RU2721767C2 - Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения указанной стали - Google Patents

Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения указанной стали Download PDF

Info

Publication number
RU2721767C2
RU2721767C2 RU2017120860A RU2017120860A RU2721767C2 RU 2721767 C2 RU2721767 C2 RU 2721767C2 RU 2017120860 A RU2017120860 A RU 2017120860A RU 2017120860 A RU2017120860 A RU 2017120860A RU 2721767 C2 RU2721767 C2 RU 2721767C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
strip
paragraphs
content
hot
Prior art date
Application number
RU2017120860A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2017120860A3 (ru
RU2017120860A (ru
Inventor
Томас ШУЛЬЦ
Йоахим ШЁТЛЕР
Саша КЛЮГЕ
Original Assignee
Зальцгиттер Флахшталь Гмбх
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Зальцгиттер Флахшталь Гмбх filed Critical Зальцгиттер Флахшталь Гмбх
Publication of RU2017120860A publication Critical patent/RU2017120860A/ru
Publication of RU2017120860A3 publication Critical patent/RU2017120860A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2721767C2 publication Critical patent/RU2721767C2/ru

Links

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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/84—Controlled slow cooling
    • 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
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/561—Continuous furnaces for strip or wire with a controlled atmosphere or vacuum
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/562—Details
    • 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
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • C21D9/54—Furnaces for treating strips or wire
    • C21D9/56—Continuous furnaces for strip or wire
    • C21D9/58—Continuous furnaces for strip or wire with heating by baths
    • 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
    • C22C38/24—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
    • C22C38/26—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
    • C22C38/32—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/003—Apparatus
    • C23C2/0038—Apparatus characterised by the pre-treatment chambers located immediately upstream of the bath or occurring locally before the dipping process
    • 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
    • C23C2/26—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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C21D1/28—Normalising
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • 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
    • C21D2241/00—Treatments in a special environment
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing

Landscapes

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

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочной, закаливающейся на воздухе, многофазной стали, используемой для получения холоднокатаных или горячекатаных полос. Сталь имеет следующий состав, в мас.%: C от 0,075 до 0,115, Si от 0,400 до 0,500, Mn от 1,900 до 2,350, Cr от 0,200 до 0,500, Al от 0,005 до 0,060, N от 0,0020 до 0,0120, S 0,0030 или меньше, Nb от 0,005 до 0,060, Ti от 0,005 до 0,060, B от 0,0005 до 0,0030, Mo от 0,200 до 0,300, Ca от 0,0005 до 0,0060, Cu 0,050 или меньше, Ni 0,050 или меньше, остальное – железо и неизбежные примеси. Сталь обладает пределом прочности на разрыв в незакаленном на воздухе состоянии, равном 950 МПа, требуемой формуемостью и свариваемостью. 11 н. и 26 з.п. ф-лы, 6 ил., 2 пр.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к высокопрочной, закаливающейся на воздухе, многофазной стали с отличными технологическими характеристиками, согласно пункту 1 формулы изобретения. Выгодные усовершенствования являются предметом зависимых пунктов 2 - 22.
Кроме того, изобретение относится к способу получения горячекатаной и/или холоднокатаной полосы из указанной стали и к термической обработке стали с использованием закалки на воздухе и, необязательно, с последующим отпуском, согласно пунктам 23 - 30 формулы изобретения, и стальной полосы, полученной указанным способом, согласно пунктам 31 - 37.
В частности, изобретение относится к сталям, имеющим предел прочности на разрыв в диапазоне, по меньшей мере, 950 МПа в неотожженном состоянии для производства компонентов, которые обладают улучшенной способностью деформироваться (например, увеличенной раздачей отверстия и увеличенным углам изгиба) и улучшенными свойствами сварного шва.
Уровень техники
С помощью термообработки согласно изобретению, значения предела текучести и предела прочности на разрыв этих сталей могут быть увеличены, например, путем закалки на воздухе, необязательно с последующим отпуском.
Напряженный автомобильный рынок принуждает производителей к постоянному поиску решений для снижения потребления автомобильным хозяйством и выбросов CO2, при сохранении максимально возможного комфорта и защиты пассажиров. С одной стороны, уменьшение массы всех компонентов транспортного средства играет решающую роль, однако, с другой стороны, также влияет на оптимальное поведение отдельных компонентов в условиях высокой статической и динамической нагрузки, как в ходе эксплуатации, так и в случае аварии.
За счет предоставления высокопрочной и сверхвысокопрочной стали и уменьшения толщины листового металла, может быть снижена масса транспортного средства, при одновременном улучшении характеристик формования и свойств компонентов в ходе производства и эксплуатации.
Поэтому высокопрочные и сверхвысокопрочные стали должны удовлетворять сравнительно высоким требованиям в отношении их прочности и пластичности, поглощением энергии и обработки, такой как, например, в ходе продавливания, горячей и холодной штамповки, горячего отпуска (например, закалка на воздухе, затвердевание при сжатии), сваривания и/или обработки поверхности, например, усовершенствование металла, органическое покрытие или покрытие лаком.
Поэтому, кроме требуемого снижения массы за счет уменьшения толщины листов, вновь разработанные стали должны удовлетворять возрастающим требованиям, предъявляемым к материалам, таким как предел текучести, предел прочности на разрыв, характеристики затвердевания и удлинение при разрыве, и в то же время также обладать хорошими технологическими характеристиками, такими как способность деформироваться и свариваемость.
Следовательно, при уменьшении толщины листов, как указано выше, необходимо использовать высокопрочную или сверхвысокопрочную сталь с однофазной или многофазной микроструктурой, чтобы обеспечить достаточную прочность компонентам автомобилей и удовлетворять высоким требованиям, предъявляемым к этим компонентам по показателям: прочность на разрыв, сопротивление распространению краевой трещины, улучшенный угол изгиба и радиус изгиба, поглощение энергии и способность к закаливанию, и эффект упрочнения при отжиге.
Кроме того, существует возрастающий спрос на улучшенную пригодность к соединению в форме лучшей общей свариваемости, например, более свободно используемое пространство сваривания, когда применяется контактная точечная сварка, и улучшенный характер разрушения сварного шва (характер излома) в условиях механической нагрузки, а также достаточное сопротивление замедленному водородному охрупчиванию (то есть, замедленному свободному разрушению). Указанное выше также относится к пригодности для сваривания сверхвысокопрочной стали в производстве труб, которые получаются, например, с помощью метода высокочастотной индукционной сварки (HFI).
Способность раздачи отверстия представляет собой свойство материала, которое описывает сопротивление материала опасности разрушения и распространению трещины во время формообразующих операций в областях, близких к кромке, например, таких как формирование кольцевого выступа.
Например, испытание раздачи отверстия, определяется нормативным стандартом ISO 16630. Изготовленные заранее отверстия, например, пробитые внутри листа, затем расширяются с помощью оправки. Измеряемой величиной является изменение диаметра отверстия относительно исходного диаметра, на котором возникает первая трещина внутри листа по кромке отверстия.
Улучшенное сопротивление распространению краевой трещины означает увеличение способности деформироваться листовой кромки, может быть описано как увеличенная способность раздачи отверстия. Этот термин известен под синонимами "Низкое растрескивание кромки" (LEC) и "Высокая раздача отверстия" (HHE), а также маркировкой xpand®.
Угол изгиба описывает свойство материала, которое позволяет сделать выводы относительно характеристики материала в ходе формообразующих операций с преобладающими процессами изгибания (например, во время фальцовки) или также, когда материал подвергается разрушающей нагрузке. Поэтому увеличенный угол изгиба повышает безопасность пассажирского салон. Определение угла изгиба (α) определяется испытанием на изгиб пластины, которое изложено в нормативном стандарте VDA 238-100.
Указанные выше характеристики важны для компонентов, которым можно придавать форму очень сложных деталей до термической обработки, например воздушной закалки с необязательным отпуском.
Как известно, улучшенная свариваемость достигается, в частности, с помощью пониженного углеродного эквивалента. Поэтому синонимами являются, например "доперитектический" (UP) или уже известный термин "Низкий углеродный эквивалент" (LCE). Таким образом, содержание углерода обычно составляет меньше 0,120% по массе. Более того, характер разрушения или характер излома сварного шва может быть улучшен путем сплавления с микролегирующими элементами.
Компоненты высокой прочности должны обладать достаточным сопротивлением охрупчиванию материала, вызванного водородом. Применяемое в производстве автомобилей испытание «Усовершенствованных высокопрочных сталей» (AHSS) для оценки сопротивления хрупкому разрушению, вызванному водородом и связанному с производством, определяется нормативом SEP1970, где проводится испытание изгиба балки и испытание на растяжение отверстия. В конструкции транспортного средства, в большей степени применяются двухфазные стали, которые состоят из ферритной базовой микроструктуры, внутри которой внедрена вторая мартенситная фаза. Было установлено, что, в случае малоуглеродистых, микролегированных сталей, соотношение дополнительных фаз, таких как бейнит и остаточный аустенит, оказывает благоприятное влияние, например, на характеристику раздачи отверстия, характеристики изгиба и хрупкого разрушения, вызванного водородом. Таким образом, бейнит может находиться в различных формах, например, верхний и нижний бейнит.
Конкретные характеристики материала двухфазных сталей, такие как низкое отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности в сочетании с высоким пределом прочности на разрыв, сильное деформационное упрочнение и хорошая формуемость в холодном состоянии, хорошо известны, но часто уже недостаточны для деталей с еще более сложной геометрией.
В целом, группа многофазных сталей используется все в большей степени. Многофазные стали включают, например, стали с комбинированными фазами, ферритно-бейнитные стали, TRIP-стали, а также описанные выше двухфазные стали, которые характеризуются различными микроструктурными композициями.
Стали с комбинированными фазами, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые содержат небольшие доли мартенсита, остаточного аустенита и/или перлита в ферритно-бейнитной базовой микроструктуре, в которой сильное измельчение зёрен вызвано замедленной перекристаллизацией или осаждением микролегирующих элементов.
По сравнению с двухфазными сталями, эти стали с комбинированными фазами обладают повышенным пределом текучести, более высоким отношением напряжения при пределе текучести к пределу прочности, и пониженным деформационным упрочнением и повышенной способностью раздачи отверстия.
Ферритно-бейнитные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, содержащие бейнит или деформационно упрочненный бейнит в матрице феррита и/или деформационно упрочненный феррит. Прочность матрицы обусловлена высокой плотностью дислокаций, измельчением зёрен и осаждением микролегирующих элементов.
Двухфазные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали с ферритной базовой микроструктурой, в которой вторая мартенситная фаза внедрена в виде островков, в некоторых случаях также с участками бейнита, в качестве второй фазы. Двухфазные стали имеют высокий предел прочности на разрыв, и в то же время также обладают низким отношением напряжения при пределе текучести к пределу прочности и сильным деформационным упрочнением.
TRIP-стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали с преимущественно ферритной базовой микроструктурой, в которую внедряются бейнит и остаточный аустенит, который может превратиться в мартенсит в ходе деформации (TRIP эффект). В связи с сильным деформационным упрочнением, эта сталь обладает высокими значениями равномерного удлинения и предела прочности на разрыв. В комбинации с эффектом упрочнения при отжиге, может быть достигнута высокая прочность компонентов. Эти стали подходят для вытяжки методом растяжения, а также для глубокой вытяжки. Однако в процессе формования материала требуются, повышенные значения задерживающей силы листового металла и сжимающей силы. Следует учитывать сравнительно сильное упругое восстановление.
Высокопрочные стали с однофазной микроструктурой включают, например, бейнитные и мартенситные стали.
Бейнитные стали, согласно документу EN 10346, характеризуются очень высоким пределом текучести и пределом прочности на разрыв с достаточно высоким удлинением для процессов холодной штамповки. Их химический состав обеспечивает хорошую свариваемость. Обычно микроструктура состоит из бейнита. Небольшая доля других фаз, например, мартенсита и феррита может входить в микроструктуру.
Мартенситные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые содержат небольшую долю феррита и/или бейнита в базовой микроструктуре мартенсита в результате термо-механической прокатки. Этот сорт стали характеризуется очень высоким пределом текучести и пределом прочности на разрыв при достаточно высоком удлинении для процессов холодной штамповки. В пределах группы многофазных сталей, мартенситные стали обладают самыми большими значениями предела прочности на разрыв. Их пригодность для глубокой вытяжки является ограниченной. Главным образом, мартенситные стали пригодны для процессов гибочного формования, таких как роликовое профилирование.
Термически обрабатываемые стали, согласно документу EN 10083, представляют собой стали, которые приобретают высокий предел прочности на разрыв и долговечность за счет термической обработки (т.е. закалочное упрочнение и отпуск). Когда охлаждение в ходе упрочнения на воздухе приводит к бейниту или мартенситу, такой способ называется "закалка на воздухе". Путем отпуска после упрочнения можно воздействовать на отношение прочность/ударная вязкость заданным образом.
Области применения и процессы производства.
Высокопрочные и сверхвысокопрочные многофазные стали применяются, в частности, в конструкциях, шасси и компонентам, связанным с аварией, в качестве пластин листового металл, нестандартных заготовок, а также гибких холоднокатаных полос, так называемых TRB® или нестандартных полос.
Технология легковесных нестандартно прокатанных заготовок (TRB®) обеспечивает значительное снижение веса с помощью приспособленной к нагрузке толщине листа по всей длине детали и/или разным сортам стали.
В установке непрерывного отжига имеет место специальная термическая обработка для регулирования определенной микроструктуры, в которой, например, сравнительно мягкие компоненты, такие как феррит или бейнитный феррит, приводят к низкому пределу текучести стали, а твердые компоненты стали, такие как мартенсит или обогащённый углеродом бейнит, дают вклад в прочность стали.
По экономическим причинам, холоднокатаные полосы высокопрочной или сверхвысокопрочной стали обычно отжигаются в процессе непрерывного отжига с образованием легко формуемого металлического листа. В зависимости от состава сплава и поперечного сечения полосы, устанавливаются технологические параметры, такие как пропускная способность, температура отжига и скорость охлаждения (градиент охлаждения), в соответствии с необходимыми механико-технологическими свойствами и поэтому с заданной микроструктурой.
Для регулирования двухфазной микроструктуры, декапированная горячая полоса, с типичной толщиной между 1,50 и 4,00 мм, или холодная полоса, с типичной толщиной от 0,50 до 3,00 мм, нагревается в печи непрерывного отжига до такой температуры, при которой заданная микроструктура образуется во время перекристаллизации и охлаждения.
Особенно в случае различных толщин в промежуточной области от одной полосы к другой трудно добиться постоянной температуры. При непрерывном отжиге композиций сплава с очень узкими технологическими интервалами, это может привести к такой ситуации, что, например, или более тонкая полоса перемещается по печи слишком медленно, и, таким образом, снижается производительность или более толстая полоса перемещается по печи слишком быстро и, таким образом, не удается добиться необходимой температуры отжига и градиента охлаждения, чтобы получить заданную микроструктуру. В результате увеличивается количество брака и повышаются затраты на ошибки производства.
Таким образом, необходимы расширенные технологические интервалы, при заданных одинаковых технологических параметрах для того, чтобы можно было получить необходимые характеристики полосы даже в случае увеличенного поперечного сечения полосы, подвергаемой отжигу.
Проблема очень узкого технологического интервала является особенно выраженной при отжиге, когда необходимо получить детали, оптимизированные по нагрузке, из горячекатаной или холоднокатаной полосы, которая имеет переменную толщину по всей длине и ширине полосы (например, путем гибкой прокатки).
Однако при вовлечении листов с сильно переменной толщиной, производство TRB® с многофазной микроструктурой, используя известные в настоящее время сплавы и доступные устройства непрерывного отжига, требуются повышенные затраты, например дополнительная термическая обработка до холодной прокатки. В областях с различной толщиной листа, то есть, в случае переменного уменьшения толщины проката, в холоднокатаных и горячекатаных полосах стали, не может устанавливаться однородная многофазная микроструктура из-за разности температур в традиционных узких технологических интервалах, специфичных для сплавов.
Способ получения стальной полосы с различной толщиной по всей длине полосы, например, описан в документе DE 100 37 867 A1.
При сильной потребности в коррозионной защите, когда требуется горячее цинкование поверхности горячей или холодной полосы, обычно отжиг проводится в печи непрерывного отжига, расположенной до ванны горячего цинкования.
Кроме того, в случае горячей полосы, в зависимости от концепции легирования, заданная микроструктура не устанавливается до отжига в непрерывной печи, для того чтобы получить требуемые механические свойства.
Таким образом, установлено, что параметрами является регулирование температуры и скорости отжига, а также скорость охлаждения (градиент охлаждения) при непрерывном отжиге, поскольку фазовое превращение зависит от температуры и времени. Следовательно, чем меньше чувствительность стали к однородности механических характеристик, в ходе изменения температуры и периода действия при непрерывном отжиге, тем шире является технологический интервал.
При непрерывном отжиге горячекатаных или холоднокатаных стальных полос различной толщины с известной концепцией легирования для двухфазной стали, например, например, из открытой публикации документов EP 2 028 282 A1, WO 2013/113304 или EP 2 031 081 A1, проблема состоит в том, что, даже если требуемые механические характеристики могут быть удовлетворены с помощью указанных сплавных композиций, имеется только узкий технологически интервал, реализуемый для использованных параметров отжига, в пределах которого можно добиться однородных механических характеристик по всей длине полосы, также в случае переменного поперечного сечения, например, в случае изменений ширины или толщины, без согласования технологических параметров.
При использовании известных концепций легирования, узкий технологический интервал уже затрудняет реализацию однородных механических характеристик по всей длине и ширине полосы при непрерывном отжиге полос с различной толщиной.
В случае гибкой холоднокатаной полосы, изготовленной из многофазной стали известного состава, слишком узкий технологический интервал или приводит к областям с меньшей толщиной листа, который обладает избыточной прочностью, обусловленной избыточной долей мартенсита из-за процесса превращения во время охлаждения, или к областям с большей толщиной листа, обладающим недостаточной прочностью в результате недостаточной доли мартенсита. Однородные механико-технологические характеристики по длине или ширине полосы практически невозможно реализовать с использованием известных концепций легирования при непрерывном отжиге.
Цель достижения окончательных механико-технологических характеристик в узкой области по длине и ширине полосы путем контролируемой корректировке объемного соотношения фаз микроструктуры имеет наивысший приоритет, и поэтому она возможна только за счет расширения технологического интервала. Известные концепции легирования многофазной стали характеризуется слишком узким технологическим интервалом, и поэтому они не пригодны для разрешения указанной проблемы, особенно в случае гибко катаной полосы. Для известных в настоящее время концепций легирования могут быть получены только стали одного класса прочности, с определенными параметрами поперечного сечения (толщин листа и ширина полосы), поэтому требуются различные концепции легирования для различных классов прочности или параметров поперечного сечения.
В производстве стали отмечена тенденция к снижению углеродного эквивалента для достижения усовершенствованной холодной обработки (холодной прокатки, холодной штамповки) и улучшенных характеристик эксплуатации.
Однако важным фактором оценки является пригодность для сваривания, которая характеризуется, среди других показателей, углеродным эквивалентом.
Например, в следующих углеродных эквивалентах
• CEV (IIW) = C + Mn / 6 + (Cu + Ni) / 15 + (Cr + Mo + V) / 5
• CET = C + (Mn + Mo) / 10 + (Cr + Cu) / 20 + Ni / 40
• PCM = C + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B
принимаются во внимание характеристики стандартных элементов, таких как углерод и марганец, а также хром или молибден и ванадий (содержание, в % по массе).
Кремний играет только второстепенную роль при расчете углеродного эквивалента. Это имеет решающее значение для настоящего изобретения. Уменьшение углеродного эквивалента путем снижения содержания углерода, а также марганца следует компенсировать за счет содержания кремния. Таким образом, улучшается сопротивление распространению краевой трещины и пригодности к свариванию, при сохранении такой же прочности.
Низкое отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности (Re/Rm) в диапазоне прочности выше 950 МПа в исходном состоянии является типичным для двухфазной стали и является полезным, особенно для формуемости при операциях волочения и глубокой вытяжки. Это предоставляет конструктору информацию относительно интервала между последующей пластической деформацией и повреждением материала при квазистатической нагрузке. Следовательно, пониженные отношения пределов текучести предоставляет повышенный запас прочности для повреждения детали.
Повышенное отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности (Re/Rm), является типичным для сталей с комбинированными фазами, и также характеризуется высоким сопротивлением к краевым трещинам. Это может быть связано с меньшими различиями в прочности и твёрдости отдельных микроструктурных составных частей и более дисперсной микроструктурой, что оказывает благоприятный эффект на равномерную деформацию в области режущей кромки.
Что касается предела текучести, а также отношения напряжения при пределе текучести к пределу прочности (Re/Rm), существует перекрывающийся диапазон в стандартах, в котором возможно распределение как комплексных, так и двухфазных сталей, что приводит к улучшенным характеристикам материала.
Аналитическая перспектива достижения минимальной прочности на разрыв 950 МПа для многофазных сталей является весьма разнообразной и демонстрирует очень большие диапазоны легирования для элементов, повышающих прочность: углерод, кремний, марганец, фосфор, азот, алюминий, а также хром и/или молибден, а также добавление микроэлементов, таких как титан, ниобий, ванадий и бор.
Пространственный спектр в этом диапазоне прочности является широким и находится в диапазон толщины приблизительно от 0,50 до 4,00 мм для полос, которые предназначены для непрерывного отжига. Применяемым исходным материалом может быть горячекатаная полоса, холоднокатаная-горячекатаная полоса и холодная полоса. Главным образом, используются полосы шириной приблизительно до 1600 мм, а также и рулонные полосы, разрезанные по размерам, которые получаются из продольного разреза полос. Листовые металлы или пластины получаются путем поперечного разрезания полос.
Сорта стали, закаливающиеся на воздухе, известны, например, из документов EP 1 807 544 B1, WO 2011/000351 и EP 2227 574 B1, с минимальными пределами прочности на разрыв 800 (LH®800) и 900 МПа (LH®900), соответственно, в горячекатаном или холоднокатаном варианте характеризуются очень хорошей формуемостью в низкоуглеродистом состоянии (характеристики глубокой вытяжки) и высокой прочностью после термической обработки (отпуск).
Во время твердения, микроструктура стали трансформируется в аустенитном диапазоне путем нагревания, предпочтительно до температуры выше 950°C в защитной газовой атмосфере. В ходе последующего охлаждения на воздухе или в защитной газовой среде, мартенситная микроструктура формируется в качестве высокопрочного компонента.
Последующий отпуск обеспечивает удаление остаточной нагрузки в упрочненном компоненте. В то же время, твёрдость компонента снижается так, чтобы была достигнута требуемая величина ударной вязкости.
Поэтому целью изобретения является разработка новой рентабельной концепции легирования для многофазной, закаливающейся на воздухе стали длительного пользования, имеющей отличные технологические характеристики и минимальный предел прочности на разрыв 950 МПа в состоянии без термообработки, в продольном и поперечном направлении прокатки, предпочтительно с двухфазной микроструктурой, в которой технологический интервал для непрерывного отжига горячих или холодных полос расширяется таким образом, что, кроме полос с различными поперечными сечениями, могут быть получены полосы стали, толщина которых изменяется по всей длине полосы и необязательно по ширине полосы, с совершенно однородными механико-технологическими свойствами.
Кроме того, необходимо обеспечить обработку стали горячим способом окунания, и должен быть описан способ производства полосы, изготовленной из этой стали.
Также планируется обеспечить достаточную формуемость, HFI свариваемость, отличную общую свариваемость, и стойкость при обработке стали горячим способом окунания и при отпуске.
Согласно рекомендации изобретения, указанная цель достигается для стали, имеющей следующий химический состав в % по массе:
C от ≥ 0,075 до ≤ 0,115
Si от ≥ 0,400 до ≤ 0,500
Mn от ≥ 1,900 до ≤ 2,350
Cr от ≥ 0,200 до ≤ 0,500
Al от ≥ 0,005 до ≤ 0,060
N от ≥ 0,0020 до ≤ 0,0120
S ≤ 0,0030
Nb от ≥ 0,005 до ≤ 0,060
Ti от ≥ 0,005 до ≤ 0,060
B от ≥ 0,0005 до ≤ 0,0030
Mo от ≥ 0,200 до ≤ 0,300
Ca от ≥ 0,0005 до ≤ 0,0060
Cu ≤ 0,050
Ni ≤ 0,050
причем остальное приходится на железо и обычные сопровождающие сталь примеси, связанные с плавкой, в которой, что касается возможного наиболее широкого технологического интервала во время непрерывного отжига горячей полосы и холодной полосы, изготовленной из этой стали, суммарное содержание (Mn + Si + Cr) устанавливается в зависимости от толщины полученной полосы, следующим образом:
вплоть до 1,00 мм: сумма (Mn + Si + Cr o) ≥ 2,800 и ≤ 3,000%
свыше 1,00 до 2,00 мм: сумма (Mn + Si + Cr) ≥ 2,850 и ≤ 3,100%
свыше 2,00 мм: сумма (Mn + Si + Cr) ≥ 2,900 и ≤ 3,200%.
В результате описанной в пунктах 24 и 25 формулы изобретения, относящихся к способу, возможности усовершенствования обработки горячим способом окунания (например, горячим цинкованием) полос стали, изготовленных из стали согласно изобретению с высоким содержанием кремния, вплоть до 0,500%, можно обходиться без добавления ванадия для того, чтобы обеспечить стойкость к отпуску.
Согласно изобретению, микроструктура состоит из основных фаз феррита и мартенсита и вторичной фазы бейнита, что определяет улучшенные механические характеристики стали.
Сталь согласно изобретению характеризуется низким углеродным эквивалентом и, в случае ограничения углеродного эквивалента CEV (IIW), максимум до 0,66% в зависимости от толщины листа, с целью достижения отличной свариваемости и дополнительных специфических свойств, описанных ниже. Для листов толщиной до 1,00 мм показано, что выгодным является значение CEV (IIW) максимум 0,62%, для листов толщиной до 2,00 мм – максимальное значение 0,64%, и при толщине выше 2,00 мм - максимальное значение 0,66%.
Благодаря своему химическому составу, сталь согласно изобретению может быть получена в широком диапазоне параметров горячей прокатки, например, с температурой сматывания полосы в рулон выше температуры начала образования бейнита (вариант A). Кроме того, путем контроля процесса заданным образом может быть установлена микроструктура, которая позволяет получать холоднокатаную сталь согласно изобретению без предварительного мягкого отжига, где могут быть использованы степени холодной прокатки между 10 и 40% за проход холодной прокатки.
Сталь согласно изобретению является вполне подходящей в качестве исходного материала для усовершенствованной обработки горячим способом окунания и обладает значительно расширенным технологическим интервалом по сравнению с известными сталями, благодаря совокупному количеству Mn, Si, и Cr, добавленному согласно изобретению, в зависимости от толщины полосы, которая будет получена.
Испытания неожиданно показали, что широкий технологический интервал, внутри которого получаются необходимые механические характеристики, может поддерживаться, когда суммарное содержание (Mn + Si + Cr) устанавливается согласно толщине листа.
Это приводит к увеличенной надёжности процесса во время непрерывного отжига холодной и горячей полос с двухфазной или многофазной микроструктурой. Следовательно, могут быть получены более однородные механико-технологические свойства в полосе для непрерывно отожженных горячих или холодных полос, даже в случае различного поперечного сечения и других одинаковых технологических параметров.
Это распространяется на непрерывный отжиг последующих полос с различным поперечным сечением, а также к полосам с переменной толщиной по всей длине или ширине полосы. Например, это позволяет проводить обработку в заданном диапазоне толщины (например, толщина полосы меньше 1,00 мм, толщина полосы от 1,00 мм до 2,00 мм и толщина полосы свыше 2,00 мм).
Когда высокопрочная горячая или холодная полоса с переменной толщиной получается из многофазной стали согласно изобретению в процессе непрерывного отжига, из этих горячих или холодных полос могут быть получены компоненты, которые являются деталями, оптимизированными по нагрузке.
Стальная полоса согласно изобретению может быть получена как холодная и горячая полоса, а также как холодная вторично прокатанная горячая полоса с помощью линии горячего цинкования или линии чистого непрерывного отжига в состоянии очищенной и неочищенной поверхности, в растянуто-изогнутом и нерастянуто-изогнутом состоянии, а также в термообработанном (перестаренном) состоянии.
Для состава сплава согласно изобретению, полосы стали могут быть получены путем неполного отжига между температурами Ac1 и Ac3, или путем аустенизационного отжига выше Ac3 с окончательным контролируемым охлаждением, что приводит к двухфазной или многофазной микроструктуре.
Было обнаружено, что температура отжига приблизительно от 700 до 950°C является благоприятной. В зависимости от общего процесса (непрерывного отжига или дополнительная горячая обработка окунанием), существуют различные подходы для термической обработки.
В случае установки непрерывного отжига без последующей усовершенствованной обработки горячим способом окунания, полоса охлаждается от температуры отжига до промежуточной температуры приблизительно от 160 до 250°C, при скорости охлаждения приблизительно от 15 до 100°C/сек. Необязательно, можно заранее провести охлаждение до предшествующей промежуточной температуры от 300 до 500°C со скоростью охлаждения приблизительно от 15 до 100°C/сек. Окончательно охлаждение до комнатной температуры проводится при скорости охлаждения приблизительно от 2 до 30°C/сек (смотрите способ 1, фигура 6a).
В случае термической обработки в усовершенствованной очистке горячим способом окунания, возможны два профиля температуры. Охлаждение прекращается, как описано выше, до введения в горячую ванну для окунания и продолжается только после выхода из ванны до тех пор, пока не будет достигнута промежуточная температура приблизительно от 200 до 250°C. В зависимости от температуры горячей ванны для окунания, это приводит к температуре выдерживания в горячей ванне для окунания приблизительно от 400 до 470°C. И в этом случае охлаждение до комнатной температуры снова проводят при скорости охлаждения приблизительно от 2 до 30°C/сек (смотрите способ 2, фигура 6b).
Второй вариант температурного профиля во время усовершенствованной обработки горячим способом окунания включает поддержание температуры приблизительно в течение 1 – 20 сек при промежуточной температуре приблизительно от 200 до 350°C и затем повторный нагрев до температуры приблизительно от 400 до 470°C, необходимой для усовершенствованной обработки горячим способом окунания. Полоса снова охлаждается приблизительно от 200 до 250°C после очистки. Охлаждение до комнатной температуры снова проводится при скорости охлаждения приблизительно от 2 до 30°C/сек (смотрите способ 3, фигура 6c). В известных двухфазных сталях, кроме углерода, также марганец, хром и кремний ответственны за превращение аустенита в мартенсит. Комбинация элементов углерода, кремния, марганца, азота, молибдена и хрома, а также ниобия, титана и бора, которые добавляются в заданных пределах, обеспечивают необходимые механические характеристики, такие как минимальный предел прочности на разрыв 950 МПа, и в то же время также значительное расширение технологического интервала в ходе непрерывного отжига.
Кроме того, для материала характерно, что в результате увеличения добавления марганца в весовых процентах, область феррита сдвигается в более отдаленный период времени и пониженные температуры во время охлаждения. Таким образом, доля феррита снижается в большей или меньшей степени за счет увеличенного количества бейнита, в зависимости от технологических параметров.
Путем регулирования малого содержания углерода ≤ 0,115% по массе, может быть снижен углеродный эквивалент, тем самым улучшается свариваемость и устраняется избыточное упрочнение во время сваривания. В случае контактной точечной сварки, также может быть значительно увеличен срок службы электрода.
Влияние элементов в сплаве согласно изобретению более подробно описано ниже. Сопутствующие элементы неизбежны и рассматриваются в аналитической концепции в связи с их влиянием, в случае необходимости.
Сопутствующими элементами являются элементы, которые уже присутствуют в железной руде, или в стали в результате процесса производства. Из-за преимущественно отрицательного влияния таких элементов, обычно они считаются нежелательными. Эти элементы стремятся удалить до приемлемого содержания или перевести их в более безвредные формы.
Водород (H) является единственным элементом, который может диффундировать сквозь решетку железа без генерирования напряжений в решётке. В результате водород обладает относительной подвижностью в решетке железа и может относительно легко поглощаться во время обработки стали. Водород может поглощаться в решётке железа только в атомной (ионной) форме.
Водород является сильным охрупчивающим элементом и диффундирует предпочтительно к энергетически благоприятным центрам (дефекты, границы зерен, и др.). Таким образом, дефекты играют роль ловушек водорода и могут значительно увеличить время пребывания водорода в материале.
Рекомбинация с образованием молекулярного водорода может привести к холодному растрескиванию. Это явление происходит вместе с водородным охрупчиванием или с индуцированным водородом коррозионным растрескиванием под напряжением. Часто водород является причиной так называемого замедленного разрушения, которое происходит без внешней нагрузки. Поэтому содержание водорода в стали должно быть как можно низким.
Более однородная структура, которая достигается в стали согласно изобретению, в частности, благодаря расширенному технологическому интервалу, также снижает восприимчивость к водородному охрупчиванию.
Кислород (O): В расплавленном состоянии, сталь имеет относительно высокую поглощающую способность для газов. Однако при комнатной температуре, кислород растворяется лишь очень малом количестве. Аналогично водороду, кислород может диффундировать в материале только в атомарной форме. В связи с сильным охрупчивающим действием и отрицательным влиянием на сопротивление старению, предпринимаются усилия для снижения содержания кислорода в ходе производства стали насколько это возможно.
Для снижения содержания кислорода существуют такие подходы к технологии производства, как вакуумная обработка и аналитические подходы. Путем добавления некоторых легирующих элементов, кислород можно переводить в более безопасное состояние. Таким образом, кислород обычно связывается с марганцем, кремнием и/или алюминием в процессе раскисления стали. Однако образующиеся оксиды как дефекты в материале могут вызвать ухудшение характеристик.
Следовательно, по указанным причинам содержание кислорода в стали должно быть как можно низким.
Фосфор (P) представляет собой микроэлемент в железной руде, причем он растворяется в решётке железа как атом замещения. Фосфор повышает твёрдость за счет упрочнения твёрдым раствором и улучшает закаливаемость. Однако обычно стремятся снизить содержание фосфора насколько это возможно, в частности, потому, что в результате малой скорости диффузии фосфора он оказывает сильное влияние на сегрегацию и сильно снижает прочность на разрыв. Осаждение фосфора на границах зерен может вызвать растрескивание на границах зерен. Кроме того, фосфор повышает температуру перехода из вязкого состояния в хрупкое на величину до 300°C. Во время горячей прокатки, ближайшие к поверхности оксиды фосфора могут привести к выделению на границах зерен.
Однако, благодаря низкой стоимости и значительному увеличению прочности, в некоторых сталях фосфор используется в малом количестве (< 0,1%) в качестве микролегирующего элемента, например, в высокопрочных IF-сталях (свободных от внедрения), сталях, упрочненных отжигом или также в некоторых концепциях легирования для двухфазных сталей. Сталь согласно изобретению отличается от известных аналитических концепций, в которых фосфор используется в качестве элемента, образующего твёрдый раствор, в частности, потому что фосфор не добавляется, а его содержание регулируется на возможно низком уровне.
По причинам, указанным выше, содержание фосфора в стали согласно изобретению ограничено количеством, которое неизбежно при производстве стали.
Сера (S), подобно фосфору, связана в железной руде в виде микроэлемента. Присутствие серы нежелательно в стали (за исключением автоматизированных сталей), поскольку она имеет склонность к сильной сегрегации и вызывает сильное охрупчивание. Поэтому стремятся получить как можно низкое содержание серы в расплаве, например, путем вакуумной обработки. Кроме того, путем добавления марганца, присутствующая сера превращается в относительно безвредное соединение – сульфид марганца (MnS). Сульфиды марганца часто раскатываются в виде ленты в ходе прокатки, и они действуют как центры образования зародышей для трансформации. Особенно в случае диффузионно контролируемого превращения, это приводит к микроструктуре, которая имеет лентовидную конфигурацию и может вызвать ухудшение механических свойств в случае сильно выраженной полосчатости (например, выраженные полосы мартенсита вместо распределенных островков мартенсита, анизотропные характеристики материала, уменьшенное удлинение при разрыве).
По причинам, указанным выше, содержание серы в стали согласно изобретению ограничивается до ≤ 0,0030% по массе, целесообразно до ≤ 0,0025% по массе или оптимально до ≤ 0,0020% по массе, или до количества, которое неизбежно при производстве стали.
Легирующие элементы обычно добавляются в сталь для того, чтобы оказать влияние на специфические свойства заданным образом. Легирующий элемент может влиять на различные свойства в различных сталях. Обычно этот эффект зависит от количества и состояния раствора в материале.
Следовательно, взаимодействия могут быть совершенно разнообразными и сложными. Влияние легирующих элементов будет рассматриваться ниже более подробно.
Углерод (C) является наиболее важным легирующим элементом в стали. Для превращения железа в сталь требуется заданное введение углерода до 2,06% по массе. Часто содержание углерода резко снижается во время производства стали. В случае двухфазных сталей для непрерывного горячего нанесения покрытия окунанием, содержание углерода составляет максимум 0,230% по массе, согласно документам EN 10346 или VDA 239-100, причем минимальное содержание не регламентируется.
Благодаря относительно небольшому атомному радиусу углерод растворяется как фаза внедрения в решётке железа. Максимальная растворимость в фазе α-железа составляет 0,02% и в γ-железе - максимум 2,06%. В растворенной форме углерод значительно повышает закаливаемость стали и, таким образом, является обязательным для образования достаточного количества мартенсита. Однако избыточное содержание углерода увеличивает различие твёрдости между ферритом и мартенситом и ограничивает свариваемость.
Для выполнения требований, например, относительно высокой раздачи отверстия и углов изгиба, сталь согласно изобретению содержит меньше, чем 0,115% углерода по массе.
В результате различной растворимости углерода в указанных фазах, в ходе фазового превращения необходимы резко выраженные процессы диффузии, которые могут привести к весьма различным кинетическим условиям. Кроме того, углерод повышает термодинамическую стабильность аустенита, что продемонстрировано на фазовой диаграмме как расширение области аустенита до более низкой температуры. Поскольку содержание принудительно растворенного углерода в мартенсите увеличивается, возрастают искажения решетки и, вместе с этим, прочность фазы, образующейся без диффузии.
Углерод также образует карбиды. Фаза цементита (Fe3C) содержится почти в каждой стали. Однако также могут образоваться более твердые специальные карбиды других металлов, например, таких как хром, титан, ниобий, ванадий. Не только тип, но также распределение и размер частиц осадка имеют решающее значение для окончательного увеличения прочности. С целью обеспечения достаточной прочности, с одной стороны, и хорошей свариваемости, улучшенной раздачи отверстия, улучшенного угла изгиба, и достаточного сопротивления растрескиванию, вызванному водородом (то есть, без замедленного разрушения), с другой стороны, минимальное содержание углерода устанавливается равным 0,075% по массе и максимальное содержание углерода - равное 0,115% по массе; целесообразным является и содержание, регулируемое в зависимости от поперечного сечения, например:
Толщина материала меньше, чем 1,00 мм (C ≤ 0,100% по массе)
Толщина материала между 1,00 и 2,00 мм (C ≤ 0,105% по массе.)
Толщина материала выше 2,00 мм (C ≤ 0,115% по массе).
Кремний (Si) связывает кислород во время разливки и, таким образом, используется для раскисления стали. Для последующих характеристик стали важно, что коэффициент сегрегации значительно меньше, чем, например, в случае марганца (0,16 по сравнению с 0,87). Обычно сегрегация приводит к полосчатому расположению компонентов микроструктуры, что ухудшает способность к формованию, например раздачи отверстия и способности к изгибанию.
Характерно, что добавление кремния приводит к сильному упрочнению твёрдого раствора. Добавление 0,1% кремния приводит к увеличению предела прочности на разрыв приблизительно на 10 МПа, причем добавка до 2,2% кремния лишь незначительно ухудшает растяжение. Это было исследовано для различных значений толщины листов и температуры отжига. Увеличение содержания кремния от 0,2% до 0,6% приводит к увеличению прочности приблизительно на 20 МПа на пределе текучести и приблизительно на 70 МПа на пределе прочности на разрыв. При этом удлинение при разрыве снижается приблизительно только на 2%. Последнее, в частности, является следствием того факта, что кремний снижает растворимость углерода в феррите, что вызывает смягчение феррита, и это, в свою очередь улучшает формуемость. Кроме того, кремний предотвращает образование карбидов, которые снижают пластичность, будучи хрупкими фазами. Слабое влияние кремния на увеличение прочности в пределах состава стали согласно изобретению дает основание для широкого технологического интервала.
Другим важным эффектом является то, что кремний обеспечивает образование феррита за меньшее время при пониженной температуре, таким образом, давая возможность образоваться достаточному количеству феррита до закалки. Во время горячей прокатки, это обеспечивает основу для улучшенной холодной прокатываемости. В процессе горячего нанесения покрытия окунанием аустенит обогащается углеродом, за счет ускоренного образования феррита, и таким образом, стабилизируется. Поскольку кремний затрудняет образование карбида, аустенит дополнительно стабилизируется. Таким образом, при ускоренном охлаждении, можно подавить образование бейнита в пользу мартенсита.
Добавление кремния в диапазоне согласно изобретению приводит к дополнительным неожиданным эффектам, описанным ниже. Например, вышеописанное торможение образование карбида также может быть вызвано алюминием. Однако алюминий образует стабильные нитриды, поэтому будет недостаточное количество доступного азота для образования карбонитридов с микролегирующими элементами. В результате легирования кремнием, эта проблема отсутствует, так как кремний не образует карбиды или нитриды. Таким образом, кремний оказывает косвенное положительное влияние на образование осадка микросплавов, которые, в свою очередь, оказывают положительное влияние на прочность материала. Поскольку повышение температуры под действием кремния имеет тенденцию к укрупнению зерен, микролегирование ниобием, титаном и бором является особенно подходящим, так как задает регулирование содержания азота в стали согласно изобретению.
Как известно, в сталях, сильно легированных кремнием, можно ожидать образование прочно прилипающей красной окалины, и появляется повышенный риск от закатанной окалины во время горячей прокатки, которая может влиять на последующий результат травления и производительность травления. Указанный эффект не может наблюдаться в стали согласно изобретению, содержащей от 0,400% до 0,500% кремния, где травление эффективно осуществляется хлористоводородной кислотой вместо серной кислоты.
Что касается возможности цинкования содержащей кремний стали, в документе DE 196 10 675 C1, в частности, описано, что стали, содержащие до 0,800% кремния или до 2,000% кремния нельзя подвергать горячему цинкованию из-за очень низкой смачиваемости поверхности стали жидким цинком.
Кроме перекристаллизации полностью закаленной полосы, атмосферные условия в устройстве непрерывного горячего цинкования во время обработки отжига вызывают восстановление оксида железа, который может образоваться на поверхности, например, в течение холодной прокатки или в результате хранения при комнатной температуре. Однако для компонентов сплава, имеющих сродство к кислороду, таких как кремний, марганец, хром, бор, общая атмосфера является окислительной, что может привести к сегрегации и селективному окислению указанных элементов. Это селективное окисление может происходить снаружи, то есть, на поверхности основания, а также внутри металлической матрицы.
Известно, что во время отжига, особенно кремний, может диффундировать к поверхности с образованием оксидов в виде тонкой плёнки, или индивидуально, или вместе с марганцем. Указанные оксиды могут предотвращать контакт между основанием и расплавом и препятствуют или значительно ухудшают взаимодействие смачивания. В результате могут появляться неоцинкованные центры, так называемые “оголённые участки” или даже большие поверхностные участки без покрытия. Более того, ухудшенное взаимодействие смачивания может привести к недостаточному образованию пассивирующего слоя, и таким образом, к уменьшению адгезии слоя цинка или цинкового сплава на основании. Указанные выше механизмы также можно применять для декапированной горячей полосы или холодной вторично прокатанной горячей полосы.
В отличие от уровня техники, неожиданно было показано, что только благодаря соответствующей эксплуатации печи во время рекристаллизационного отжига и в ходе прохода цинковую ванну может быть достигнута хорошая степень цинкования стали полос и хорошая адгезия цинка.
С этой целью поверхность полосы сначала должен быть очищена от остаточной окалины, смазки для прокатки или других загрязняющих частиц с помощью химической или термо-гидромеханической предварительной очистки. С целью предотвращения попадания оксидов кремния на поверхность, также необходимо принять меры для облегчения внутреннего окисления элементов сплава ниже поверхности материала. В зависимости от конфигурации устройства, для этой цели могут быть использованы различные приемы.
При конфигурации устройства, в которой технологическая стадия отжига осуществляется исключительно в печи с радиантными трубами (RTF) (смотрите способ 3 на фигуре 6c), на внутреннее окисление элементов сплава можно воздействовать заданным образом, путем регулирования парциального давления кислорода в атмосфере печи (защитная газовая среда, N2-H2). Таким образом, регулируемое парциальное давление кислорода должно удовлетворять следующему уравнению, когда температура печи находится между 700 и 950°C.
-12 > Log pO2 ≥ 5* Si-0,25 – 3* Mn-05 – 0,1* Cr-0,5 – 7* (-lnB)0,5
Здесь обозначения Si, Mn, Cr, B соответствуют легирующим компонентам в стали, в процентах по массе, и pO2 означает парциальное давление кислорода в миллибарах.
При конфигурации устройства, в которой пространство печи состоит из комбинации печи прямого огневого нагревания (DFF или неокисляющей печи NOF) и последующей печи с радиантными трубами (смотрите способ 2 на фигуре 6b) на селективное окисление также можно воздействовать с помощью газовой среды в пространстве печи.
С помощью реакции горения в печи NOF можно регулировать парциальное давление кислорода и на этой основе потенциал окисления железа и компонентов сплава. Потенциал окисления необходимо регулировать таким образом, чтобы происходило внутреннее окисление элементов сплава, ниже поверхности стали, и после прохода через пространство печи NOF на поверхности стали может тонкий слой оксида железа. Это достигается, например, путем снижения содержания CO ниже 4%.
В последующей печи с радиантными трубами слой оксида железа, который может образоваться, а также элементы сплава дополнительно восстанавливаются в защитной газовой среде N2-H2. Таким образом, регулируемое парциальное давление кислорода в указанном пространстве печи должно удовлетворять следующему уравнению, когда температура печи находится между 700 и 950°C.
-18 > Log pO2 ≥ 5* Si-0,3 – 2,2* Mn-0,45 – 0,1* Cr-0,4– 12,5* (-lnB)0,25
Здесь обозначения Si, Mn, Cr, B соответствуют соотношениям легирующих компонентов в стали, в процентах по массе, и pO2 означает парциальное давление кислорода в миллибарах.
В переходной области между печью и цинковым тиглем (передняя часть фурмы) необходимо регулировать температуру конденсации газовой атмосферы (защитная газовая среда, N2-H2), и вместе с этим парциальное давление кислорода таким образом, чтобы предотвратить окисление полосы до ее погружения в ванну с расплавом. Установлено, что температура конденсации от -30 до -40°C является целесообразной.
Указанные выше меры в пространстве печи установки непрерывного горячего цинкования предотвращают образование поверхностных оксидов, причем достигается однородная хорошая смачиваемость поверхности полосы жидким расплавом.
Когда вместо горячего цинкования, выбирается технологический маршрут непрерывного отжига, с последующим электролитическим цинкованием (смотрите способ 1 на фигуре 6a), не требуются специальные приемы для того, чтобы обеспечить оцинковывание. Известно, что цинкование сильно легированных сталей может быть осуществлено значительно легче путем электролитического цинкования, чем с помощью непрерывного горячего цинкования. При электролитическом цинковании, чистый цинк осаждается непосредственно на поверхности полосы. Для того, чтобы не нарушать поток электронов между стальной полосой и ионами цинка и на этой основе оцинковывание, следует обеспечить отсутствие на поверхности полосы оксидного слоя, покрывающего поверхность. Обычно это условие выполняется с помощью стандартной восстановительной среды в течение отжига и предварительной очистки до электролиза.
С целью обеспечения технологического интервала во время отжига (которое является, по возможности, широким) и достаточной производительности цинкования минимальное содержание Si устанавливается равным 0,600% и максимальное содержание кремния до 0,800%.
Марганец (Mn) добавляется почти в каждую сталь для удаления серы с целью превращения вредоносной серы в сульфиды марганца. Кроме того, в результате упрочнения твёрдого раствора, марганец повышает прочность феррита и смещает α-/γ-превращение в область пониженных температур.
Главной причиной добавления марганца в двухфазные стали является значительное улучшение глубины закалки. В результате диффузионного ухудшения, преобразование перлита и бейнита смещается на более поздний период, и снижается температура появления мартенсита.
Однако одновременно добавление марганца увеличивает отношение твёрдости между мартенситом и ферритом. Кроме того, увеличивается полосчатость микроструктуры. Высокое различие твёрдости между фазами и образование мартенситных полос приводит к уменьшению способности раздачи отверстия, что оказывает вредное воздействие на сопротивление распространению краевой трещины.
Подобно кремнию, марганец имеет склонность к образованию оксидов на поверхности стали во время обработки отжигом. В зависимости от параметров отжига и содержания других элементов сплава (особенно кремния и алюминия), могут образоваться оксиды марганца (например, MnO) и/или смешанные оксиды Mn (например, Mn2SiO4). Однако, добавка марганца менее существенна при низком отношении Si/Mn или Al/Mn, поскольку образуются сфероидальные оксиды вместо оксидных пленок. Тем не менее, высокое содержание марганца может отрицательно влиять на внешний вид цинкового слоя и адгезию цинка.
По указанным причинам содержание марганца устанавливается равным от 1,900 до 2,350% по массе.
Для достижения заданной минимальной прочности, целесообразно варьировать содержание марганца в зависимости от толщины.
Для толщины полосы меньше, чем 1,00 мм, содержание марганца предпочтительно находится в диапазоне между ≥ 1,900 и ≤ 2,100% по массе, в случае толщины полосы от 1,00 до 2,00 мм, между ≥ 2,050 и ≤ 2,250% по массе, и в случае толщины полосы выше 2,00 мм, между ≥ 2,100% по массе и ≤ 2,350% по массе.
Дополнительный специальный признак изобретения заключается в том, что изменение содержания марганца можно компенсировать путем одновременного изменения содержания кремния. Увеличение прочности (здесь, предела текучести, YS) в результате добавок марганца и кремния обычно хорошо описывается уравнением Пикеринга:
YS (МПа) = 53,9 + 32,34 [масс.% Mn] + 83,16 [масс.% Si] + 354,2 [масс.% Ni] + 17,402 d(-1/2)
Однако, это уравнение преимущественно основано на влиянии упрочнения твёрдого раствора, которое согласно приведенному уравнению слабее для марганца, чем для кремния. Однако в то же время, как указано выше, марганец значительно увеличивает закаливаемость, которая в многофазных сталях приводит к значительному увеличению доли второй фазы, увеличивающей прочность. Поэтому, в первом приближении добавление 0,1% кремния устанавливается равным добавлению 0,1 % марганца в единицах увеличения прочности. Для стали, имеющей состав согласно изобретению, при отжиге с параметрами «время-температура» согласно изобретению, было эмпирически найдено следующее уравнение для предела текучести (YS) и предела прочности на разрыв (TS):
YS (МПа) = 160,7 + 147,9 [масс.% Si] + 161,1 [масс.% Mn]
TS (МПа) = 324,8 + 189,4 [масс.% Si] + 174,1 [масс.% Mn]
По сравнению с уравнением Пикеринга, коэффициенты при марганце и кремнии приблизительно равны для предела текучести, а также для предела прочности на разрыв, таким образом, задана возможность замещения марганца на кремний.
Хром (Cr) уже в малом количестве, в растворенной форме, с одной стороны, может значительно увеличить закаливаемость стали. С другой стороны, хром вызывает дисперсионное твердение при соответствующем температурном профиле в виде карбидов хрома. Увеличение числа центров образования зародышей при одновременном уменьшении содержания углерода приводит к снижению закаливаемости.
В двухфазных сталях добавление хрома, главным образом, улучшает глубину закалки. В растворенном состоянии хром смещает преобразование перлита и бейнита на более поздний период и одновременно снижает температуру начала образования мартенсита.
Другим важным эффектом является то, что хром значительно повышает стойкость к отпуску, так что практически не теряется прочность стали в ванне горячего окунания.
Хром также является элементом, образующим карбиды. В случае наличия смешанных хром-железных карбидов, температуру аустенизации до упрочнения необходимо выбирать достаточно высокой, для того чтобы растворить карбиды хрома. Иначе увеличенное число зародышей может снизить глубину закалки.
Хром также имеет тенденцию к образованию оксидов на поверхности стали во время обработки отжигом, что может ухудшить качество выплавки. С помощью указанных выше приемов для регулирования пространства печи, в случае непрерывного покрытия путем погружения в расплав, уменьшается образование оксидов Cr или смешанных оксидов Cr на поверхности стали после отжига.
Поэтому содержание хрома устанавливается равным от 0,200 до 0,500% по массе.
Молибден (Mo): аналогичен хрому в том, что добавление молибдена улучшает закаливаемость. Преобразование перлита и бейнита смещается на более поздний период, и снижается температура начала образования мартенсита. Молибден также является сильным карбидообразующим элементом, что обеспечивает образование высокодисперсных смешанных карбидов, среди которых также есть карбид титана. Кроме того, молибден значительно повышает стойкость к отпуску, так что можно ожидать, что в ванне цинкования будет отсутствовать потеря прочности; и молибден вызывает увеличение прочности феррита в результате упрочнения твёрдого раствора, однако менее эффективно, чем марганец и кремний.
Поэтому содержание молибдена устанавливается между 0,200 и 0,300 масс.%. Целесообразным диапазоном является между 0,200 и 0,250% по массе.
В качестве компромисса между необходимыми механическими характеристиками и способностью к цинкованию, было установлено, что суммарное содержание (Mo + Cr) ≤ 0,725% по массе является целесообразным для концепции легирования согласно изобретению.
Медь (Cu): добавление меди может повысить предел прочности на разрыв и глубину закалки. В сочетании с никелем, хромом и фосфором, медь может образовать защитный оксидный слой на поверхности, который значительно снижает скорость коррозии.
В комбинации с кислородом, медь может образовать вредные оксиды на границах зерен, которые могут оказывать отрицательное влияние на процессы горячего формования. Поэтому содержание меди устанавливается до ≤ 0,050% по массе и, таким образом, ограничивается количеством, которое неизбежно при производстве стали.
Никель (Ni): В комбинации с кислородом никель может образовать вредные оксиды на границах зерен, которые могут оказывать отрицательное влияние на процессы горячего формования. Поэтому содержание никеля устанавливается до ≤ 0,050% по массе и таким образом, ограничивается количеством, которое неизбежно при производстве стали.
Ванадий (V): поскольку добавление ванадия не является необходимым для концепции легирования согласно изобретению, содержание ванадия ограничивается количеством, которое неизбежно при производстве стали.
Алюминий (Al) обычно добавляется в сталь для связывания кислорода и азота, растворенных в железе. Таким образом, кислород и азот превращаются в оксид алюминия и нитриды алюминия. Эти выделившиеся фазы могут влиять на измельчение зёрен за счет увеличения числа центров образования зародышей, таким образом, увеличиваются значения ударной вязкости, а также прочности.
Нитрид алюминия не осаждается, когда титан присутствует в достаточном количестве. Нитрид титана имеет меньшую энтальпию образования и образуется при повышенной температуре.
При растворении алюминий и кремний смещают образование феррита на более близкий период, таким образом, обеспечивая образование достаточного количества феррита в двухфазной стали. Кроме того, это подавляет образование карбидов и, таким образом, приводит к замедленному преобразованию аустенита. По этой причине, алюминий также используется в качестве легирующего элемента в остаточных аустенитных сталях (TRIP стали), который замещает часть кремния. Причина такого подхода заключается в том, что алюминий в некоторой степени менее существен для процесса цинкования, чем кремний.
Поэтому содержание алюминия ограничивается 0,005 до максимум 0,060% по массе, причем он добавляется для раскисления стали.
Ниобий (Nb): Ниобий вызывает различные эффекты в стали. Во время горячей прокатки в чистовой группе клетей он замедляет перекристаллизацию путем образования ультра-высокодисперсных выделившихся фаз, которые увеличивают плотность центров образования зародышей, и после преобразования образуются более мелкие зерна. Кроме того, доля растворенного ниобия препятствует перекристаллизации. В конечном продукте выделившиеся фазы повышают прочность. Указанные выделившиеся фазы могут быть карбидами или карбонитридами. Часто эти выделившиеся фазы представляют собой смешанные карбиды, в которые также может входить титан. Этот эффект начинает проявляться при содержании 0,0050% и является наиболее выраженным при содержании ниобия выше 0,010% по массе. Кроме того, выделившиеся фазы предотвращают рост зерен во время (частичной) аустенизации при горячем цинковании. При добавлении ниобия выше 0,060% по массе не ожидается какой-либо дополнительный эффект. Было установлено, что целесообразным содержанием является от 0,025% до 0,045% по массе.
Титан (Ti): благодаря высокому сродству к азоту, титан преимущественно выделяется в виде фазы TiN при затвердевании. Кроме того, титан находится вместе с ниобием как смешанный карбид. В обжиговой печи TiN имеет большое значение для стабильности размера зерен. Выделившиеся фазы обладают высокой термической стабильностью, таким образом, в отличие от смешанных карбидов, при 1200°C они, главным образом, присутствуют в виде частиц, которые затрудняют рост зерен. Титан также оказывает тормозящий эффект на перекристаллизацию во время горячей прокатки, но менее эффективно, чем ниобий. Титан действует путем дисперсионного твердения. Более крупные частицы TiN менее эффективны, чем более мелкие распределённые смешанные карбиды. Наибольшая эффективность достигается в диапазоне от 0,005 до 0,060% по массе титана, следовательно, это представляет собой диапазон легирования согласно изобретению. Для указанной цели было установлено, что целесообразным является содержание титана от 0,025 до 0,045 % по массе.
Бор (B): Бор является очень эффективным легирующим элементом, повышающим закаливаемость даже в очень небольшом количестве (от 5 м.д.). Температура начала образования мартенсита остается без изменения. Чтобы обеспечить эффективность, бор должен находиться в твёрдом растворе. Из-за высокого сродства бора к азоту, сначала должен быть связан азот, предпочтительно с помощью стехиометрически необходимого количества титана. В результате низкой растворимости в железе, растворенный бор предпочтительно находится на границах зерен аустенита. Там бор частично образует карбиды Fe-B, которые являются когерентными и снижают энергию на границах зерен. Оба эффекта замедляют образование феррита и перлита, и таким образом, повышают закаливаемость стали. Однако избыточное количество бора является вредным, поскольку может образоваться борид железа, который оказывает вредное влияние на закаливаемость, формуемость и прочность на разрыв материала. Кроме того, бор обладает тенденцией к образованию оксидов или смешанных оксидов во время непрерывного горячего нанесения покрытия окунанием, что ухудшает качество горячего цинкования. Упомянутые выше приемы регулирования пространства печей при непрерывном горячем нанесении покрытия окунанием уменьшает образование оксидов на поверхности стали.
По причинам, указанным выше, содержание бора для концепции легирования согласно изобретению устанавливается в диапазоне от 5 до 30 м.д., целесообразно до ≤ 25 или оптимально до ≤ 20 м.д.
Азот (N) может быть легирующим элементом, а также сопутствующим элементом при производстве стали. Избыточно высокое содержание азота вызывает увеличение прочности в сочетании с быстрой потерей ударной вязкости, а также с эффектами старения. С другой стороны, упрочнение высокодисперсными зернами нитридов титана и карбонитридов ниобия могут быть достигнуто путем заданного добавления азота в сочетании с микролегирующими элементами - титаном и ниобием. Кроме того, подавляется образование крупных зерен во время повторного нагрева до горячей прокатки.
Следовательно, согласно изобретению, содержание азота устанавливается в диапазоне от ≥ 0,0020 до ≤ 0,0120% по массе.
Установлено, что для поддержания требуемых свойств стали целесообразно, чтобы содержание азота регулировалось как функция суммы (Ti + Nb + B).
Когда суммарное содержание (Ti + Nb + B) составляет от ≥ 0,010 до ≤ 0,070 % по массе, содержание азота необходимо поддерживать от ≥ 20 до ≤ 90 м.д. Для суммарного содержания (Ti + Nb + B ) > 0,070% по массе, установлено, что содержание азота от ≥ 40 до ≤ 120 м.д. является целесообразным.
Для суммарного содержания ниобия и титана установлено, что содержание ≤ 0,100% по массе является целесообразным, и благодаря тому факту, что ниобий и титан взаимозаменяемы до минимального содержания ниобия 10 м.д., и особенно благоприятно ≤ 0,090% по массе по причине стоимости.
В отношении взаимодействия микролегирующих элементов ниобия и титана с бором, было установлено, что суммарное содержание ≤ 0,102% по массе является целесообразным и особенно благоприятно ≤ 0,092% по массе. Более высокое содержание не дает никакого дополнительного эффекта улучшения в рамках изобретения.
Кроме того, для суммарного содержания (Ti+Nb+Mo+B) было установлено, что максимальное содержание ≤ 0,365% по массе является целесообразным по причинам, указанным выше.
Кальций (Ca): Добавление кальция в форме смешанных кальций-кремниевых соединений вызывает раскисление и обессеривание расплавленной фазы во время производства стали. Таким образом, продукты реакции переносятся в шлак, и сталь очищается. Повышенная чистота обеспечивает лучшие характеристики конечного продукта согласно изобретению.
По причинам, указанным выше, содержание Ca составляет от ≥ 0,005 до ≤ 0,0060% по массе.
Испытания, проведенные со сталью согласно изобретению, показали, что в случае неполного отжига между Ac1 и Ac3 или аустенизационного отжига выше Ac3, с последующим контролируемым охлаждением, может быть получена двухфазная сталь с минимальным пределом прочности на разрыв 950 МПа при толщине от 0,50 до 3,00 мм (например для холодной полосы), которая характеризуется достаточной устойчивостью в отношении технологических флуктуаций.
Это приводит к значительному расширению технологического интервала для состава сплава согласно изобретению, по сравнению с известными концепциями легирования.
Температура отжига, которая может быть достигнута для двухфазной структуры, находится приблизительно между 700 и 950°C для стали согласно изобретению, так что реализуется частично аустенитная (двухфазная область) или полностью аустенитная структура (аустенитная область), в зависимости от диапазона температуры.
Испытания показали, что установленные доли микроструктур, после неполного отжига между AC1 и AC3 или аустенизационного отжига выше AC3 с последующим контролируемым охлаждением, также сохраняются после дополнительной технологической стадии “горячего нанесения покрытия окунанием” при температуре между 400 до 470°C, например цинком или цинк-магнием.
Непрерывно отожженный и, в зависимости от обстоятельств, материал, рафинированный горячим окунанием, могут быть получены как в виде горячей полосы, а также холодной вторично прокатанной горячей полосы или холодной полосы в состоянии, очищенном пропуском в дрессировочной клети (холодная вторично прокатанная) или неочищенном в дрессировочной клети и/или в выровненном растяжением или не выровненном растяжением состоянии, а также в термообработанном (перестаренном) состоянии. В последующем это состояние называется как исходное состояние.
Полосы стали, в рассматриваемом случае в виде горячих полос, холодной вторично прокатанной горячей полосы или холодной полосы, изготовленной из состава сплава согласно изобретению, кроме того, характеризуются высоким сопротивлением против образования трещин вблизи кромки во время дальнейшей обработки.
Очень небольшие различия характеристик стальных полос вдоль и поперек направления прокатки являются благоприятными для последующего использования материала. Таким образом, можно нарезать пластины из полосы, независимо от направления прокатки (например, в перпендикулярном, продольном и диагональном направлении, или под углом к направлению прокатки), причем можно минимизировать отходы.
С целью обеспечения холодной прокатываемости горячекатаной полосы, полученной из стали согласно изобретению, горячекатаную полосу получают согласно изобретению с температурой завершения прокатки в аустенитной области, выше Ac3 и при температуре сматывания полосы в рулоны выше температуры начала образования бейнита (вариант A).
В случае горячей полосы или холодной вторично прокатанной горячей полосы, например, со степенью холодной прокатки приблизительно 10%, горячекатаная полоса получается согласно изобретению при конечной температуре прокатки в аустенитной области, выше Ac3 и температуре сматывания полосы в рулоны ниже температуры начала образования бейнита (вариант B).
Краткое описание чертежей
На фигуре 1: технологическая цепочка (схематически) для производства полос из стали согласно изобретению.
На фигуре 2: Профиль температуры во времени (схематически) технологических этапов горячей прокатки и холодной прокатки (необязательно) и непрерывного отжига, получение компонента, термическая обработка (воздушная закалка) и отпуск (необязательно), типичный для стали согласно изобретению.
На фигуре 3: химический состав исследованных сталей.
На фигуре 4a: Механические характеристики (вдоль направления прокатки), как заданные значения, упрочненной на воздухе и не отпущенной стали.
На фигуре 4b: Механические характеристики (вдоль направления прокатки) исследованных сталей в исходном состоянии.
На фигуре 4c: Механические характеристики (вдоль направления прокатки) исследованных сталей в упрочненном на воздухе и не отпущенном состоянии.
На фигуре 5: результаты испытаний раздачи отверстия согласно документу ISO 16630 и испытания на изгиб пластины согласно документу VDA 238-100 для сталей согласно изобретению.
На фигуре 6a: Способ 1, изменение температуры во времени (схематические варианты отжига).
На фигуре 6b: Способ 2, изменение температуры во времени (схематические варианты отжига).
На фигуре 6c: Способ 3, изменение температуры во времени (схематические варианты отжига).
Осуществление изобретения
На фигуре 1 приведена схематическая иллюстрация технологической цепочки для получения полосы из стали согласно изобретению. Проиллюстрированы различные технологические маршруты, относящиеся к изобретению. Пока идет горячая прокатка (при окончательной температуре прокатки), технологический маршрут является одинаковым для всех сталей согласно изобретению, после чего, в зависимости от желательных результатов, имеют место различные технологические маршруты. Например, декапированная горячая полоса может быть оцинкованной или холоднокатаной и оцинкованной при различной степени прокатки. Кроме того, возможны холоднокатаная и оцинкованная, горячо отожженная горячекатаная полоса или мягко отожженная холодная полоса.
Необязательно также возможна обработка материала без рафинирования горячим способом окунания, то есть, только путем непрерывного отжига с последующим электролитическим цинкованием. Теперь сложный компонент может быть получен из необязательно покрытого материала. В последующем происходит процесс упрочнения, в котором охлаждение осуществляется на воздухе согласно изобретению. Необязательно, термообработка компонента может завершаться стадией отпуска.
На фигуре 2 схематически показан профиль изменения температуры во времени для технологических этапов горячей прокатки и непрерывного отжига полос, изготовленных из состава сплава согласно изобретению. Показаны зависящие от времени и температуры превращения в течение процесса горячей прокатки, а также для термической обработки после холодной прокатки, производство компонента, закалка и отпуск, и необязательный отпуск.
На фигуре 3 в верхней части таблицы показан химический состав исследованных сталей. Сплавы LH®1100 согласно изобретению сопоставлены со стандартными сортами LH®800/LH®900.
По сравнению со стандартными сортами, сплавы согласно изобретению, в частности, имеют значительно увеличенное содержание Si и пониженное содержание Cr, причем без добавления ванадия V.
На фигуре 3 в нижней части таблицы показано суммарное содержание различных легирующих компонентов, в процентах по массе, и соответственно найденное значение углеродного эквивалента CEV (IIW).
На фигуре 4 показаны механические характеристики вдоль направления прокатки исследованных сталей, с заданными значениями, которые будут достигнуты для упрочненного состояния на воздухе (на фигуре 4a), значения, определенные в исходном состоянии, не упрочненном на воздухе (на фигуре 4b) и в состоянии, упрочненном на воздухе (на фигуре 4c). Значения, которые будут достигнуты, реализуются с помощью полосы безопасности.
На фигуре 5 показаны результаты испытания раздачи отверстия согласно документу ISO 16630 (абсолютные значения). Показаны результаты испытания раздачи отверстия для варианта A (температура сматывания полосы в рулон выше температуры начала образования бейнита) для процесса 2 (на фигуре 6b, 1,2 мм) и процесса 3 (на фигуре 6c, 2,0 мм).
Исследованные материалы имеют толщину листа 1,2 и 2,0 мм, соответственно. Эти результаты применяются для испытания согласно документу ISO 16630.
Способ 2 соответствует, например, отжигу при горячем цинковании с комбинированной пламенной печью прямого действия и печью с радиантными трубами, как показано на фигуре 6b.
Способ 3 соответствует, например, технологическому контролю устройства непрерывного отжига, как показано на фигуре 6c. Кроме того, с помощью индукционной печи, может быть осуществлен повторный нагрев стали, в этом случае, непосредственно до цинковой ванны.
Различные профили температуры, согласно изобретению, внутри указанного диапазона, приводят к различным характеристикам или также к различным результатам раздачи отверстия, а также углам изгиба. Таким образом, главным отличием являются параметры изменения температуры во времени при термической обработке и последующем охлаждении.
На фигуре 6 схематически показаны три варианта изменения температуры во времени согласно изобретению, в ходе обработки отжигом и охлаждения, и в каждом случае различных условиях аустенизации.
Способ 1 (на фигуре 6a) демонстрирует отжиг и охлаждение полученной холоднокатаной, или горячекатаной, или холодной вторично прокатанной стальной полосы в технологической линии непрерывного отжига. Сначала полоса нагревается до температуры в диапазоне приблизительно от 700 до 950°C (Ac1 - Ac3). Затем отожженная стальная полоса охлаждается от температуры отжига до промежуточной температуры (IT) приблизительно от 200 до 250°C, со скоростью охлаждения приблизительно между 15 и 100°C/сек. Вторая промежуточная температура (приблизительно от 300 до 500°C) не показана в этой схематической иллюстрации.
В последующем, стальная полоса охлаждается на воздухе со скоростью охлаждения приблизительно между 2 и 30°C/сек до достижения комнатной температуры (RT), или охлаждение до комнатной температуры поддерживается со скоростью охлаждения приблизительно между 15 и 100°C/сек.
Способ 2 (на фигуре 6b) демонстрирует процесс согласно способу 1, однако, с целью горячей обработки окунанием, охлаждение стальной полосы периодически прерывается в ходе прохождения через горячий сосуд окунания, чтобы затем охлаждаться до промежуточной температуры приблизительно от 200 до 250°C, со скоростью охлаждения приблизительно между 15 и 100°C/с. В последующем, стальная полоса охлаждается на воздухе со скоростью охлаждения приблизительно между 2 и 30°C/сек до достижения комнатной температуры.
Способ 3 (на фигуре 6c) также демонстрирует процесс согласно способу 1, в случае рафинирования горячим способом окунания, однако охлаждение стальной полосы прерывается на краткие промежутки (приблизительно 1 - 20 с) при промежуточной температуре в диапазоне приблизительно от 200 до 400°C и повторно нагревается до температуры (ST), необходимой для горячего окунания (приблизительно от 400 до 470°C). В последующем, стальная полоса снова охлаждается до промежуточной температуры приблизительно от 200 до 250°C. Со скоростью охлаждения приблизительно между 2 и 30°C/с окончательное охлаждение стальной полосы происходит на воздухе, до достижения комнатной температуры.
Следующие примеры используются для промышленного производства с цинкованием путем горячего окунания согласно способу 2, как на фигуре 6b, и согласно способу 3, как на фигуре 6c, с лабораторным процессом покрытия бором.
Пример 1 (холодная полоса) (состав сплава, в % по массе)
Вариант A/1,2 мм / способ 2 согласно фигуре 6b
Сталь согласно изобретению состава 0,099% C; 0,461% Si; 2,179% Mn; 0,009% P; 0,001% S; 0,0048% N; 0,040 Al; 0,312% Cr; 0,208% Mo; 0,0292% Ti; 0,0364% Nb; 0,0012% B; 0,0015% Ca рафинируется путем горячего окунания, согласно способу 2 на фигуре 6b, материал заранее подвергается горячей прокатке при окончательной заданной температуре прокатки 910°C и сматывается при окончательной заданной температуре прокатки 650°C, с толщиной 2,30 мм и после травления, без дополнительной термической обработки (такой, как отжиг) дважды подвергается холодной прокатке с промежуточной толщиной 1,49 мм.
В моделирующем устройстве отжига, рафинированную путем горячего окунания, упрочненную на воздухе стальную полосу обрабатывают при следующих параметрах:
Температура отжига 870°C
Время пребывания 120 с
Время транспортирования, максимум 5 с (без подвода энергии)
Последующее охлаждение на воздухе
После отпуска, сталь согласно изобретению имеет микроструктуру, состоящую из мартенсита, бейнита и остаточного аустенита.
Эта сталь демонстрирует следующие характеристики, после воздушной закалки (в скобках исходные значения, необработанные условия), вдоль направления прокатки, и может соответствовать, например, стали LH®1100:
- Предел текучести (Rp0,2) - 921 МПа (768 МПа)
- Предел прочности на разрыв (Rm) - 1198 МПа (984 МПа)
- Удлинение при разрыве (A80) - 5,5% (10,7%)
- A5 удлинение - 9,5% (-)
- Индекс упрочнения при отжиге (BH2) - 52 МПа
- Относительная раздача отверстия согласно ISO 16630 - (49%)
- Угол изгиба согласно VDA 238-100 (продольный/поперечный) - (122°/112°)
Отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности Re/Rm в продольном направлении составляет 78% в исходном состоянии.
Пример 2 (холодная полоса) (состав сплава в % по массе)
Вариант В/2,0 мм / способ 3 согласно фигуре 6с
Сталь согласно изобретению состава 0,100% C; 0,456% Si; 2,139% Mn; 0,010% P; 0,001% S; 0,0050% N; 0,058 Al; 0,313% Cr; 0,202% Mo; 0,0289% Ti; 0,0337% Nb; 0,0009% B; 0,0021% Ca рафинируется путем горячего окунания, согласно способу 3 на фигуре 6с, материал заранее подвергается горячей прокатке при окончательной заданной температуре прокатки 910°C и сматывается при окончательной заданной температуре прокатки 650°C, с толщиной 2,30 мм и после травления, без дополнительной термическй обработки (такой, как отжиг в камерной печи) подвергается холодной прокатке.
В моделирующем устройстве отжига, рафинированную путем горячего окунания сталь обрабатывают при следующих параметрах, аналогично процессу термообработки (закалки на воздухе):
Температура отжига 870°C
Время пребывания 120 с
Время транспортирования, максимум 5 с (без подвода энергии)
Последующее охлаждение на воздухе.
После отпуска, сталь согласно изобретению имеет микроструктуру, состоящую из мартенсита, бейнита и остаточного аустенита.
Эта сталь демонстрирует следующие характеристики, после воздушной закалки (в скобках исходные значения, необработанные условия), вдоль направления прокатки, и может соответствовать, например, стали LH®1100:
- Предел текучести (Rp0,2) - 903 МПа (708 МПа)
- Предел прочности на разрыв (Rm) - 1186 МПа (983 МПа)
- Удлинение при разрыве (A80) - 7,1% (11,7%)
- A5 удлинение - 9,1% (-)
- Индекс упрочнения при отжиге (BH2) - 48 МПа
- Относительная раздача отверстия согласно ISO 16630 - (32%)
- Угол изгиба согласно VDA 238-100 (продольный/поперечный) - (104°/88°)
Отношение напряжения при пределе текучести к пределу прочности Re/Rm в продольном направлении составляет 72% в исходном состоянии.

Claims (62)

1. Сверхвысокопрочная, закаливаемая на воздухе, многофазная сталь с минимальным пределом прочности на разрыв в незакаленном на воздухе состоянии, равном 950 МПа, обладающая формуемостью и свариваемостью, для получения холоднокатаной или горячекатаной полосы, имеющая следующий состав, выраженный в мас.%:
C от 0,075 до 0,115
Si от 0,400 до 0,500
Mn от 1,900 до 2,350
Cr от 0,200 до 0,500
Al от 0,005 до 0,060
N от 0,0020 до 0,0120
S 0,0030 или меньше
Nb от 0,005 до 0,060
Ti от 0,005 до 0,060
B от 0,0005 до 0,0030
Mo от 0,200 до 0,300
Ca от 0,0005 до 0,0060
Cu 0,050 или меньше
Ni 0,050 или меньше
остальное – железо и неизбежные примеси,
при этом суммарное содержание Mn, Si и Cr (Mn + Si + Cr) находится в следующей зависимости от толщины получаемой полосы:
при толщине получаемой полосы вплоть до 1,00 мм указанное суммарное содержание элементов (Mn + Si + Cr) составляет от 2,800 до 3,000%,
при толщине получаемой полосы свыше 1,00 и до 2,00 мм указанное суммарное содержание элементов (Mn + Si + Cr) составляет от 2,850 до 3,100%,
при толщине получаемой полосы свыше 2,00 мм указанное суммарное содержание элементов (Mn + Si + Cr) составляет от 2,900 до 3,200%.
2. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что при толщине полосы до 1,00 мм содержание C составляет 0,100% или менее и углеродный эквивалент CEV (IIW) составляет 0,62% или менее.
3. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что при толщине полосы больше чем 1,00 и до 2,00 мм, содержание C составляет 0,105% или менее и углеродный эквивалент CEV (IIW) составляет 0,64% или менее.
4. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что при толщине полосы больше чем 2,00 мм, содержание C составляет 0,115% или менее и углеродный эквивалент CEV (IIW) составляет 0,66% или менее.
5. Сталь по п. 1 или 2, отличающаяся тем, что при толщине полосы вплоть до 1,00 мм содержание Mn составляет от 1,900 до 2,200%.
6. Сталь по п. 1 или 3, отличающаяся тем, что при толщине полосы больше 1,00 и до 2,00 мм содержание Mn составляет от 2,050 до 2,250%.
7. Сталь по п. 1 или 4, отличающаяся тем, что при толщине полосы больше 2,00 мм содержание Mn составляет от 2,100 до 2,350%.
8. Сталь по любому из пп. 1-7, отличающаяся тем, что при сумме (Ti+ Nb+ B) от 0,010 и до 0,070% содержание N составляет от 0,0020 до 0,0090%.
9. Сталь по п. 8, отличающаяся тем, что при сумме (Ti + Nb + B) большей чем 0,070% содержание N составляет от 0,0040 до 0,0120%.
10. Сталь по любому из пп. 1 - 9, отличающаяся тем, что содержание S составляет 0,0025% или меньше.
11. Сталь по п. 10, отличающаяся тем, что содержание S составляет 0,0020% или меньше.
12. Сталь по любому из пп. 1 - 11, отличающаяся тем, что содержание Mo составляет 0,250% или меньше.
13. Сталь по любому из пп. 1 - 12, отличающаяся тем, что содержание Ti составляет от 0,025 до 0,045%.
14. Сталь по любому из пп. 1 - 13, отличающаяся тем, что содержание Nb составляет от 0,025 до 0,045%.
15. Сталь по любому из пп. 1 - 14, отличающаяся тем, что сумма Nb + Ti составляет 0,100% или меньше.
16. Сталь по п. 15, отличающаяся тем, что сумма Nb + Ti составляет 0,090% или меньше.
17. Сталь по любому из пп. 1 - 16, отличающаяся тем, что сумма Cr + Мо составляет 0,725%.
18. Сталь по любому из пп. 1 - 17, отличающаяся тем, что сумма (Ti + Nb + B) составляет 0,102% или меньше.
19. Сталь по п. 18, отличающаяся тем, что сумма (Ti + Nb + B) составляет 0,092% или меньше.
20. Сталь по любому из пп. 1 - 19, отличающаяся тем, что сумма (Ti + Nb + B + Mo + V) составляет 0,365% или меньше.
21. Сталь по любому из пп. 1 - 20, отличающаяся тем, что содержание Ca составляет 0,0030% или меньше.
22. Сталь по любому из пп. 1 - 21, отличающаяся тем, что содержания кремния и марганца связаны с достигаемыми прочностными характеристиками следующими соотношениями:
YS (МПа) = 160,7 + 147,9 [% Si] + 161,1 [% Mn],
TS (МПа) = 324,8 + 189,4 [% Si] + 174,1 [% Mn].
23. Способ получения холоднокатаной или горячекатаной стальной полосы из закаливаемой на воздухе, многофазной стали по любому из пп. 1 - 22, в котором необходимую микроструктуру получают во время непрерывного отжига, в процессе которого холоднокатаную или горячекатаную стальную полосу нагревают до температуры 700-950°C, и далее нагретую стальную полосу охлаждают до температуры от 160 до 250°C со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с с последующим охлаждением стальной полосы до комнатной температуры со скоростью охлаждения 2-30°C/с или нагретую стальную полосу охлаждают до комнатной температуры со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с.
24. Способ получения холоднокатаной или горячекатаной стальной полосы из закаливаемой на воздухе, многофазной стали по любому из пп. 1 - 22, в котором необходимую микроструктуру получают во время непрерывного отжига, в процессе которого холоднокатаную или горячекатаную стальную полосу нагревают до температуры 700-950°C, и далее стальную полосу охлаждают до температуры горячего окунания в ванну, составляющей 400-470°C, после горячего окунания в ванну продолжают охлаждение со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с до достижения промежуточной температуры от 200 до 250°C и затем стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения от 2 до 30°C/с до достижения комнатной температуры.
25. Способ получения холоднокатаной или горячекатаной стальной полосы из закаливаемой на воздухе, многофазной стали по любому из пп. 1 - 22, в котором необходимую микроструктуру получают во время непрерывного отжига, в процессе которого холоднокатаную или горячекатаную стальную полосу нагревают до температуры 700-950°C, и далее стальную полосу охлаждают до промежуточной температуры от 200 до 250°C и выдерживают при данной температуре в течение 1 - 20 с, затем стальную полосу нагревают до температуры горячего окунания в ванну, составляющей 400-470°C, после горячего окунания в ванну продолжают охлаждение со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с до достижения промежуточной температуры от 200 до 250°C и затем стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения от 2 до 30°C/с до достижения комнатной температуры.
26. Способ по любому из пп. 23 - 25, отличающийся тем, что при непрерывном отжиге посредством устройства, состоящего из печи непосредственного огневого нагревания и печи с радиантными трубами, потенциал окисления увеличивают путем регулирования содержания CO в печи непосредственного огневого нагревания меньше чем 4% по объему, причем в печи с радиантными трубами парциальное давление кислорода в атмосфере, восстанавливающей железо, регулируют согласно следующему уравнению:
-18 > Log pO2 ≥ 5* Si-0,3 – 2,2* Mn-0,45 – 0,1* Cr-0,4 – 12,5* (-lnB)0,25,
где Si, Mn, Cr, B - соответствующие доли легирующих компонентов в стали, в процентах по массе, и pO2 - парциальное давление кислорода, в миллибарах, а температуру конденсации газообразной атмосферы устанавливают равной -30°C или ниже, чтобы предотвратить окисление полосы непосредственно до ее погружения в ванну горячего окунания.
27. Способ по любому из пп. 23 - 25, отличающийся тем, что парциальное давление кислорода в атмосфере печи удовлетворяет следующему уравнению, в случае отжига только в одной печи с радиантными трубами:
-12 > Log pO2 ≥ 5* Si-0,25 – 3* Mn-0,5 – 0,1* Cr-0,5 – 7* (-lnB)0,5,
где Si, Mn, Cr, B - соответствующие доли легирующих компонентов в стали, в процентах по массе, и pO2 - парциальное давление кислорода в миллибарах, а температуру конденсации газообразной атмосферы устанавливают равной -30°C или ниже, чтобы предотвратить окисление полосы непосредственно до ее погружения в ванну горячего окунания.
28. Способ по любому из пп. 23 - 27, отличающийся тем, что в случае полос различной толщины во время непрерывного отжига, сопоставимые микроструктурные состояния и механические характеристики полос регулируют путем согласования пропускной способности устройства при непрерывном отжиге.
29. Способ по любому из пп. 23 - 28, отличающийся тем, что стальную полосу пропускают в дрессировочной клети после непрерывного отжига или рафинирования горячим способом окунания.
30. Способ по любому из пп. 23 - 29, отличающийся тем, что стальную полосу подвергают изгибу с растяжением после непрерывного отжига или рафинирования горячим способом окунания.
31. Стальная полоса, полученная способом по любому из пп. 23 - 30, имеющая минимальное значение раздачи отверстия, согласно ISO 16630, равное 20% в состоянии, не упрочненном на воздухе.
32. Стальная полоса, полученная способом по любому из пп. 23 - 30, имеющая минимальное значение раздачи отверстия, согласно ISO 16630, равное 25% в состоянии, не упрочненном на воздухе.
33. Стальная полоса, полученная способом по любому из пп. 23 - 30, имеющая минимальное значение угла изгиба согласно VDA 238-100, равное 50° в продольном направлении или поперечном направлении в состоянии, не упрочненном на воздухе.
34. Стальная полоса, полученная способом по любому из пп. 23 - 30, имеющая минимальное значение угла изгиба согласно VDA 238-100, равное 65° в продольном направлении или поперечном направлении в состоянии, не упрочненном на воздухе.
35. Стальная полоса, полученная способом по любому из пп. 23 - 30, имеющая минимальное значение произведения Rm x α (предел прочности на разрыв x угол изгиба согласно VDA 238-100) 100000 МПа ° в состоянии, не упрочненном на воздухе.
36. Стальная полоса, полученная способом по любому из пп. 23 - 30, имеющая минимальное значение произведения Rm x α (предел прочности на разрыв x угол изгиба согласно VDA 238-100) 120000 МПа ° в состоянии, не упрочненном на воздухе.
37. Стальная полоса, полученная способом по любому из пп. 23 - 30, имеющая состояние без замедленного разрушения по меньшей мере в течение 6 месяцев, что соответствует нормативу SEP 1970 для испытания на растяжение перфораций и испытания изгиба балки.
RU2017120860A 2014-11-18 2015-11-06 Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения указанной стали RU2721767C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102014017274.0 2014-11-18
DE102014017274.0A DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2014-11-18 Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
PCT/DE2015/100474 WO2016078644A1 (de) 2014-11-18 2015-11-06 Höchstfester lufthärtender mehrphasenstahl mit hervorragenden verarbeitungseigenschaften und verfahren zur herstellung eines bandes aus diesem stahl

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2017120860A RU2017120860A (ru) 2018-12-19
RU2017120860A3 RU2017120860A3 (ru) 2019-07-26
RU2721767C2 true RU2721767C2 (ru) 2020-05-22

Family

ID=55077320

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2017120860A RU2721767C2 (ru) 2014-11-18 2015-11-06 Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения указанной стали

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10626478B2 (ru)
EP (1) EP3221483B1 (ru)
KR (1) KR20170084210A (ru)
CN (1) CN107208232B (ru)
DE (1) DE102014017274A1 (ru)
MX (1) MX2017006374A (ru)
RU (1) RU2721767C2 (ru)
WO (1) WO2016078644A1 (ru)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
CN110291215B (zh) * 2017-01-20 2022-03-29 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成的热轧扁钢产品和用于生产这种扁钢产品的方法
DE102017123236A1 (de) 2017-10-06 2019-04-11 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes aus diesem Mehrphasenstahl
DE102017131253A1 (de) * 2017-12-22 2019-06-27 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen metallischer Bauteile mit angepassten Bauteileigenschaften
US11898230B2 (en) 2018-08-22 2024-02-13 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
EP3825432B1 (en) * 2018-08-22 2023-02-15 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN112912186B (zh) * 2018-10-24 2023-04-07 日本制铁株式会社 无取向电磁钢板和使用其的层叠铁芯的制造方法
KR102527545B1 (ko) * 2019-03-28 2023-05-03 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 강판
DE102020110319A1 (de) 2020-04-15 2021-10-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Stahlbandes mit einem Mehrphasengefüge und Stahlband hinzu

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2321668C2 (ru) * 2002-11-19 2008-04-10 Эндюстель Крезо Заготовка из пригодной для сварки конструкционной стали и способ ее изготовления
EP2426230A1 (en) * 2009-04-28 2012-03-07 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet having excellent workability, weldability and fatigue properties, and process for production thereof
WO2012100762A1 (de) * 2011-01-26 2012-08-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
RU2507297C1 (ru) * 2012-10-05 2014-02-20 Леонид Михайлович Клейнер Стали со структурой пакетного мартенсита

Family Cites Families (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4578124A (en) * 1984-01-20 1986-03-25 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels
JP3347151B2 (ja) * 1991-11-18 2002-11-20 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた低降伏比冷延高張力鋼板の製造方法
EP0565066B1 (en) * 1992-04-06 1997-07-02 Kawasaki Steel Corporation A tin mill black plate for canmaking, and method of manufacturing
DE19610675C1 (de) 1996-03-19 1997-02-13 Thyssen Stahl Ag Mehrphasenstahl und Verfahren zu seiner Herstellung
DE10037867A1 (de) 1999-08-06 2001-06-07 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
CN1145709C (zh) * 2000-02-29 2004-04-14 川崎制铁株式会社 应变时效硬化特性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
EP1327695B1 (en) * 2000-09-21 2013-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
JP2002173742A (ja) * 2000-12-04 2002-06-21 Nisshin Steel Co Ltd 形状平坦度に優れた高強度オーステナイト系ステンレス鋼帯およびその製造方法
JP4005517B2 (ja) * 2003-02-06 2007-11-07 株式会社神戸製鋼所 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板
KR100698395B1 (ko) * 2003-04-28 2007-03-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 디스크브레이크용 마르텐사이트계 스테인레스강
DE60333400D1 (de) * 2003-05-27 2010-08-26 Nippon Steel Corp Herstellungsverfahren für hochfestes dünnes stahlblech mit hervorragender beständigkeit gegenüber verzögertem bruch nach dem umformen
JP4443910B2 (ja) * 2003-12-12 2010-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車構造部材用鋼材およびその製造方法
DE102004053620A1 (de) 2004-11-03 2006-05-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester, lufthärtender Stahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
EP1867748A1 (fr) * 2006-06-16 2007-12-19 Industeel Creusot Acier inoxydable duplex
EP2042615A4 (en) * 2006-10-05 2011-08-03 Jfe Steel Corp BRAKE DISCS WITH EXCELLENT RESISTANCE TO ANNEALING AND EXCELLENT TENACITY
KR100851189B1 (ko) * 2006-11-02 2008-08-08 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 초고강도 라인파이프용 강판 및 그제조방법
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
PL2028282T3 (pl) 2007-08-15 2012-11-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stal dwufazowa, płaski wyrób wytworzony ze stali dwufazowej i sposób wytwarzania płaskiego wyrobu
ES2367713T3 (es) 2007-08-15 2011-11-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de fase dual, producto plano de un acero de fase dual tal y procedimiento para la fabricación de un producto plano.
DE102007058222A1 (de) 2007-12-03 2009-06-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahl für hochfeste Bauteile aus Bändern, Blechen oder Rohren mit ausgezeichneter Umformbarkeit und besonderer Eignung für Hochtemperatur-Beschichtungsverfahren
JP4894863B2 (ja) * 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
RU2493284C2 (ru) * 2008-07-31 2013-09-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Толстостенный высокопрочный горячекатаный стальной лист с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и способ его получения
EP2163659B1 (de) * 2008-09-11 2016-06-08 Outokumpu Nirosta GmbH Nichtrostender Stahl, aus diesem Stahl hergestelltes Kaltband und Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus diesem Stahl
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CA2750291C (en) * 2009-01-30 2014-05-06 Jfe Steel Corporation Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet having excellent hydrogen induced cracking resistance and manufacturing method thereof
DE102009030489A1 (de) * 2009-06-24 2010-12-30 Thyssenkrupp Nirosta Gmbh Verfahren zum Herstellen eines warmpressgehärteten Bauteils, Verwendung eines Stahlprodukts für die Herstellung eines warmpressgehärteten Bauteils und warmpressgehärtetes Bauteil
DE102010024664A1 (de) 2009-06-29 2011-02-17 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einem lufthärtbaren Stahl und ein damit hergestelltes Bauteil
MX338319B (es) * 2009-12-21 2016-04-12 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de acero galvanizado por inmersion en caliente de alta resistencia.
PL2524972T3 (pl) * 2010-01-13 2017-06-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Sposób wytwarzania blachy stalowej grubej o dużej wytrzymałości i doskonałej odkształcalności
JP5434960B2 (ja) 2010-05-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
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
JP5306418B2 (ja) * 2010-07-09 2013-10-02 日新製鋼株式会社 銅被覆鋼箔、負極用電極及び電池
KR101509362B1 (ko) * 2010-10-22 2015-04-07 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 종벽부를 갖는 핫 스탬프 성형체의 제조 방법 및 종벽부를 갖는 핫 스탬프 성형체
BR112013009520B1 (pt) * 2010-10-22 2019-05-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Métodos para produção de chassi estampado a quente e chassi estampado a quente
US9896736B2 (en) * 2010-10-22 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
DE102011000089A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
MX338997B (es) * 2011-03-28 2016-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
MX2014002922A (es) * 2011-09-13 2014-05-21 Tata Steel Ijmuiden Bv Tira de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia.
CN103987868B (zh) * 2011-09-30 2016-03-09 新日铁住金株式会社 具有980MPa以上的最大拉伸强度、材质各向异性少且成形性优异的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板及它们的制造方法
JP5610094B2 (ja) * 2011-12-27 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
DE102012002079B4 (de) 2012-01-30 2015-05-13 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines kalt- oder warmgewalzten Stahlbandes aus einem höchstfesten Mehrphasenstahl
DE102012006017A1 (de) 2012-03-20 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102013004905A1 (de) 2012-03-23 2013-09-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Zunderarmer Vergütungsstahl und Verfahren zur Herstellung eines zunderarmen Bauteils aus diesem Stahl
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
US10227683B2 (en) * 2012-03-30 2019-03-12 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet
JP6163197B2 (ja) * 2012-03-30 2017-07-12 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
WO2013150669A1 (ja) * 2012-04-06 2013-10-10 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき熱延鋼板およびその製造方法
CN104220619B (zh) * 2012-04-12 2016-08-24 杰富意钢铁株式会社 用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板及其制造方法
CN104520448B (zh) * 2012-06-05 2017-08-11 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 钢材，扁钢产品及该扁钢产品的制造方法
DE102012013113A1 (de) * 2012-06-22 2013-12-24 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl mit einer Mindestzugfestigkleit von 580MPa
ES2608036T3 (es) * 2012-08-03 2017-04-05 Tata Steel Ijmuiden Bv Un proceso para producir tiras de acero laminado en caliente y una tira de acero producida con este
EP2767601B1 (de) * 2013-02-14 2018-10-10 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt für Tiefziehanwendungen und Verfahren zu seiner Herstellung
CA2903916A1 (en) * 2013-03-11 2014-09-18 Tata Steel Ijmuiden Bv High strength hot dip galvanised complex phase steel strip

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2321668C2 (ru) * 2002-11-19 2008-04-10 Эндюстель Крезо Заготовка из пригодной для сварки конструкционной стали и способ ее изготовления
EP2426230A1 (en) * 2009-04-28 2012-03-07 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet having excellent workability, weldability and fatigue properties, and process for production thereof
WO2012100762A1 (de) * 2011-01-26 2012-08-02 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften
RU2507297C1 (ru) * 2012-10-05 2014-02-20 Леонид Михайлович Клейнер Стали со структурой пакетного мартенсита

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016078644A1 (de) 2016-05-26
US10626478B2 (en) 2020-04-21
CN107208232A (zh) 2017-09-26
CN107208232B (zh) 2019-02-26
MX2017006374A (es) 2018-02-16
US20190316222A1 (en) 2019-10-17
RU2017120860A3 (ru) 2019-07-26
KR20170084210A (ko) 2017-07-19
EP3221483A1 (de) 2017-09-27
EP3221483B1 (de) 2020-05-06
DE102014017274A1 (de) 2016-05-19
RU2017120860A (ru) 2018-12-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2707769C2 (ru) Высокопрочная закаливающаяся на воздухе многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения полос указанной стали
RU2682913C2 (ru) Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения полос указанной стали
RU2721767C2 (ru) Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения указанной стали
US10612113B2 (en) Micro-alloyed high-strength multi-phase steel containing silicon and having a minimum tensile strength of 750 MPA and improved properties and method for producing a strip from said steel
CN111936658B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN107532266B (zh) 镀覆钢板
EP3152336B1 (en) Cold rolled and hot dip coated steel sheet, production method and use
RU2684655C1 (ru) Сверхпрочная многофазная сталь и способ производства холоднокатаной стальной полосы из нее
EP3231887B1 (en) Ultra-high strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent surface quality and coating adhesion, and method for manufacturing thereof
CA2713181C (en) High strength steel sheet and method for manufacturing the same
RU2627068C2 (ru) ВЫСОКОПРОЧНАЯ МНОГОФАЗНАЯ СТАЛЬ И СПОСОБ ДЛЯ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПОЛОСЫ ИЗ ЭТОЙ СТАЛИ С МИНИМАЛЬНЫМ ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 580 МПа
EP2581465B1 (en) Hot-stamp-molded article, process for production of steel sheet for hot stamping, and process for production of hot-stamp-molded article
US8840834B2 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing the same
RU2615957C2 (ru) Высокопрочная многофазная сталь и способ изготовления полосы из этой стали
US20180298462A1 (en) Galvannealed steel sheet and method for producing the same
EP2757169A1 (en) High-strength steel sheet having excellent workability and method for producing same
CN111247258B (zh) 高强度多相钢和用于由这种多相钢制造钢带的方法
US20140034196A1 (en) Hoherfester mehrphasenstahl mit ausgezeichneten umformeigenschaften high strength multi-phase steel having excellent forming properties
CN111684084A (zh) 高强度热轧或冷轧并退火的钢及其生产方法
JP6037087B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN115698362A (zh) 钢板、构件及它们的制造方法
KR20230129244A (ko) 개선된 아연 접착력을 갖는 아연 또는 아연-합금 코팅된스트립 또는 강

Legal Events

Date Code Title Description
FZ9A Application not withdrawn (correction of the notice of withdrawal)

Effective date: 20181207