RU2734216C1 - Способ изготовления плоского стального продукта из стали с содержанием марганца и такой плоский стальной продукт - Google Patents

Способ изготовления плоского стального продукта из стали с содержанием марганца и такой плоский стальной продукт Download PDF

Info

Publication number
RU2734216C1
RU2734216C1 RU2019107482A RU2019107482A RU2734216C1 RU 2734216 C1 RU2734216 C1 RU 2734216C1 RU 2019107482 A RU2019107482 A RU 2019107482A RU 2019107482 A RU2019107482 A RU 2019107482A RU 2734216 C1 RU2734216 C1 RU 2734216C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
rolling
strip
particularly preferably
flat steel
steel product
Prior art date
Application number
RU2019107482A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2734216C9 (ru
Inventor
Петер ПАЛЬЦЕР
Томас ЭФЕРЦ
Манюль ОТТО
Кай КЁЛЕР
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=59887258&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2734216(C1) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Зальцгиттер Флахшталь Гмбх filed Critical Зальцгиттер Флахшталь Гмбх
Publication of RU2734216C1 publication Critical patent/RU2734216C1/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2734216C9 publication Critical patent/RU2734216C9/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • C21D8/0273—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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—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
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/02—Superplasticity
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

Группа изобретений относится к области металлургии и включает способ изготовления плоского стального продукта из стали, плоский стальной продукт и его применение. Может использоваться в автомобильной промышленности, строительстве железнодорожного транспорта, судостроении, производстве оборудования, строительстве, горнодобывающей промышленности, аэрокосмической промышленности, производстве бытовых приборов или для тонколистовых сварных составных заготовок. Плоский продукт из стали со средним содержанием марганца 4-12%, обладающей TRIP/TWIP-эффектом, получают путем холодной прокатки горячекатаной полосы, последующего отжига при температуре 500-840°С в течение от 1 мин до 24 ч и выравнивающей прокатки отожженной полосы со степенью деформации от 0,3 до 60%. Обеспечивается повышенная устойчивость к отложенному образованию трещин, индуцированному водородом, к водородному охрупчиванию и к жидкометаллическому охрупчиванию при сварке в оцинкованном состоянии. 3 н. и 10 з.п. ф-лы.

Description

Изобретение относится к способу изготовления плоского стального продукта из стали со средним содержанием марганца, обладающей TRIP/TWIP-эффектом, к плоскому стальному продукту, полученному в соответствии с этим способом, и его использованию.
Европейская патентная заявка ЕР 2 383 353 А2 раскрывает плоский стальной продукт из марганцевой стали, имеющей прочность на разрыв 900 – 1500 МПа и состоящей из следующих элементов (содержание дано в весовых процентах относительно стального расплава): C: до 0,5; Mn: 4 до 12,0; Si: до 1,0; Al: до 3,0; Cr: 0,1 до 4,0; Cu: до 4,0; Ni: до 2,0; N: до 0,05; P: до 0,05; S: до 0,01; при этом остаток – железо и неизбежные примеси. В качестве опции, представлены один или несколько элементов из группы V, Nb, Ti, при этом суммарное содержание этих элементов максимально составляет до 0,5. Утверждается, что эта сталь отличается тем, что может производиться более экономно, чем стали с высоким содержанием марганца, имея при этом высокие значения по удлинению при разрушении и, в связи с этим, значительно улучшенную способность к деформации.
В дополнение, опубликованный документ Германии DE 10 2012 013 113 A1 уже описывает так называемые TRIP-стали с доминирующей ферритной базовой микроструктурой с включением остаточного аустенита, с возможностью превращения в мартенсит при деформации (TRIP-эффект). Благодаря сильному холодному затвердеванию TRIP-сталь достигает высоких значений по однородному расширению и прочности на разрыв. В числе прочего TRIP-стали используются в конструктивных деталях, деталях шасси и деталях автомобилей, важных при аварии, в качестве заготовок из листового металла и тонколистовых сварных составных заготовок.
Опубликованный документ Германии DE 10 2015 111 866 A1 раскрывает деформируемую легковесную сталь с содержанием марганца 3 – 30 вес.% и обладающую TRIP/TWIP-свойствами, которая имеет улучшенные свойства материала при добавлении путем легирования до 0,8 вес.% сурьмы (Sb) и при желаемым образом заданной термообработке при температуре 480 – 770°С в течение от 1 минуты до 48 часов. В частности, эта сталь имеет, в дополнение к улучшенной прочности на разрыв и удлинению при разрушении, повышенную устойчивость к образованию трещин, индуцированному водородом, и к водородному охрупчиванию.
Опубликованный документ Германии DE 10 2005 052 774 A1 раскрывает способ изготовления горячих полос, обладающих TRIP- и/или TWIP-cвойствами и высокой прочностью на разрыв. Легковесную сталь, состоящую из основных элементов Fe, Mn, Si и Al, отливают в пред-полосу с приближением к конечным размерам в защитном газе, которая затем проходит через зону гомогенизации. Затем выполняют горячую прокатку до достижения заданной общей степени деформации, превышающей 70%. Горячую полосу затем подвергают рекристализационному отжигу перед холодным формованием. После этого, готовую горячую полосу многократно охлаждают и подвергают холодной прокатке, при этом процессы промежуточного отжига выполняются по мере необходимости между отдельными процессами холодной прокатки.
В дополнение патент Германии DE 10 2004 054 444 B3 раскрывает способ изготовления металлических деталей или полуфабрикатов с высокой прочностью и пластичностью посредством холодного формования сталей. Утверждается, что холодное формование сталей приводит к упрочнению при помощи TWIP- (пластичность, наведенная двойникованием) или SIP- (пластичность, наведенная полосой сдвига) эффектов. Степени деформации, в случае полного растяжения, находятся в диапазоне от 10 до 70%. Деформация происходит после конечного этапа или кристаллизационного отжига до тех пор, пока не будет достигнуто увеличение прочности, по меньшей мере, на 30% от первоначального значения, а остаточное удлинение металла при растяжении упадет до величины не ниже, чем 20%. Утвержается, что этот процесс деформации с высоким растяжением выгоден тем, что, несмотря на высокие значения по прочности, сохраняется запас пластичности, который позволяет последующее конечное формование в готовую деталь посредством традиционных технологий штамповки. Стали, выбранные для этого, характеризуются содержанием Mn 10 – 30 вес.%. Такие легированные стали с высоким содержанием марганца являются более дорогостоящими, чем стали со средним содержанием марганца из-за высокого содержания легирующих элементов.
Принимая во внимание вышесказанное, цель настоящего изобретения – предоставить способ изготовления плоского стального продукта из стали со средним содержанием марганца, плоский стальной продукт, полученный в соответствии с этим способом и его использование, причем достижение цели изобретения характеризуется улучшением предела текучести при приобретении получаемым плоским стальным продуктом достаточной способности к остаточной деформации.
Эта цель достигается посредством способа изготовления плоского стального продукта из стали со средним содержанием марганца, обладающей TRIP/TWIP-эффектом, с признаками по пункту 1 формулы изобретения, плоского стального продукта, полученного в соответствии с этим способом, с признаками по пункту 12 формулы изобретения, и использования этого плоского стального продукта по пункту 13 формулы изобретения. Предпочтительные варианты осуществления настоящего изобретения описаны в зависимых пунктах формулы изобретения.
В соответствии с настоящим изобретением, посредством способа изготовления плоского стального продукта из стали со средним содержанием марганца, обладающей TRIP/TWIP-эффектом, содержащего этапы: - холодная прокатка горячей или холодной полосы, - отжиг холоднокатаной горячей или холодной полосы при температуре 500 – 840°С в течение времени от 1 мин до 24 ч, - дрессировка или выравнивающая прокатка отожженной горячей или холодной полосы с получением плоского стального продукта со степенью деформации от 0,3% до 60%, достигают того, что предел текучести плоского стального продукта увеличивается благодаря дрессировке или выравнивающей прокатке плоского стального продукта. Традиционно, степень деформации относится к направлению толщины плоского стального продукта. За счет увеличения предела текучести, из этого плоского стального продукта могут быть изготовлены оптимизированные детали с меньшей толщиной листа. Дрессировка или выравнивающая прокатка приводит к частичному превращению метастабильного аустенита отожженной горячей или холодной полосы в двойники деформации (TWIP-эффект) и мартенсит (TRIP-эффект), при этом по меньшей мере часть, составляющая 3% аустенита, превращается в мартенсит, и по меньшей мере часть, составляющая 10% аустенита, остается в виде гранецентрированной кубической фазы.
Что касается дрессировки, предпочтительно имеется условие, что отожженную горячую или холодную полосу подвергают дрессировке со степенью деформации от 10 до 40%.
Что касается выравнивающей прокатки, предпочтительно имеется условие, что отожженную горячую или холодную полосу подвергают выравнивающей прокатке со степенью деформации от 0,6 до 2,2%.
Предпочтительно, имеется условие, что отожженную горячую или холодную полосу подвергают дрессировке или выравнивающей прокатке при температуре 0 - 400°С. Таким образом, образуются двойники деформации (TWIP-эффект), которые увеличивают предел текучести и/или предел упругости аналогично плотности дислокаций других типов стали.
В предпочтительном варианте осуществления, отожженную горячую или холодную полосу подвергают дрессировке или выравнивающей прокатке с получением плоского стального продукта до приобретения плоским стальным продуктом предела текучести с увеличением по меньшей мере на 50 МПа по сравнению с состоянием до дрессировки или выравнивающей прокатки.
Особенно предпочтительным образом, имеется условие, при котором плоский стальной продукт имеет прочность на разрыв более 1300 МПа и удлинение при разрушении A80 более 3%.
В предпочтительном варианте осуществления способа, горячую или холодную полосу подвергают холодной прокатке при первом проходе прокатки при температуре горячей или холодной полосы от 60°C до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60°C – 450°C. Горячую или холодную полосу затем, в качестве опции, подвергают промежуточному нагреву или промежуточному охлаждению между последующими проходами прокатки, следующими за первым проходом прокатки, до температур от 60°C до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60°C – 450°C. Уменьшение необходимых сил деформации также связано с повышением температуры перед первым проходом прокатки. Увеличение способности к остаточной деформации холоднокатаной горячей или холодной полосы с прочностями на разрыв от более 800 МПа до 2000 МПа при удлинениях при разрушении более 3% также происходит в областях, которые подвергнуты деформации в наибольшей степени. Горячая или холодная полоса может быть предварительно нагрета для катушки или смотанной полосы или панельного материала. Посредством холодной прокатки с предварительным нагревом горячей или холодной полосы, перед первым этапом деформации, превращение метастабильного аустенита в мартенсит (TRIP-эффект) полностью или частично подавляется при прокатке, при этом в аустените могут образовываться двойники деформации (TWIP-эффект). Так, выгодным образом достигается уменьшение сил качения, и увеличивается общая способность к деформации. При помощи последующих проходов прокатки при повышенных температурах, желаемым образом вводятся двойники деформации, которые затем преобразуются в мартенсит при комнатной температуре, и в результате увеличивают способность к поглощению энергии и позволяют более высокую степень деформации.
Под плоским стальным продуктом, в соответствии с настоящим изобретением, понимают холоднокатаную подвергнутую дрессировке толстую пластину, горячую полосу и/или холодную полосу.
Особенно предпочтительным является условие, при котором плоский стальной продукт получают со следующим химическим составом (в вес.%) для достижения описанных преимуществ:
C: 0,0005 до 0,9, предпочтительно 0,05 до 0,35
Mn: 4 до 12, предпочтительно от более 5 до менее 10
при этом остаток –железо с неизбежными сопутствующими стали элементами,
с добавлением, в качестве опции, путем легирования:
Al: 0 до 10, предпочтительно 0,05 до 5, особенно предпочтительно от более 0,5 до 3
Si: 0 до 6, предпочтительно 0,05 до 3, особенно предпочтительно 0,1 до 1,5
Cr: 0 до 6, предпочтительно 0,1 до 4, особенно предпочтительно от более 0,5 до 2,5
Nb: 0 до 1, предпочтительно 0,005 до 0,4, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1
V: 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3
Ti: 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3
Mo: 0 до 3, предпочтительно 0,005 до 1,5, особенно предпочтительно 0,01 до 0,6
Sn: 0 до 0,5, предпочтительно менее 0,2, особенно предпочтительно менее 0,05
Cu: 0 до 3, предпочтительно менее 0,5, особенно предпочтительно менее 0,1
W: 0 до 5, предпочтительно 0,01 до 3, особенно предпочтительно 0,2 до 1,5
Co: 0 до 8, предпочтительно 0,01 до 5, особенно предпочтительно 0,3 до 2
Zr: 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,2
Ta: 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1
Te: 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1
B: 0 до 0,15, предпочтительно 0,001 до 0,08, особенно предпочтительно 0,002 до 0,01
P: менее 0,1, предпочтительно менее 0,04
S: менее 0,1, предпочтительно мене 0,02
N: менее 0,1, предпочтительно 0,05.
Этот плоский стальной продукт из TRIP-(пластичность, наведенная превращением) и/или TWIP-(пластичность, наведенная двойникованием) стали со средним содержанием марганца, имеет превосходную способность к холодному и горячему формованию, повышенную устойчивость к отложенному образованию трещин, индуцированному водородом (отложенное разрушение), к водородному охрупчиванию и к жидко-металлическому охрупчиванию при сварке в оцинкованном состоянии.
Традиционным образом, ранее описанный плоский стальной продукт получают посредством производственного маршрута, приведенного ниже:
- выплавка стального расплава, имеющего вышеописанный химический состав, посредством технологического маршрута, при доменном или электродуговом процессе, с вакуумной обработкой расплава в качестве опции;
- литье стального расплава с получением пред-полосы посредством процесса горизонтального или вертикального литья полосы с приближением к конечным размерам, или литье стального расплава с получением сляба или тонкого сляба посредством процесса горизонтального или вертикального литья сляба или тонкого сляба;
- нагрев пред-полосы до температуры прокатки 1050 – 1250°C или прокатка без повторного нагрева от тепла литья (первая плавка);
- горячая прокатка пред-полосы или сляба или тонкого сляба с получением горячей полосы толщиной 20 – 0,8 мм при конечной температуре прокатки 1050 – 800°С;
- намотка горячей полосы при температуре от более 100 до 800°C;
- кислотная очистка горячей полосы;
- отжиг горячей полосы в установке непрерывного отжига или в установке пакетного типа, или в установке периодического отжига при продолжительности отжига от 1 мин до 24 ч и при температурах 500 – 840°С;
- холодная прокатка горячей полосы при комнатной температуре, предпочтительно с предварительным нагревом до температуры от 60°С до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60 – 450°C до первого прохода прокатки, чтобы уменьшить силы качения и образовать двойники деформации в аустените и, при необходимости, охлаждение или нагрев между проходами прокатки до температуры от 60°С до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60 – 450°С;
- отжиг холоднокатаной горячей или холодной полосы при температуре 500 – 840°С в течение времени от 1 мин до 24 ч посредством непрерывного или пакетного отжига;
- дрессировка или выравнивающая прокатка отожженной горячей или холодной полосы, чтобы увеличить предел текучести, с гладкими или текстурированными валками (например, текстурирование PRETEX);
- в качестве опции, оцинковка стальной полосы электролитическим способом или горячим погружением, или нанесение иного органического или неорганического покрытия;
- в качестве опции, отжиг при температуре 500 – 840°С в течение времени от 1 мин до 24 ч в установке непрерывного отжига или в установке пакетного типа, или в установке периодического отжига.
Обычные диапазоны толщины для пред-полосы составляют от 1 мм до 35 мм, а для слябов и тонких слябов - от 35 мм до 450 мм. Предпочтительно, имеется условие, что сляб или тонкий сляб подвергают горячей прокатке с получением горячей полосы толщиной 20 – 0,8 мм, или пред-полосу, отлитую с приближением к конечным размерам, подвергают горячей прокатке с получением горячей полосы толщиной от 8 – 0,8 мм. Холодная полоса обычно имеет толщину менее 3 мм, предпочтительно 0,1 – 1,4 мм.
В контексте вышеописанного способа, в соответствии с настоящим изобретением, пред-полоса, полученная в процессе литья с двумя валками, с приближением к конечным размерам с толщиной менее или равной 3 мм, предпочтительно 1 – 3 мм, уже понимается как горячая полоса. Пред-полоса, полученная таким образом как горячая полоса, не имеет литой структуры из-за добавленной двумя валками деформации при движении в противоположных направлениях. Поэтому, горячая прокатка имеет место уже на производственной линии при процессе литья с двумя валками, и это означает, что отдельный нагрев и горячая прокатка не требуются.
Холодная прокатка горячей полосы может происходить при комнатной температуре или преимущественно при повышенной температуре с одним процессом нагрева до первого прохода прокатки и/или с процессами нагрева при последующем проходе прокатки или между несколькими проходами прокатки. Холодная прокатка при повышенной температуре выгодна для того, чтобы уменьшить силы качения и способствовать образованию двойников деформации (TWIP-эффект). Предпочтительные температуры материала, подвергаемого прокатке до первого прохода прокатки, составляют от 60°C до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60 – 450°C.
Если холодная прокатка выполняется за множество проходов прокатки, то выгодны промежуточный нагрев или охлаждение стальной полосы между проходами прокатки до температуры от 60°C до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60°C – 450°C, поскольку TWIP-эффект особенно выгодным образом действует в этом диапазоне. В зависимости от скорости прокатки и степени деформации, могут быть выполнены промежуточный нагрев, например, при очень низких степенях деформации и скоростях прокатки, а также дополнительное охлаждение, обусловленное нагревом материала при быстрой прокатке при высоких степенях деформации.
После холодной прокатки горячей полосы при комнатной температуре, стальную полосу подвергают отжигу в установке непрерывного отжига или в установке пакетного типа, или другой установке периодического отжига, предпочтительно при продолжительности отжига от 1 мин до 24 ч и при температурах 500 – 840°С, чтобы восстановить достаточную способность к деформации. При необходимости достижения определенных свойств материала, эту процедуру отжига можно также проводить со стальной полосой, прокатанной при повышенной температуре.
После обработки отжигом, стальную полосу преимущественно охлаждают до температуры от 250°C до комнатной температуры и затем, при необходимости, чтобы регулировать требуемые механические свойства, в процессе обработки старением, повторно нагревают до температуры 300 – 450°С, выдерживают при этой температуре до 5 мин и затем охлаждают до комнатной температуры. Обработку старением можно выгодным образом проводить в установке непрерывного отжига.
Полученный таким образом плоский стальной продукт может быть, в качестве опции, подвергнут оцинковке электролитическим способом или горячим погружением. В одном предпочтительном варианте осуществления, полученная таким образом стальная полоса приобретает покрытие на органической или неорганической основе вместо или после оцинковки электролитическим способом или горячим погружением. Это могут быть, например, органические покрытия, синтетические покрытия или лаки, или иные неорганические покрытия, такие как, например, слои оксида железа.
В соответствии с настоящим изобретением, использование детали, полученной в соответствии с ранее описанным способом, преимущественно имеет место в автомобильной промышленности, строительстве железнодорожного транспорта, судостроении, проектировании предприятий, инфраструктуре, аэрокосмической промышленности, бытовых приборах и в тонколистовых сварных составных заготовках.
Плоский стальной продукт, полученный по способу в соответствии с настоящим изобретением, преимущественно имеет предел упругости Rp0.2 от 300 до 1350 МПа, прочность на разрыв Rm от 1100 до 2200 МПа и удлинение при разрушении A80 от более 4 до 41%, при этом высокие прочности, как правило, соотносятся с меньшими удлинениями при разрушении и наоборот:
- Rm от более 1100 до 1200 МПа: Rm x A80 ≥ 25000 до 45000
- Rm от более 1200 до 1400 МПа: Rm x A80 ≥ 20000 до 42000
- Rm от более 1400 до 1800 МПа: Rm x A80 ≥ 10000 до 40000
- Rm более 1800 МПа: Rm x A80 ≥ 7200 до 20000
Испытательный образец типа 2, имеющий начальную длину измерения A80, использовали при испытаниях на удлинение при разрушении в соответствии с DIN 50 125.
Использование термина «до» в определении диапазона содержания, например, 0,01 до 1 вес.%, означает, что предельные значения – 0,01 и 1 в этом примере – тоже учитываются.
Легирующие элементы обычно добавляют в сталь для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент, таким образом, может влиять на различные свойства в различных сталях. Влияние и взаимодействие обычно сильно зависят от количества, присутствия дополнительных легирующих элементов и состояния раствора в материале. Корреляции изменчивы и сложны. Эффект от легирующих элементов в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением, будет более подробно описан далее. Положительные эффекты от легирующих элементов, используемых в соответствии с настоящим изобретением, будут описаны ниже.
Углерод C: необходим для образования карбидов, стабилизирует аустенит и повышает прочность. Более высокое содержание углерода ухудшает свариваемость и приводит к ухудшению свойств по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,9 вес.%, предпочтительно 0,35 вес.%. Для достижения желаемого сочетания свойств материала по прочности и расширению, требуется минимальное добавление 0,0005 вес.%, предпочтительно 0,05 вес.%.
Марганец Mn: стабилизирует аустенит, повышает прочность и ударную вязкость, допуская образование мартенсита, наведенное деформацией, и/или двойникование в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением. Содержание менее 4 вес.% недостаточно для стабилизации аустенита и это ухудшает свойства по расширению, при этом при содержании 12 вес.% и выше, аустенит стабилизируется слишком сильно, и, как результат, прочностные свойства, в частности 0,2% предел упругости, ухудшаются. В соответствии с настоящим изобретением, для марганцевой стали со средним содержании марганца, задан диапазон от более 5 до менее 10 вес.%.
Алюминий Al: алюминий улучшает свойства по прочности и расширению, уменьшает относительную плотность и влияет на конверсионное поведение сплава в соответствии с настоящим изобретением. Чрезмерно высокое содержание алюминия ухудшает свойства по расширению. При более высоком содержании алюминия также значительно ухудшается поведение при литье в процессе непрерывного литья. При литье это приводит к повышению издержек. В соответствии с настоящим изобретением, высокое содержание алюминия задерживает осаждение карбидов в сплаве. Поэтому, задано содержание алюминия 0 – 10 вес.%, предпочтительно 0,05 – 5 вес.%, особенно предпочтительно от более 0,5 до 3 вес.%.
Кремний Si: добавление кремния в качестве опции при более высоком содержании препятствует диффузии углерода, понижает удельную плотность и улучшает свойства по прочности, расширению и ударной вязкости. В дополнение, при легировании кремнием наблюдается улучшение способности к холодной прокатке. Более высокое содержание кремния приводит к охрупчиванию материала и негативно влияет на способность к деформации при горячей и холодной прокатке и на способность к восприятию нанесенного покрытия, например, посредством оцинковки. Поэтому, задано содержание кремния 0 – 6 вес.%, предпочтительно 0,05 – 3 вес.%, особенно предпочтительно 0,1 – 1,5 вес.%.
Хром Cr: добавление хрома в качестве опции повышает прочность и понижает скорость коррозии, задерживает образование феррита и перлита и образует карбиды. Более высокое содержание приводит к ухудшению свойств по расширению. Поэтому, задано содержание хрома 0 – 6 вес.%, предпочтительно 0,1 – 4 вес.%, особенно предпочтительно от более 0,5 до 2,5 вес.%.
Обычно элементы микролегирования добавляются только в очень малых количествах. В отличие от легирующих элементов, они главным образом работают за счет образования осаждения, но также могут влиять на свойства в растворённом состоянии. Несмотря на малые добавляемые количества элементы микролегирования сильно влияют на обрабатываемость и конечные свойства. В частности, применительно к горячему формованию, элементы микролегирования выгодным образом влияют на поведение при рекристаллизации и на измельчение зерен.
Обычно элементы микролегирования – это ванадий, ниобий и титан. Эти элементы могут растворяться в решетке железа с образованием карбидов, нитридов и карбонитридов с углеродом и азотом.
Ванадий V и ниобий Nb: способствуют измельчению зерен, в частности, через образование карбидов, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание более 1,5 вес.% или 1 вес.% не дает дополнительных преимуществ. Для ванадия и ниобия, предпочтительны, в качестве опции, минимальное содержание 0,005 вес.% при максимальном содержании 0,6 вес.% или 0,4 вес.%, и особенно предпочтительны минимальное содержание 0,01 вес.% при максимальном содержании 0,3 вес.% или 0,1 вес.%.
Титан Ti: способствует измельчению зерен в качестве карбидообразующего агента, и в то же время улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению, и понижается межкристаллитная коррозия. Содержание титана более 1,5 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 1,5 вес.%, предпочтительно 0,6 вес.%, особенно предпочтительно 0,3 вес.%. Минимальное содержание 0,005 вес.%, предпочтительно 0,01 вес.%, может потребоваться, чтобы связать азот и выгодным образом осаждать титан.
Молибден Мо: действует как карбидообразующий агент, повышает прочность, и повышает устойчивость к отложенному образованию трещин и водородному охрупчиванию. При высоком содержании молибдена ухудшаются свойства по расширению. Поэтому, в качестве опции, задано содержание молибдена 0 – 3 вес.%, предпочтительно 0,005 – 1,5 вес.%, особенно предпочтительно от более 0,01 до 0,6 вес.%.
Олово Sn: олово повышает прочность, но, подобно меди, скапливается под слоем окалины и на границах зерен при более высоких температурах. Это приводит, благодаря проникновению в границы зерен, к образованию легкоплавких фаз и, в связи с этим, трещин в микроструктуре, и к хрупкости припоя, и поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 0,5 вес.%, предпочтительно менее 0,2 вес.%, особенно предпочтительно менее 0,05 вес.%.
Медь Cu: понижает скорость коррозии и повышает прочность. При содержании более 3 вес.% ухудшаются возможности по обработке из-за образования легкоплавких фаз при литье и горячей прокатке, и поэтому задано максимальное содержание 3 вес.%, предпочтительно менее 0,5 вес.%, особенно предпочтительно менее 0,1 вес.%.
Вольфрам W: вольфрам действует как карбидообразующий агент, повышает прочность и термостойкость. Содержание W более 5 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 5 вес.%. Предпочтительно содержание 0,01 – 3 вес.% и особенно предпочтительно 0,2 – 1,5 вес.%.
Кобальт Со: повышает прочность стали, стабилизирует аустенит и повышает термостойкость. При содержании более 8 вес.% ухудшаются свойства по расширению. Поэтому, задано максимальное содержание кобальта 8 вес.%, предпочтительно 0,01 – 5 вес.%, особенно предпочтительно 0,3 – 2 вес.%.
Цирконий Zr: действует как карбидообразующий агент и повышает прочность. Содержание циркония более 0,5 вес.% ухудшает свойства по расширению. Поэтому, задано содержание циркония 0 – 0,5 вес.%, предпочтительно 0,005 – 0,3 вес.%, особенно предпочтительно 0,01 – 0,2 вес.%.
Тантал Та: тантал действует аналогично ниобию, в качестве карбидообразующего агента способствуют измельчению зерен, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание более 0,5 вес.% не дает дополнительного улучшения свойств. Таким образом, в качестве опции, задано максимальное содержание 0,5 вес.%. Предпочтительно, заданы минимальное содержание 0,005 вес.% при максимальном содержании 0,3 вес.%, при которых выгодным образом может быть обеспечено измельчение зерен. Для повышения экономической целесообразности и оптимизации измельчения зерен особенно предпочтительным является содержание 0,01 – 0,1 вес.%.
Теллур Te: теллур улучшает коррозионную стойкость, механические свойства и обрабатываемость. В дополнение теллур повышает твёрдость сульфидов марганца (MnS), что в результате в меньшей степени даёт удлинение по направлению прокатки при горячей прокатке и холодной прокатке. Содержание более 0,5 вес.% ухудшает свойства по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,5 вес.%. В качестве опции, заданы минимальное содержание 0,005 вес.% при максимальном содержании 0,3 вес.%, что выгодным образом улучшает механические свойства и увеличивает твердость присутствующих MnS. Кроме того, предпочтительно, минимальное содержание 0,01 вес.% при максимальном содержании 0,1 вес.%, что позволяет оптимизировать механические свойства, в то же время снижая затраты на сплав.
Бор B: бор замедляет конверсию аустенита, улучшает способность сталей к деформации при горячей прокатке и повышает прочность при температуре окружающей среды. Он достигает своего эффекта даже при очень низком содержании в сплаве. Содержание более 0,15 вес.% сильно ухудшает свойства по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,15 вес.%. В качестве опции, заданы минимальное содержание 0,001 вес.% при максимальном содержании 0,08 вес.%, предпочтительно минимальное содержание 0,002 вес.% при максимальном содержании 0,01 вес.%, чтобы выгодным образом использовать свойство бора по увеличению прочности.
Фосфор Р: фосфор – это следовой элемент железной руды, и он растворяется в решетке железа, как замещающий атом. Фосфор повышает твердость посредством закалки на твёрдый раствор и улучшает способность к затвердеванию. Однако, предпринимаются меры к понижению содержания фосфора настолько, насколько это возможно, поскольку, среди прочего, имеет место сильная тенденция к сегрегации из-за низкой скорости диффузии, с сильным понижением уровня ударной вязкости. Присоединение фосфора к границам зерен может вызвать трещины вдоль границ зерен при горячей прокатке. Кроме того, фосфор повышает температуру перехода из вязкого в хрупкое поведение на величину до 300°С. По вышеуказанным причинам содержание фосфора ограничено до величин менее 0,1 вес.%, предпочтительно до менее 0,04 вес.%.
Сера S: подобно фосфору, связана в качестве следового элемента в железной руде, но, в частности, в технологическом маршруте при доменном процессе в коксе. Обычно она нежелательна в стали, поскольку проявляет сильную тенденцию к сегрегации и сильно повышает хрупкость, при этом свойства по расширению и ударной вязкости ухудшаются. Поэтому, делается всё возможное для достижения низкого, насколько это возможно, содержания серы в расплаве (например, посредством глубокой десульфурации). По вышеуказанным причинам содержание серы ограничено до менее 0,1 вес.%, предпочтительно до менее 0,02 вес.%.
Азот N: азот – это тоже элемент, сопутствующий производству стали. В растворенном состоянии он повышает свойства по прочности и ударной вязкости в сталях с высоким содержанием марганца более или равным 4 вес.%. Стали с меньшим содержанием марганца менее 4 вес.%, при наличии свободного азота, склонны к сильному эффекту старения. Азот диффундирует даже при низких температурах в дислокации и блокирует их. Таким образом, он повышает прочность вкупе с быстрой потерей ударной вязкости. Можно связать азот в форме нитридов, например, посредством легирования титаном или алюминием, при этом, в частности, нитриды алюминия отрицательно влияют на способность сплава к деформации в соответствии с настоящим изобретением. По вышеуказанным причинам содержание азота ограничено до менее 0,1 вес.%, предпочтительно до менее 0,05 вес.%.

Claims (20)

1. Способ изготовления плоского стального продукта из стали со средним содержанием марганца 4-12 %, обладающей TRIP/TWIP-эффектом, содержащий этапы:
- холодная прокатка горячекатаной полосы,
- отжиг холоднокатаной полосы при температуре 500-840°С в течение времени от 1 мин до 24 ч,
- выравнивающая прокатка отожженной полосы со степенью деформации от 0,3 до 60 %, обеспечивающая получение плоского стального продукта.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что выравнивающую прокатку отожженной полосы проводят со степенью деформации от 10 до 40%.
3. Способ по п. 1 или 2, отличающийся тем, что выравнивающую прокатку полосы проводят со степенью деформации от 0,6 до 2,2 %.
4. Способ по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что прокатку горячекатаной полосы при первом проходе прокатки осуществляют при температуре полосы от 60°C до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60-450°C.
5. Способ по п. 4, отличающийся тем, что прокатку осуществляют при множестве проходов, при этом стальную полосу подвергают промежуточному нагреву или промежуточному охлаждению до температур полосы от 60°С до ниже температуры Ас3, предпочтительно 60-450°С, между проходами.
6. Способ по любому из пп. 1-5, отличающийся тем, что выравнивающую прокатку отожженной полосы проводят при температуре 0-400°С.
7. Способ по любому из пп. 1-6, отличающийся тем, что отожженную полосу подвергают выравнивающей прокатке с получением плоского стального продукта до приобретения плоским стальным продуктом предела текучести с увеличением по меньшей мере на 50 МПа по сравнению с состоянием выравнивающей прокатки.
8. Способ по любому из пп. 1-7, отличающийся тем, что плоский стальной продукт имеет прочность на разрыв более 1300 МПа и удлинение при разрушении А80 более 3%.
9. Способ по любому из пп. 1-8, отличающийся тем, что отожженную полосу подвергают выравнивающей прокатке с получением плоского стального продукта до частичного превращения метастабильного аустенита в двойники деформации (TWIP-эффект) и мартенсит (TRIP-эффект), при этом по меньшей мере часть, составляющая 3% метастабильного аустенита, превращается в мартенсит и по меньшей мере часть, составляющая 10% метастабильного аустенита, остается в виде гранецентрированной кубической фазы.
10. Способ по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что плоский стальной продукт получают со следующим химическим составом, вес.%:
C 0,0005 до 0,9, предпочтительно 0,05 до 0,35 Mn 4 до 12, предпочтительно от более 5 до менее 10,
при этом остаток - железо с неизбежными сопутствующими стали элементами,
с добавлением опционально легирующих:
Al 0 до 10, предпочтительно 0,05 до 5, особенно предпочтительно от более 0,5 до 3 Si 0 до 6, предпочтительно 0,05 до 3, особенно предпочтительно 0,1 до 1,5 Cr 0 до 6, предпочтительно 0,1 до 4, особенно предпочтительно от более 0,5 до 2,5 Nb 0 до 1, предпочтительно 0,005 до 0,4, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1 V 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3 Ti 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3 Mo 0 до 3, предпочтительно 0,005 до 1,5, особенно предпочтительно 0,01 до 0,6 Sn 0 до 0,5, предпочтительно менее 0,2, особенно предпочтительно менее 0,05 Cu 0 до 3, предпочтительно менее 0,5, особенно предпочтительно менее 0,1 W 0 до 5, предпочтительно 0,01 до 3, особенно предпочтительно 0,2 до 1,5 Co 0 до 8, предпочтительно 0,01 до 5, особенно предпочтительно 0,3 до 2 Zr 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,2 Ta 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1 Te 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1 B 0 до 0,15, предпочтительно 0,001 до 0,08, особенно предпочтительно 0,002 до 0,01 P менее 0,1, предпочтительно менее 0,04 S менее 0,1, предпочтительно менее 0,02 N менее 0,1, предпочтительно менее 0,05.
11. Способ по любому из пп. 1-10, отличающийся тем, что на плоский стальной продукт наносят металлическое, неорганическое или органическое покрытие.
12. Плоский стальной продукт, полученный способом по любому из пп. 1- 11.
13. Применение плоского стального продукта по п. 12 в качестве заготовки для использования в автомобильной промышленности, строительстве железнодорожного транспорта, судостроении, производстве оборудования, строительстве, горнодобывающей промышленности, аэрокосмической промышленности, производстве бытовых приборов или для тонколистовых сварных составных заготовок.
RU2019107482A 2016-09-16 2017-09-13 Способ изготовления плоского стального продукта из стали с содержанием марганца и такой плоский стальной продукт RU2734216C9 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102016117508.0 2016-09-16
DE102016117508.0A DE102016117508B4 (de) 2016-09-16 2016-09-16 Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts aus einem mittelmanganhaltigen Stahl und ein derartiges Stahlflachprodukt
PCT/EP2017/072994 WO2018050683A1 (de) 2016-09-16 2017-09-13 Verfahren zur herstellung eines stahlflachprodukts aus einem manganhaltigen stahl und ein derartiges stahlflachprodukt

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2734216C1 true RU2734216C1 (ru) 2020-10-13
RU2734216C9 RU2734216C9 (ru) 2020-11-12

Family

ID=59887258

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2019107482A RU2734216C9 (ru) 2016-09-16 2017-09-13 Способ изготовления плоского стального продукта из стали с содержанием марганца и такой плоский стальной продукт

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11261503B2 (ru)
EP (1) EP3512968B1 (ru)
KR (1) KR102298180B1 (ru)
DE (1) DE102016117508B4 (ru)
RU (1) RU2734216C9 (ru)
WO (1) WO2018050683A1 (ru)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2903435T3 (es) * 2016-09-29 2022-04-01 Outokumpu Oy Método para la deformación en frío de un acero austenítico
CN108504959B (zh) * 2018-06-04 2019-11-12 福州大学 一种复合合金化处理的奥氏体中锰钢及其制备方法
CN109440010B (zh) * 2018-12-20 2021-08-13 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 一种1100MPa级高强捆带钢及其生产方法
US11827961B2 (en) * 2020-12-18 2023-11-28 Vacuumschmelze Gmbh & Co. Kg FeCoV alloy and method for producing a strip from an FeCoV alloy

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0691415B2 (en) * 1991-03-15 2005-08-24 Nippon Steel Corporation High-strength, cold-rolled steel sheet excellent in formability, hot-dip zinc coated high-strength cold rolled steel sheet, and method of manufacturing said sheets
RU2401877C2 (ru) * 2005-02-02 2010-10-20 Корус Стал Бв Аустенитная сталь, имеющая высокую прочность и формуемость, способ получения упомянутой стали и ее применение
EP2383353A2 (de) * 2010-04-30 2011-11-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
RU2507274C1 (ru) * 2012-03-22 2014-02-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной формуемостью и способ его изготовления
RU2524021C2 (ru) * 2011-11-15 2014-07-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходной сгибаемостью и способ его производства
WO2014135441A1 (en) * 2013-03-04 2014-09-12 Outokumpu Nirosta Gmbh Method for producing an ultra high strength material with high elongation

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2796083B1 (fr) 1999-07-07 2001-08-31 Usinor Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites
DE10259230B4 (de) 2002-12-17 2005-04-14 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlprodukts
DE102004054444B3 (de) 2004-08-10 2006-01-19 Daimlerchrysler Ag Verfahren zur Herstellung von Stahlbauteilen mit höchster Festigkeit und Plastizität
DE102005052774A1 (de) 2004-12-21 2006-06-29 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus Leichtbaustahl
KR20070085757A (ko) * 2007-06-04 2007-08-27 티센크루프 스틸 악티엔게젤샤프트 Ｔｗｉｐ 특성을 갖는 고강도 강 스트립 또는 박판 및 직접스트립 주조에 의한 상기 스트립 제조 방법
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5056985B2 (ja) * 2009-11-18 2012-10-24 住友金属工業株式会社 オーステナイト系ステンレス鋼板およびその製造方法
BR112012031466B1 (pt) * 2010-06-10 2019-07-09 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de produção de uma chapa de aço austenítica excelente em resistência à fratura retardada e tira ou chapa
JP5729211B2 (ja) 2010-08-31 2015-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法、冷延鋼板および自動車部材
KR20120065464A (ko) * 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
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
KR101480497B1 (ko) * 2012-10-15 2015-01-09 주식회사 포스코 동적 재결정을 이용한 쌍정유기소성강판 제조 방법 및 이에 의해 제조되는 쌍정유기소성 강판
FI126798B (en) * 2013-07-05 2017-05-31 Outokumpu Oy Stainless steel with strength against delayed cracking and process for its manufacture
JP6237365B2 (ja) 2014-03-17 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 成形性と衝突特性に優れた高強度鋼板
WO2016067626A1 (ja) * 2014-10-30 2016-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
DE102015111866A1 (de) 2015-07-22 2017-01-26 Salzgitter Flachstahl Gmbh Umformbarer Leichtbaustahl mit verbesserten mechanischen Eigenschaften und Verfahren zur Herstellung von Halbzeug aus diesem Stahl
JP6635463B2 (ja) 2015-09-04 2020-01-22 トヨタ車体株式会社 拡散接合方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0691415B2 (en) * 1991-03-15 2005-08-24 Nippon Steel Corporation High-strength, cold-rolled steel sheet excellent in formability, hot-dip zinc coated high-strength cold rolled steel sheet, and method of manufacturing said sheets
RU2401877C2 (ru) * 2005-02-02 2010-10-20 Корус Стал Бв Аустенитная сталь, имеющая высокую прочность и формуемость, способ получения упомянутой стали и ее применение
EP2383353A2 (de) * 2010-04-30 2011-11-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Höherfester, Mn-haltiger Stahl, Stahlflachprodukt aus einem solchen Stahl und Verfahren zu dessen Herstellung
RU2524021C2 (ru) * 2011-11-15 2014-07-27 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходной сгибаемостью и способ его производства
RU2507274C1 (ru) * 2012-03-22 2014-02-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной формуемостью и способ его изготовления
WO2014135441A1 (en) * 2013-03-04 2014-09-12 Outokumpu Nirosta Gmbh Method for producing an ultra high strength material with high elongation

Also Published As

Publication number Publication date
WO2018050683A1 (de) 2018-03-22
KR102298180B1 (ko) 2021-09-07
US20190203311A1 (en) 2019-07-04
EP3512968A1 (de) 2019-07-24
DE102016117508B4 (de) 2019-10-10
DE102016117508A1 (de) 2018-03-22
KR20190052683A (ko) 2019-05-16
RU2734216C9 (ru) 2020-11-12
EP3512968B1 (de) 2021-08-25
WO2018050683A8 (de) 2018-05-11
US11261503B2 (en) 2022-03-01

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108463340B (zh) 具有优异的可成形性的高强度钢板及其制造方法
CN110088320B (zh) 具有优异的可成形性的经回火和涂覆的钢板及其制造方法
KR101677396B1 (ko) 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
CN110088332B (zh) 具有优异的可成形性的经回火和涂覆的钢板及其制造方法
JP6043801B2 (ja) 温間プレス成形用鋼板、温間プレス成形部材、及びこれらの製造方法
JP5598157B2 (ja) 耐遅れ破壊特性及び衝突安全性に優れたホットプレス用鋼板及びその製造方法
CN114686777B (zh) 具有良好耐老化性的扁钢产品及其制造方法
CA2947382C (en) Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
US10995386B2 (en) Double annealed steel sheet having high mechanical strength and ductility characteristics, method of manufacture and use of such sheets
US20210301376A1 (en) High-tensile steel containing manganese, use of said steel for flexibly-rolled sheet-products, and production method and associated steel sheet-product
RU2714975C1 (ru) Способ изготовления высокопрочной стальной полосы с улучшенными свойствами для дальнейшей обработки и стальная полоса такого типа
RU2709560C2 (ru) Высокопрочная марганцевая сталь, содержащая алюминий, способ производства листового стального продукта из указанной стали и листовой стальной продукт, полученный в соответствии с этим способом
US20210054476A1 (en) Automotive steel and a method for the fabrication of the same
US11519050B2 (en) Method for producing a re-shaped component from a manganese-containing flat steel product and such a component
RU2734216C1 (ru) Способ изготовления плоского стального продукта из стали с содержанием марганца и такой плоский стальной продукт
US20190218639A1 (en) Twip steel sheet having an austenitic matrix
KR20200118445A (ko) 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법
KR20180128977A (ko) 오스테나이트계 매트릭스를 가지는 twip 강 시트를 제조하는 방법
RU2722786C1 (ru) Способ изготовления подвергнутой формованию детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца и такая деталь
RU2749270C2 (ru) Способ изготовления горячей или холодной полосы и/или гибко-катаного плоского стального продукта из высокопрочной марганцевой стали и плоский стальной продукт, изготовленный таким способом
JP4265153B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
KR101166995B1 (ko) 이상조직을 갖는 고강도 고성형성 용융아연도금강판 제조방법
KR101489243B1 (ko) 가공성 및 도금밀착성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연도금강판 및 그 제조방법
CN115698365B (zh) 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
KR101115790B1 (ko) 점용접 특성 및 내지연파괴 특성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
TK4A Correction to the publication in the bulletin (patent)

Free format text: CORRECTION TO CHAPTER -FG4A- IN JOURNAL 29-2020 FOR INID CODE(S) (72)

TH4A Reissue of patent specification