RU2722490C2 - Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью и формуемостью, и полученная высокопрочная листовая сталь - Google Patents

Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью и формуемостью, и полученная высокопрочная листовая сталь Download PDF

Info

Publication number
RU2722490C2
RU2722490C2 RU2018122307A RU2018122307A RU2722490C2 RU 2722490 C2 RU2722490 C2 RU 2722490C2 RU 2018122307 A RU2018122307 A RU 2018122307A RU 2018122307 A RU2018122307 A RU 2018122307A RU 2722490 C2 RU2722490 C2 RU 2722490C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
sheet steel
temperature
sheet
residual austenite
Prior art date
Application number
RU2018122307A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2018122307A3 (ru
RU2018122307A (ru
Inventor
Паван ВЕНКАТАСУРИЯ
Хюнь Цзо ЦЗУНЬ
Original Assignee
Арселормиттал
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Арселормиттал filed Critical Арселормиттал
Publication of RU2018122307A publication Critical patent/RU2018122307A/ru
Publication of RU2018122307A3 publication Critical patent/RU2018122307A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2722490C2 publication Critical patent/RU2722490C2/ru

Links

Classifications

    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Способ производства листовой стали, обладающей микроструктурой, состоящей из от 71 до 91% суммарного количества мартенсита и бейнита, от 9 до 13% остаточного аустенита и, самое большее, 20% феррита, включает получение холоднокатаной листовой стали, при этом химический состав стали содержит в мас.%: 0,13% ≤ С ≤ 0,22%, 1,2% ≤ Si ≤ 2,3%, 0,02% ≤ Al ≤ 1,0%, причем 1,25% ≤ Si + Al ≤ 2,35%, 2,4% ≤ Mn ≤ 3%, Ti < 0,05%, Nb < 0,05%, при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси, отжиг листовой стали при температуре отжига ТА таким образом, чтобы получить структуру, содержащую от 80 до 100% аустенита и от 0 до 20% феррита, - закалку листа при скорости охлаждения, заключенной в пределах от 20 до 50°С/с, вплоть до температуры закалки QT в диапазоне от 240 до 310°С, - нагревание листа вплоть до температуры распределения РТ в диапазоне от 400 до 465°С и сохранение листа при данной температуре в течение периода времени Pt в диапазоне от 50 до 250 с, - незамедлительное охлаждение листа вплоть до комнатной температуры. 4 н. и 26 з.п. ф-лы, 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к способу производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью, тягучестью и формуемостью, и к сталям, полученным при использовании данного способа.
Для изготовления различных единиц оборудования, таких как детали элементов конструкции кузова и панелей кузова для механических транспортных средств, обычным является использование листов, изготовленных из ОР-(двухфазные)-сталей или TRIP-(c пластичностью, обусловленной мартенситным превращением)-сталей.
Например, такие стали, которые включали мартенситную структуру и/или остаточный аустенит, и которые содержат приблизительно 0,2% С, приблизительно 2% Mn, приблизительно 1,7% Si, характеризуются пределом текучести при растяжении, составляющим приблизительно 750 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим приблизительно 980 МПа, и полным относительным удлинением, составляющим более, чем 8%. Данные листы производят в технологической линии непрерывного отжига в результате закалки от температуры отжига, большей, чем температура превращения Асз, вплоть до перестаривания выше температуры превращения Ms и сохранения листа при данной температуре в течение заданного времени.
Для уменьшения массы автомобиля в целях улучшениях его коэффициента полезного действия по топливу с учетом сохранения окружающей среды в глобальных масштабах желательно иметь листы, характеризующиеся улучшенными пределами текучести и прочности при растяжении. Но такие листы также должны характеризоваться хорошей тягучестью и хорошей формуемостью, а говоря более конкретно, хорошей пригодностью к отбортовке внутренних кромок.
В данном отношении желательно иметь листы, характеризующиеся пределом текучести при растяжении YS, заключенным в пределах от 830 МПа до 1100 МПа, предпочтительно составляющим по меньшей мере 850 МПа, пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12%, а предпочтительно по меньшей мере 14%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии с документом ISO standard 16630:2009 составляющим более, чем 30%. Как это необходимо подчеркнуть, вследствие различий в методах измерения значения коэффициента раздачи отверстия, соответствующие стандарту ISO standard, очень сильно отличаются от значений коэффициента раздачи отверстия λ, соответствующих документу JFS Т 1001 (Japan Iron and Steel Federation standard), и не могут быть с ними сопоставлены. Предел прочности при растяжении TS и полное относительное удлинение ТЕ измеряют в соответствии с документом ISO standard ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 года. Вследствие различий в методах измерения, в частности, вследствие различий в геометрии использующихся образцов, значения полного относительного удлинения ТЕ, измеренные в соответствии со стандартом ISO standard, очень сильно отличаются от значений полного относительного удлинения, измеренных в соответствии с документом JIS Z 2201-05 standard, в частности, будучи меньшими в сопоставлении с ними.
Поэтому цель настоящего изобретения заключается в предложении такого листа и способа его производства.
Исходя из данной цели изобретение относится к способу производства листовой стали, обладающей микроструктурой, состоящей из от 71% до 91% суммарного количества мартенсита и бейнита, от 9% до 13% остаточного аустенита и, самое большее, 20% феррита, при этом способ включает следующие далее последовательные стадии:
- получение холоднокатаной листовой стали, при этом химический состав стали включает в % (масс.):
0,13% ≤ С ≤ 0,22%,
1,2% ≤ Si ≤ 2,3%,
0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,
причем 1,25% ≤ Si + Al ≤ 2,35%,
2,4% ≤ Mn ≤ 3%,
Ti ≤ 0,05%,
Nb ≤ 0,05%,
при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,
- отжиг листовой стали при температуре отжига Та таким образом, чтобы получить структуру, содержащую от 80% до 100% аустенита и от 0% до 20% феррита,
- закалка листа при скорости охлаждения, заключенной в пределах от 20°С/сек до 50°С/сек, вплоть до температуры закалки QT в диапазоне от 240°С до 310°С,
- нагревание листа вплоть до температуры распределения РТ в диапазоне от 400°С до 465°С и сохранение листа при данной температуре в течение времени распределения Pt в диапазоне от 50 сек до 250 сек,
- незамедлительное охлаждение листа вплоть до комнатной температуры.
Предпочтительно стадия получения холоднокатаной листовой стали включает:
- горячую прокатку листа, изготовленного из указанной стали, для получения горячекатаной листовой стали,
- скатывание указанной горячекатаной листовой стали в рулон при температуре Тс, заключенной в пределах от 500°С до 730°С,
- холодную прокатку указанной горячекатаной листовой стали для получения указанной холоднокатаной листовой стали.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления стадия получения указанной холоднокатаной листовой стали, кроме того, включает между сматыванием в рулон и холодной прокаткой проведение отжига в камерной печи при температуре, заключенной в пределах от 500°С до 650°С, в течение периода времени в диапазоне от 300 секунд до 12 часов.
В соответствии с еще одним конкретным вариантом осуществления стадия получения указанной холоднокатаной листовой стали, кроме того, включает между сматыванием в рулон и холодной прокаткой проведение медленного охлаждения горячекатаной листовой стали от температуры сматывания в рулон до комнатной температуры в течение периода времени, заключенного в пределах от 5 до 7 дней.
Предпочтительно подвергнутый закалке лист непосредственно перед нагреванием до температуры распределения РТ обладает структурой, состоящей из от 10 до 40% аустенита, от 60% до 90% мартенсита и от 0% до 20% феррита.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления температура закалки QT заключена в пределах от 240°С до 270°С, а температура распределения РТ заключена в пределах от 440°С до 460°С.
В соответствии с еще одним конкретным вариантом осуществления температура закалки QT заключена в пределах от 290°С до 320°С, а температура распределения РТ заключена в пределах от 400°С до 425°С.
Предпочтительно химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий: С ≥ 0,16%, С ≤ 0,20%, Si ≥ 2,0%, Si ≤ 2,2%, Mn ≥ 2,6%, Mn ≤ 2,8%.
Предпочтительно после закалки листа до температуры закалки QT и до нагрева листа до температуры распределения РТ лист выдерживают при температуре закалки QT в течение времени выдерживания, заключенного в пределах от 2 сек до 8 сек, предпочтительно от 3 сек до 7 сек.
Предпочтительно время распределения Pt находится в диапазоне от 50 до 200 сек.
В особенности изобретение относится к способу производства листовой стали, обладающей микроструктурой, состоящей из от 71% до 91% суммарного количества мартенсита и бейнита, от 9% до 13% остаточного аустенита и, самое большее, 20% феррита, где способ включает следующие далее последовательные стадии:
- получение холоднокатаной листовой стали, при этом химический состав стали включает в % (масс.):
0,13% ≤ С ≤ 0,22%,
1,2% ≤ Si ≤ 2,3%,
0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,
причем 1,25% ≤ Si + Al ≤ 2,35%,
2,4% ≤ Mn ≤ 3%,
Ti < 0,05%,
Nb < 0,05%,
при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,
- отжиг листовой стали при температуре отжига ТА таким образом, чтобы получить структуру, содержащую от 80% до 100% аустенита и от 0% до 20% феррита,
- закалка листа при скорости охлаждения, заключенной в пределах от 20°С/сек до 50°С/сек, вплоть до температуры закалки QT в диапазоне от 240°С до 270°С,
- нагревание листа вплоть до температуры распределения РТ в диапазоне от 440°С до 460°С и сохранение листа при температуре распределения РТ в течение времени распределения Pt в диапазоне от 50 сек до 250 сек,
- незамедлительное охлаждение листа вплоть до комнатной температуры.
Изобретение также относится к способу производства листовой стали, обладающей микроструктурой, состоящей из от 71% до 91% суммарного количества мартенсита и бейнита, от 9% до 13% остаточного аустенита и, самое большее, 20% феррита, где способ включает следующие далее последовательные стадии:
- получение холоднокатаной листовой стали, при этом химический состав стали включает в % (масс.):
0,13% ≤ С ≤ 0,22%,
1,2% ≤ Si ≤ 2,3%,
0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,
причем 1,25% ≤ Si + Al ≤ 2,35%,
2,4% ≤ Mn ≤ 3%,
Ti < 0,05%,
Nb < 0,05%,
при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,
- отжиг листовой стали при температуре отжига ТА таким образом, чтобы получить структуру, содержащую от 80% до 100% аустенита и от 0% до 20% феррита,
- закалка листа при скорости охлаждения в диапазоне от 20°С/сек до 50°С/сек вплоть до температуры закалки QT в диапазоне от 290°С до 320°С,
- нагревание листа вплоть до температуры распределения РТ в диапазоне от 400°С до 425°С и сохранение листа при температуре распределения РТ в течение времени распределения Pt в диапазоне от 50 сек до 250 сек,
- незамедлительное охлаждение листа вплоть до комнатной температуры.
Изобретение также относится к листовой стали, где химический состав стали включает в % (масс.):
0,13% ≤ С ≤ 0,22%,
1,2% ≤ Si ≤ 2,3%,
0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,
при этом 1,25% ≤ Si + Al ≤ 2,35%,
2,4% ≤ Mn ≤ 3%,
Ti ≤ 0,05%,
Nb ≤ 0,05%,
причем остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,
обладающей микроструктурой, состоящей в процентных долях площади поверхности из:
- от 71% до 91% мартенсита и бейнита,
- от 9% до 13% остаточного аустенита,
- самое большее, 20% феррита,
при этом лист характеризуется пределом текучести при растяжении, заключенным в пределах от 850 до 1100 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 30%.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления полное относительное удлинение ТЕ составляет по меньшей мере 14%, и/или коэффициент раздачи отверстия HER составляет более, чем 40%.
Химический состав стали необязательно может удовлетворять по меньшей мере одному из следующих далее условий: С ≥ 0,16%, С ≤ 0,20%, Si ≥ 2,0%, Si ≤ 2,2%, Mn ≥ 2,6% и Mn ≤ 2,8%.
Предпочтительно уровень содержания С CRA% в остаточном аустените заключен в пределах от 0,9% до 1,2%.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления остаточный аустенит включает глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в пределах от 2 до 4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в пределах от 5 до 8.
Предпочтительно микроструктура содержит от 5,5% до 10,5% пленочного остаточного аустенита.
В соответствии с одним вариантом осуществления на лист наносят металлическое покрытие, изготовленное в результате осуществления способа электроосаждения или вакуумного осаждения.
В особенности изобретение относится к листовой стали, где химический состав стали включает в % (масс.):
0,13% ≤ С ≤ 0,22%,
1,2% ≤ Si ≤ 2,3%,
0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,
при этом 1,25% ≤ Si + Al ≤ 2,35%,
2,4% ≤ Mn ≤ 3%,
Ti ≤ 0,05%,
Nb ≤ 0,05%,
причем остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,
обладающей микроструктурой, состоящей в процентных долях площади поверхности из:
- от 71% до 91% мартенсита и бейнита,
- от 9% до 13% остаточного аустенита,
- самое большее, 20% феррита,
где остаточный аустенит включает глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в пределах от 2 до 4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в пределах от 5 до 8,
при этом лист характеризуется пределом текучести при растяжении, заключенным в пределах от 850 до 1100 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 14%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 30%.
Теперь изобретение будет описываться подробно, но без введения ограничений.
Композиция стали, соответствующей изобретению, содержит в массовых процентах:
- от 0,13 до 0,22% углерода для обеспечения наличия удовлетворительной прочности и улучшения стабильности остаточного аустенита, что необходимо для получения достаточного относительного удлинения. Предпочтительно уровень содержания углерода является большим или равным 0,16%, а предпочтительно меньшим или равным 0,20%. В случае чрезмерно высокого уровня содержания углерода горячекатаный лист будет чрезмерно твердым для холодной прокатки, а свариваемость будет недостаточной. В случае уровня содержания углерода, составляющего менее, чем 0,13%, уровни пределов текучести и прочности при растяжении не достигнут, соответственно, 850 и 1180 МПа.
- от 2,4% до 3%, а предпочтительно более, чем 2,6% и предпочтительно менее, чем 2,8%, марганца. Минимум определяют для достижения достаточной прокаливаемости в целях получения микроструктуры, содержащей по меньшей мере 71% мартенсита и бейнита, и предела прочности при растяжении, составляющего более, чем 1180 МПа. Максимум определяют во избежание возникновения проблем, связанных с ликвацией, которые являются вредными с точки зрения тягучести.
- от 1,2% до 2,3% кремния в целях стабилизации аустенита для получения упрочнения твердого раствора и задерживания образования карбидов во время перестаривания без образования оксидов кремния на поверхности листа, что было бы вредным с точки зрения пригодности к нанесению покрытия. Предпочтительно уровень содержания кремния является большим или равным 1,9%, еще более предпочтительно большим или равным 2,0%. Увеличенное количество кремния улучшает коэффициент раздачи отверстия. Предпочтительно уровень содержания кремния является меньшим или равным 2,2%. Уровень содержания кремния, составляющий более, чем 2,3%, будет приводить к образованию оксидов кремния на поверхности.
- от 0,02% до 1,0% алюминия. Алюминий добавляют для раскисления жидкой стали, и он увеличивает эксплуатационную надежность способа изготовления, в частности, уменьшает вариации доли аустенита при варьировании температуры отжига. Максимальный уровень содержания алюминия определяют для предотвращения увеличения температуры превращения Ас3 до температуры, которая сделала бы отжиг более затруднительным. Алюминий, как и кремний, задерживает образование карбидов во время перераспределения углерода из мартенсита в аустенит, представляющего собой результат перестаривания. Для задерживания образования карбидов минимальный уровень содержания Al + Si должен составлять 1,25%. Максимальный уровень содержания Al + Si должен составлять 2,35%.
Остаток представляет собой железо и остаточные элементы, представляющие собой результат осуществления сталеплавильного производства. В данном отношении Ni, Cr, Mo, Cu, Nb, Ti, V, В, S, Р и N по меньшей мере рассматриваются в качестве остаточных элементов, которые представляют собой неизбежные примеси. Поэтому их уровни содержания составляют менее, чем 0,05% для Ni, 0,05% для Cr, 0,02% для Мо, 0,03% для Cu, 0,007% для V, 0,0010% для В, 0,005% для S, 0,02% для Р и 0,010% для N. Уровень содержания Nb ограничивается значением 0,05%, а уровень содержания Ti ограничивается значением 0,05%, поскольку выше данных значений будут образовываться крупные выделения, и формуемость стали ухудшится, что делает более труднодостижимой цель в виде 12% для полного относительного удлинения.
Горячекатаный лист, имеющий толщину в диапазоне от 2 до 5 мм, может быть произведен из данной стали известным образом. В рамках одного примера температура повторного нагрева до прокатки может находиться в диапазоне от 1200°С до 1280°С, предпочтительно составлять приблизительно 1250°С, температура окончательной прокатки предпочтительно составляет менее, чем 850°С, температура начала охлаждения составляет менее, чем 800°С, температура прекращения охлаждения находится в диапазоне от 570°С до 590°С, и охлаждение проводят при температуре, предпочтительно заключенной в пределах от 500°С до 730°С.
После горячей прокатки лист подвергают термической обработке в целях уменьшения деформации в стали и поэтому улучшения прокатываемости при холодной прокатке горячекатаной и скатанной в рулон листовой стали.
В соответствии с одним первым вариантом осуществления данная термическая обработка представляет собой отжиг в камерной печи. В данном варианте осуществления горячекатаную и скатанную в рулон листовую сталь подвергают отжигу в камерной печи при температуре в диапазоне от 500°С до 650°С в течение периода времени в диапазоне от 300 секунд до 12 часов, предпочтительно от 4 часов до 12 часов.
В соответствии с одним вторым вариантом осуществления термическая обработка представляет собой медленное охлаждение от температуры сматывания в рулон до комнатной температуры при скорости охлаждения, такой чтобы лист охлаждался бы от температуры сматывания в рулон до комнатной температуры в течение времени охлаждения, заключенного в пределах от 5 до 7 дней.
Горячекатаный лист может быть подвергнут травлению и холодной прокатке для получения холоднокатаного листа, имеющего толщину в диапазоне от 0,5 мм до 2,5 мм.
После этого лист подвергают термической обработке в технологической линии непрерывного отжига.
Термическая обработка включает стадии:
- отжига листа при температуре отжига Та таким образом, чтобы по завершении стадии отжига сталь обладала бы структурой, содержащей по меньшей мере 80% аустенита, предпочтительно по меньшей мере 95% и вплоть до 100%. Специалисты в соответствующей области техники знают то, как определить температуру отжига Та на основании дилатометрических испытаний. Предпочтительно температура отжига Та составляет, самое большее, Ас3 + 50°С в целях ограничения огрубления аустенитных зерен. Еще более предпочтительно температура отжига Та составляет, самое большее, Ас3. Символ Ас3 обозначает температуру начала и конца превращения в аустенит во время стадии нагрева. Лист сохраняют при температуре отжига, то есть, сохраняют в диапазоне от TA - 5°С до TA + 10°С, в течение времени отжига tA, достаточного для гомогенизирования химического состава. Данное время отжига tA предпочтительно составляет более, чем 60 сек, но не должно составлять более, чем 300 сек.
- закалки листа вплоть до температуры закалки QT, меньшей, чем температура превращения Ms аустенита, при скорости охлаждения, достаточно большой для избегания образования новых феррита и бейнита. Скорость охлаждения заключена в пределах от 20°С/сек до 50°С/сек. Действительно, скорость охлаждения, составляющая менее, чем 20°С/сек, приводила бы к образованию феррита и не давала бы возможности получить предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1180 МПа. Температура закалки находится в диапазоне от 240°С до 320°С в целях получения структуры, содержащей от 10 до 40% аустенита, от 60% до 90% мартенсита и от 0% до 20% феррита, при данной температуре QT непосредственно после охлаждения. В случае температуры закалки QT, составляющей менее, чем 240°С, доля распределенного мартенсита в конечной структуре будет чрезмерно большой для стабилизации достаточного количества остаточного аустенита, составляющего более, чем 9%, таким образом, полное относительное удлинение не достигнет 12%. Помимо этого, в случае температуры закалки QT, составляющей более, чем 320°С, доля распределенного мартенсита будет чрезмерно маленькой для получения желательных пределов прочности и текучести при растяжении.
- необязательного выдерживания подвергнутого закалке листа при температуре закалки в течение времени выдерживания, заключенного в пределах от 2 сек до 8 сек, предпочтительно от 3 сек до 7 сек.
- повторного нагрева листа от температуры закалки вплоть до температуры распределения РТ в диапазоне от 400°С до 465°С. Скорость повторного нагрева может быть высокой в случае проведения повторного нагрева при использовании индукционного нагревателя. В случае температуры распределения РТ, составляющей менее, чем 400°С, относительное удлинение будет неудовлетворительным.
- сохранения листа при температуре распределения РТ в течение периода времени в диапазоне от 50 сек до 250 сек.
- непосредственно после данной стадии сохранения охлаждения листа до комнатной температуры при скорости охлаждения, предпочтительно составляющей более, чем 1°С/сек, например, находящейся в диапазоне от 2°С/сек до 20°С/сек.
В дополнение к этому, в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 240°С до 270°С, температура распределения РТ будет заключена в пределах от 440°С до 460°С.Данный первый вариант осуществления делает возможным достижение намеченных механических свойств для заданной композиции в очень широком диапазоне времен отжига и распределения и поэтому является очень стабильным при варьировании скорости технологической линии. В частности, данный первый вариант осуществления обеспечивает прохождение серьезного отпуска мартенсита, что в результате приводит к получению больших значений предела текучести при растяжении и коэффициента раздачи отверстия.
В случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 290°С до 320°С, температура распределения РТ будет заключена в пределах от 390°С до 425°С.Данный второй вариант осуществления делает возможным получение целевых механических свойств в широком диапазоне времен отжига и распределения.
В дополнение к этому, данные два варианта осуществления делают возможным достижение полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 14%, в соответствии с описанием изобретения, более подробно представленным ниже в настоящем документе.
Данная обработка делает возможным получение конечной структуры, то есть, после распределения и охлаждения до комнатной температуры, состоящей из:
- остаточного аустенита, характеризующегося процентной долей площади поверхности, заключенной в пределах от 9% до 13%,
- мартенсита и бейнита, характеризующихся процентной долей площади поверхности в диапазоне от 71% до 91%, предпочтительно от 82% до 91%,
- самое большее, 20% феррита, предпочтительно, самое большее, 5%.
Доля остаточного аустенита, составляющая по меньшей мере 9%, делает возможным получение полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 12%, а доля мартенсита и бейнита, составляющая по меньшей мере 71%, делает возможным получение предела прочности при растяжении, составляющего по меньшей мере 1180 МПа.
Остаточный аустенит может включать глыбообразный остаточный аустенит и пленочный остаточный аустенит, расположенные между пакетным мартенситом.
Глыбообразный остаточный аустенит характеризуется средним аспектным соотношением, заключенным в пределах от 2 до 4. Пленочный остаточный аустенит характеризуется средним аспектным соотношением, заключенным в пределах от 5 до 8.
Аспектные соотношения для каждого вида остаточного аустенита, выбираемого из глыбообразного и пленочного остаточных аустенитов, определяют в отношении конечного листа в результате декапирования при использовании реактива Клемма, после этого проведения наблюдения на по меньшей мере 10 микрофотографиях с увеличением 500 и выполнения анализа изображений на микрофотографиях для идентифицирования N компонентов (i) остаточного аустенита. Определяют максимальный (Imax) и минимальный (Imin) размеры каждого компонента (i) и рассчитывают аспектное соотношение для каждого отдельного компонента (i) в виде (Imax)i/(Imin)i в общей совокупности из N компонентов. Среднее аспектное соотношение рассчитывают в виде среднего арифметического значения для N отдельных значений (Imax)i/(Imin)i.
Предпочтительно микроструктура содержит от 5,5% до 10,5% пленочного остаточного аустенита и, самое большее, 7,5% глыбообразного аустенита. Пленочный остаточный аустенит является более стабильным, чем глыбообразный аустенит и не превращается быстро в мартенсит во время деформирования.
Данные признаки в особенности будут получать в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 240°С до 270°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 440°С до 460°С, или в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 290°С до 320°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 390°С до 425°С.
Данные признаки делают возможным получение полного относительного удлинения ТЕ, составляющего по меньшей мере 14%, в комбинации с пределом текучести при растяжении YS, заключенным в пределах от 850 до 1100 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии с документом ISO standard 16630:2009 составляющим по меньшей мере 30%.
Помимо этого, средний размер глыб бейнита или мартенсита предпочтительно составляет 10 мкм и менее.
Кроме того, данная обработка делает возможным получение увеличенного уровня содержания С в остаточном аустените, который составляет по меньшей мере 0,9%, предпочтительно даже по меньшей мере 1,0%, и доходит вплоть до 1,2%.
При использовании такой обработки могут быть получены листы, характеризующиеся пределом текучести при растяжении YS, заключенным в пределах от 850 до 1100 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии с документом ISO standard 16630:2009 составляющим по меньшей мере 30%.
Кроме того, в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 240°С до 270°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 440°С до 460°С, или в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 290°С до 320°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 390°С до 425°С, будут получены листы, характеризующиеся пределом текучести при растяжении YS, заключенным в пределах от 850 до 1100 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 14%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии с документом ISO standard 16630:2009 составляющим по меньшей мере 30%.
Листовая сталь, полученная таким образом, может быть использована в виде листов без нанесенного покрытия или может быть подвергнута нанесению металлического покрытия, такого как в случае цинка или цинкового сплава, произведенного в результате электроосаждения или вакуумного осаждения.
Примеры:
Листы, полученные из стали, характеризующейся композицией, содержащей 0,163% С, 2,05% Si, 2,7% Mn и 0,02% Al, при этом остаток представляет собой Fe и примеси, производили в результате горячей прокатки с последующим сматыванием в рулон при 730°С. Горячекатаные листы подвергали отжигу в камерной печи при 650°С в течение 10 часов, после этого травлению и холодной прокатке для получения листов, имеющих толщину 1,6 мм. Температуры Ac1, Ас3 и Ms для стали определили в результате проведения дилатометрических испытаний в виде Ac1=780°С, Ас3=900°С и Ms=330°С.
Несколько листов подвергали термической обработке в результате отжига при температуре Та в течение периода времени tA, закалки при температуре QT при скорости охлаждения 45°С/сек, повторному нагреванию при температуре распределения РТ и сохранению при температуре распределения РТ в течение времени распределения Pt, после этого незамедлительному охлаждению до комнатной температуры.
В приведенных ниже таблицах TA представляет собой температуру отжига, tA представляет собой время отжига, QT представляет собой температуру закалки, РТ представляет собой температуру распределения, Pt представляет собой время сохранения при температуре распределения, YS представляет собой предел текучести при растяжении, TS представляет собой предел прочности при растяжении, UE представляет собой равномерное относительное удлинение, ТЕ представляет собой полное относительное удлинение, a HER представляет собой коэффициент раздачи отверстия, измеренный в соответствии со стандартом ISO standard. RA представляет собой долю остаточного аустенита в микроструктуре, a CRA% представляет собой уровень содержания С в остаточном аустените. Столбец «Глыбообразный и пленочный материал RA?» указывает на содержание структурой глыбообразного или пленочного остаточного аустенита.
Все примеры относятся к листам без нанесенного покрытия.
Условия проведения термической обработки и полученные свойства приводятся в таблице I.
Подчеркнутые значения не соответствуют изобретению.
Figure 00000001
Как это демонстрируют примеры от 1 до 4, только температура закалки в диапазоне от 240°С до 320°С делает возможным получение предела текучести при растяжении в диапазоне от 830 до 1100 МПа, предела прочности при растяжении, составляющего по меньшей мере 1180 МПа, полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 12%, и коэффициента раздачи отверстия, составляющего по меньшей мере 30%.
Как это демонстрирует сопоставление примеров от 5 до 7, только температура распределения РТ, заключенная в пределах от 400°С до 465°С, делает возможным получение предела текучести при растяжении в диапазоне от 830 до 1100 МПа, предела прочности при растяжении, составляющего по меньшей мере 1180 МПа, полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 12%, и коэффициента раздачи отверстия, составляющего по меньшей мере 30%, в то время как температура распределения РТ, составляющая более, чем 465°С, вызывает образование большой доли свежего мартенсита, что приводит к получению коэффициента раздачи отверстия, составляющего менее, чем 30%.
Как это, кроме того, демонстрируют данные примеры от 1 до 7, в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 290°С до 320°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 400°С до 425°С, может быть достигнуто полное относительное удлинение, составляющее более, чем 14%. В противоположность этому, пример 2, подвергнутый закалке при температуре 275°С, не обеспечивает достижения полного относительного удлинения 14%.
Как это демонстрируют примеры от 8 до И, целевые свойства могут быть получены в широком диапазоне времен распределения, а, говоря более конкретно, полученные механические свойства являются очень стабильными при изменении времени распределения.
В числе примеров 1-11 только примеры 3, 5, 6 и 8-11 содержат глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в пределах от 2 до 4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в диапазоне от 5 до 8. Поверхностная доля пленочного остаточного аустенита по отношению к совокупной микроструктуре заключена в пределах от 5,5% до 10,5% для примеров 3, 5, 6 и 8-11. В противоположность этому, примеры 1, 2,4 и 7 содержат только глыбообразный остаточный аустенит.
Как это, кроме того, демонстрируют данные примеры, в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 240°С до 270°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 440°С до 460°С, будет получено полное относительное удлинение, составляющее по меньшей мере 14%.
В дополнение к этому, как это демонстрируют данные примеры, в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 240°С до 270°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 440°С до 460°С, могут быть получены очень большие значения предела текучести при растяжении. Данные большие значения обуславливаются важным отпуском мартенсита благодаря низкому значению температуры закалки QT и высокому значению температуры распределения РТ.
Были проведены дополнительные испытания для исследования воздействия скорости технологической линии на механические свойства листа во время изготовления, то есть, стабильности данных механических свойств при вариациях скорости технологической линии.
Данные испытания проводили в технологической линии, характеризующейся минимальной скоростью технологической линии 50 м/мин и максимальной скоростью технологической линии 120 м/мин, при конфигурировании секций томления и распределения таким образом, чтобы максимальные время томления и время распределения, достигаемые при минимальной скорости технологической линии, составляли бы, соответственно, 188 сек и 433 сек, а минимальные время томления и время распределения, достигаемые при максимальной скорости технологической линии, составляли бы, соответственно, 79 сек и 181 сек.
Испытания проводили при использовании минимальной и максимальной скоростей технологической линии при температуре закалки QT 250°С и температуре распределения РТ 450°С или при температуре закалки QT 300°С и температуре распределения РТ 400°С.
Условия проведения термической обработки и полученные свойства приводятся в таблице П.
Figure 00000002
Как это демонстрируют данные результаты, в случае температуры закалки QT 250°С и температуры распределения РТ 450°С скорость технологической линии будет оказывать незначительное воздействие на качество полученных механических свойств, так что целевые свойства могут быть получены во всем диапазоне скоростей технологической линии. Как это также демонстрируют данные результаты, способ изготовления является эксплуатационно очень надежным в отношении вариаций скорости технологической линии.
Результаты, полученные в случае температуры закалки QT 300°С и температуры распределения РТ 400°С, являются подобными, даже для предела текучести при растяжении, несколько меньшего, чем целевое значение 850 МПа, при чрезмерно маленькой скорости технологической линии и, следовательно, времени распределения, составляющего более, чем 250 сек.
Как это, кроме того, демонстрируют данные результаты, в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 290°С до 320°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 400°С до 425°С, или в случае температуры закалки QT, заключенной в пределах от 240°С до 270°С, и температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 440°С до 460°С, может быть достигнуто полное относительное удлинение, составляющее более, чем 14%.
Кроме того, были проведены испытания для оценки эффекта от термической обработки, проведенной между стадиями сматывания в рулон и холодной прокатки.
Были проведены испытания при использовании термической обработки, включающей отжиг в камерной печи при температуре 650°С, (термическая обработка 1) или при использовании термической обработки, включающей медленное охлаждение горячекатаной листовой стали от температуры сматывания в рулон до комнатной температуры в течение периода времени в 7 дней, (термическая обработка 2).
Испытания от 16 до 19 в приведенной ниже таблице III были проведены при использовании температуры закалки QT 250°С и температуры распределения РТ 460°С, при этом время распределения составляло либо 150 сек (примеры 16 и 17), либо 200 сек (примеры 18 и 19).
Испытания от 20 до 23 в приведенной ниже таблице III были проведены при использовании температуры закалки QT 300°С и температуры распределения РТ 400°С, при этом время распределения составляло либо 150 сек (примеры 20 и 21), либо 200 сек (примеры 22 и 23).
Figure 00000003
Примеры 16-23 содержат глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в пределах от 2 до 4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся аспектным соотношением, заключенным в пределах от 5 до 8, при этом поверхностная доля пленочного остаточного аустенита по отношению ко всей микроструктуре заключена в пределах от 5,5% до 10,5%.
Как это демонстрируют данные испытания, целевые механические свойства будут получены при использовании способа, соответствующего изобретению, в случае термической обработки, проводимой между стадиями сматывания в рулон и холодной прокатки, в виде отжига в камерной печи или медленного охлаждения.
Как это, кроме того, подтверждают данные испытания, температура закалки QT, заключенная в пределах от 240°С до 270°С, и температура распределения РТ, заключенная в пределах от 440°С до 460°С, или температура закалки QT, заключенная в пределах от 290°С до 320°С, и температура распределения РТ, заключенная в пределах от 400°С до 425°С, делают возможным получение исключительно удовлетворительных механических свойств, в частности, полного относительного удлинения, составляющего более, чем 14%.
Также были проведены испытания в целях определения минимальной скорости охлаждения для закалки до температуры закалки QT.
Условия проведения термической обработки и полученные свойства приводятся в таблице IV.
В данной таблице символ CR обозначает скорость охлаждения.
Figure 00000004
Как это демонстрируют данные результаты, в случае скорости охлаждения, составляющей менее, чем 20°С/сек, будет получен предел прочности при растяжении, составляющий менее, чем 1180 МПа, в то время как механические свойства будут удовлетворительными в случае скорости охлаждения, заключенной в пределах от 20°С/сек до 50°С/сек.

Claims (120)

1. Способ производства листовой стали, обладающей микроструктурой, состоящей из 71-91% суммарно мартенсита и бейнита, 9-13% остаточного аустенита и не более чем 20% феррита, при этом способ включает следующие последовательные стадии:
получают холоднокатаную листовую сталь, химический состав которой включает в мас.%:
0,13 ≤ С ≤ 0,22,
1,2 ≤ Si ≤ 2,3,
0,02 ≤ Al ≤ 1,0,
причем 1,25 ≤ Si + Al ≤ 2,35,
2,4 ≤ Mn ≤ 3,
Ti ≤ 0,05,
Nb ≤ 0,05,
Fe и неизбежные
примеси - остальное,
отжигают листовую сталь при температуре ТА с получением структуры, содержащей от 80 до 100% аустенита и от 0 до 20% феррита, охлаждают листовую сталь со скоростью охлаждения 20-50°С/с до температуры QT, составляющей 240-270°С,
нагревают листовую сталь до температуры отпуска РТ, составляющей 440-460°С и выдерживают листовую сталь при указанной температуре отпуска РТ в течение времени Pt от 50 до 250 с,
незамедлительно после указанного этапа выдержки охлаждают листовую сталь до комнатной температуры.
2. Способ по п. 1, в котором стадия получения холоднокатаной листовой стали включает:
горячую прокатку листа, изготовленного из указанной стали, для получения горячекатаной листовой стали,
сматывание указанной горячекатаной листовой стали в рулон при температуре смотки Тс, составляющей 500-730°С,
холодную прокатку указанной горячекатаной листовой стали для получения указанной холоднокатаной листовой стали.
3. Способ по п. 2, в котором стадия получения холоднокатаной листовой стали также включает между сматыванием в рулон и холодной прокаткой проведение отжига в камерной печи при температуре, составляющей 500-650°С, в течение времени от 300 с до 12 ч.
4. Способ по п. 2, в котором стадия получения указанной холоднокатаной листовой стали также включает между сматыванием в рулон и холодной прокаткой проведение медленного охлаждения горячекатаной листовой стали от температуры сматывания в рулон до комнатной температуры в течение периода времени, составляющего 5-7 дней.
5. Способ по любому из пп. 1-4, в котором листовая сталь после указанного охлаждения до температуры QT и непосредственно перед нагревом до температуры отпуска РТ обладает структурой, состоящей из 10-40% аустенита, 60-90% мартенсита и 0-20% феррита.
6. Способ по любому из пп. 1-4, в котором химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих условий:
С ≥ 0,16%,
С ≤ 0,20%,
Si ≥ 2,0%,
Si ≤ 2,2%,
Mn ≥ 2,6%,
и
Mn ≤ 2,8%.
7. Способ по любому из пп. 1-4, в котором после указанного охлаждения листовой стали до температуры QT и до нагрева листовой стали до температуры отпуска РТ листовую сталь выдерживают при температуре QT в течение времени выдержки, составляющего 2-8 с, предпочтительно 3-7 с.
8. Способ по любому из пп. 1-4, в котором продолжительность отпуска Pt составляет 50-200 с.
9. Способ по любому из пп. 1-4, в котором остаточный аустенит включает глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 2-4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 5-8.
10. Способ по п. 9, в котором микроструктура содержит от 5,5 до 10,5% пленочного остаточного аустенита.
11. Способ производства листовой стали, обладающей микроструктурой, состоящей из 71-91% суммарно мартенсита и бейнита, 9-13% остаточного аустенита и не более чем 20% феррита, при этом способ включает следующие последовательные стадии:
получают холоднокатаную листовую сталь, химический состав которой включает в мас.%:
0,13 ≤ С ≤ 0,22,
1,2 ≤ Si ≤ 2,3,
0,02 ≤ Al ≤ 1,0,
причем 1,25 ≤ Si + Al ≤ 2,35,
2,4 ≤ Mn ≤ 3,
Ti ≤ 0,05,
Nb ≤ 0,05,
Fe и неизбежные
примеси - остальное,
отжигают листовую сталь при температуре TA с получением структуры, содержащей от 80 до 100% аустенита и от 0 до 20% феррита,
охлаждают листовую сталь со скоростью, составляющей 20-50°С/с до температуры QT, составляющей 290-320°С,
нагревают лист до температуры отпуска РТ, составляющей 400-425°С и выдерживают лист при указанной температуре отпуска РТ в течение времени Pt от 50 до 250 с,
незамедлительно охлаждают листовую сталь до комнатной температуры.
12. Способ по п. 11, в котором стадия получения холоднокатаной листовой стали включает:
горячую прокатку листа, изготовленного из указанной стали, для получения горячекатаной листовой стали,
сматывание указанной горячекатаной листовой стали в рулон при температуре смотки Тс, составляющей 500-730°С,
холодную прокатку указанной горячекатаной листовой стали для получения указанной холоднокатаной листовой стали.
13. Способ по п. 12, в котором стадия получения холоднокатаной листовой стали также включает между сматыванием в рулон и холодной прокаткой проведение отжига в камерной печи при температуре, составляющей 500-650°С, в течение времени от 300 с до 12 ч.
14. Способ по п. 12, в котором стадия получения указанной холоднокатаной листовой стали также включает между сматыванием в рулон и холодной прокаткой проведение медленного охлаждения горячекатаной листовой стали от температуры сматывания в рулон до комнатной температуры в течение периода времени, составляющего 5-7 дней.
15. Способ по любому из пп. 11-14, в котором листовая сталь после указанного охлаждения до температуры QT и непосредственно перед нагревом до температуры отпуска РТ обладает структурой, состоящей из 10-40% аустенита, 60-90% мартенсита и 0-20% феррита.
16. Способ по любому из пп. 11-14, в котором химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих условий:
С ≥ 0,16%,
С ≤ 0,20%,
Si ≥ 2,0%,
Si ≤ 2,2%,
Mn ≥ 2,6%,
и
Mn ≤ 2,8%.
17. Способ по любому из пп. 11-14, в котором после указанного охлаждения листовой стали до температуры QT и до нагрева листовой стали до температуры отпуска РТ листовую сталь выдерживают при температуре QT в течение времени выдержки, составляющего 2-8 с, предпочтительно 3-7 с.
18. Способ по любому из пп. 11-14, в котором время Pt выдержки при отпуске составляет 50-200 с.
19. Способ по любому из пп. 11-14, в котором остаточный аустенит включает глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 2-4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 5-8.
20. Способ по п. 19, в котором микроструктура содержит от 5,5 до 10,5% пленочного остаточного аустенита.
21. Листовая сталь без покрытия, химический состав которой включает в мас.%:
0,13 ≤ С ≤ 0,22,
1,2 ≤ Si ≤ 2,3,
0,02 ≤ Al ≤ 1,0,
при этом 1,25 ≤ Si + Al ≤ 2,35,
2,4 ≤ Mn ≤ 3,
Ti ≤ 0,05,
Nb ≤ 0,05,
Fe и неизбежные
примеси - остальное,
при этом указанная листовая сталь обладает микроструктурой, состоящей в процентных долях площади поверхности из:
71-91% мартенсита и бейнита,
9-13% остаточного аустенита,
и не более чем 20% феррита,
при этом остаточный аустенит включает глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 2-4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 5-8,
при этом указанная листовая сталь характеризуется пределом текучести при растяжении, составляющим 850-1100 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 14%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 30%.
22. Листовая сталь по п. 21, в которой коэффициент раздачи отверстия HER составляет более чем 40%.
23. Листовая сталь по п. 21, в которой химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий:
С ≥ 0,16%,
С ≤ 0,20%,
Si ≥ 2,0%,
Si ≤ 2,2%,
Mn ≥ 2,6% и
Mn ≤ 2,8%.
24. Листовая сталь по п. 21, в которой остаточный аустенит имеет уровень содержания С CRA%, составляющий 0,9-1,2%.
25. Листовая сталь по любому из пп. 21-24, в которой микроструктура содержит от 5,5 до 10,5% пленочного остаточного аустенита.
26. Листовая сталь, химический состав которой включает в мас.%:
0,13 ≤ С ≤ 0,22,
1,2 ≤ Si ≤ 2,3,
0,02 ≤ Al ≤ 1,0,
при этом 1,25 ≤ Si + Al ≤ 2,35,
2,4 ≤ Mn ≤ 3,
Ti ≤ 0,05,
Nb ≤ 0,05,
Fe и неизбежные
примеси - остальное,
при этом листовая сталь обладает микроструктурой, состоящей в процентных долях площади поверхности из:
71-91% мартенсита и бейнита,
9-13% остаточного аустенита,
и не более чем 20% феррита,
при этом остаточный аустенит включает глыбообразный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 2-4, и пленочный остаточный аустенит, характеризующийся соотношением сторон, составляющим 5-8,
при этом листовая сталь характеризуется пределом текучести при растяжении, составляющим 850-1100 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 14%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 30%,
при этом листовая сталь имеет металлическое покрытие, полученное посредством электроосаждения или вакуумного осаждения.
27. Листовая сталь по п. 26, в которой коэффициент раздачи отверстия HER составляет более чем 40%.
28. Листовая сталь по п. 26, в которой химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий:
С ≥ 0,16%,
С ≤ 0,20%,
Si ≥ 2,0%,
Si ≤ 2,2%,
Mn ≥ 2,6% и
Mn ≤ 2,8%.
29. Листовая сталь по п. 26, в которой остаточный аустенит имеет уровень содержания С CRA%, составляющий 0,9-1,2%.
30. Листовая сталь по любому из пп. 26-29, в которой микроструктура содержит от 5,5 до 10,5% пленочного остаточного аустенита.
RU2018122307A 2015-12-21 2016-12-21 Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью и формуемостью, и полученная высокопрочная листовая сталь RU2722490C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IBIB2015/059838 2015-12-21
PCT/IB2015/059838 WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2015-12-21 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
PCT/EP2016/082202 WO2017108966A1 (en) 2015-12-21 2016-12-21 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2018122307A RU2018122307A (ru) 2019-12-30
RU2018122307A3 RU2018122307A3 (ru) 2020-03-26
RU2722490C2 true RU2722490C2 (ru) 2020-06-01

Family

ID=55221457

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2018122307A RU2722490C2 (ru) 2015-12-21 2016-12-21 Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью и формуемостью, и полученная высокопрочная листовая сталь

Country Status (15)

Country Link
US (1) US10954580B2 (ru)
EP (2) EP3394299B1 (ru)
JP (1) JP6797934B2 (ru)
KR (1) KR20180095529A (ru)
CN (1) CN108884512B (ru)
BR (1) BR112018011653B1 (ru)
CA (1) CA3007647C (ru)
ES (2) ES2886206T3 (ru)
HU (2) HUE050422T2 (ru)
MA (2) MA44113B1 (ru)
MX (1) MX2018007641A (ru)
PL (2) PL3626843T3 (ru)
RU (1) RU2722490C2 (ru)
WO (2) WO2017109539A1 (ru)
ZA (1) ZA201803701B (ru)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016001708A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
DE102016103752A1 (de) * 2015-03-06 2016-09-08 Gkn Sinter Metals, Llc Verfahren zur Herstellung eines Messing oder Bronze aufweisenden Verbundbauteils mittels Sinterpassung
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019111028A1 (en) 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
KR102012126B1 (ko) * 2018-03-22 2019-10-21 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
MX2021004073A (es) 2018-10-10 2021-06-04 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
RU2768717C1 (ru) * 2018-11-30 2022-03-24 Арселормиттал Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления
EP3754037B1 (en) * 2019-06-17 2022-03-02 Tata Steel IJmuiden B.V. Method of heat treating a high strength cold rolled steel strip
JP7191796B2 (ja) * 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
KR102285523B1 (ko) * 2019-11-20 2021-08-03 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
EP4116003A4 (en) * 2020-03-11 2023-06-21 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) PROCESS FOR MANUFACTURING A STEEL COMPONENT WITH LOCALLY SOFTENED SECTION
KR20230145590A (ko) * 2021-03-08 2023-10-17 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 강판의 제조 방법
CN113061698B (zh) * 2021-03-16 2022-04-19 北京理工大学 一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法
CN113446942B (zh) * 2021-08-11 2022-03-29 镇江龙源铝业有限公司 一种冷轧铝合金板带吹胀成型性能的快速检测方法
KR20230166357A (ko) 2022-05-30 2023-12-07 현대제철 주식회사 우수한 내식성을 갖는 강판 및 그 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2321667C2 (ru) * 2002-09-06 2008-04-10 Юзинор Сталь с очень высокой механической прочностью, способ получения листа из стали с покрытием из цинка или цинкового сплава и его применение
EP2325346A1 (en) * 2008-09-10 2011-05-25 JFE Steel Corporation High-strength steel plate and manufacturing method thereof
UA99289C2 (ru) * 2007-05-11 2012-08-10 Арселормиттал Франс Холоднокатаный и отожженный стальной лист, способ его изготовления (варианты) и применения
RU2524743C2 (ru) * 2012-11-06 2014-08-10 Закрытое акционерное общество "Вибро-прибор" Способ бездемонтажной поверки пьезоэлектрического вибропреобразователя на месте эксплуатации
EP2881481A1 (en) * 2012-07-31 2015-06-10 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent moldability and shape fixability, and method for manufacturing same

Family Cites Families (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19936151A1 (de) 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
JP3840864B2 (ja) 1999-11-02 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3873642B2 (ja) 2001-03-21 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 錫めっき鋼板
AU2003270334A1 (en) 2002-09-04 2004-03-29 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
JP4367300B2 (ja) 2004-09-14 2009-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
CA2531615A1 (en) 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property
CN100510141C (zh) 2004-12-28 2009-07-08 株式会社神户制钢所 耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板
JP4821365B2 (ja) 2006-02-28 2011-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 塗装後耐食性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法
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
JP5402007B2 (ja) 2008-02-08 2014-01-29 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
JP5365112B2 (ja) 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5221270B2 (ja) 2008-10-09 2013-06-26 株式会社東芝 金属部品およびその製造方法
JP5315956B2 (ja) 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形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
BRPI1010678A2 (pt) 2009-05-27 2016-03-15 Nippon Steel Corp chapade aço de alta resistência, chapa de aço banhada a quente e chapa de aço banhada a quente de liga que têm excelentes características de fadiga, alongamento e colisão, e método de fabricação para as ditas chapas de aço
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5807368B2 (ja) 2010-06-16 2015-11-10 新日鐵住金株式会社 圧延方向に対して４５°の方向の均一伸びが極めて高い高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃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
JP5021108B2 (ja) 2010-09-16 2012-09-05 新日本製鐵株式会社 延性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板およびこれらの製造方法
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
EP2524970A1 (de) 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
JP2012240095A (ja) 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法
US9745639B2 (en) 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
JP5664482B2 (ja) 2011-07-06 2015-02-04 新日鐵住金株式会社 溶融めっき冷延鋼板
JP5764549B2 (ja) 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP5632904B2 (ja) * 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5835129B2 (ja) 2012-06-29 2015-12-24 トヨタ自動車株式会社 表面処理方法
JP2014019928A (ja) 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
EP2690183B1 (de) * 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
EP2690184B1 (de) * 2012-07-27 2020-09-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN102943169B (zh) * 2012-12-10 2015-01-07 北京科技大学 一种汽车用超高强薄钢板的淬火退火制备方法
EP2840159B8 (de) * 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
JP6237364B2 (ja) * 2014-03-17 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP6179461B2 (ja) * 2014-05-27 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
CN104032109B (zh) * 2014-06-13 2016-08-24 北京科技大学 一种高强钢通过热轧及在线热处理的制备方法
WO2016001708A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
WO2016108443A1 (ko) * 2014-12-30 2016-07-07 한국기계연구원 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법
KR102035525B1 (ko) * 2016-06-27 2019-10-24 한국기계연구원 필름형 잔류 오스테나이트를 포함하는 강재

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2321667C2 (ru) * 2002-09-06 2008-04-10 Юзинор Сталь с очень высокой механической прочностью, способ получения листа из стали с покрытием из цинка или цинкового сплава и его применение
UA99289C2 (ru) * 2007-05-11 2012-08-10 Арселормиттал Франс Холоднокатаный и отожженный стальной лист, способ его изготовления (варианты) и применения
EP2325346A1 (en) * 2008-09-10 2011-05-25 JFE Steel Corporation High-strength steel plate and manufacturing method thereof
EP2881481A1 (en) * 2012-07-31 2015-06-10 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent moldability and shape fixability, and method for manufacturing same
RU2524743C2 (ru) * 2012-11-06 2014-08-10 Закрытое акционерное общество "Вибро-прибор" Способ бездемонтажной поверки пьезоэлектрического вибропреобразователя на месте эксплуатации

Also Published As

Publication number Publication date
US20190003007A1 (en) 2019-01-03
HUE056872T2 (hu) 2022-03-28
RU2018122307A3 (ru) 2020-03-26
HUE050422T2 (hu) 2020-12-28
BR112018011653A2 (pt) 2018-12-04
ES2886206T3 (es) 2021-12-16
CA3007647C (en) 2023-12-19
EP3394299B1 (en) 2020-05-06
PL3626843T3 (pl) 2021-12-20
MA49159A (fr) 2021-04-21
PL3394299T3 (pl) 2020-11-02
US10954580B2 (en) 2021-03-23
MA49159B1 (fr) 2021-10-29
ES2801673T3 (es) 2021-01-12
KR20180095529A (ko) 2018-08-27
WO2017108966A1 (en) 2017-06-29
EP3626843A1 (en) 2020-03-25
WO2017109539A1 (en) 2017-06-29
JP6797934B2 (ja) 2020-12-09
ZA201803701B (en) 2019-06-26
CN108884512B (zh) 2019-12-31
MX2018007641A (es) 2018-09-21
MA44113B1 (fr) 2020-08-31
CN108884512A (zh) 2018-11-23
CA3007647A1 (en) 2017-06-29
JP2019505694A (ja) 2019-02-28
EP3626843B1 (en) 2021-07-28
BR112018011653B1 (pt) 2021-09-28
EP3394299A1 (en) 2018-10-31
RU2018122307A (ru) 2019-12-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2722490C2 (ru) Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью и формуемостью, и полученная высокопрочная листовая сталь
RU2714455C1 (ru) Высокопрочный и высокодерформируемый холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2688092C2 (ru) Способ изготовления высокопрочного стального изделия и стальное изделие, полученное таким образом
RU2725929C2 (ru) Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными тягучестью и формуемостью, и полученная листовая сталь
CN103210105B (zh) 均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
RU2018122386A (ru) Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными тягучестью и формуемостью, и полученная листовая сталь
RU2736374C1 (ru) Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления
RU2736376C1 (ru) Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления
JP4528137B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板の製造方法
CN106471138B (zh) 用于生产超高强度涂覆钢板或未涂覆钢板的方法和获得的板
RU2677888C2 (ru) Способ изготовления высокопрочной листовой стали, имеющей улучшенную формуемость, и полученный лист
WO2018033960A1 (ja) 熱間プレス成形部材
KR102548555B1 (ko) 냉간 압연 및 열 처리된 강판 및 냉간 압연 및 열 처리된 강판의 제조 방법
RU2680043C2 (ru) Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной формуемостью и пластичностью, и полученный лист
JP2011195956A (ja) 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
KR101626233B1 (ko) 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법
KR20150132208A (ko) 고강도 용융 침지 아연도금 복합상 강 스트립
RU2716920C2 (ru) Способ производства листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью, тягучестью и формуемостью
US20180195143A1 (en) High-strength thin steel sheet and method of producing the same
JP4528135B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010043360A (ja) 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
RU2695844C1 (ru) Способ производства сверхвысокопрочной листовой стали, подвергнутой цинкованию с отжигом, и полученная листовая сталь, подвергнутая цинкованию с отжигом
RU2775990C1 (ru) Холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
KR101607011B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
RU2812417C1 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа