RU2712591C1 - Высокопрочная сталь, имеющая повышенную деформируемость, и способ производства такой стали - Google Patents
Высокопрочная сталь, имеющая повышенную деформируемость, и способ производства такой стали Download PDFInfo
- Publication number
- RU2712591C1 RU2712591C1 RU2018129902A RU2018129902A RU2712591C1 RU 2712591 C1 RU2712591 C1 RU 2712591C1 RU 2018129902 A RU2018129902 A RU 2018129902A RU 2018129902 A RU2018129902 A RU 2018129902A RU 2712591 C1 RU2712591 C1 RU 2712591C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- sheet steel
- steel
- temperature
- paragraphs
- hot
- Prior art date
Links
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 146
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 145
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 22
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 47
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 39
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 28
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 24
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 19
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 18
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 17
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims abstract description 9
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims abstract description 9
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 7
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims abstract description 4
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 24
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 20
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims description 15
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 13
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 10
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 7
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 7
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 5
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 5
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 4
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 3
- 229910052729 chemical element Inorganic materials 0.000 claims 1
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 claims 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 claims 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 11
- 239000011651 chromium Substances 0.000 abstract description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 7
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 abstract 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 21
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 17
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 11
- 230000001965 increasing effect Effects 0.000 description 9
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 4
- 239000000047 product Substances 0.000 description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 4
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 3
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 3
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 3
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 3
- 229910001338 liquidmetal Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 3
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 3
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 2
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 description 2
- 238000007654 immersion Methods 0.000 description 2
- -1 magnesium Chemical compound 0.000 description 2
- 230000005291 magnetic effect Effects 0.000 description 2
- 238000009828 non-uniform distribution Methods 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 2
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 229910001018 Cast iron Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000010521 absorption reaction Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 230000000779 depleting effect Effects 0.000 description 1
- 230000002708 enhancing effect Effects 0.000 description 1
- 230000003628 erosive effect Effects 0.000 description 1
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000005294 ferromagnetic effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000005431 greenhouse gas Substances 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 1
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical class [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 238000000691 measurement method Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000012544 monitoring process Methods 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 230000005298 paramagnetic effect Effects 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 230000008447 perception Effects 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 239000011819 refractory material Substances 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000012827 research and development Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000009827 uniform distribution Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—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
- C22C38/18—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
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—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
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—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
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/29—Cooling or quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- 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
- 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
Abstract
Изобретение относится к листовой стали, пригодной для использования в производстве автомобилей. Химический состав листовой стали с покрытием: 0,17% ≤ углерод ≤ 0,24%, 1,9% ≤ марганец ≤ 2,2%, 0,5% ≤ алюминий ≤ 1,2%, 0,5% ≤ кремний ≤ 1%, 0,05% ≤ хром ≤ 0,2%, 0,015% ≤ ниобий ≤ 0,03%, фосфор ≤ 0,03%, сера ≤ 0,004% и по усмотрению 0,005% ≤ титан 0,05%, 0,001% ≤ молибден 0,05%, остальное железо и неизбежные примеси в результате обработки. Причем Si + Al ≥ 1,3%. Микроструктура листовой стали с покрытием содержит в долях площади 10 -20% остаточного аустенита, причем фаза указанного аустенита имеет содержание углерода 0.9 – 1,1%, 40 – 55% полигонального феррита, 15 – 40% гранулярного бейнита и по меньшей мере 5% отпущенного мартенсита, причем суммарное количество отпущенного мартенсита и остаточного аустенита составляет 20 – 30%. Обеспечивается повышенная деформируемость и высокая прочность. 3 н. и 16 з.п. ф-лы, 3 ил., 6 табл.
Description
Настоящее изобретение, относится к листовой стали, имеющей повышенные механические свойства и пригодной для использования в производстве автомобилей, в частности, настоящее изобретение предлагает листовую сталь, имеющую повышенную деформируемость и высокую прочность, и способ производства такой стали.
В последние годы особое внимание к экономии топлива и выбросам парниковых газов в атмосферу с точки зрения охраны глобальной окружающей среды потребовало уменьшения массы автомобилей; следовательно, необходимо дальнейшее развитие отрасли по производству листовой стали, имеющей повышенные прочность, полное относительное удлинение и удовлетворительные механические свойства. Таким образом, требуется, чтобы стальные детали автомобиля удовлетворяли двум характеристикам, которые, в общем, как считается, сложно получить совместно: высокой деформируемости и высокой пластичности, с одной стороны, и высокому пределу прочности при растяжении, с другой стороны.
Для уменьшения массы автомобилей за счет увеличения прочности материала были осуществлены значительные научные исследования и разработки. С другой стороны, увеличение прочности листовой стали уменьшает деформируемость и, таким образом, требуется разработка материалов, имеющих как высокую прочность, так и высокую деформируемость.
По этой причине были разработаны высокопрочные стали, имеющие повышенную деформируемость, такие как TRIP-стали (пластичность, наведенная превращением). TRIP-стали обладают разумным соотношением механической прочности и деформируемости благодаря их сложной структуре, включающей в себя аустенит, который постепенно претерпевает превращение в результате деформации. TRIP-стали также могут включать в себя феррит, который является пластичным компонентом, и такие компоненты, как островки мартенсита и аустенита (MA) и бейнита. TRIP-стали имеют очень высокую способность к упрочнению, что создает возможность надлежащего распределения деформации в случае столкновения или даже во время формирования детали автомобиля. Таким образом, существует возможность изготовления деталей, которые имеют такую же сложную форму, как и детали, изготавливаемые из обычных сталей, но с улучшенными механическими свойствами, что, в свою очередь, дает возможность уменьшить толщину деталей с целью соответствия идентичным функциональным техническим требованиям с точки зрения механических характеристик. Следовательно, эти стали являются эффективным ответом на требования к снижению массы и повышению безопасности транспортных средств. В области горячекатаной и холоднокатаной листовой стали сталь этого типа находит применение, помимо прочего, в изготовлении деталей конструкции и устройств безопасности для автомобилей. Был предпринят ряд усилий для получения высокой прочности и высокой деформируемости стали, что позволило разработать ряд сталей, обладающих высокой прочностью и высокой деформируемостью, и способов для производства листовых сталей, имеющих высокую прочность и высокую деформируемость.
В документе US9074272 описаны стали, которые имеют следующий химический состав: 0,1 – 0,28% ZC, 1,0 – 2,0% Si, 1,0 – 3,0% Mn, остальное железо и неизбежные примеси. Микроструктура содержит 9 – 17% остаточного аустенита, 40 – 65% бейнитного феррита, 30 – 50% полигонального феррита и менее 5% мартенсита. Дана ссылка на холоднокатаную листовую сталь с повышенным полным относительным удлинением, но изобретение, описанное в US9074272, не предусматривает достижения предела прочности при растяжении, равной 900 МПа, что необходимо для ряда конструкционных деталей автомобиля.
В документе US 2015/0152533 описан способ производства высокопрочной стали, которая содержит: 0,12 −0,18%, Si: 0,05 −0,2%, Mn: 1,9 −2,2%, Al: 0,2 −0,5%, Cr: 0,05 −0,2%, Nb: 0,01 −0,06%, P: ≤0,02%, S: ≤0,003%, N: ≤0,008%, Mo: ≤0,1%, B: ≤0,0007%, Ti: ≤0,01%, Ni: ≤0,1%, Cu: ≤0,1%, остальное железо и неизбежные примеси. Указанная листовая сталь имеет микроструктуру, которая состоит из 50 – 90% об. феррита, включая сюда бейнитный феррит, 5 – 40% об. мартенсита, до 15% об. остаточного аустенита и до 10% об. других структурных составляющих. Несмотря на то, что сталь, описанная в US 2015/0152533, содержит достаточное количество мартенсита (т.е. до 40%), эта сталь не обеспечивает получение предела прочности при растяжении, равной 900 МПа.
В следующем документе JP 2001/254138 описываются стали, которые имеют следующий химический состав: 0,05-0,3% C, 0,3-2,5% Si, 0,5-3,0% Mn и 0,001-2,0% Al, остальное железо и неизбежные примеси. Структура содержит остаточный аустенит, в котором массовая концентрация углерода больше или равна 1%, и объемная доля которого составляет 3 – 50%, а также феррит в количестве 50 – 97%. Это изобретение нельзя использовать для производства сталей, которые требуют обеспечения особой механической прочности, связанной с высокой пластичностью, для получения сложной структурной детали для автомобиля.
В следующем документе EP2765212 предлагается высокопрочная листовая сталь, имеющая повышенную пластичность и пригодность к отбортовке с растяжением и микроструктуру, состоящую из 5 – 70% мартенсита по соотношению площадей, 5 – 40% остаточного аустенита по соотношению площадей, 5% и более бейнитного феррита в верхнем бейните по соотношению площадей, всего 40% и более, причем 25% и более мартенсита является отпущенным мартенситом, и полигональный феррит занимает более 10% и менее 50% по соотношению площадей.
Таким образом, в свете вышеупомянутых публикаций задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы предложить листовую сталь, которая позволяет значительно уменьшить массу с возможностью использования указанной стали в производственной практике для изготовления сложных деталей и элементов автомобиля.
Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы решить указанные проблемы, обеспечивая наличие холоднокатаной листовой стали, которая одновременно имеет:
- предельную прочность при растяжении TS больше и равную 980 МПа и предпочтительно больше 1050 МПа или даже больше 1100 МПа,
- предел текучести больше 550 МПа,
- отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении равное или больше 0,60,
- полное относительное удлинение TE больше или равное 17% и предпочтительно больше 19%,
- коэффициент раздачи отверстия больше или равный 18% (измеренный по стандарту ISO 16630:2009).
Предпочтительно, такая сталь хорошо подходит для обработки давлением, в частности, для вальцовки, и обладает хорошей свариваемостью и хорошей способностью к восприятию покрытия.
Другая задача настоящего изобретения состоит в производстве стали, имеющей повышенную стойкость к растрескиванию в результате жидкометаллического охрупчивания.
Другая задача настоящего изобретения также состоит в том, чтобы предложить способ производства такой листовой стали, сходный с обычным промышленным способом и не слишком восприимчивый к некоторым небольшим изменениям производственных параметров.
Фиг. 1 – микроснимок, показывающий микроструктуру стали по настоящему изобретению. Опущенный мартенсит и аустенит выглядят как светлые составляющие, остальная часть образована из феррита и гранулярного бейнита;
фиг. 2A – однородное распределение отпущенного мартенсита в листовой стали, и фиг. 2B – неоднородное распределение мартенсита в контрольной листовой стали.
Листовая сталь по изобретению имеет конкретный химический состав, детально описанный ниже.
Содержание углерода в стали по изобретению составляет 0,17 – 0,24%. Углерод играет значительную роль в образовании микроструктуры и обеспечении прочности и пластичности за счет TRIP-эффекта: невозможно получить значительный TRIP-эффект при содержании углерода меньше 0,17%. При содержании углерода выше 0,24% ухудшается свариваемость. Для одновременного получения высокой прочности и высокого полного относительного удлинения содержание углерода преимущественно должно составлять 0,20 – 0,24% включительно.
Содержание марганца в описываемой стали составляет 1,9 – 2,2% включительно. Марганец является элементом, который обеспечивает упрочнение с помощью твердого раствора замещения в феррите. Минимальное содержание 1,9% масс. необходимо для получения требуемого предела прочности при растяжении. Однако при содержании выше 2,2% марганец замедляет образование бейнита и, кроме того, усиливает образование аустенита с уменьшенным количеством углерода, который на последующей стадии превращается в мартенсит, а не в остаточный аустенит, что отрицательно влияет на требуемые свойства.
Содержание кремния в стали по настоящему изобретению составляет 0,5 – 1%. Кремний играет важную роль в образовании микроструктуры посредством замедления выпадения карбидов во время этапа выравнивания, следующего за первичным охлаждением, что позволяет углероду концентрироваться в аустените для его стабилизации. Кремний играет эффективную роль совместно с алюминием, причем наилучшие результаты в отношении конкретных свойств достигаются при уровнях содержания выше 0,5%. Однако добавление кремния в количестве более 1% имеет обратный эффект в отношении способности к восприятию горячего покрытия погружением в результате способствования образованию окислов, которые пристают к поверхности изделий, ухудшая свариваемость. Это также может привести к жидкометаллическому охрупчиванию в результате проникновения жидкого Zn по границе аустенитных зерен во время точечной сварки. Содержание менее или равное 1% одновременно обеспечивает очень хорошую пригодность к сварке, а также хорошую способность к восприятию покрытия. Содержание кремния предпочтительно должно быть 0,7 - 0,9% включительно для ограничения образования хрупкого мартенсита вместо бейнита.
Алюминий играет важную роль в изобретении благодаря значительному замедлению выпадения карбидов и стабилизации остаточного аустенита. Этот эффект достигается в случае, когда содержание алюминия составляет 0,5 – 1,2%. Содержание алюминия предпочтительно должно быть меньше или равно 0,9% и больше или равно 0,7%. Также, в общем, предусматривается, что высокие уровни Al увеличивают эрозию огнеупорных материалов и риск забивания сопел во время литья стали выше этапа прокатки по потоку. Алюминий также оказывает отрицательное действие в результате сегрегации, что может привести к макросегрегациям. В чрезмерных количествах алюминий уменьшает пластичность в горячем состоянии и увеличивает появления дефектов во время непрерывного литья. Без тщательного контроля условий литья дефекты микро- или макросегрегации в конечном счете приводят к центральной сегрегации в отожженной листовой стали. Указанная центральная зона будет тверже окружающей матрицы и будет отрицательно влиять на деформируемость материала.
В добавление к отдельным ограничениям, описанным выше, суммарное содержание алюминия и кремния должно быть выше 1,3% и предпочтительно выше 1,4%, поскольку оба элемента синергитически способствуют стабилизации остаточного аустенита, что значительно замедляет выпадение карбидов во время цикла отжига, особенно во время бейнитного превращения. Это позволяет обогатить аустенит углеродом, что ведет к его стабилизации в листовой стали при комнатной температуре.
Кроме того, авторы изобретения установили, что когда Si/10 > 0,30 – C (содержание Si и C выражено в процентах по массе), в результате LME (явление жидкометаллического охрупичивания) кремний неблагоприятно влияет на точечную сварку листов с нанесенным покрытием и, в частности, оцинкованных или оцинкованных отожженных листов или листов с покрытием, нанесенным методом электролитического цинкования в расплаве. LME ведет к образованию трещин на границах зерен в зонах термического влияния и в металле шва сварных соединений. Следовательно (C + Si/10) необходимо поддерживать меньше или равным 0,30%, особенно, если лист подлежит нанесению покрытия.
Авторы изобретения также установили, что для уменьшения LME применительно к рассматриваемой области состава содержание Al должно быть выше или равно 6(C+Mn/10) – 2,5%.
Содержание хрома в стали по настоящему изобретению составляет 0,05 – 0,2%. Хром, как и магний, повышает способность к упрочнению, способствуя образованию мартенсита. Когда содержание хрома выше 0,05%, это способствует достижению требуемого предела прочности при растяжении. Однако, когда содержание хрома выше 0,2%, задерживается образование бейнита, так что аустенит недостаточно обогащается углеродом во время этапа выравнивания; фактически, этот аустенит в той или иной степени полностью превращается в мартенсит во время охлаждения до окружающей температуры, и полное относительное удлинение оказывается слишком низким. Таким образом, содержание хрома составляет 0,05 – 0,2%.
Ниобий добавляют в сталь по настоящему изобретению в количестве 0,015 – 0,03% для инициирования образования карбонитридов для придания прочности посредством дисперсионного твердения. Поскольку ниобий задерживает рекристаллизацию во время нагрева, микроструктура, образованная в конце поддержания температуры выдержки, и, как следствие, после завершения отжига, становится более мелкозернистой, что ведет к упрочнению изделия. Но когда содержание ниобия выше 0,03%, образуется большое количество карбонитридов, что ведет к снижению пластичности стали.
Титан является необязательным элементом, который можно добавлять в сталь по настоящему изобретению в количестве 0,005 – 0,05%. Как и ниобий, он выпадает в форме карбонитридов и способствует упрочнению. Но он также способствует образованию большого количества TiN во время затвердевания литого изделия. Следовательно, количество титана ограничено до 0,05% во избежание образования крупнозернистого TiN, что отрицательно влияет на раздачу отверстия. Если содержание титана составляет меньше 0,005%, он не оказывает никакого эффекта на сталь по настоящему изобретению.
Молибден является необязательным элементом, который можно добавлять в сталь по настоящему изобретению в количестве 0,001 – 0,05%. Молибден может играть эффективную роль в повышении способности к упрочнению, задержке образования бейнита и исключении выпадения карбидов в бейните. Однако добавление молибдена чрезмерно повышает расходы на добавление легирующих элементов, поэтому по причинам экономии его содержание ограничено до 0.05%.
Содержание серы в стали по настоящему изобретению необходимо поддерживать как можно на более низком уровне; по этой причине содержание серы в стали по настоящему изобретению ниже или равно 0,004%. Содержание серы 0,004% и выше снижает пластичность с учетом чрезмерного присутствия сульфидов, таких как MnS (сульфиды марганца), которые снижают обрабатываемость стали, а также источника инициирования трещин.
Фосфор может присутствовать в стали по изобретению в количестве до 0,03%. Фосфор является элементом, который упрочняется в твердом растворе, но значительно снижает пригодность к точечной сварке и пластичность в горячем состоянии. По этим причинам его содержание должно быть ограничено до 0,03% для получения хорошей пригодности для точечной сварки и надлежащей пластичности в горячем состоянии.
Листовая сталь по изобретению имеет конкретную микроструктуру, включающую в себя несколько фаз, величина которых задана в долях площади.
Составляющая полигонального феррита стали по настоящему изобретению обеспечивает большее полное относительное удлинение стали и обеспечивает полное относительное удлинение и коэффициент раздачи отверстия на требуемых уровнях. Полигональный феррит является мягкой и, по существу, пластичной составляющей. Он может отличаться от феррита обычной формы, который образуется во время этапа охлаждения, поскольку он имеет низкое содержание углерода в твердом растворе и очень низкую плотность дислокаций. Полигональный феррит должен присутствовать по меньшей мере в количестве 40% и до максимального уровня 55%. Полигональный феррит обеспечивает полное относительное удлинение по настоящему изобретению благодаря его мягкости по сравнению с наличием другой твердой фазы, такой как отпущенный мартенсит, и очень ограниченному количеству углерода в полигональном феррите, которое может составлять всего лишь 0,005%. Кроме того, низкая плотность дислокаций также способствует получению коэффициента раздачи отверстия. Этот полигональный феррит главным образом образуется во время нагрева и выдерживания при температуре, соответствующей межкритическому отжигу. Некоторое количество феррита обычной формы может быть образовано во время охлаждения, но благодаря содержанию марганца содержание феррита обычной формы на этапе охлаждения всегда меньше 5%.
Гранулярный бейнит, присутствующий в стали по настоящему изобретению, отличается от обычной структуры бейнита, поскольку гранулярный бейнит по настоящему изобретению имеет очень низкую плотность карбидов. Низкая плотность карбидов в данном описании означает плотность ниже или равную 100 карбидам на единицу площади 100 мкм2. Поскольку плотность дислокаций является высокой (близко к 1015/м-2), этот гранулярный бейнит придает высокую прочность стали по настоящему изобретению по сравнению с полигональным ферритом. Количество гранулярного феррита составляет 15 – 40%.
Остаточный аустенит присутствует как составляющая в количестве 10 – 20% и является существенной составляющей для обеспечения TRIP-эффекта. Остаточный аустенит по настоящему изобретению имеет процентное содержание углерода 0,9 – 1,1%, который играет важную роль в стабилизации аустенита при комнатной температуре и усилении TRIP-эффекта, что обеспечивает соответствующую деформируемость стали по настоящему изобретению. Кроме того, богатый углеродом остаточный аустенит также способствует образованию гранулярного бейнита благодаря высокой растворимости углерода в аустените, что замедляет образование карбида в бейните. В предпочтительном варианте выполнения средний размер зерна такого остаточного аустенита меньше 2 мкм. Измерение остаточного аустенита выполняют с помощью магнитного метода, именуемого сигмаметрией, который состоит в измерении магнитного момента стали перед термообработкой и после термообработки, которая дестабилизирует аустенит, являющийся парамагнитным по сравнению с другими фазами, которые являются ферромагнитными.
Сталь по настоящему изобретению также содержит по меньшей мере 5% отпущенного мартенсита, который является составляющей, состоящей из мелких полосок, вытянутых в одном направлении внутри каждого зерна, происходящих из зерна первичного аустенита, в котором мелкие карбиды железа выпадают между указанными полосками, следуя направлению <111>. Этот отпуск мартенсита обеспечивает увеличение предела текучести благодаря уменьшению различия в твердости между мартенситом и ферритом или бейнитом и увеличивает коэффициент раздачи отверстия по той же причине и благодаря уменьшению количества мартенсита. Суммарное содержание отпущенного мартенсита и остаточного аустенита составляет 20 – 30% и предпочтительно 25 – 30%. Отпущенный мартенсит и аустенит могут присутствовать или в форме мартенситно-аустенитных островков или в форме отличающихся микроструктур по отдельности. Описываемая сталь не содержит неотпущенного мартенсита, поскольку неотпущенный мартенсит является твердой фазой и, таким образом, сводит к минимуму предел текучести стали, а также уменьшает деформируемость стали по настоящему изобретению.
В предпочтительном варианте выполнения настоящего изобретения однородность распределения содержания отпущенного мартенсита отличается тем, что долю отпущенного мартенсита (TM) измеряют на участке 50×50 мкм2 указанной листовой стали и сравнивают со средним значением доли (TM*). Распределение отпущенного мартенсита считают однородным, если |(TM) – (TM*)| ≤ 1,5%. Такое однородное перераспределение улучшает коэффициент раздачи отверстия.
Листовую сталь по настоящему изобретению можно изготавливать с помощью любого пригодного процесса. Однако предпочтительно использовать процесс, описанный в настоящем документе.
Литье заготовок можно выполнять с получением заготовок в форме слитков или в форме тонких слябов или полос, т.е. толщиной в диапазоне приблизительно от 220 мм для слитков до нескольких десятков миллиметров для тонких полос или слябов.
Для упрощения описания в качестве заготовок будут рассмотрены слябы. Сляб, имеющий вышеописанный химический состав, изготавливают непрерывным литьем и подвергают дальнейшей обработке согласно способу изготовления по изобретению. В описываемом процессе можно использовать сляб, имеющий высокую температуру во время непрерывного литья, или сляб можно сначала охлаждать до комнатной температуры и затем повторно нагревать.
Температура сляба, который подвергают горячей прокатке, предпочтительно выше точки Ac3 и по меньшей мере выше 1000°C и должна быть ниже 1280°C. Упомянутые температуры предусмотрены с той целью, чтобы все точки сляба достигали аустенитной области. В случае если температура сляба ниже 1000°C, к прокатному стану прикладывается чрезмерная нагрузка и, кроме того, во время прокатки температура стали может понизиться до температуры превращения феррита. Таким образом, для обеспечения выполнения прокатки в полностью аустенитной зоне при повторном нагреве заготовку необходимо нагревать до температуры выше 1000°C. Кроме того, температура не должна быть выше 1280°C во избежание неблагоприятного роста аустенитного зерна, вызывающего образование крупного зерна феррита, что снижает способность этих зерен к рекристаллизации во время горячей прокатки. Кроме того, температура выше 1280°C увеличивает риск образования толстого слоя оксидов, что отрицательно влияет на горячую прокатку. Температура чистовой прокатки должна быть выше 850°C. Предпочтительно, чтобы температура чистовой прокатки была выше точки Ar3, так чтобы сталь подвергалась горячей прокатке в полностью аустенитной зоне.
Получаемую таким образом листовую горячекатаную сталь в дальнейшем охлаждают со скоростью охлаждения 35 - 55°C/с до температуры охлаждения равной или ниже 580°C для получения необходимой микроструктуры по настоящему изобретению, поскольку этот диапазон скорости охлаждения способствует образованию бейнита. Скорость охлаждения должна быть не выше 55°C/с во избежание чрезмерного образования мартенсита. Температура охлаждения должна быть ниже 580°C, поскольку при более высокой температуре существует риск усиления микросегрегации и межзеренного окисления. Предпочтительная температура охлаждения горячекатаной листовой стали по настоящему изобретению составляет 450 - 550°C.
В дальнейшем горячекатаную листовую сталь оставляют охлаждаться до комнатной температуры со скоростью охлаждения предпочтительно не более 125°C/ч.
После этого выполняют травление горячекатаной листовой стали для удаления окалины, и горячекатаную листовую сталь подвергают холодной прокатке с обжатием по толщине 30 – 90%.
Холоднокатаную листовую сталь, полученную с помощью процесса холодной прокатки, подвергают межкритическому отжигу и другим процессам термической обработки для придания стали по настоящему изобретению необходимых механических характеристик и микроструктуры.
Холоднокатаную листовую сталь подвергают непрерывному отжигу со скоростью нагрева 1 -20°C/с и предпочтительно выше 2°C/с до температуры выдержки между Ac1 и Ac3, и предпочтительно температура составляет от 780°C до 950°C для обеспечения соотношения феррита и аустенита от 60:40 до 35:65. Выдержку предпочтительно выполняют в течение более 10 секунд, но не более 600 секунд.
Далее листовую сталь охлаждают со скоростью более 25°C/с в диапазоне температурного превращения бейнита 400 - 480°C предпочтительно со скоростью охлаждения более или равной 30°C/с. Без связи с теорией авторы изобретения полагают, что однородность мартенситного превращения в первую очередь обусловлена этой высокой скоростью охлаждения после отжига.
Далее листовую сталь выдерживают при этой температуре в течение 20 – 250 секунд и предпочтительно в течение 30 – 100 секунд для инициирования образования бейнита. Выдерживание холоднокатаной листовой стали в течение менее 20 с ведет к слишком низкому количеству образованного бейнита и недостаточному обогащению аустенита, что ведет к получению остаточного аустенита в количестве менее 10%. Выдерживание холоднокатаной листовой стали в течение более 250 с ведет к выпадению карбидов в бейните, обедняя аустенит углеродом перед последним охлаждением. Это выдерживание при температуре 400 - 480°C выполняют для образования гранулярного бейнита и способствования обогащению аустенита углеродом.
Далее выполняют горячее цинкование погружением (GI) посредством погружения листовой стали в ванну с цинком или цинковым сплавом, температура которого составляет 400 - 475°C, и затем оцинкованное изделие оставляют охлаждаться до комнатной температуры со скоростью охлаждения 1 - 20°C/с и предпочтительно 5 – 15°C/с для получения аустенита и ограниченного содержания мартенсита.
Далее оцинкованную листовую сталь подвергают отжигу в камерной печи. Во время отжига в камерной печи оцинкованную листовую сталь нагревают до температуры 170-350°C, предпочтительно, 170-250°C, в течение 12-250 часов, предпочтительно в течение 12-30 часов и затем охлаждают до комнатной температуры. Это необходимо для эффективного отпуска свежего мартенсита.
Примеры
Представленные ниже испытания, примеры, образные примеры и таблицы являются неограничивающими, должны рассматриваться только как пояснительные, показывают преимущественные признаки настоящего изобретения и объясняют важность параметров процесса, выбранных авторами изобретения после выполнения многочисленных экспериментов, а также определяют характеристики, которые могут быть достигнуты с помощью стали по настоящему изобретению.
В таблице 1 приведены химические составы образцов для испытаний из листовой стали, изготавливаемой согласно параметрам процесса, приведенным в таблице 2, соответственно. В таблице 3 указаны полученные микроструктуры, и в таблице 4 приведены результаты оценки механических свойств.
Необходимо подчеркнуть, что благодаря различиям в способах измерения значения коэффициента раздачи отверстия HER по стандарту ISO сильно отличаются и несопоставимы со значениями коэффициента раздачи отверстия λ по JFS T 1001 (Японская федерация производителей чугуна и стали). Предел текучести при растяжении TS и полное относительное удлинение TE измеряли по стандарту ISO 6892-1, опубликованному в октябре 2009 г. Из-за различий в способах измерения, в частности, из-за различий в геометрии используемого образца, значения полного относительного удлинения TE, измеренного по стандарту ISO, сильно отличаются, в частности, меньше, от значений полного относительного удлинения, измеренного по стандарту JIS Z 2201-05.
Таблица 1. Химические составы стали
В таблице 1 приведены химические составы стали, выраженные в процентах по массе. Составы стали с I1 по I6 служат для производства листовой стали по изобретению; в таблице также приведены ссылочные химические составы стали, обозначенные в таблице символами с R1 по R9.
I = по изобретению; R = ссылка; подчеркнутые значения: не по изобретению
Таблица 2. Параметры процесса
В таблице 2 детально представлены параметры процесса отжига применительно к стальным образцам из таблицы 1. В таблице 2 также представлены данные по температуре превращения бейнита стали по изобретению и справочной стали. Расчет температуры превращения бейнита выполняли по следующей формуле:
Bs=839-(86*[Mn]+23*[Si]+67*[Cr]+33*[Ni]+75*[Mo])-270*(1-EXP(-1,33*[C]))
Температуру Ac1 рассчитывали по формуле из «Darstellung der Umwandlungen für technische Anwendungen und Möglichkeiten ihrer Beeinflussung H.P. Hougardy, Werkstoffkunde Stahl Band 1,198-231, Verlag Stahleisen, Düsseldorf, 1984»:
Ac1 = 739 - 22*C – 7*Mn +2*Si +14*Cr+13*Mo- 13*Ni
В этой формуле температура Ac1 выражена в градусах Цельсия, и C, Mn, Si, Mo и Ni выражены в % масс. и соответствуют содержанию C, Mn, Si, Mo и Ni в стали.
Температуру Ac3 рассчитывали с помощью программы Thermo-Calc®.
Стальные образцы нагревали до температуры 1000 - 1280°C и затем подвергали горячей прокатке с температурой окончания выше 850°C, после чего сворачивали в рулоны при температуре ниже 580°C. Далее горячекатаные рулоны подвергали холодной прокатке с обжатием по толщине 30 – 80%. Эти холоднокатаные стальные листы подвергали термообработке, как подробно описано в настоящем документе. Затем на образцы наносили горячее покрытие погружением в цинковую ванну при температуре 460°C и подвергали отжигу в камерной печи в течение 24 часов.
Таблица 2. Этапы горячей и холодной прокатки
Таблица 2. Этап непрерывного отжига
Таблица 2. Этап отжига в камерной печи
| Скорость нагрева (°C/с) | Температура выдержки (°C) |
Время выдержки (ч) |
|
| I1 | 4 | 300 | 24 |
| I2 | 4 | 210 | 24 |
| I3 | 4 | 210 | 24 |
| I4 | 4 | 210 | 24 |
| I5 | 4 | 210 | 24 |
| I6 | 4 | 210 | 24 |
| R1 | - | - | - |
| R2 | - | - | - |
| R3 | - | - | - |
| R4 | - | - | - |
| R5 | - | - | - |
| R6 | - | - | - |
| R7 | - | - | - |
| R8 | 4 | 210 | 24 |
| R9 | 4 | 210 | 24 |
Таблица 3. Микроструктуры
В таблице 3 приведены результаты испытаний, выполненных по стандартам на различных микроскопах, таких как сканирующий электронный микроскоп, для определения микроструктурного состава стали по изобретению и контрольной стали.
Результаты приведены в процентном отношении по площади за исключением содержания углерода в остаточном аустените, которое выражено в процентах по массе. Было установлено, что все образцы по изобретению имели однородное перераспределение мартенсита, в то время как сравнительные образцы имели неоднородное распределение.
Таблица 4. Механические характеристики
В таблице 4 приведены механические характеристики стали по изобретению и контрольных сталей. Испытание на растяжение выполняли по стандарту NF EN ISO 6892-1. Коэффициент раздачи отверстия измеряли по стандарту ISO16630:2009, выполняя деформирование отверстия диаметром 10 мм. После деформирования и инициирования образования трещины измеряли диаметр отверстия и вычисляли коэффициент раздачи отверстия HER% = 100*(Df-Di)/Di.
Ниже приведены результаты ряда механических испытаний, выполненных по стандартам:
I = по изобретению; R = ссылка; подчеркнутые значения: не по изобретению; nd: не определено
Что касается свариваемости при точечной сварке, листы по изобретению имели низкую чувствительность к LME, когда химический состав стали соответствовал выражению С + Si/10 ≤ 0/30%. Это означает, что используя такие стали, можно изготавливать конструкции с помощью точечных сварных швов контактной сварки, такие кузова автомобилей, в которых вероятность возникновения трещин в точечных сварных швах контактной сварки такова, что среднее значение составляет менее 5 трещин на точечный сварной шов контактной сварки, и вероятность возникновения менее 10 трещин составляет 98%.
В частности, сварную конструкцию, включающую в себя точечный сварной шов контактной сварки и состоящую по меньшей мере из двух стальных листов, можно изготавливать из первого стального листа, изготовленного по способу изобретения, причем химический состав первого листа удовлетворяет выражениям C + Si/10 ≤ 0,30% and Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%, и этот лист покрыт Zn или Zn сплавом, и второго листа, имеющего такой химический состав, что C + Si/10 ≤ 0,30% and Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%, приваривая точечной сваркой первый стальной лист ко второму стальному листу. Второй стальной лист можно, к примеру, изготавливать с помощью способа по изобретению с нанесением покрытия из Zn или Zn сплава.
Таким образом, получена сварная конструкция, имеющая низкую чувствительность к LME. Например, для такой сварной конструкции, содержащей по меньшей мере, десять точечных сварных швов контактной сварки, среднее количество трещин на один точечный сварной шов контактной сварки составляет меньше 5 трещин.
Стальные листы, свариваемые точечной контактной сваркой по изобретению, обеспечивают экономический эффект при изготовлении конструкционных элементов механических транспортных средств, поскольку они обладают высокой деформируемостью во время процесса изготовления и высоким энергопоглощением в случае столкновения. Точечные сварные швы контактной сварки по изобретению также обеспечивают экономический эффект при изготовлении конструкционных элементов механических транспортных средств, поскольку намного уменьшается возможное инициирование и распространение трещин, расположенных в сварных зонах.
Claims (44)
1. Листовая сталь с покрытием, имеющая химический состав, содержащий следующие химические элементы в процентах по массе:
0,17% ≤ углерод ≤ 0,24%
1,9% ≤ марганец ≤ 2,2%
0,5% ≤ кремний ≤ 1%
0,5% ≤ алюминий ≤ 1,2%
причем Si + Al ≥ 1,3%
0,05% ≤ хром ≤ 0,2%
0,015% ≤ ниобий ≤ 0,03%
сера ≤ 0,004%
фосфор ≤ 0,03%
и возможно содержащий один или несколько из следующих необязательных элементов
0,005% ≤ титан ≤ 0,05%
0,001% ≤ молибден ≤ 0,05%
остальное железо и неизбежные примеси, причем микроструктура указанной листовой стали с покрытием содержит в долях площади 10 – 20% остаточного аустенита, причем указанная аустенитная фаза имеет содержание углерода 0,9 – 1,1%, 40 – 55% полигонального феррита, 15 – 40% гранулярного бейнита и по меньшей мере 5% отпущенного мартенсита, причем суммарное количество отпущенного мартенсита и остаточного аустенита составляет 20 – 30%.
2. Листовая сталь по п. 1, в которой химический состав включает в себя выраженное в процентах по массе: 0,7% ≤ Si ≤ 0,9%.
3. Листовая сталь по п. 1 или 2, в которой химический состав включает в себя выраженное в процентах по массе: 0,7% ≤ Al ≤ 0,9%.
4. Листовая сталь по п. 1 или 2, в которой суммарное содержание кремния и алюминия составляет более 1,4%.
5. Листовая сталь по любому из пп. 1 – 4, в которой содержания углерода и кремния таковы, что C + Si/10 ≤ 0,30%.
6. Листовая сталь по любому из пп. 1 – 5, в которой содержания алюминия, углерода и марганца таковы, что Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%.
7. Листовая сталь по любому из пп. 1 – 6, в которой суммарное содержание остаточного аустенита и отпущенного мартенсита составляет 25 – 30%.
8. Листовая сталь по любому из пп. 1 – 7, имеющая среднюю долю отпущенного мартенсита (TM*) и долю отпущенного мартенсита (TM), измеренные на любом участке 50x50 мкм2 в указанной листовой стали, такие что: |(TM)-(TM*)| ≤ 1,5%.
9. Листовая сталь по любому из пп. 1 – 8, имеющая предел прочности при растяжении больше или равный 980 МПа, полное относительное удлинение больше или равное 17% и коэффициент раздачи отверстия равный или больше 18%, причем коэффициент раздачи отверстия измеряют по стандарту ISO 16630:2009.
10. Листовая сталь по п. 9, в которой предел прочности при растяжении составляет 1000 – 1100 МПа, и коэффициент раздачи отверстия составляет 18 – 23%.
11. Листовая сталь по любому из пп. 9, 10, в которой предел текучести больше 550 МПа и отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении составляет 0,60 и более.
12. Листовая сталь по любому из пп. 1 – 11, в которой указанная листовая сталь является горячеоцинкованной.
13. Способ производства листовой стали с покрытием, содержащий следующие последовательные этапы:
- обеспечение наличия заготовки, химический состав которой соответствует любому из пп. 1 – 6;
- повторный нагрев указанной заготовки до температуры 1000 - 1280°C;
- прокатку указанной заготовки полностью в аустенитном диапазоне, причем температура окончания горячей прокатки должна быть больше или равна 850°C для получения горячекатаной листовой стали;
- охлаждение горячекатаной листовой стали со скоростью охлаждения 35 - 55°C/с до температуры свертывания в рулон ниже или равной 580°C и свертывание в рулон указанной горячекатаной листовой стали;
- охлаждение указанной горячекатаной листовой стали до комнатной температуры;
- травление указанной горячекатаной листовой стали;
- холодную прокатку указанной горячекатаной листовой стали для получения холоднокатаной листовой стали;
- непрерывный отжиг указанной холоднокатаной листовой стали со скоростью нагрева 1 - 20°C/c до температуры выдержки между Ac1 и Ac3 в течение 600 с или менее,
- охлаждение листовой стали со скоростью больше 25°C/c до температуры 400 - 480°C и выдержку холоднокатаной листовой стали в течение 20-250 секунд;
- нанесение покрытия на холоднокатаную листовую сталь горячим окунанием в ванну с цинком или цинковым сплавом;
- охлаждение холоднокатаной листовой стали до комнатной температуры;
- отжиг в камерной печи холоднокатаной листовой стали с покрытием посредством ее нагрева до температуры выдержки 170 - 350°C и выдержки в течение 12 – 250 ч с последующим охлаждением листовой стали до комнатной температуры.
14. Способ по п. 13, в котором указанная температура свертывания в рулон ниже температуры Bs начала превращения бейнита.
15. Способ по п. 13 или 14, в котором температура выдержки холоднокатаной листовой стали составляет 780 - 950°C, причем выдержку выполняют в течение 10 – 600 с.
16. Способ по любому из пп. 13 – 15, в котором листовую сталь охлаждают со скоростью охлаждения больше 30°C/с после непрерывного отжига до температуры 400 - 480°C.
17. Способ по п. 16, в котором листовую сталь охлаждают со скоростью охлаждения менее 20°C/с после нанесения покрытия в ванной с цинком или цинковым сплавом.
18. Способ по любому из пп. 13 – 17, в котором листовую сталь отжигают в камерной печи при температуре 170 - 250°C в течение 12 – 30 ч.
19. Листовая сталь по любому из пп. 1 – 12, в которой указанная листовая сталь не содержит неотпущенного мартенсита.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| IBPCT/IB2016/000024 | 2016-01-18 | ||
| PCT/IB2016/000024 WO2017125773A1 (en) | 2016-01-18 | 2016-01-18 | High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same |
| PCT/IB2017/000018 WO2017125809A1 (en) | 2016-01-18 | 2017-01-17 | High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2712591C1 true RU2712591C1 (ru) | 2020-01-29 |
Family
ID=55300730
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2018129902A RU2712591C1 (ru) | 2016-01-18 | 2017-01-17 | Высокопрочная сталь, имеющая повышенную деформируемость, и способ производства такой стали |
Country Status (13)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US11466335B2 (ru) |
| EP (1) | EP3405340A1 (ru) |
| JP (1) | JP6751766B2 (ru) |
| KR (1) | KR102230103B1 (ru) |
| CN (1) | CN108463340B (ru) |
| BR (1) | BR112018013375B1 (ru) |
| CA (1) | CA3009117C (ru) |
| MA (1) | MA43659A (ru) |
| MX (1) | MX2018008561A (ru) |
| RU (1) | RU2712591C1 (ru) |
| UA (1) | UA119838C2 (ru) |
| WO (2) | WO2017125773A1 (ru) |
| ZA (1) | ZA201804092B (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2810466C1 (ru) * | 2020-07-24 | 2023-12-27 | Арселормиттал | Холоднокатаный, отожжённый стальной лист или горячепрессованная, отожжённая стальная деталь |
Families Citing this family (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6749818B2 (ja) * | 2016-02-29 | 2020-09-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2019122978A1 (en) * | 2017-12-21 | 2019-06-27 | Arcelormittal | Welded steel part used as motor vehicle part, hot pressed steel part, and method of manufacturing said welded steel part |
| CN108950405B (zh) * | 2018-08-14 | 2020-02-18 | 武汉钢铁有限公司 | 一种具有良好翻边性能的800MPa级多相钢及生产方法 |
| WO2020058748A1 (en) * | 2018-09-20 | 2020-03-26 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| US20220056543A1 (en) * | 2018-09-20 | 2022-02-24 | Arcelormittal | Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof |
| MX2021005866A (es) * | 2018-11-30 | 2021-07-16 | Arcelormittal | Hoja de acero recocido laminado en frio con una alta proporcion de expansion de agujero y proceso de fabricacion de la misma. |
| SE542893C2 (en) * | 2018-11-30 | 2020-08-18 | Voestalpine Stahl Gmbh | A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet |
| KR20210127922A (ko) * | 2019-02-18 | 2021-10-25 | 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. | 기계적 특성이 개선된 고강도 강 |
| WO2020229877A1 (en) * | 2019-05-15 | 2020-11-19 | Arcelormittal | A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture |
| WO2020245626A1 (en) * | 2019-06-03 | 2020-12-10 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| WO2020245627A1 (en) * | 2019-06-03 | 2020-12-10 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| WO2020250009A1 (en) * | 2019-06-12 | 2020-12-17 | Arcelormittal | A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof |
| ES2911656T3 (es) * | 2019-06-17 | 2022-05-20 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío |
| PT3754037T (pt) * | 2019-06-17 | 2022-04-19 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência |
| EP3754036B1 (en) * | 2019-06-17 | 2022-03-02 | Tata Steel IJmuiden B.V. | Heat treatment of high strength cold rolled steel strip |
| ES2911655T3 (es) * | 2019-06-17 | 2022-05-20 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío |
| WO2021116741A1 (en) * | 2019-12-13 | 2021-06-17 | Arcelormittal | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| WO2021176249A1 (en) * | 2020-03-02 | 2021-09-10 | Arcelormittal | High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof |
| CN111893379B (zh) * | 2020-07-13 | 2022-01-18 | 首钢集团有限公司 | 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法 |
| WO2022018501A1 (en) * | 2020-07-24 | 2022-01-27 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same |
| CN111996467B (zh) * | 2020-09-28 | 2022-05-20 | 首钢集团有限公司 | 一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法 |
| CN114763595B (zh) * | 2021-01-15 | 2023-07-07 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法 |
| CN114807736A (zh) * | 2021-01-21 | 2022-07-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种抗lme钢及抗lme钢板的制造方法 |
| CN113416887B (zh) * | 2021-05-21 | 2022-07-19 | 鞍钢股份有限公司 | 汽车超高成形性980MPa级镀锌钢板及制备方法 |
| CN114032452A (zh) * | 2021-10-11 | 2022-02-11 | 鞍钢集团北京研究院有限公司 | 一种高强塑积冷轧trip钢板及其制备方法 |
| CN116987974B (zh) * | 2023-08-14 | 2024-04-09 | 东北大学 | 一种高强度高韧性的低磁导率中锰钢及其制造方法 |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2418090C2 (ru) * | 2008-02-19 | 2011-05-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Лист высокопрочной стали, обладающий повышенной пластичностью, и способ его производства |
| EP2765212A1 (en) * | 2011-10-04 | 2014-08-13 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing same |
| WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
| RU2562582C1 (ru) * | 2011-08-09 | 2015-09-10 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению зоны термического влияния (haz), и способ его получения |
Family Cites Families (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3924108B2 (ja) | 2000-03-13 | 2007-06-06 | 新日本製鐵株式会社 | 予加工後のハイドロフォーム成形性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
| JP4716359B2 (ja) | 2005-03-30 | 2011-07-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2007114261A1 (ja) * | 2006-03-31 | 2007-10-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板 |
| US7979194B2 (en) | 2007-07-16 | 2011-07-12 | Cummins Inc. | System and method for controlling fuel injection |
| JP5332981B2 (ja) | 2009-07-08 | 2013-11-06 | 新日鐵住金株式会社 | 延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| CN102712980B (zh) | 2010-01-26 | 2014-07-02 | 新日铁住金株式会社 | 高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| JP5719545B2 (ja) | 2010-08-13 | 2015-05-20 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板 |
| JP5640898B2 (ja) * | 2011-06-02 | 2014-12-17 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| BR112014007530B1 (pt) | 2011-09-30 | 2018-12-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência e processo para produção da mesma |
| JP6290168B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2018-03-07 | フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ | 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法 |
| JP6232045B2 (ja) * | 2012-03-30 | 2017-11-15 | フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ | 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法 |
| US20150152533A1 (en) | 2012-06-05 | 2015-06-04 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Steel, Sheet Steel Product and Process for Producing a Sheet Steel Product |
| JP6221424B2 (ja) * | 2013-07-04 | 2017-11-01 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
| US10435763B2 (en) | 2014-04-15 | 2019-10-08 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product |
-
2016
- 2016-01-18 WO PCT/IB2016/000024 patent/WO2017125773A1/en active Application Filing
-
2017
- 2017-01-17 CN CN201780006864.6A patent/CN108463340B/zh active Active
- 2017-01-17 JP JP2018537455A patent/JP6751766B2/ja active Active
- 2017-01-17 MA MA043659A patent/MA43659A/fr unknown
- 2017-01-17 UA UAA201808805A patent/UA119838C2/uk unknown
- 2017-01-17 KR KR1020187020618A patent/KR102230103B1/ko active IP Right Grant
- 2017-01-17 MX MX2018008561A patent/MX2018008561A/es unknown
- 2017-01-17 CA CA3009117A patent/CA3009117C/en active Active
- 2017-01-17 EP EP17702943.6A patent/EP3405340A1/en active Pending
- 2017-01-17 RU RU2018129902A patent/RU2712591C1/ru active
- 2017-01-17 US US16/069,804 patent/US11466335B2/en active Active
- 2017-01-17 WO PCT/IB2017/000018 patent/WO2017125809A1/en active Application Filing
- 2017-01-17 BR BR112018013375-2A patent/BR112018013375B1/pt active IP Right Grant
-
2018
- 2018-06-19 ZA ZA2018/04092A patent/ZA201804092B/en unknown
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2418090C2 (ru) * | 2008-02-19 | 2011-05-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Лист высокопрочной стали, обладающий повышенной пластичностью, и способ его производства |
| RU2562582C1 (ru) * | 2011-08-09 | 2015-09-10 | Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн | Горячекатаный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности, который имеет превосходные характеристики поглощения энергии удара при низкой температуре и устойчивость к размягчению зоны термического влияния (haz), и способ его получения |
| EP2765212A1 (en) * | 2011-10-04 | 2014-08-13 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing same |
| WO2015080242A1 (ja) * | 2013-11-29 | 2015-06-04 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板 |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2810466C1 (ru) * | 2020-07-24 | 2023-12-27 | Арселормиттал | Холоднокатаный, отожжённый стальной лист или горячепрессованная, отожжённая стальная деталь |
| RU2812256C1 (ru) * | 2020-07-24 | 2024-01-26 | Арселормиттал | Холоднокатаный, отожжённый и подвергнутый перераспределению стальной лист и способ его изготовления |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US20210040576A1 (en) | 2021-02-11 |
| US11466335B2 (en) | 2022-10-11 |
| KR102230103B1 (ko) | 2021-03-19 |
| KR20180095671A (ko) | 2018-08-27 |
| JP6751766B2 (ja) | 2020-09-09 |
| UA119838C2 (uk) | 2019-08-12 |
| BR112018013375B1 (pt) | 2022-08-09 |
| CA3009117A1 (en) | 2017-07-27 |
| CN108463340A (zh) | 2018-08-28 |
| WO2017125773A1 (en) | 2017-07-27 |
| EP3405340A1 (en) | 2018-11-28 |
| JP2019506530A (ja) | 2019-03-07 |
| WO2017125809A1 (en) | 2017-07-27 |
| CA3009117C (en) | 2020-10-27 |
| MA43659A (fr) | 2018-11-28 |
| CN108463340B (zh) | 2021-07-06 |
| BR112018013375A2 (pt) | 2018-12-04 |
| MX2018008561A (es) | 2018-11-09 |
| ZA201804092B (en) | 2019-03-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2712591C1 (ru) | Высокопрочная сталь, имеющая повышенную деформируемость, и способ производства такой стали | |
| KR102325721B1 (ko) | 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법 | |
| CA2967196C (en) | Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained | |
| KR102325717B1 (ko) | 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법 | |
| CA3140117C (en) | A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof | |
| US11795519B2 (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| WO2020250098A1 (en) | A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof | |
| CA3141566C (en) | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| KR101115790B1 (ko) | 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| CA3138625C (en) | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| CA3183159A1 (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| WO2021116741A1 (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| CA3163313C (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| WO2023223078A1 (en) | A martensitic steel sheet and a method of manunfacturing thereof |