RU2736374C1 - Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления - Google Patents

Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2736374C1
RU2736374C1 RU2020118280A RU2020118280A RU2736374C1 RU 2736374 C1 RU2736374 C1 RU 2736374C1 RU 2020118280 A RU2020118280 A RU 2020118280A RU 2020118280 A RU2020118280 A RU 2020118280A RU 2736374 C1 RU2736374 C1 RU 2736374C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
cold
rolled
martensite
austenite
Prior art date
Application number
RU2020118280A
Other languages
English (en)
Inventor
Канинь ЧЖУ
Астрид ПЕРЛАД
Корали ЦЗУН
Фредерик КЕГЕЛЬ
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
Application granted granted Critical
Publication of RU2736374C1 publication Critical patent/RU2736374C1/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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • 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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding
    • B23K20/122—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding using a non-consumable tool, e.g. friction stir welding
    • B23K20/1265—Non-butt welded joints, e.g. overlap-joints, T-joints or spot welds
    • 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
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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, в частности к холоднокатаному и термообработанному стальному листу и способу его изготовления. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист из стали, характеризующейся композицией, в мас.%: С: 0,03 – 0,25, Mn: 3,5 – 8, Si: 0,1 – 2,0, Al: 0,03 – 2,0, Ti < 0,080, Nb ≤ 0,080, V < 0,2, V + Ti + Nb > 0,01, S < 0,010, P < 0,020, N < 0,008 и необязательно содержащей один или несколько следующих далее элементов: Mo: 0,1 – 0,5, Cr: 0,01 – 1, B: 0,0005 – 0,004, остальное - железо и неизбежные примеси. Лист обладает микроструктурой, состоящей из, в долях поверхности: от 10% до 30% остаточного аустенита, при этом упомянутый остаточный аустенит присутствует в виде пленок, характеризующихся аспектным отношением по меньшей мере 3, и в виде мартенситно-аустенитных островков, при этом менее чем 8% таких мартенситно-аустенитных островков имеют размер более чем 0,5 мкм, не более 10% свежего мартенсита и восстановленного мартенсита, включающего выделения по меньшей мере одного элемента из числа ниобия, титана и ванадия. Обеспечивается повышение предела текучести и предела прочности при растяжении. Лист также характеризуется высокой пластичностью и хорошей деформируемостью. 3 н. и 14 з.п. ф-лы, 4 табл., 17 пр.

Description

Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу, характеризующемуся высокими пластичностью и деформируемостью, и к способу получения такой стального листа.
Как это известно, для изготовления различных видов продукции, таких как детали элементов кузова и панелей кузова для механических транспортных средств, используют листы, изготовленные из DP (двухфазные) сталей или TRIP (c пластичностью, наведенной превращением) сталей.
Для уменьшения массы автомобиля с целью улучшения коэффициента полезного действия по топливу с учетом глобального сохранения окружающей среды желательно иметь листы, характеризующиеся улучшенными пределами текучести при растяжении и прочности при растяжении. Но такие листы также должны характеризоваться хорошей пластичностью и хорошей деформируемостью, а, говоря более конкретно, хорошей пригодностью к отбортовке внутренних кромок.
Поэтому назначение изобретения заключается в предложении стального листа, достигающего предела текучести при растяжении, составляющего, по меньшей мере, 700 МПа, предела прочности при растяжении, составляющего по меньшей мере, 900 МПа, равномерного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 12%, и коэффициента раздачи отверстия, составляющего по меньшей мере 20%.
Достижения цели настоящего изобретения добиваются в результате предложения стального листа, соответствующего пункту 1 формулы изобретения. Стальной лист также может включать характеристики любого из пунктов от 2 до 12 формулы изобретения. Достижения еще одной цели добиваются в результате предложения способа, соответствующего пункту 13 формулы изобретения, Способ также может включать характеристики любого из пунктов от 14 до 15 формулы изобретения. Достижения еще одной цели добиваются в результате предложения точечного сварного соединения и соответствующего пунктам 16 или 17 формулы изобретения.
Далее изобретение будет описано подробно и проиллюстрировано с использованием неограничивающих примеров.
Ниже в настоящем изобретении Ае1 обозначает равновесную температуру превращения, ниже которой аустенит является полностью нестабильным, Ае3 обозначает равновесную температуру превращения, выше которой аустенит является полностью стабильным, Ar3 обозначает температуру, вплоть до которой микроструктура остается полностью аустенитной при охлаждении, TΘ обозначает температуру, выше которой цементит становится растворенным при нагревании, а Ms обозначает температуру начала мартенситного превращения, то есть, температуру, при которой при охлаждении аустенит начинает превращаться в мартенсит.
Все уровни процентного содержания для композиций представлены в массовых процентах (мас.%), если только не будет указываться на другое.
Композиция стали, соответствующей изобретению, содержит в массовых процентах:
- 0,03% ≤ С ≤ 0,25% для обеспечения удовлетворительной прочности и улучшения стабильности остаточного аустенита, что необходимо для получения достаточного относительного удлинения. Предпочтительно содержание углерода больше или равен 0,1%. В случае чрезмерно высокого содержания углерода горячекатаный лист будет слишком твердым для холодной прокатки, а свариваемость будет недостаточной. В случае содержания углерода, составляющего менее, чем 0,03%, предел прочности при растяжении не достигнет целевых значений.
- 3,5% ≤ Mn ≤ 8% для обеспечения удовлетворительной прочности и достижения стабилизации по меньшей мере части аустенита для получения достаточного относительного удлинения. Ниже 3,5% конечная структура характеризуется недостаточной долей остаточного аустенита и недостаточным уровнем содержания Mn в остаточном аустените в результате чего не достигается желательная комбинация пластичности и прочности. Максимум определяют исходя из проблем, связанных с ликвацией, которые являются вредными для пластичности. Предпочтительно содержание марганца больше или равно 3,7%.
- 0,1% ≤ Si ≤ 2,0% и 0,03% ≤ Al ≤ 2,0%. В соответствии с изобретением Si и Al совместно играют важную роль: кремний замедляет образование выделений цементита при охлаждении ниже равновесной температуры превращения Ае3. Поэтому добавление Si в количестве, составляющем, по меньшей мере, 0,1%, способствует стабилизации достаточного количества остаточного аустенита. Si, кроме того, обеспечивает получение твердо-растворного упрочнения и замедляет образование карбидов во время прохождения перераспределения углерода из мартенсита в аустенит, происходящего в результате стадии непосредственного повторного нагревания и выдерживания, проводимой после прохождения частичного мартенситного превращения. При чрезмерно высоком содержании на поверхности образуются оксиды кремния, что ухудшает пригодность стали к нанесению покрытия. Поэтому содержание Si является меньшим или равным 2,0%.
Алюминий представляет собой элемент, очень эффективный для раскисления стали в жидкой фазе во время проведения разработки. В дополнение к этому, Al представляет собой элемент, способствующий образованию альфа-фазы, который увеличивает температуры Ае1 и Ае3 стали. Таким образом, вследствие добавления по меньшей мере 0,03% Al межкритический домен (то есть, между Ае1 и Ае3) находится в температурном диапазоне, благоприятствующем перераспределению Mn в аустените в соответствии более подробным описанием изобретения, представленным ниже. Содержание Al составляет не более чем 2,0%, предпочтительно не более чем 1,2%, для того чтобы избежать появления включений, возникновения проблем, связанных с окислением, и обеспечить упрочняемость материала.
Сталь, соответствующая изобретению, должна содержать по меньшей мере один элемент, выбираемый из числа ниобия, титана и ванадия, при минимальном объединенном уровне содержания, составляющем по меньшей мере 0,01%. Такое добавление сделает возможным упрочнение регенерированного мартенсита в результате наложения ограничений на рост мартенситных реек в результате образования выделений.
- Nb ≤ 0,080% может быть добавлен в целях измельчения аустенитных зерен во время проведения горячей прокатки и для получения дисперсионного упрочнения. В одном предпочтительном варианте осуществления минимальное количество добавленного ниобия составляет 0,010%. Добавление выше 0,080% не обеспечивает получение предела текучести при растяжении, относительного удлинения и коэффициента раздачи отверстия на желательном уровне.
- Ti ≤ 0,080% может быть добавлен для получения дисперсионного упрочнения. В одном предпочтительном варианте осуществления минимальное количество добавленного титана составляет 0,010%. Однако, при его количестве, являющемся большем или равном 0,080%, не обеспечивается получение предела текучести при растяжении, относительного удлинения и коэффициента раздачи отверстия на желательном уровне.
- V ≤ 0,2% может быть добавлен для получения дисперсионного упрочнения. В одном предпочтительном варианте осуществления минимальное количество добавленного ванадия составляет 0,010%. Однако, при его количестве, являющемся большем или равном 0,2%, не обеспечивается получение предела текучести при растяжении, относительного удлинения и коэффициента раздачи отверстия на желательном уровне.
Остальную часть композиции стали представляют собой железо и примеси, представляющие собой результат плавки. В данном отношении Ni, Cu, S, P и N по меньшей мере рассматриваются в качестве остаточных элементов, которые представляют собой неизбежные примеси. Поэтому уровни их содержания составляют менее, чем 0,05% для Ni, 0,03% для Cu, 0,010% для S, 0,020% для Р и 0,008% для N.
К композиции стали, соответствующей изобретению, необязательно могут быть добавлены некоторые элементы:
- 0,1% ≤ Мо ≤ 0,5%. Молибден увеличивает прокаливаемость, стабилизирует остаточный аустенит, уменьшая, таким образом, разложение аустенита во время перераспределения и уменьшает осевую ликвацию, которая может представлять собой результат высокого содержания марганца, и является вредной для коэффициента раздачи отверстия. Кроме того, Мо способствует измельчению структуры. Выше 0,5% добавление Мо является дорогостоящим и неэффективным с учетом свойств, получения которых добиваются.
- 0,01% ≤ Cr ≤ 1% для задерживания растворения карбидов и стабилизации остаточного аустенита. Допускается максимум 1% хрома, выше отмечается эффект насыщения, и добавление хрома является как бесполезным, так и дорогостоящим.
- 0,0005% ≤ В ≤ 0,004% для увеличения закаливаемости стали.
Предпочтительно композиция стали является такой, что сталь характеризуется углеродным эквивалентом Ceq, меньшим или равным 0,4%, при этом углеродный эквивалент определяют в виде Ceq = C% + Si%/55 + Cr%/20 + Mn%/19 – Al%/18+ 2,2 * P% – 3,24 * B% – 0,133 * Mn% * Mo%.
Далее будет описана микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа, соответствующего изобретению.
Холоднокатаный и термообработанный стальной лист обладает структурой, выраженной в долях поверхности, состоящей из:
- от 10% до 30% остаточного аустенита, при этом упомянутый остаточный аустенит присутствует в виде пленок, характеризующихся аспектным отношением, составляющим по меньшей мере 3, и в виде мартенситно-аустенитных островков (так называемых островков МА), причем менее, чем 8% таких островков МА имеют размер, составляющий более, чем 0,5 мкм,
- самое большее, 10% свежего мартенсита, и
- регенерированного мартенсита, включающего выделения по меньшей мере одного элемента, выбираемого из числа ниобия, титана и ванадия.
Доли поверхности и аспектное отношение определяют при использовании следующего далее метода: образец отрезают от холоднокатаного и термообработанного стального листа, полируют и декапируют при использовании известного реагента, чтобы выявить микроструктуру. После этого поперечное сечение рассматривают при использовании оптического или сканирующего электронного микроскопа, например, при использовании сканирующего электронного микроскопа с автоэмиссионной пушкой («АЭП-СЭМ») при увеличении, большем, чем 5000х, в сочетании с устройством дифракционного обратного рассеяния электронов («ДОРЭ») и с просвечивающей электронной микроскопией (ПЭМ).
Микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа включает по меньшей мере 10% аустенита, который при комнатной температуре является остаточным аустенитом. В случае если доля поверхности составляет по меньшей мере 10%, остаточный аустенит вносит свой вклад в увеличение пластичности. Выше 30% требуемый уровень коэффициента раздачи отверстия HER, соответствующего документу ISO 16630:2009, составляет менее чем 20%.
Остаточный аустенит присутствует в виде пленок, характеризующихся аспектным отношением, составляющим по меньшей мере 3, и в виде островков МА (мартенситно-аустенитных), причем менее чем 8% таких островков МА имеют размер, составляющий более чем 0,5 мкм.
Для получения требуемого уровня коэффициента раздачи отверстия HER, соответствующего документу ISO 16630:2009, должны быть соблюдены конкретное минимальное значение аспектного отношения для пленок остаточного аустенита и максимальный уровень процентного содержания островков МА, имеющих размер, составляющий более чем 0,5 мкм.
В одном предпочтительном варианте осуществления холоднокатаный и термообработанный стальной лист, соответствующий изобретению, является таким, чтобы отношение между поверхностными долями островков МА, имеющих размер более чем 0,5 мкм, и аустенитной пленкой составляло бы менее чем 1,0 или еще лучше менее чем 0,5.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления холоднокатаный и термообработанный стальной лист, соответствующий изобретению, является таким, чтобы менее, чем 5% таких островков МА имели бы размер, составляющий более чем 0,5 мкм.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления холоднокатаный и термообработанный стальной лист, соответствующий изобретению, является таким, чтобы доля поверхности аустенитных пленок, характеризующихся аспектным отношением, составляющим более чем 3, составляла бы по меньшей мере 5%.
Микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа включает самое большее 10% свежего мартенсита. Действительно, поверхностная доля свежего мартенсита, составляющая более чем 10%, приводила бы к получению коэффициента раздачи отверстия HER, составляющего в соответствии с документом ISO 16630:2009 менее чем 20%.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления холоднокатаный и термообработанный стальной лист, соответствующий изобретению, является таким, чтобы доля поверхности свежего мартенсита составляла бы менее чем 5%.
Микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа включает регенерированный мартенсит, включающий выделения по меньшей мере одного элемента, выбираемого из числа ниобия, титана и ванадия. В случае отсутствия таких выделений марка стали не может достигать минимального значения предела прочности при растяжении, представляющего собой цель изобретения.
Регенерированный мартенсит можно отличить от свежего мартенсита на поперечном сечении, подвергнутом полированию и декапированию с использованием известного самого по себе реагента, например, реагента ниталя, при наблюдении при использовании сканирующей электронной микроскопии (СЭМ) и дифракции обратно-рассеянных электронов (ДОРЭ).
Стальной лист, соответствующий изобретению, может быть произведен при использовании любого надлежащего способа изготовления, и специалисты в соответствующей области техники могут определить этот способ. Однако, предпочтительным является использование способа, соответствующего изобретению и включающего следующие далее стадии:
Горячекатаная сталь, имеющая толщину в диапазоне, например, от 1,8 до 6 мм, может быть произведена в результате отливки стали, характеризующейся композицией, соответствующей вышеупомянутой, с получением сляба, повторного нагревания сляба при температуре Тповторное нагревание, в диапазоне между 1150°С и 1300°С, и горячей прокатки повторно нагретого сляба, при этом температура чистовой прокатки является большей, чем Ar3, для получения горячекатаной стали.
Температура чистовой прокатки предпочтительно составляет самое большее 1000°С чтобы избежать укрупнения аустенитных зерен.
После этого горячекатаную сталь охлаждают при скорости охлаждения, например, в диапазоне между 1°С/сек и 120°С/сек, и сматывают в рулон при температуре Tсмотка в рулон, в диапазоне между 20°С и 600°С.
После проведения смотки в рулон лист подвергают травлению.
После этого горячекатаный стльной лист подвергают отжигу для улучшения прокатываемости при холодной прокатке и вязкости горячекатаного стального листа и получения горячекатаного и отожженного стального листа, который является подходящим для использования при производстве холоднокатаного и термообработанного стального листа, обладающего высокими механическими свойствами, в частности, высокой прочностью и высокой пластичностью.
В одном предпочтительном варианте осуществления отжиг горячекатаного стального листа, является отжигом в камерной печи, проводимым при температуре, заключенной в диапазоне между 500°С и 680°С, на протяжении от 1000 сек до 50000 сек.
После этого горячекатаный и отожженный стальной лист необязательно подвергают травлению.
Вслед за этим горячекатаный и отожженный стальной лист подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаной стального листа, имеющего толщину, которая может находиться в диапазоне, например, между 0,7 мм и 3 мм или еще лучше в диапазоне от 0,8 мм до 2 мм.
Степень обжатия при холодной прокатке предпочтительно находится в пределах между 20% и 80%. Величина ниже 20% не благоприятствует рекристаллизации во время проведения последующей термической обработки, что может ухудшить пластичность холоднокатаного и термообработанного стального листа. Выше 80% существует риск растрескивания кромок во время проведения холодной прокатки.
После этого холоднокатаный стальной лист подвергают термообработке в технологической линии непрерывного отжига.
Термообработка включает стадии:
- повторного нагревания холоднокатаного стального листа до температуры первого отжига, составляющей более чем 860°С, и выдерживания холоднокатаного стального листа при упомянутой температуре отжига на протяжении времени выдерживания в диапазоне между 30 сек и 600 сек, таким образом, чтобы получить при отжиге полностью аустенитную структуру.
Скорость повторного нагревания до температуры первого отжига предпочтительно заключена в диапазоне между 1°С/сек и 200°С/сек.
- закалки холоднокатаного стального листа при скорости охлаждения в диапазоне между 0,5°С/сек и 200°С/сек, до температуры закалки в диапазоне между 20°C и Ms – 50°C, и выдерживания его при упомянутой температуре закалки на протяжении времени выдерживания в диапазоне между 1 и 200 сек.
Скорость охлаждения выбирают таким образом, чтобы избежать образования перлита при охлаждении. Для каждой конкретной композиции стали и каждой структуры специалисты в соответствующей области техники знают, как определить температуру начала превращения Ms для аустенита при использовании дилатометрии.
Во время проведения данной стадии закалки аустенит частично превращается в мартенсит.
В случае температуры закалки менее чем 20°C, доля поверхности регенерированного мартенсита в конечной структуре будет чрезмерно высокой для стабилизации достаточного количества остаточного аустенита, составляющего более чем 10%. Вдобавок к этому, в случае температуры закалки большей чем Ms – 50°C, доля поверхности регенерированного мартенсита в конечной структуре будет чрезмерно низкой для получения желательного коэффициента раздачи отверстия.
- необязательного выдерживания закаленного листа при температуре закалки в течение времени выдерживания в диапазон между 1 сек и 200 сек, предпочтительно между 3 сек и 7 сек, таким образом, чтобы избежать образования эпсилон-карбидов в мартенсите, которое привело бы в результате к уменьшению относительного удлинения стали.
- повторного нагревания холоднокатаного стального листа до температуры второго отжига в пределах между ТΘ и 720°С, и выдерживания холоднокатаного стального листа при упомянутой температуре отжига на протяжении времени в диапазоне между 100 сек и 2000 сек.
Во время проведения данной стадии второго отжига цементит становится растворенным, а углерод и Mn диффундируют из мартенсита в аустенит, что, тем самым, обеспечивает достижение обогащения аустенита по углероду и Mn и регенерирование мартенсита.
- необязательного нанесения на лист покрытия в результате погружения в расплав в ванне при температуре, меньшей или равной 480°С. Может быть использован любой тип покрытий, а, в частности, из цинка или цинковых сплавов, подобных цинково-никелевому, цинково-магниевому или цинково-магниево-алюминиевому сплавам, алюминия или алюминиевых сплавов, например, алюминиево-кремниевого сплава.
- непосредственно после проведения стадии второго отжига или непосредственно после проведения стадии нанесения покрытия в результате погружения в расплав, в случае её проведения, охлаждения холоднокатаного стального листа до комнатной температуры для получения холоднокатаного и термообработанного стального листа. Скорость охлаждения предпочтительно составляет более чем 1°С/сек, например, в диапазоне между 2°С/сек и 20°С/сек.
Во время проведения данной стадии охлаждения часть аустенита может превращаться в свежий мартенсит. Однако, доля поверхности свежего мартенсита остается меньшей или равной 10% вследствие стабилизирования аустенита при использовании углерода и марганца.
- необязательно после охлаждения до комнатной температуры, в случае отсутствия стадии нанесения покрытия путем погружения в расплав, на лист может быть нанесено покрытие с использованием электрохимических способов, например, электрогальванизирования, или с использованием какого-либо способа нанесения покрытия в вакууме, подобного способу PVD (физическое осаждение из паровой фазы) или струйному нанесению покрытия осаждением паров. Может быть использован любой тип покрытий, в частности, из цинка или цинковых сплавов, подобных цинково-никелевому, цинково-магниевому или цинково-магниево-алюминиевому сплавам. Необязательно после нанесения покрытия путем электрогальванизирования лист может быть подвергнут дегазированию.
Примеры
Два вида стали, композиции которых показаны в таблице 1, отливали в виде полуфабрикатов и подвергали переработке для получения стальных листов в соответствии с технологическими параметрами, показанными в таблице 2. Переработку проводили через нагревание, контролируемую горячую прокатку и последующее водное охлаждение, достигнутое путем закалки и самоотпуска.
Таблица 1. Композиции
Подвергнутые испытаниям композиции показаны в следующей далее таблице, где уровни содержания элементов выражены в массовых процентах:
Сталь C Mn Si Al Ti Nb V S P N Ae1 TΘ Ae3
A 0,146 3,86 1,48 0,03 - 0,059 - 0,001 0,009 0,004 645 660 780
B 0,126 5,00 0,51 1,78 - 0,027 - 0,002 0,009 0,005 580 660 950
C 0,110 5,17 0,51 1,81 - - - 0,001 0,017 0,005 580 660 950
Стали А и В соответствуют изобретению, в то время как сталь С представляет собой сравнительный пример.
Специалисты в соответствующей области техники знают, как для заданной стали определить температуры Aе1, Ae3 и TΘ при использовании дилатометрических испытаний и металлографического анализа.
Таблица 2. Технологические параметры
Стальные полуфабрикаты непосредственно после проведения отливки подвергали повторному нагреванию при 1250°С, горячей прокатке, а после этого охлаждению при 550°С, травлению, отжигу при 600°С на протяжении 5 часов, травлению и холодной прокатке при степени обжатия 50%. Вслед за этим их подвергали переработке в следующих далее условиях:
Figure 00000001
После этого проанализировали получающиеся в результате образцы, и соответствующие элементы микроструктуры и механические свойства показаны, соответственно, в таблицах 3 и 4.
Таблица 3. Микроструктура и выделения
Определили доли поверхности фаз в микроструктурах полученного стального листа:
Figure 00000002
*: пробные образцы, соответствующие изобретению.
γ: обозначает долю поверхности аустенита,
аспектное отношение для фазы γ: обозначает аспектное отношение для аустенитных пленок,
МА: обозначает долю поверхности островков МА, имеющих размер более чем 0,5 мкм,
FM: обозначает долю поверхности свежего мартенсита,
ТМ: обозначает долю поверхности отпущенного мартенсита,
RМ: обозначает долю поверхности регенерированного мартенсита или рекристаллизованного феррита,
RF: обозначает долю поверхности рекристаллизованного феррита,
Присутствуют ли выделения в фазе RМ: обозначает присутствие выделений Nb в регенерированном мартенсите.
Таблица 4. Механические свойства
Определили механические свойства образцов, подвергнутых испытаниям, результаты которых были показаны в следующей далее таблице:
Figure 00000003
Предел текучести при растяжении YS, предел прочности при растяжении TS и равномерное относительное удлинение UE измеряют в соответствии с документом ISO standard ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 года. Коэффициент раздачи отверстия HER измеряют в соответствии с документом standard ISO 16630:2009. Вследствие различий в методах измерения значения коэффициента раздачи отверстия HER, соответствующие документу ISO standard 16630:2009, очень сильно отличаются от значений коэффициента раздачи отверстия λ, соответствующих документу JFS T 1001 (Japan Iron and Steel Federation standard), и не могут быть с ними сопоставлены.
Как это демонстрируют примеры, стальные листы, соответствующие изобретению, а именно, примеры от 1 до 4 и от 8 до 11, являются единственными примерами, демонстрирующими все целевые свойства, благодаря своим конкретным композиции и микроструктурам.

Claims (50)

1. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист, полученный из стали, имеющей композицию, содержащую, в мас.%:
С: 0,03 – 0,25,
Mn: 3,5 – 8,
Si: 0,1 – 2,0,
Al: 0,03 – 2,0,
Ti ≤ 0,080,
Nb ≤ 0,080,
V ≤ 0,2,
V + Ti + Nb > 0,01,
S ≤ 0,010,
P ≤ 0,020,
N ≤ 0,008
и необязательно один или несколько следующих элементов, в мас.%:
Mo: 0,1 – 0,5,
Cr: 0,01 – 1,
B: 0,0005 – 0,004,
остальное представляют собой железо и неизбежные примеси, возникающие в результате плавки,
причем упомянутый холоднокатаный стальной лист обладает микроструктурой, состоящей из, в долях поверхности:
- от 10 до 30% остаточного аустенита, при этом упомянутый остаточный аустенит присутствует в виде пленок, характеризующихся аспектным отношением по меньшей мере 3, и в виде мартенситно-аустенитных островков, при этом менее чем 8% таких мартенситно-аустенитных островков имеют размер более чем 0,5 мкм,
- не более 10% свежего мартенсита, и
- восстановленного мартенсита, включающего выделения по меньшей мере одного элемента, выбираемого из ниобия, титана и ванадия.
2. Лист по п. 1, отличающийся тем, что содержание алюминия составляет не более 1,2 мас.%.
3. Лист по п. 1 или 2, отличающийся тем, что содержание ниобия составляет по меньшей мере 0,010 мас.%.
4. Лист по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что содержание углерода составляет по меньшей мере 0,10 мас.%.
5. Лист по любому из пп. 1-4, отличающийся тем, что отношение между долями поверхности мартенситно-аустенитных островков, имеющих размер более чем 0,5 мкм, и упомянутой аустенитной пленкой составляет менее чем 1,0.
6. Лист по п. 5, отличающийся тем, что отношение между долевыми концентрациями мартенситно-аустенитных островков, имеющих размер более чем 0,5 мкм, и упомянутой аустенитной пленкой составляет менее чем 0,5.
7. Лист по любому из пп. 1-6, отличающийся тем, что доля поверхности свежего мартенсита составляет менее чем 5%.
8. Лист по любому из пп. 1-7, отличающийся тем, что менее чем 5% мартенситно-аустенитных островков имеют размер более чем 0,5 мкм.
9. Лист по любому из пп. 1-8, отличающийся тем, что доля поверхности аустенитных пленок с аспектным отношением более чем 3 составляет по меньшей мере 8%.
10. Лист по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что на холоднокатаный и термообработанный стальной лист нанесено покрытие из Zn или сплава Zn.
11. Лист по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что на холоднокатаный и термообработанный стальной лист нанесено покрытие из Al или сплава Al.
12. Лист по любому из пп. 1-11, отличающийся тем, что он характеризуется пределом текучести при растяжении YS, составляющим по меньшей мере 700 МПа, пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 900 МПа, равномерным относительным удлинением UE, составляющим по меньшей мере 12%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 20%.
13. Способ изготовления холоднокатаного и термообработанного стального листа по любому из пп.1-12, включающий следующие далее последовательные стадии:
- отливка стали с получением сляба,
- повторное нагревание сляба при температуре Tповторное нагревание, в диапазоне между 1150 и 1300°С,
- горячая прокатка повторно нагретого сляба при температуре большей, чем Аr3, с получением горячекатаного стального листа,
- смотка в рулон горячекатаного стального листа при температуре смотки в рулон Тсмотка в рулон, в диапазоне между 20 и 600°С,
- отжиг горячекатаного стального листа с получением горячекатаного и отожженного стального листа,
- холодная прокатка горячекатаного и отожженного стального листа с получением холоднокатаного стального листа,
- повторное нагревание холоднокатаного стального листа до температуры первого отжига, составляющей более чем 860°С, и выдерживание холоднокатаного стального листа при упомянутой температуре выдерживания в течение времени выдерживания в диапазоне между 30 и 600 сек с получением при отжиге полностью аустенитной структуры,
- закалка холоднокатаного стального листа при скорости охлаждения в диапазоне между 0,5 и 200°С/сек до температуры закалки в диапазоне между 20°C и Ms – 50°C, и выдерживание его при упомянутой температуре закалки в течение времени выдерживания в диапазоне между 1 и 200 сек,
- повторное нагревание холоднокатаного стального листа до температуры второго отжига в диапазоне между ТΘ и 720°С, где TΘ обозначает температуру, выше которой цементит становится растворенным при нагревании, и выдерживание холоднокатаного стального листа при упомянутой температуре отжига в течение времени в диапазоне между 100 и 2000 сек,
- охлаждение холоднокатаного стального листа до комнатной температуры с получением холоднокатаного и термообработанного стального листа.
14. Способ по п. 13, отличающийся тем, что отжиг горячекатаного стального листа проводят в камерной печи при температуре в диапазоне между 500 и 680°С в течение от 1000 до 50000 сек.
15. Способ по п. 13 или 14, отличающийся тем, что скорость повторного нагревания упомянутого холоднокатаного стального листа до температуры первого отжига находится в диапазоне между 1 и 200°С/сек.
16. Способ производства сварного соединения точечной сваркой из по меньшей мере двух стальных листов, включающий стадии:
- обеспечения наличия холоднокатаного и термообработанного стального листа по любому из пп. 1-12 или холоднокатаного и термообработанного стального листа, изготовленного способом по любому из пп. 13-15,
- обеспечения наличия второго стального листа,
- контактной точечной сварки холоднокатаного и термообработанного стального листа и второго стального листа.
17. Способ по п. 16, отличающийся тем, что второй стальной лист представляет собой холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-12 или холоднокатаный и термообработанный стальной лист, изготовленный способом по любому из пп. 13-15.
RU2020118280A 2017-12-05 2018-11-21 Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления RU2736374C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/001517 WO2019111028A1 (en) 2017-12-05 2017-12-05 Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
IBPCT/IB2017/001517 2017-12-05
PCT/IB2018/059159 WO2019111083A1 (en) 2017-12-05 2018-11-21 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2736374C1 true RU2736374C1 (ru) 2020-11-16

Family

ID=60888546

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2020118280A RU2736374C1 (ru) 2017-12-05 2018-11-21 Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления

Country Status (13)

Country Link
US (1) US11530459B2 (ru)
EP (1) EP3720980B1 (ru)
JP (1) JP7220714B2 (ru)
KR (1) KR102383627B1 (ru)
CN (1) CN111373061B (ru)
BR (1) BR112020007989B1 (ru)
CA (1) CA3081159C (ru)
MA (1) MA50999A (ru)
MX (1) MX2020005585A (ru)
RU (1) RU2736374C1 (ru)
UA (1) UA125547C2 (ru)
WO (2) WO2019111028A1 (ru)
ZA (1) ZA202002387B (ru)

Families Citing this family (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN114585765B (zh) * 2019-10-23 2023-09-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
KR20220068245A (ko) * 2019-10-23 2022-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
EP4029959A4 (en) * 2019-10-23 2023-02-15 JFE Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THE SAME
WO2022018498A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN112063931B (zh) * 2020-09-07 2021-11-26 清华大学 一种低碳中锰高残奥高强韧钢及其热处理方法
CN113388779B (zh) * 2021-05-21 2022-07-22 鞍钢股份有限公司 1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板及制备方法
CN115198165A (zh) * 2022-06-17 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种降低980MPa级冷轧高强钢的带状组织的方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2551726C1 (ru) * 2011-04-13 2015-05-27 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с улучшенной способностью к локальной деформации и способ его получения
RU2559070C2 (ru) * 2011-04-21 2015-08-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, и способ его изготовления
US20170101695A1 (en) * 2014-05-20 2017-04-13 Arcelormittal Double annealed steel sheet having high mechanical strength and ductility characteristics, method of manufacture and use of such sheets
WO2017111524A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2017108897A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56149649A (en) 1980-04-22 1981-11-19 Hitachi Ltd Hardware state control system
EP1749895A1 (fr) * 2005-08-04 2007-02-07 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites
ES2765674T3 (es) 2010-08-23 2020-06-10 Nippon Steel Corp Lámina de acero laminado en frío y procedimiento para la producción de la misma
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
WO2012168564A1 (fr) 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle
JP5440672B2 (ja) * 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2015001367A1 (en) * 2013-07-04 2015-01-08 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle
WO2015011511A1 (fr) 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2015088523A1 (en) 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
WO2016063098A1 (en) 2014-10-20 2016-04-28 Arcelormittal Method of production of tin containing non grain-oriented silicon steel sheet, steel sheet obtained and use thereof
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
EP3219821B1 (en) 2015-01-15 2019-11-13 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
CN108138277B (zh) 2015-08-11 2020-02-14 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板用原材料、高强度钢板及其制造方法
WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
JP6213696B1 (ja) * 2016-12-05 2017-10-18 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019122961A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2551726C1 (ru) * 2011-04-13 2015-05-27 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с улучшенной способностью к локальной деформации и способ его получения
RU2559070C2 (ru) * 2011-04-21 2015-08-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, имеющий превосходные равномерное относительное удлинение и способность к расширению отверстия, и способ его изготовления
US20170101695A1 (en) * 2014-05-20 2017-04-13 Arcelormittal Double annealed steel sheet having high mechanical strength and ductility characteristics, method of manufacture and use of such sheets
WO2017108897A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017111524A1 (ko) * 2015-12-23 2017-06-29 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
WO2019111083A1 (en) 2019-06-13
EP3720980A1 (en) 2020-10-14
CA3081159A1 (en) 2019-06-13
WO2019111028A1 (en) 2019-06-13
MX2020005585A (es) 2020-09-14
KR20200078617A (ko) 2020-07-01
UA125547C2 (uk) 2022-04-13
US20200347471A1 (en) 2020-11-05
MA50999A (fr) 2021-03-17
BR112020007989B1 (pt) 2023-02-23
JP7220714B2 (ja) 2023-02-10
CN111373061A (zh) 2020-07-03
CN111373061B (zh) 2022-03-11
US11530459B2 (en) 2022-12-20
EP3720980B1 (en) 2024-05-15
JP2021505764A (ja) 2021-02-18
KR102383627B1 (ko) 2022-04-08
CA3081159C (en) 2022-08-30
BR112020007989A2 (pt) 2020-10-20
ZA202002387B (en) 2021-08-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2736374C1 (ru) Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления
RU2736376C1 (ru) Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления
EP3214196B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
KR102548555B1 (ko) 냉간 압연 및 열 처리된 강판 및 냉간 압연 및 열 처리된 강판의 제조 방법
EP3214197A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CA2844202A1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
RU2775990C1 (ru) Холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления