. стадия скатывания в рулон при температуре, меньшей или равной 580°С,
D. первая холодная прокатка при степени обжатия в диапазоне от 30 до 70%,
Е. рекристаллизационный отжиг при температуре в диапазоне от 700 до 900°С,
F. вторая холодная прокатка при степени обжатия в диапазоне 1-50% и
G. термообработка для возврата.
14. Способ по п. 13, в котором стадию возврата G) проводят в результате нагревания листовой стали при температуре в диапазоне от 410 до 700°С в печи периодического отжига или непрерывного отжига.
15. Способ по п. 13, в котором стадию возврата G) проводят при нанесении покрытия в результате погружения в расплав, а именно: при подготовке поверхности листовой стали для осаждения покрытия при непрерывном отжиге с последующим далее погружением листовой стали в расплавленную металлическую ванну, имеющую температуру в диапазоне от 410 до 700°С в зависимости от природы расплавленной ванны.
16. Способ по п. 15, в котором во время подготовки поверхности стали листовую сталь нагревают от температуры окружающей среды до температуры расплавленной ванны.
17. Способ по п. 15 или 16, в котором ванна имеет алюминиевую основу и 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.
18. Способ по п. 15 или 16, в котором ванна имеет цинковую основу и содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
19. Способ по любому из пп. 13-18, в котором стадию возврата G) проводят в течение от 1 секунды до 30 минут.
20. Способ по п. 19, в котором стадию возврата G) проводят в течение от 30 секунд до 10 минут.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| IBPCT/IB2016/000694 | 2016-05-24 | ||
| PCT/IB2016/000694 WO2017203309A1 (en) | 2016-05-24 | 2016-05-24 | Twip steel sheet having an austenitic matrix |
| PCT/IB2017/000597 WO2017203342A1 (en) | 2016-05-24 | 2017-05-19 | Twip steel sheet having an austenitic matrix |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2707002C1 true RU2707002C1 (ru) | 2019-11-21 |
Family
ID=56098285
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2018145575A RU2707002C1 (ru) | 2016-05-24 | 2017-05-19 | Листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US20190292616A1 (ru) |
| EP (1) | EP3464663A1 (ru) |
| JP (1) | JP6805271B2 (ru) |
| KR (1) | KR102277396B1 (ru) |
| CN (1) | CN109154046B (ru) |
| BR (1) | BR112018071445B1 (ru) |
| CA (1) | CA3025443C (ru) |
| MA (1) | MA45120A (ru) |
| MX (1) | MX2018014327A (ru) |
| RU (1) | RU2707002C1 (ru) |
| UA (1) | UA125624C2 (ru) |
| WO (2) | WO2017203309A1 (ru) |
| ZA (1) | ZA201806599B (ru) |
Families Citing this family (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP7348553B2 (ja) * | 2020-02-03 | 2023-09-21 | 日本製鉄株式会社 | 油井管 |
| CN112708823A (zh) * | 2020-11-24 | 2021-04-27 | 河钢股份有限公司 | 高热塑性的高锰高铝twip钢及其生产方法 |
| CN113941430B (zh) * | 2021-10-13 | 2023-05-02 | 铜陵有色金神耐磨材料有限责任公司 | 基于twip效应和纳米析出强化的耐磨高锰钢、制备方法及用途 |
| CN118147541A (zh) * | 2024-02-01 | 2024-06-07 | 大湾区大学(筹) | 一种超高强度、高韧性的钢及其制备方法和应用 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20090010793A1 (en) * | 2004-11-03 | 2009-01-08 | Thyssenkrupp Steel Ag | Method For Producing High Strength Steel Strips or Sheets With Twip Properties, Method For Producing a Component and High-Strength Steel Strip or Sheet |
| US20090053556A1 (en) * | 2005-12-24 | 2009-02-26 | Posco | High mn steel sheet for high corrosion resistance and method of manufacturing galvanizing the steel sheet |
| RU2361931C2 (ru) * | 2005-01-21 | 2009-07-20 | АРСЕЛОР Франс | Способ изготовления листа из аустенитной железо-углерод-марганцевой стали с высоким сопротивлением замедленному трещинообразованию и лист, полученный таким способом |
| 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 |
| US20130209833A1 (en) * | 2010-10-21 | 2013-08-15 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. | Hot-rolled or cold-rolled steel plate, method for manufacturing same, and use thereof in the automotive industry |
Family Cites Families (18)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10259230B4 (de) * | 2002-12-17 | 2005-04-14 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Herstellen eines Stahlprodukts |
| 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 |
| CN101617059A (zh) * | 2007-02-23 | 2009-12-30 | 克里斯塔尔公司 | 热机械形成具有很高强度的最终产品的方法及由此制备的产品 |
| KR20090070502A (ko) * | 2007-12-27 | 2009-07-01 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고강도 고망간강 및 고망간 도금강판의제조방법 |
| 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 |
| CN101550515B (zh) * | 2008-03-31 | 2012-05-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种含铜高强韧高锰钢 |
| CN101649412A (zh) * | 2008-08-15 | 2010-02-17 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种具有优良力学性能的高锰钢及其制造方法 |
| KR101900963B1 (ko) * | 2010-06-10 | 2018-09-20 | 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. | 오스테나이트강의 제조 방법 |
| ES2455222T5 (es) * | 2010-07-02 | 2018-03-05 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Acero de resistencia superior, conformable en frío y producto plano de acero compuesto de un acero de este tipo |
| CN102127716A (zh) * | 2011-01-16 | 2011-07-20 | 首钢总公司 | 一种表面覆膜良好的低温加热取向电工钢及生产方法 |
| KR102074531B1 (ko) * | 2012-03-30 | 2020-02-06 | 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. | 포장용도의 회복 어닐링된 코팅 강 기재 제조 방법 및 이에 의해 제조된 포장용 강 제품 |
| KR101439613B1 (ko) | 2012-07-23 | 2014-09-11 | 주식회사 포스코 | 굽힘 가공성과 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법 |
| KR101510505B1 (ko) * | 2012-12-21 | 2015-04-08 | 주식회사 포스코 | 우수한 도금성과 초고강도를 갖는 고망간 용융아연도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 용융아연도금강판 |
| DE102013003516A1 (de) * | 2013-03-04 | 2014-09-04 | Outokumpu Nirosta Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines ultrahochfesten Werkstoffs mit hoher Dehnung |
| MX2016001050A (es) * | 2013-07-26 | 2016-04-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Material de acero de alta resistencia para pozo de petroleo y tuberias de pozo de petroleo. |
| US10144986B2 (en) * | 2013-08-14 | 2018-12-04 | Posco | Ultrahigh-strength steel sheet and manufacturing method therefor |
| CN103993149B (zh) * | 2014-05-21 | 2016-06-15 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 冷轧钢板及其制备方法和热镀铝锌合金钢板及其制备方法 |
-
2016
- 2016-05-24 WO PCT/IB2016/000694 patent/WO2017203309A1/en active Application Filing
-
2017
- 2017-05-19 CN CN201780030116.1A patent/CN109154046B/zh active Active
- 2017-05-19 US US16/302,969 patent/US20190292616A1/en active Pending
- 2017-05-19 KR KR1020187033626A patent/KR102277396B1/ko active IP Right Grant
- 2017-05-19 MX MX2018014327A patent/MX2018014327A/es unknown
- 2017-05-19 UA UAA201812666A patent/UA125624C2/uk unknown
- 2017-05-19 CA CA3025443A patent/CA3025443C/en active Active
- 2017-05-19 MA MA045120A patent/MA45120A/fr unknown
- 2017-05-19 RU RU2018145575A patent/RU2707002C1/ru active
- 2017-05-19 WO PCT/IB2017/000597 patent/WO2017203342A1/en active Application Filing
- 2017-05-19 JP JP2018561564A patent/JP6805271B2/ja active Active
- 2017-05-19 EP EP17728256.3A patent/EP3464663A1/en active Pending
- 2017-05-19 BR BR112018071445-3A patent/BR112018071445B1/pt active IP Right Grant
-
2018
- 2018-10-04 ZA ZA2018/06599A patent/ZA201806599B/en unknown
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US20090010793A1 (en) * | 2004-11-03 | 2009-01-08 | Thyssenkrupp Steel Ag | Method For Producing High Strength Steel Strips or Sheets With Twip Properties, Method For Producing a Component and High-Strength Steel Strip or Sheet |
| RU2361931C2 (ru) * | 2005-01-21 | 2009-07-20 | АРСЕЛОР Франс | Способ изготовления листа из аустенитной железо-углерод-марганцевой стали с высоким сопротивлением замедленному трещинообразованию и лист, полученный таким способом |
| US20090053556A1 (en) * | 2005-12-24 | 2009-02-26 | Posco | High mn steel sheet for high corrosion resistance and method of manufacturing galvanizing the steel sheet |
| 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 |
| US20130209833A1 (en) * | 2010-10-21 | 2013-08-15 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. | Hot-rolled or cold-rolled steel plate, method for manufacturing same, and use thereof in the automotive industry |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| WO2017203309A1 (en) | 2017-11-30 |
| JP2019519680A (ja) | 2019-07-11 |
| CA3025443A1 (en) | 2017-11-30 |
| CN109154046B (zh) | 2022-02-01 |
| BR112018071445A2 (pt) | 2019-02-05 |
| EP3464663A1 (en) | 2019-04-10 |
| JP6805271B2 (ja) | 2020-12-23 |
| KR102277396B1 (ko) | 2021-07-15 |
| BR112018071445B1 (pt) | 2023-02-23 |
| UA125624C2 (uk) | 2022-05-04 |
| WO2017203342A1 (en) | 2017-11-30 |
| CA3025443C (en) | 2022-12-06 |
| KR20180133258A (ko) | 2018-12-13 |
| MX2018014327A (es) | 2019-02-25 |
| ZA201806599B (en) | 2019-06-26 |
| MA45120A (fr) | 2019-04-10 |
| CN109154046A (zh) | 2019-01-04 |
| US20190292616A1 (en) | 2019-09-26 |
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 | |
| EP3144406B1 (en) | High-strength cold rolled steel sheet having excellent ductility, hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same | |
| 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 |