RU2784454C2

RU2784454C2 - Cold rolled heat processed sheet steel and its manufacturing method

Info

Publication number: RU2784454C2
Application number: RU2020114990A
Authority: RU
Inventors: Жан-Марк ПИПАР; Артем АРЛАЗАРОВ
Original assignee: Арселормиттал
Priority date: 2017-11-10
Filing date: 2018-11-05
Publication date: 2022-11-24

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to metallurgy, namely to cold rolled and heat processed sheet steel suitable for being used as sheet steels for cars. Cold rolled and heat processed sheet steel has a composition, in wt.%: 0.10 ≤ carbon ≤ 0.5, 1 ≤ manganese ≤ 3.4, 0.5 ≤ silicon ≤ 2.5, 0.03 ≤ aluminum ≤ 1.5, 0 ≤ sulfur ≤ 0.003, 0.002 ≤ phosphorus ≤ 0.02, 0 ≤ nitrogen ≤ 0.01, if necessary, it may contain one or several following optional elements: 0.05 ≤ chromium ≤ 1, 0.001 ≤ molybdenum ≤ 0.5, 0.001 ≤ niobium ≤ 0.1, 0.001 ≤ titanium ≤ 0.1, 0.01 ≤ copper ≤ 2, 0.01 ≤ nickel ≤3, 0.0001 ≤ calcium ≤ 0.005, 0 ≤ vanadium ≤ 0.1, 0 ≤ boron ≤ 0.003, 0 ≤ cerium ≤ 0.1, 0 ≤ magnesium ≤ 0.010, 0 ≤ zirconium ≤ 0.010, the rest is iron and unavoidable impurities. A microstructure of sheet steel contains, when expressed in surface fraction concentration, from 10 to 30% of residual austenite, from 10 to 40% of bainite, from 5 to 50% of burned martensite, from 1 to 20% of calcinated martensite, and from 0 to 30% of released martensite, while total amounts of bainite and residual austenite are more than or equal to 25%.

EFFECT: sheet steel is characterized by high strength, good weldability, as well as it is suitable for being used in molding, in particular in rolling.

19 cl, 4 tbl, 15 ex

Description

Настоящее изобретение относится к холоднокатаной и термообработанной листовой стали, подходящей для использования в качестве листовых сталей для автомобилей.The present invention relates to cold rolled and heat treated steel sheets suitable for use as automotive steel sheets.

От автомобильных деталей требуется, чтобы они удовлетворяли бы две несогласующиеся друг с другом потребности, а именно, легкость формовки и прочность, но в последние годы с учетом проблем с окружающей средой в глобальном масштабе к автомобилям также было предъявлено и третье требование в виде улучшения потребления топлива. Таким образом, в настоящее время автомобильные детали должны быть изготовлены из материала, характеризующегося высокой деформируемостью, в целях удовлетворения критериев легкости соответствия замысловатой сборке автомобилей и в то же самое время учета необходимости улучшения прочности для безопасности при аварии и долговечности транспортного средства при одновременном уменьшении массы транспортного средства для улучшения коэффициента полезного действия по топливу. Automotive parts are required to satisfy two conflicting needs, namely, ease of molding and strength, but in recent years, in response to global environmental concerns, a third requirement has also been placed on cars in the form of improved fuel consumption. . Thus, at present, automotive parts must be made of a material having a high deformability in order to meet the criteria of being easy to match the intricate assembly of automobiles, and at the same time, taking into account the need to improve the crash safety strength and durability of the vehicle while reducing the weight of the vehicle. means for improving fuel efficiency.

Поэтому предпринимаются интенсивные попытки в области научно-исследовательских и опытно-конструкторских разработок для уменьшения количества материала, использующегося в автомобиле, в результате увеличения прочности материала. Наоборот, увеличение прочности листовых сталей уменьшает деформируемость, и, таким образом, необходимой является разработка материалов, характеризующихся как высокой прочностью, так и высокой деформируемостью. Therefore, intensive efforts are being made in the field of research and development to reduce the amount of material used in the car, as a result of increasing the strength of the material. Conversely, increasing the strength of steel sheets reduces the deformability, and thus it is necessary to develop materials having both high strength and high deformability.

Ранние научно-исследовательские и опытно-конструкторские разработки в сфере листовых сталей, характеризующихся высокой прочностью и высокой деформируемостью, в результате привели к появлению нескольких способов производства листовых сталей, характеризующихся высокой прочностью и высокой деформируемостью, некоторые из которых перечисляются в настоящем документе для окончательной оценки настоящего изобретения: Early research and development in the field of high strength and high deformability steel sheets has resulted in several methods for producing high strength and high deformability steel sheets, some of which are listed in this document for the final evaluation of this inventions:

В публикации ЕР3128023 упоминаются высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся превосходными относительным удлинением, способностью к раздаче отверстия и стойкостью к замедленному разрушению и высоким соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, и способ производства листовой стали. Высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся высоким соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, характеризуется композицией, содержащей, применительно к % (масс.), С: от 0,13% до 0,25%, Si: от 1,2% до 2,2%, Mn: от 2,0% до 3,2%, Р: 0,08% или менее, S: 0,005% или менее, Al: от 0,01% до 0,08%, N: 0,008% или менее, Ti: от 0,055% до 0,130% и остаток, представляющий собой Fe и неизбежные примеси. Листовая сталь обладает микроструктурой, которая содержит от 2% до 15% феррита, характеризующегося средним диаметром кристаллического зерна, составляющим 2 мкм или менее, применительно к объемной долевой концентрации, от 5 до 20% остаточного аустенита, характеризующегося средним диаметром кристаллического зерна в диапазоне от 0,3 до 2,0 мкм, применительно к объемной долевой концентрации, 10% или менее (при включении 0%) мартенсита, характеризующегося средним диаметром зерна, составляющим 2 мкм или менее, применительно к объемной долевой концентрации, и остаток, представляющий собой бейнит и отпущенный мартенсит, и при этом бейнит и отпущенный мартенсит характеризуются средним диаметром кристаллического зерна, составляющим 5 мкм или менее. EP3128023 mentions a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation, hole expanding capability, and delayed fracture resistance and a high ratio between tensile yield strength and tensile strength, and a method for manufacturing the steel sheet. The high-strength cold-rolled steel sheet having a high ratio between tensile yield strength and tensile strength is characterized by a composition containing, in terms of mass %, C: 0.13% to 0.25%, Si: 1, 2% to 2.2%, Mn: 2.0% to 3.2%, P: 0.08% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01% to 0.08%, N: 0.008% or less, Ti: 0.055% to 0.130%, and the remainder being Fe and unavoidable impurities. The steel sheet has a microstructure that contains 2% to 15% ferrite having an average crystal grain diameter of 2 µm or less, based on a volume fractional concentration, 5 to 20% residual austenite having an average crystal grain diameter ranging from 0 .3 to 2.0 µm in terms of volume fraction, 10% or less (when 0% is included) martensite having an average grain diameter of 2 µm or less in terms of volume fraction, and the remainder being bainite and the tempered martensite, wherein the bainite and the tempered martensite have an average crystal grain diameter of 5 µm or less.

В публикации ЕР3009527 предлагаются высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся превосходным относительным удлинением, превосходной способностью к отбортовке внутренних кромок и высоким соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, и способ ее изготовления. Высокопрочная холоднокатаная листовая сталь характеризуется композицией и микроструктурой. Композиция содержит от 0,15% до 0,27% С, от 0,8 до 2,4% Si, от 2,3% до 3,5% Mn, 0,08% или менее Р, 0,005% или менее S, от 0,01% до 0,08% Al и 0,010% или менее N при расчете на массу, при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси. Микроструктура содержит: феррит, характеризующийся средним размером зерна, составляющим 5 мкм или менее, и объемной долевой концентрацией в диапазоне от 3% до 20%, остаточный аустенит, характеризующийся объемной долевой концентрацией в диапазоне от 5% до 20%, и мартенсит, характеризующиеся объемной долевой концентрацией в диапазоне от 5% до 20%, при этом остаток представляет собой бейнит и/или отпущенный мартенсит. Совокупное количество остаточного аустенита, характеризующегося размером зерна, составляющим 2 мкм или менее, мартенсита, характеризующегося размером зерна, составляющим 2 мкм или менее, или их смешанной фазы составляет 150 или более при расчете на 2000 мкм² поперечного сечения по толщине параллельно направлению прокатки листовой стали. EP3009527 discloses a high-strength cold-rolled steel sheet having excellent elongation, excellent flare ability, and a high ratio between tensile yield strength and tensile strength, and a method for manufacturing the same. High strength cold rolled steel sheet is characterized by composition and microstructure. The composition contains from 0.15% to 0.27% C, from 0.8 to 2.4% Si, from 2.3% to 3.5% Mn, 0.08% or less P, 0.005% or less S , 0.01% to 0.08% Al and 0.010% or less N by weight, with the remainder being Fe and unavoidable impurities. The microstructure contains: ferrite having an average grain size of 5 µm or less and a volume fraction in the range of 3% to 20%, retained austenite having a volume fraction in the range of 5% to 20%, and martensite having a volume fraction fractional concentration in the range from 5% to 20%, while the remainder is bainite and/or tempered martensite. The total amount of retained austenite having a grain size of 2 µm or less, martensite having a grain size of 2 µm or less, or a mixed phase thereof is 150 or more when calculated per 2000 µm ^{2 of} cross-sectional thickness parallel to the rolling direction of the steel sheet .

Публикация ЕР3144406 представляет собой патент, который заявляет высокопрочную холоднокатаную листовую сталь, характеризующуюся превосходной тягучестью, которая содержит, при выражении через % (масс.), углерод (С): от 0,1% до 0,3%, кремний (Si): от 0,1% до 2,0%, алюминий (Al):от 0,005% до 1,5%, марганец (Mn): от 1,5% до 3,0%, фосфор (Р): 0,04% или менее (за исключением 0%), серу (S): 0,015% или менее (за исключением 0%), азот (N): 0,02% или менее (за исключением 0%) и остаток, представляющий собой железо (Fe) и неизбежные примеси, где сумма количеств Si и Al (Si + Al) (% (масс.)) удовлетворяет величине, составляющей 1,0% или более, и где микроструктура содержит: при выражении через поверхностную долевую концентрацию, 5% или менее полигонального феррита, характеризующегося соотношением между малой осью и большой осью, составляющим 0,4 или более, 70% или менее (за исключением 0%) игольчатого феррита, характеризующегося соотношением между малой осью и большой осью, составляющим 0,4 или более, 25% или менее (за исключением 0%) игольчатого остаточного аустенита и остаток, представляющий собой мартенсит. Кроме того, в публикации ЕР3144406 предусматривается высокопрочная сталь, характеризующаяся пределом прочности при растяжении, составляющим 780 МПа или более, но не способная обеспечить достижение предела текучести при растяжении, составляющего 600 МПа или более, которой, таким образом, не достает деформируемости, в особенности в отношении автомобильных деталей обшивки и деталей для противодействия несанкционированному проникновению. Publication EP3144406 is a patent which claims a high strength cold rolled steel sheet having excellent ductility which contains, expressed as % (mass), carbon (C): 0.1% to 0.3%, silicon (Si): 0.1% to 2.0%, Aluminum (Al): 0.005% to 1.5%, Manganese (Mn): 1.5% to 3.0%, Phosphorus (P): 0.04% or less (excluding 0%), sulfur (S): 0.015% or less (excluding 0%), nitrogen (N): 0.02% or less (excluding 0%), and the remainder being iron (Fe ) and unavoidable impurities, where the sum of the amounts of Si and Al (Si + Al) (% (mass)) satisfies a value of 1.0% or more, and where the microstructure contains: when expressed in terms of surface fractional concentration, 5% or less polygonal ferrite having a minor-to-major-axis ratio of 0.4 or more, 70% or less (excluding 0%) acicular ferrite having a minor-to-major axis ratio of 0.4 or more more, 25% or less (excluding 0%) of acicular retained austenite and the remainder being martensite. In addition, EP3144406 provides a high strength steel having a tensile strength of 780 MPa or more, but unable to achieve a tensile yield strength of 600 MPa or more, which thus lacks deformability, especially in regarding automotive upholstery and anti-tampering parts.

Задача настоящего изобретения заключается в разрешении данных проблем в результате предоставления в распоряжение холоднокатаных листовых сталей, которые одновременно характеризуются: The object of the present invention is to solve these problems by providing cold-rolled steel sheets which are simultaneously characterized by:

- пределом прочности на разрыв, большим или равным 900 МПа, а предпочтительно составляющим более чем 980 Па, - a tensile strength greater than or equal to 900 MPa, and preferably greater than 980 Pa,

- общим относительным удлинением, большим или равным 14%, а предпочтительно составляющим более чем 18%, - a total elongation greater than or equal to 14%, and preferably greater than 18%,

- пределом текучести при растяжении, составляющим 550 МПа или более. - tensile yield strength of 550 MPa or more.

В одном предпочтительном варианте осуществления листовые стали, соответствующие изобретению, также могут характеризоваться соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, составляющим 0,5 или более. In one preferred embodiment, the steel sheets according to the invention may also have a ratio between tensile yield strength and tensile strength of 0.5 or more.

Предпочтительно такая сталь также характеризуется хорошей пригодностью для использования при формовке, в частности, при прокатке, совместно с хорошими свариваемостью и пригодностью для нанесения покрытия. Preferably, such a steel is also characterized by good formability, in particular rolling, together with good weldability and coatability.

Еще одна задача настоящего изобретения также заключается в предоставлении в распоряжение способа изготовления данных листов, который является совместимым с обычными промышленными областями применения при одновременной демонстрации надежности в отношении отклонений по производственным параметрам. Another object of the present invention is also to provide a method for manufacturing these sheets which is compatible with conventional industrial applications while demonstrating robustness with respect to production variation.

Холоднокатаная термообработанная листовая сталь настоящего изобретения необязательно может иметь покрытие из цинка или цинковых сплавов или из алюминия или алюминиевых сплавов для улучшения ее противокоррозионной стойкости. The cold rolled heat treated steel sheet of the present invention may optionally be coated with zinc or zinc alloys or aluminum or aluminum alloys to improve its corrosion resistance.

Углерод присутствует в стали при уровне содержания в диапазоне от 0,10% до 0,5%. Углерод представляет собой элемент, необходимый для увеличения прочности листовой стали в результате производства фаз, характеризующихся низкотемпературным превращением, таких как мартенсит, дополнительное количество углерода также играет ключевую роль при стабилизировании аустенита, и, таким образом, он представляет собой элемент, необходимый для обеспечения присутствия остаточного аустенита. Поэтому углерод играет две ключевые роли, одна заключается в увеличении прочности, а другая заключается в сохранении аустенита для придания тягучести. Но уровень содержания углерода, составляющий менее чем 0,10%, не будет давать возможности стабилизирования аустенита в надлежащем количестве, требуемом для стали настоящего изобретения. С другой стороны, при уровне содержания углерода, превышающем 0,5%, сталь демонстрирует неудовлетворительную свариваемость при использовании контактной точечной сварки, что накладывает ограничения на область ее применения для автомобильных деталей. Carbon is present in steel at levels ranging from 0.10% to 0.5%. Carbon is an element necessary to increase the strength of steel sheet by producing phases characterized by low temperature transformation such as martensite, additional carbon also plays a key role in stabilizing austenite, and thus it is an element necessary to ensure the presence of residual austenite. Therefore, carbon plays two key roles, one is to increase strength, and the other is to retain austenite to impart ductility. But a carbon content of less than 0.10% will not allow austenite to be stabilized in the proper amount required for the steel of the present invention. On the other hand, when the carbon content exceeds 0.5%, the steel exhibits poor weldability when using resistance spot welding, which limits its application for automotive parts.

Уровень содержания марганца в стали настоящего изобретению находится в диапазоне между 1% и 3,4%. Данный элемент стимулирует формирование гамма-фазы. Назначение добавления марганца по существу заключается в получении структуры, которая содержит аустенит и придает прочность стали. В целях получения прочности и упрочняемости листовой стали, а также стабилизирования аустенита было установлено количество, составляющее, по меньшей мере, приблизительно 1% (масс.) марганца. Таким образом, предпочтительным в настоящем изобретении является более высокий уровень процентного содержания марганца, такой как вплоть до 3,4%. Но в случае уровня содержания марганца, составляющего более чем 3,4%, это будет приводить к получению неблагоприятных эффектов, таких как задерживание превращения аустенита в бейнит во время изотермической выдержки для бейнитного превращения. В дополнение к этому, уровень содержания марганца, составляющий более чем 3,4%, также приводит к уменьшению тягучести, а также ухудшению свариваемости настоящей стали, таким образом, невозможно добиться достижения целей по тягучести. Предпочтительный диапазон количества марганца заключается в пределах между 1,2% и 2,3%, а более предпочтительный диапазон заключается в пределах между 1,2% и 2,2%. The level of manganese in the steel of the present invention is in the range between 1% and 3.4%. This element stimulates the formation of the gamma phase. The purpose of adding manganese is essentially to obtain a structure that contains austenite and gives strength to the steel. In order to obtain strength and hardenability of the steel sheet, as well as to stabilize austenite, an amount of at least about 1% (mass.) manganese was found. Thus, a higher percentage of manganese, such as up to 3.4%, is preferred in the present invention. But in the case of a manganese content of more than 3.4%, this will lead to adverse effects such as delaying the transformation of austenite into bainite during the isothermal soak for bainitic transformation. In addition, a manganese content of more than 3.4% also leads to a decrease in toughness as well as a deterioration in the weldability of a real steel, thus it is not possible to achieve the toughness targets. A preferred range for the amount of manganese is between 1.2% and 2.3%, and a more preferred range is between 1.2% and 2.2%.

Уровень содержания кремния в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,5% и 2,5%. Кремний представляет собой составную часть, которая задерживает формирование выделений карбидов во время перестаривания, поэтому вследствие присутствия кремния аустенит, обогащенный по углероду, стабилизируется при комнатной температуре. Кроме того, вследствие неудовлетворительной растворимости кремния в карбиде кремний эффективно ингибирует или задерживает образование карбидов, таким образом, также промотирует образование карбидов низкой плотности в бейнитной структуре, от чего в соответствии с настоящим изобретением стремятся добиться придания стали ее существенных признаков. Однако, несоразмерный уровень содержания кремния не производит упомянутый эффект и приводит к возникновению проблемы, такой как отпускное охрупчивание. Поэтому концентрацию контролируемо выдерживают в границах верхнего предельного значения в 2,5%. The level of silicon in the steel of the present invention is in the range between 0.5% and 2.5%. Silicon is the constituent that retards the formation of carbide precipitates during overaging, therefore, due to the presence of silicon, carbon-rich austenite stabilizes at room temperature. In addition, due to the poor solubility of silicon in silicon carbide, silicon effectively inhibits or delays the formation of carbides, thus also promoting the formation of low density carbides in the bainitic structure, from which, according to the present invention, it is sought to give the steel its essential features. However, a disproportionate level of silicon content does not produce the said effect and leads to a problem such as temper embrittlement. Therefore, the concentration is controlled in a controlled manner within the upper limit of 2.5%.

Уровень содержания алюминия находится в диапазоне от 0,03 до 1,5%. В настоящем изобретении алюминий удаляет кислород, существующий в расплавленной стали, что предотвращает формирование кислородом газовой фазы. Алюминий также фиксирует азот в стали с образованием нитрида алюминия таким образом, что уменьшается размер зерен. Повышенный уровень содержания алюминия, который составляет более чем 1,5%, увеличивает температуру Ас₃ до высокой температуры, что, тем самым, уменьшает производительность. Уровень содержания алюминия в диапазоне между 1,0 и 1,5% используют в настоящем изобретении при добавлении высокого уровня содержания марганца в целях уравновешивания воздействия марганца на температуры превращения, такие как Ас₃, и эволюцию формирования аустенита при изменении температуры. The level of aluminum content is in the range from 0.03 to 1.5%. In the present invention, aluminum removes the oxygen present in the molten steel, which prevents the oxygen from forming a gas phase. Aluminum also fixes nitrogen in the steel to form aluminum nitride in such a way that the grain size is reduced. An increased level of aluminum, which is more than 1.5%, increases the Ac ₃ temperature to a high temperature, thereby reducing productivity. An aluminum content in the range between 1.0 and 1.5% is used in the present invention when a high manganese content is added to balance the effects of manganese on transformation temperatures such as Ac ₃ and the evolution of austenite formation with temperature change.

Уровень содержания хрома в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,05% и 1%. Хром представляет собой существенный элемент, который придает стали прочность и упрочнение, но при использовании более, чем 1% ухудшает качество отделки поверхности стали. Кроме того, уровни содержания хрома, составляющие менее, чем 1%, укрупняют характер диспергирования карбида в бейнитных структурах, таким образом, сохраняют плотность карбидов в бейните низкой. The content of chromium in the steel of the present invention is in the range between 0.05% and 1%. Chromium is an essential element that imparts strength and hardening to steel, but when used in excess of 1% degrades the surface finish of the steel. In addition, chromium levels of less than 1% coarsen the dispersion pattern of the carbide in the bainite structures, thus keeping the density of the carbides in the bainite low.

Количество составной части в виде фосфора в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,002% и 0,02%, фосфор ухудшает свариваемость при контактной точечной сварке и тягучесть в горячем состоянии, в частности, вследствие его тенденции к ликвации на границах зерен или к совместной ликвации с марганцем. По данным причинам на его уровень содержания накладывают ограничения значением в 0,02%, а предпочтительно значением, составляющим менее чем 0,013%. The amount of phosphorus constituent in the steel of the present invention is between 0.002% and 0.02%, phosphorus impairs resistance spot weldability and hot ductility, in particular due to its tendency to segregate at grain boundaries or co-segregate with manganese. For these reasons, its content level is limited to a value of 0.02%, and preferably a value of less than 0.013%.

Сера не представляет собой существенный элемент, но может содержаться в стали в качестве примеси, и с точки зрения настоящего изобретения уровень содержания серы предпочтительно является по возможности наиболее низким, но составляет 0,003% или более с точки зрения производственной себестоимости. Кроме того, в случае присутствия более высокого уровня содержания серы в стали она будет объединяться с образованием сульфида в особенности с марганцем и уменьшать их благоприятное воздействие на сталь настоящего изобретения. Sulfur is not an essential element, but may be contained in steel as an impurity, and from the point of view of the present invention, the sulfur content is preferably as low as possible, but is 0.003% or more in terms of production cost. In addition, if a higher level of sulfur is present in the steel, it will combine to form sulfide, especially with manganese, and reduce their beneficial effect on the steel of the present invention.

Ниобий присутствует в стали в количестве в диапазоне между 0,001 и 0,1% и добавляется в сталь настоящего изобретения для получения карбонитридов в целях придания прочности стали настоящего изобретения в результате дисперсионного упрочнения. Ниобий также будет оказывать воздействие и на размер компонентов микроструктуры в результате формирования его выделений в виде карбонитридов и в результате задерживания рекристаллизации во время технологического процесса нагревания. Таким образом, более мелкая микроструктура, полученная в конце воздействия температуры выдержки и как следствие после полного отжига, будет приводить к упрочнению продукции. Однако, уровень содержания ниобия, составляющий более, чем 0,1%, не представляет экономический интерес, поскольку для его воздействия наблюдается эффект насыщения, и это означает то, что дополнительное количество ниобия в результате не приводит к получению какого-либо улучшения прочности продукции. Niobium is present in the steel in an amount between 0.001 and 0.1%, and is added to the steel of the present invention to produce carbonitrides in order to impart strength to the steel of the present invention by precipitation strengthening. Niobium will also affect the size of microstructural components by forming its carbonitride precipitates and by delaying recrystallization during the heating process. Thus, the finer microstructure obtained at the end of exposure to the holding temperature and as a consequence after complete annealing will lead to a hardening of the product. However, levels of niobium greater than 0.1% are not of economic interest because there is a saturation effect on its effect, meaning that additional niobium does not result in any improvement in product strength.

Титан добавляется к стали настоящего изобретения в количестве в диапазоне между 0,001% и 0,1%. Точно так же, как и ниобий, он включается в образование карбонитридов и, таким образом, играет роль при упрочнении стали настоящего изобретения. В дополнение к этому, титан также образует нитриды титана, что проявляется во время затвердевания отлитой продукции. На количество титана, таким образом, накладывают ограничения значением в 0,1% во избежание формирования крупных частиц нитридов титана, пагубных в отношении деформируемости. В случае уровня содержания титана, составляющего менее, чем 0,001%, он не будет придавать какой-либо эффект стали настоящего изобретения. Titanium is added to the steel of the present invention in an amount between 0.001% and 0.1%. Just like niobium, it is included in the formation of carbonitrides and thus plays a role in strengthening the steel of the present invention. In addition to this, titanium also forms titanium nitrides, which manifests itself during the solidification of the cast product. The amount of titanium is thus limited to 0.1% in order to avoid the formation of coarse titanium nitride particles detrimental to deformability. If the titanium content is less than 0.001%, it will not give any effect to the steel of the present invention.

Уровень содержания кальция в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,0001% и 0,005%. Кальций добавляют к стали настоящего изобретения в качестве необязательного элемента, в особенности во время обработки для образования включений. Кальций вносит свой вклад в рафинирование стали в результате купирования пагубного уровня содержания серы в ее глобулярной форме, что, тем самым, задерживает проявление вредного воздействия серы. The level of calcium in the steel of the present invention is in the range between 0.0001% and 0.005%. Calcium is added to the steel of the present invention as an optional element, especially during treatment to form inclusions. Calcium contributes to the refining of steel by reducing the detrimental level of sulfur in its globular form, thereby delaying the manifestation of the harmful effects of sulfur.

Медь может быть добавлена в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01% до 2% для увеличения прочности стали и для улучшения ее противокоррозионной стойкости. Для получения таких эффектов требуется минимум в 0,001% меди. Однако, в случае ее уровня содержания, составляющего более чем 2%, она может ухудшать внешние облики поверхности. Copper may be added as an optional element in an amount ranging from 0.01% to 2% to increase the strength of the steel and to improve its corrosion resistance. A minimum of 0.001% copper is required to obtain these effects. However, in the case of its content of more than 2%, it can degrade the appearance of the surface.

Никель может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01% до 3% для увеличения прочности стали и улучшения ее вязкости. Для производства таких эффектов требуется минимум в 0,01%. Однако, в случае его уровня содержания, составляющего более, чем 3%, он может стимулировать ухудшение тягучести. Nickel may be added as an optional element in an amount ranging from 0.01% to 3% to increase the strength of the steel and improve its toughness. A minimum of 0.01% is required to produce such effects. However, in the case of its content being more than 3%, it may promote the deterioration of the toughness.

Молибден представляет собой необязательный элемент, который составляет от 0,001% до 0,5% от стали настоящего изобретения; молибден играет эффективную роль при определении упрочняемости и твердости, замедляет появление бейнита и обеспечивает избегание формирования выделений карбидов в бейните. Однако, добавление молибдена избыточно увеличивает стоимость добавления легирующих элементов таким образом, что по экономическим причинам на его уровень содержания накладывают ограничения значением в 0,5%. Molybdenum is an optional element that makes up 0.001% to 0.5% of the steel of the present invention; molybdenum plays an effective role in determining hardenability and hardness, retards the appearance of bainite and avoids the formation of precipitates of carbides in bainite. However, the addition of molybdenum unnecessarily increases the cost of adding alloying elements such that, for economic reasons, its content is limited to a value of 0.5%.

На количество азота накладывают ограничения значением в 0,01% во избежание старения материала и в целях сведения к минимуму формирования выделений нитридов алюминия во время затвердевания, которые являются пагубными в отношении механических свойств стали. The amount of nitrogen is limited to 0.01% to avoid aging of the material and to minimize the formation of aluminum nitride precipitates during solidification, which are detrimental to the mechanical properties of the steel.

Ванадий является эффективным при улучшении прочности стали в результате образования карбидов или карбонитридов, и по экономическим причинам верхнее предельное значение составляет 0,1%. Другие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, могут быть добавлены по отдельности или в комбинации в следующих далее массовых долях: церий ≤ 0,1%, бор ≤ 0,003%, магний ≤ 0,010% и цирконий ≤ 0,010%. Вплоть до указанных максимальных уровней содержания данные элементы делают возможным измельчение зерна во время затвердевания. Остаток композиции стали состоит из железа и неизбежных примесей, получающихся в результате переработки. Vanadium is effective in improving the strength of steel by forming carbides or carbonitrides, and for economic reasons, the upper limit is 0.1%. Other elements such as cerium, boron, magnesium or zirconium may be added singly or in combination in the following mass fractions: cerium ≤ 0.1%, boron ≤ 0.003%, magnesium ≤ 0.010% and zirconium ≤ 0.010%. Up to the indicated maximum levels, these elements make it possible to refine the grain during hardening. The remainder of the steel composition consists of iron and the inevitable impurities resulting from processing.

Микроструктура листовой стали содержит: The microstructure of sheet steel contains:

Отожженный мартенсит присутствует в стали настоящего изобретения в количестве в диапазоне между 5% и 50%, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Важнейшие составные части стали настоящего изобретения, применительно к микроструктуре после цикла первого отжига, представляют собой закаленный мартенсит или отпущенный мартенсит, полученные во время непрерывного охлаждения от температуры выдержки и потенциального отпуска. Данные закаленный мартенсит или отпущенный мартенсит после этого подвергают отжигу во время второго отжига. В зависимости от температуры выдержки для второго отжига поверхностная долевая концентрация отожженного мартенсита будет составлять, по меньшей мере, 5% в случае отжига, близкого к полностью аустенитному домену, или будет ограничиваться значением в 50% в случае межкритической выдержки. Annealed martensite is present in the steel of the present invention in an amount ranging between 5% and 50%, expressed in terms of surface fractional concentration. The critical constituents of the steel of the present invention, with respect to the microstructure after the first annealing cycle, are quenched martensite or tempered martensite obtained during continuous cooling from holding temperature and potential tempering. This quenched martensite or tempered martensite is then subjected to annealing during the second annealing. Depending on the holding temperature for the second annealing, the surface proportion of annealed martensite will be at least 5% in the case of close to full austenite annealing, or will be limited to 50% in the case of intercritical holding.

Закаленный мартенсит составляет от 1% до 20% от микроструктуры, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Закаленный мартенсит придает прочность стали настоящего изобретения. Закаленный мартенсит формируется во время конечного охлаждения второго отжига. Какого-либо минимума не требуется, но в случае присутствия закаленного мартенсита в количестве, превышающем 20%, он будет придавать избыточную прочность, но будет ухудшать другие механические свойства сверх допустимого предельного значения. Hardened martensite makes up 1% to 20% of the microstructure, when expressed in terms of surface fractional concentration. The hardened martensite imparts strength to the steel of the present invention. Hardened martensite is formed during the final cooling of the second anneal. No minimum is required, but if quenched martensite is present in excess of 20%, it will impart excess strength but will degrade other mechanical properties beyond the allowable limit.

Отпущенный мартенсит составляет от 0% до 30% от микроструктуры, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Мартенсит может быть сформирован при охлаждении стали в диапазоне между Тс_мин. и Тс_макс., и его отпускают во время перестаривающей выдержки. Отпущенный мартенсит придает тягучесть и прочность стали настоящего изобретения. В случае присутствия отпущенного мартенсита в количестве, превышающем 30%, он будет придавать прочность, но будет уменьшать относительное удлинение сверх допустимого предельного значения. Кроме того, отпущенный мартенсит уменьшает зазор по твердости между мягкими фазами, такими как остаточный аустенит, и твердыми фазами, такими как закаленный мартенсит. The tempered martensite is from 0% to 30% of the microstructure, when expressed in terms of surface fractional concentration. Martensite can be formed by cooling steel in the range between Tc _min. and Tc _max. , and it is released during the overaging exposure. The tempered martensite imparts ductility and strength to the steel of the present invention. If tempered martensite is present in excess of 30%, it will impart strength but will reduce the elongation beyond the allowable limit. In addition, tempered martensite reduces the hardness gap between soft phases such as retained austenite and hard phases such as quenched martensite.

Бейнит составляет от 10% до 40% от микроструктуры, при выражении через поверхностную долевую концентрацию, для стали настоящего изобретения. В настоящем изобретении бейнит в совокупности состоит из реечного бейнита и гранулярного бейнита, где гранулярный бейнит характеризуется очень низкой плотностью карбидов, термин «низкая плотность карбидов» в настоящем документе обозначает присутствие единиц счета карбида, меньших или равных 100 единиц счета карбидов при расчете на единичную площадь поверхности в 100 мкм², и характеризуется высокой плотностью дислокаций, что придает высокие прочность, а также относительное удлинение стали настоящего изобретения. Реечный бейнит имеет форму тонких ферритных реек совместно с аустенитом или карбидами, образованными в промежутке между рейками. Реечный бейнит стали настоящего изобретения придает стали надлежащую деформируемость. Для обеспечения наличия относительного удлинения, составляющего 14%, а предпочтительно 15% или более, обязательным является присутствие 10% бейнита. Bainite is from 10% to 40% of the microstructure, when expressed in terms of surface fractional concentration, for the steel of the present invention. In the present invention, bainite is collectively composed of lath bainite and granular bainite, where granular bainite is characterized by a very low density of carbides, the term "low carbide density" in this document means the presence of carbide count units less than or equal to 100 carbide count units per unit area surface of 100 μm ² , and is characterized by a high density of dislocations, which gives high strength and elongation of the steel of the present invention. Lath bainite has the form of thin ferrite laths together with austenite or carbides formed in the gap between the laths. The lath bainite of the steel of the present invention gives the steel proper deformability. In order to have an elongation of 14%, and preferably 15% or more, the presence of 10% bainite is mandatory.

Остаточный аустенит составляет от 10% до 30% от стали, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Остаточный аустенит, как это известно, характеризуется большей растворимостью углерода в сопоставлении с бейнитом и, таким образом, исполняет функцию эффективной ловушки углерода, что поэтому задерживает образование карбидов в бейните. Уровень процентного содержания углерода внутри остаточного аустенита настоящего изобретения предпочтительно составляет более, чем 0,9% и предпочтительно менее, чем 1,1%. Остаточный аустенит стали, соответствующей изобретению, придает улучшенную тягучесть. Retained austenite is between 10% and 30% of steel, expressed in terms of surface fractional concentration. Retained austenite is known to have a higher carbon solubility than bainite and thus act as an effective carbon trap, which therefore delays the formation of carbides in bainite. The percentage of carbon within the retained austenite of the present invention is preferably more than 0.9% and preferably less than 1.1%. The retained austenite of the steel according to the invention imparts improved ductility.

В дополнение к вышеупомянутой микроструктуре микроструктура холоднокатаной и термообработанной листовой стали свободна от компонентов микроструктуры, таких как перлит, феррит и цементит, без ухудшения механических свойств листовых сталей. In addition to the above microstructure, the microstructure of the cold rolled and heat treated steel sheet is free from microstructure components such as pearlite, ferrite and cementite without degrading the mechanical properties of the steel sheets.

Листовая сталь, соответствующая изобретению, может быть произведена при использовании любого надлежащего способа. Один предпочтительный способ состоит из получения отлитого полуфабриката из стали, характеризующейся химическим составом, соответствующим изобретению. Отливка может быть изготовлена в результате либо разливки в слитки, либо непрерывной разливки в форме тонких слябов или тонких штрипсов, то есть, при наличии толщины, например, в диапазоне от приблизительно 220 мм для слябов вплоть до нескольких десятков миллиметров для тонких штрипсов. The steel sheet according to the invention may be produced using any suitable method. One preferred process consists of producing a cast semi-finished product of steel having a chemical composition according to the invention. The casting may be made either by casting into ingots or by continuous casting in the form of thin slabs or thin strips, i.e. having a thickness ranging from, for example, about 220 mm for slabs up to several tens of millimeters for thin strips.

Например, сляб, характеризующийся описанным выше химическим составом, изготавливают в результате непрерывной разливки, где сляб необязательно претерпевал прямое мягкое обжатие во время технологического процесса непрерывной разливки во избежание возникновения осевой ликвации и для обеспечения выдерживания соотношения между локальным количеством углерода и номинальным количеством углерода на уровне, составляющем менее, чем 1,10. Сляб, полученный при использовании технологического процесса непрерывной разливки, может быть использован непосредственно при высокой температуре после непрерывной разливки или может быть сначала охлажден до комнатной температуры, а после этого повторно нагрет для горячей прокатки. For example, a slab having the above-described chemical composition is produced by continuous casting, where the slab has optionally been subjected to direct soft reduction during the continuous casting process to avoid center segregation and to ensure that the ratio between the local amount of carbon and the nominal amount of carbon is maintained at a level less than 1.10. The slab produced by the continuous casting process may be used directly at high temperature after continuous casting, or may be first cooled to room temperature and then reheated for hot rolling.

Температура сляба, который подвергают горячей прокатке, предпочтительно составляет, по меньшей мере, 1200°С и должна составлять менее, чем 1280°С. В случае температуры сляба, составляющей менее, чем 1200°С, на прокатный стан будет воздействовать избыточное давление, и, кроме того, температура стали может уменьшиться до температуры ферритного превращения во время завершения прокатки, в результате чего сталь будет подвергаться прокатке в состоянии, в котором в структуре содержался бы превращенный феррит. Поэтому температура сляба предпочтительно является достаточно высокой таким образом, чтобы горячая прокатка могла бы быть осуществлена в температурном диапазоне от Ас3 до Ас3 + 100°С, и конечная температура прокатки оставалась бы большей, чем Ас3. Необходимо избегать повторного нагревания при температурах, составляющих более, чем 1280°С, поскольку они являются дорогостоящими с точки зрения промышленности. The temperature of the slab which is subjected to hot rolling is preferably at least 1200°C and should be less than 1280°C. In the case of a slab temperature of less than 1200°C, the rolling mill will be subjected to excessive pressure, and furthermore, the temperature of the steel may decrease to the ferrite transformation temperature at the time of completion of rolling, whereby the steel will be subjected to rolling in a state in which in which the converted ferrite would be contained in the structure. Therefore, the temperature of the slab is preferably high enough so that hot rolling can be carried out in the temperature range of Ac3 to Ac3 + 100°C and the final rolling temperature remains higher than Ac3. It is necessary to avoid reheating at temperatures of more than 1280° C. because they are costly from an industrial point of view.

Для получения структуры, которая является благоприятной для рекристаллизации и прокатки, предпочтительным является диапазон конечных температур прокатки между Ас3 и Ас3 + 100°С. Конечный проход прокатки необходимо проводить при температуре, большей, чем Ас3, поскольку ниже данной температуры листовая сталь демонстрирует значительное падение прокатываемости. После этого лист, полученный данным образом, охлаждают при скорости охлаждения, составляющей более, чем 30°С/с, до температуры смотки в рулон, которая должна составлять менее, чем 600°С. Предпочтительно скорость охлаждения будет меньшей или равной 200°С/с. In order to obtain a structure that is favorable for recrystallization and rolling, a final rolling temperature range between Ac3 and Ac3 + 100°C is preferred. The final rolling pass must be carried out at a temperature greater than Ac3, since below this temperature the steel sheet exhibits a significant drop in rollability. Thereafter, the sheet thus obtained is cooled at a cooling rate of more than 30°C/s to a coiling temperature of less than 600°C. Preferably the cooling rate will be less than or equal to 200°C/s.

Горячекатаную листовую сталь сматывают в рулон при температуре смотки в рулон, составляющей менее, чем 600°С, во избежание овализации, а предпочтительно – менее, чем 570°С, во избежание окалинообразования. Предпочтительный диапазон такой температуры смотки в рулон заключен в пределах между 350 и 570°С. Смотанная в рулон горячекатаная листовая сталь может быть охлаждена до комнатной температуры до проведения для нее необязательного отжига горячей полосы или может быть непосредственно отправлена на необязательный отжиг горячей полосы. The hot rolled steel sheet is coiled at a coiling temperature of less than 600° C. to avoid ovalization, and preferably less than 570° C. to avoid scale formation. The preferred range for such a coiling temperature is between 350 and 570°C. The coiled hot rolled steel sheet may be cooled to room temperature prior to optional hot strip annealing, or may be sent directly to optional hot strip annealing.

Горячекатаная листовая сталь может быть подвергнута воздействию необязательной стадии удаления окалины в целях удаления окалины, образовавшейся во время горячей прокатки до необязательного отжига горячей полосы. После этого горячекатаный лист может быть подвергнут необязательному отжигу горячей полосы при температурах в диапазоне между 400°С и 750°С на протяжении, по меньшей мере, 12 часов и не более, чем 96 часов, но должна выдерживаться температура, составляющая менее, чем 750°С, во избежание частичного превращения горячекатаной микроструктуры и поэтому утраты гомогенности микроструктуры. После этого может быть проведена необязательная стадия удаления окалины для данной горячекатаной листовой стали, например, в результате декапирования такой листовой стали. Данную горячекатаную листовую сталь подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаной листовой стали при обжатии по толщине в диапазоне между 35 и 90%. После этого холоднокатаную листовую сталь, полученную в технологическом процессе холодной прокатки, подвергают воздействию двух стадий отжига для придания стали настоящего изобретения микроструктуры и механических свойств. The hot rolled steel sheet may be subjected to an optional descaling step to remove scale formed during hot rolling prior to optional hot strip annealing. Thereafter, the hot rolled sheet may be optionally subjected to hot strip annealing at temperatures between 400°C and 750°C for at least 12 hours and no more than 96 hours, but must be maintained at a temperature of less than 750 °C, in order to avoid partial transformation of the hot-rolled microstructure and therefore loss of homogeneity of the microstructure. Thereafter, an optional descaling step may be carried out on the hot rolled steel sheet, for example by pickling such steel sheet. This hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness reduction between 35% and 90%. Thereafter, the cold rolled steel sheet obtained by the cold rolling process is subjected to two annealing steps to impart microstructure and mechanical properties to the steel of the present invention.

При первом отжиге холоднокатаную листовую сталь нагревают при скорости нагревания, которая составляет более, чем 3°С/с, до температуры выдержки в диапазоне между Ас3 и Ас3 + 100°С, где значение Ас3 для настоящей стали рассчитывают при использовании следующей далее формулы: In the first annealing, the cold rolled steel sheet is heated at a heating rate that is more than 3°C/s to a holding temperature in the range between Ac3 and Ac3 + 100°C, where the Ac3 value for the present steel is calculated using the following formula:

Ас3 = 901 – 262 * С – 29 * Mn + 31 * Si – 12 * Cr – 155 * Nb + 86 * Al, Ac3 \u003d 901 - 262 * C - 29 * Mn + 31 * Si - 12 * Cr - 155 * Nb + 86 * Al,

где уровни содержания элементов выражаются через уровни массового процентного содержания. where the element levels are expressed in terms of mass percentage levels.

Листовую сталь выдерживают при температуре выдержки на протяжении периода времени от 10 секунд до 500 секунд для обеспечения прохождения завершенной рекристаллизации и полного превращения в аустенит сильно механически-упрочненной первоначальной структуры. После этого лист охлаждают при скорости охлаждения, составляющей более, чем 20°С/с, вплоть до достижения температуры, составляющей менее, чем 500°С, а предпочтительно менее, чем 400°С. Помимо этого, для обеспечения надежного формирования однофазной мартенситной структуры после данного первого отжига предпочтительной является скорость охлаждения, составляющая, по меньшей мере, 30°С/с. The steel sheet is held at the holding temperature for a period of 10 seconds to 500 seconds to allow complete recrystallization and complete transformation into austenite of the highly mechanically hardened original structure. After that, the sheet is cooled at a cooling rate of more than 20°C/s, until reaching a temperature of less than 500°C, and preferably less than 400°C. In addition, in order to ensure reliable formation of a single-phase martensitic structure after this first annealing, a cooling rate of at least 30°C/s is preferable.

После этого холоднокатаная листовая сталь необязательно может быть подвергнута отпуску при температуре в диапазоне между 120°С и 250°С. Thereafter, the cold rolled steel sheet may optionally be tempered at a temperature in the range between 120°C and 250°C.

После этого проводят второй отжиг холоднокатаной и отожженной листовой стали в результате нагревания ее при скорости нагревания, которая составляет более, чем 3°С/с, до температуры выдержки в диапазоне между Т_{выдержка}и Ас3, где Thereafter, a second annealing of the cold-rolled and annealed steel sheet is carried out by heating it at a heating rate that is more than 3°C/s to a holding temperature in the range between T _holding and Ac3, where

Т_{выдержка}= 830 – 260* C – 25 * Mn + 22 * Si + 40 * Al, T _exposure \u003d 830 - 260 * C - 25 * Mn + 22 * Si + 40 * Al,

где уровни содержания элементов выражаются через уровни массового процентного содержания, where element levels are expressed in terms of mass percentage levels,

на протяжении периода времени от 10 до 500 с для обеспечения прохождения надлежащих рекристаллизации и превращения в целях получения как минимум 50%-ной аустенитной микроструктуры. После этого лист охлаждают при скорости охлаждения, составляющей более, чем 20°С/с, до температуры в диапазоне между Тс_макс. и Тс_мин. Данные значения Тс_макс. и Тс_мин. определяются следующим далее образом: over a period of time from 10 to 500 s to ensure proper recrystallization and transformation in order to obtain at least 50%austenitic microstructure. After that, the sheet is cooled at a cooling rate of more than 20°C/s to a temperature in the range between Tc _max. and Tc _min . These values are Tc _max. and Tc _min. are defined as follows:

Тс_макс. = 565 – 601 * (1 – Exp(– 0,868 *C)) – 34 * Mn – 13 * Si – 10 * Cr + 13 * Al – 361 * Nb Tc _max. \u003d 565 - 601 * (1 - Exp (- 0.868 * C)) - 34 * Mn - 13 * Si - 10 * Cr + 13 * Al - 361 * Nb

Тс_мин. = 565 – 601 * (1 – Exp(– 1,736 *C)) – 34 * Mn – 13 * Si – 10 * Cr + 13 * Al – 361 * Nb, Ts _min. \u003d 565 - 601 * (1 - Exp (- 1.736 * C)) - 34 * Mn - 13 * Si - 10 * Cr + 13 * Al - 361 * Nb,

где уровни содержания элементов выражаются через уровни массового процентного содержания. После этого холоднокатаную и отожженную листовую сталь доводят до диапазона температур от 350 до 550°С и выдерживают в данном состоянии на протяжении периода времени от 5 до 500 секунд для обеспечения формирования надлежащего количества бейнита, а также отпуска мартенсита в целях придания стали настоящего изобретения целевых механических свойств. Впоследствии холоднокатаную и отожженную листовую сталь охлаждают до комнатной температуры при скорости охлаждения, составляющей, по меньшей мере, 1°С/с для получения холоднокатаной и термообработанной листовой стали. where the element levels are expressed in terms of mass percentage levels. Thereafter, the cold-rolled and annealed steel sheet is brought to a temperature range of 350 to 550° C. and maintained in this state for a period of time from 5 to 500 seconds to ensure that an appropriate amount of bainite is formed, as well as martensite tempering, in order to give the steel of the present invention the desired mechanical properties. properties. Subsequently, the cold rolled and annealed steel sheet is cooled to room temperature at a cooling rate of at least 1°C/s to obtain a cold rolled and heat treated steel sheet.

После этого на холоднокатаную и термообработанную листовую сталь необязательно может быть нанесено покрытие при использовании любых известных промышленных технологических процессов, таких как электрогальванизирование, JVD (струйное осаждение из паровой фазы), PVD (физическое осаждение из паровой фазы), Hot-dip(GI/GA) (гальванизирование в результате погружения в расплав/гальванизирование в результате погружения в расплав и отжиг) и тому подобное. Электрогальванизирование иллюстративно описывается просто для надлежащего понимания настоящего изобретения. Электрогальванизирование не изменяет и не модифицирует какие-либо механические свойства или микроструктуру заявленной холоднокатаной и термообработанной листовой стали. Электрогальванизирование может быть осуществлено при использовании любого обыкновенного промышленного технологического процесса, например, при использовании электролитического осаждения покрытия. Thereafter, the cold rolled and heat treated steel sheet can optionally be coated using any known industrial process such as electrogalvanization, JVD (Jet Vapor Deposition), PVD (Physical Vapor Deposition), Hot-dip(GI/GA ) (hot dip plating/hot dip galvanization and annealing) and the like. Electroplating is illustratively described simply for a proper understanding of the present invention. Electrogalvanization does not alter or modify any of the mechanical properties or microstructure of the claimed cold rolled and heat treated steel sheet. Electroplating can be carried out using any conventional industrial process, for example using electroplating.

Примеры Examples

Следующие далее испытания, примеры, иллюстративное описание изобразительными средствами и таблицы, которые представлены в настоящем документе, являются неограничивающими по самой своей природе и должны быть рассмотрены для целей только иллюстрирования и будут демонстрировать выгодные признаки настоящего изобретения. The following tests, examples, pictorial description and tables provided herein are non-limiting in nature and should be considered for purposes of illustration only and will demonstrate the advantageous features of the present invention.

Листовые стали, изготовленные из сталей, характеризующихся различными композициями, собраны в таблице 1, где листовые стали производят в соответствии с технологическими параметрами, которые установлены, соответственно, в таблице 2. После этого в таблице 3 собраны микроструктуры листовых сталей, полученных во время экспериментов, а в таблице 4 собран результат оценок полученных свойств. Sheet steels made from steels characterized by different compositions are collected in Table 1, where steel sheets are produced in accordance with the technological parameters, which are set respectively in Table 2. After that, in Table 3, the microstructures of steel sheets obtained during the experiments are collected, and in table 4 the result of evaluations of the received properties is collected.

В таблице 2 собраны технологические параметры отжига, воплощенные в отношении сталей из таблицы 1. Композиции сталей от I1 до I5 предназначены для изготовления листов, соответствующих изобретению. В данной таблице также указываются справочные стали, которые обозначаются в таблице символами от R1 до R5. В таблице 2 также продемонстрировано табулирование данных для Tc_мин. и Тc_макс.. Данные значения Tc_макс. и Тc_мин. определяются для изобретенных сталей и справочных сталей следующим далее образом: Table 2 summarizes the annealing process parameters embodied in relation to the steels of Table 1. Steel compositions I1 to I5 are intended for the manufacture of sheets according to the invention. Reference steels are also indicated in this table, which are indicated in the table by symbols from R1 to R5. Table 2 also shows data tabulation for Tc _min. and Tc _max. . These values Tc _max. and Tc _min. are defined for invented steels and reference steels as follows:

Тс_макс. = 565 – 601*(1 – Exp(-0,868*C)) – 34*Mn – 13*Si – 10*Cr + 13*Al – 361*Nb Tc _max. = 565 - 601*(1 - Exp(-0.868*C)) - 34*Mn - 13*Si - 10*Cr + 13*Al - 361*Nb

Тс_мин. = 565 – 601*(1 – Exp(-1,736*C)) – 34*Mn – 13*Si – 10*Cr + 13*Al – 361*Nb Ts _min. = 565 - 601*(1 - Exp(-1.736*C)) - 34*Mn - 13*Si - 10*Cr + 13*Al - 361*Nb

Кроме того, до проведения отжигательной обработки в отношении сталей изобретения, а также в отношении справочных сталей стали нагревали до температуры в диапазоне между 1000°С и 1280°С, а после этого подвергали горячей прокатке при конечной температуре, составляющей более, чем 850°С, а после этого сматывали в рулон при температуре, составляющей менее, чем 600°С. Вслед за этим горячекатаные рулоны подвергали переработке в соответствии с притязаниями изобретения и после этого холодной прокатки при обжатии по толщине в диапазоне от 30 до 95%. Данные холоднокатаные листовые стали подвергали термическим обработкам, где скорость нагревания у второго отжига составляет 6°С/с для всех сталей, перечисленных в таблице 2, а скорость охлаждения после выдержки у второго отжига составляет 70°С/с для всех сталей, перечисленных в таблице 2: In addition, prior to conducting the annealing treatment on the invention steels as well as on the reference steels, the steels were heated to a temperature in the range between 1000°C and 1280°C, and then subjected to hot rolling at a final temperature of more than 850°C. and then wound into a roll at a temperature of less than 600°C. Following this, the hot-rolled coils were subjected to processing in accordance with the claims of the invention and then cold-rolled with a reduction in thickness in the range from 30 to 95%. These cold-rolled steel sheets were subjected to heat treatments where the heating rate at the second annealing is 6°C/s for all steels listed in Table 2, and the cooling rate after soaking at the second annealing is 70°C/s for all the steels listed in Table 2. 2:

В таблице 3 иллюстративно описываются результаты испытания, проводимого в соответствии со стандартами в отношении различных микроскопов, таких как сканирующий электронный микроскоп, для определения микроструктур как изобретенной стали, так и справочной стали. Table 3 illustratively describes the results of a test carried out in accordance with the standards on various microscopes such as scanning electron microscope to determine the microstructures of both the invented steel and the reference steel.

Таблица 3Table 3

I = в соответствии с изобретением; R = справочный вариант; подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением. I = in accordance with the invention; R = reference option; underlined values: not in accordance with the invention.

В таблице 4 иллюстративно описываются механические свойства как изобретенной стали, так и справочной стали. В целях определения предела прочности при растяжении, предела текучести при растяжении и общего относительного удлинения проводят испытания на растяжение в соответствии со стандартами JIS Z2241. Table 4 illustratively describes the mechanical properties of both the invented steel and the reference steel. In order to determine the tensile strength, tensile yield strength and total elongation, tensile tests are carried out in accordance with JIS Z2241 standards.

Собраны результаты различных механических испытаний, проведенных в соответствии со стандартами. The results of various mechanical tests carried out in accordance with the standards are collected.

Claims

1. Cold rolled and heat treated steel sheet, having the following chemical composition, expressed in wt.%:

0.10 ≤ carbon ≤ 0.5,

1 ≤ manganese ≤ 3.4,

0.5 ≤ silicon ≤ 2.5,

0.03 ≤ aluminum ≤ 1.5,

0 ≤ sulfur ≤ 0.003,

0.002 ≤ phosphorus ≤ 0.02,

0 ≤ nitrogen ≤ 0.01,

and which may contain one or more of the following optional elements

0.05 ≤ chromium ≤ 1,

0.001 ≤ molybdenum ≤ 0.5,

0.001 ≤ niobium ≤ 0.1,

0.001 ≤ titanium ≤ 0.1,

0.01 ≤ copper ≤ 2,

0.01 ≤ nickel ≤ 3,

0.0001 ≤ calcium ≤ 0.005,

0 ≤ vanadium ≤ 0.1,

0 ≤ boron ≤ 0.003,

0 ≤ cerium ≤ 0.1,

0 ≤ magnesium ≤ 0.010,

0 ≤ zirconium ≤ 0.010,

the rest is iron and inevitable impurities,

wherein the microstructure of said sheet steel contains, when expressed in terms of surface fractional concentration, from 10 to 30% retained austenite, from 10 to 40% bainite, from 5 to 50% annealed martensite, from 1 to 20% hardened martensite and from 0 to 30 % tempered martensite, with the combined amounts of bainite and retained austenite being greater than or equal to 25%.

2. Sheet steel according to claim 1, in which the chemical composition contains from 1 to 2 wt.% silicon.

3. Sheet steel according to claim. 1 or 2, in which the chemical composition contains from 0.03 to 1.0 wt.% aluminum.

4. Sheet steel according to claim. 3, in which the chemical composition contains from 0.03 to 0.6 wt.% aluminum.

5. Sheet steel according to any one of paragraphs. 1-4, in which the chemical composition contains from 1.2 to 2.3 wt.% manganese.

6. Sheet steel according to any one of paragraphs. 1-5, in which the chemical composition contains up to 0.5 wt.% chromium.

7. Sheet steel according to any one of paragraphs. 1-6, wherein the combined amounts of tempered martensite, quenched martensite, and annealed martensite are greater than or equal to 20%, and the percentage of annealed martensite is more than 10%.

8. Sheet steel according to any one of paragraphs. 1-7, in which the level of carbon content in the residual austenite is in the range between 0.9 and 1.1 wt.%.

9. Sheet steel according to any one of paragraphs. 1-8, wherein said steel sheet has a tensile strength of 950 MPa or more and an overall elongation of 15% or more.

10. The steel sheet according to claim 9, wherein said steel sheet has a tensile strength of 1000 MPa or more and a ratio between tensile yield strength and tensile strength of greater than or equal to 0.5.

11. Sheet steel according to any one of paragraphs. 1-10, in which ferrite is not contained.

12. A method for the production of cold-rolled and heat-treated sheet steel, including the following successive steps:

obtaining steel in the form of a cast semi-finished product with a composition according to any one of paragraphs. 1-6;

reheating said semi-finished product to a temperature in the range between 1200°C and 1280°C;

rolling said semi-finished product in the austenitic range, the hot rolling completion temperature being greater than Ac3, to obtain a hot-rolled sheet, where the Ac3 value is calculated using the following formula:

Ac3 \u003d 901 - 262 * C - 29 * Mn + 31 * Si - 12 * Cr - 155 * Nb + 86 * Al,

where the levels of the content of elements are expressed in wt.%;

cooling the hot-rolled sheet at a cooling rate of more than 30°C/s to a coiling temperature of less than 600°C; and coiling said hot-rolled sheet;

cooling said hot rolled sheet to room temperature;

optional implementation of the technological process of removing scale from the hot-rolled sheet;

optionally carrying out annealing of the hot-rolled sheet at a temperature in the range between 400°C and 750°C;

cold rolling the hot-rolled sheet at a reduction ratio between 35 and 90% to obtain a cold-rolled steel sheet;

thereafter, conducting the first annealing by heating the cold-rolled steel sheet at a rate of more than 3°C/s to a holding temperature in the range between Ac3 and Ac3 + 100°C, and holding for a period of time from 10 to 500 seconds;

thereafter cooling said steel sheet at a rate of more than 20°C/s to a temperature of less than 500°C;

optionally tempering said annealed steel sheet at a temperature in the range between 120°C and 250°C;

thereafter, conducting a second annealing by heating said annealed cold-rolled steel sheet at a rate of more than 3°C/s to a holding temperature in the range between T _holding and Ac3, and holding it for a period of time from 10 to 500 seconds, where

T _exposure \u003d 830 - 260 * C - 25 * Mn + 22 * Si + 40 * Al,

where the levels of the content of elements are expressed in wt.%;

thereafter cooling said steel sheet at a rate of more than 25°C/s to a temperature range between Tc _max. and Tc _min. , where:

Tc _max. \u003d 565 - 601 * (1 - Exp (-0.868 * C)) - 34 * Mn - 13 * Si - 10 * Cr + 13 * Al - 361 * Nb,

Ts _min. = 565 - 601*(1 - Exp(-1.736*C)) - 34*Mn - 13*Si - 10*Cr + 13*Al - 361*Nb,

wherein the levels of C, Mn, Si, Cr, Al and Nb are expressed in terms of wt % of the elements in the steel,

further bringing said annealed cold rolled steel sheet to a temperature of 350-550°C over a period of time from 5 to 500 seconds and cooling said annealed and cold rolled steel sheet to room temperature at a cooling rate of at least 1°C/s, to obtain cold-rolled heat-treated sheet steel.

13. The method of claim 12, wherein the coiling temperature is less than 570°C.

14. The method according to claim 12 or 13, wherein the rolling completion temperature is in the range between Ac3 and Ac3 + 100°C.

15. The method according to any one of paragraphs. 12-14, in which, after the first annealing, the cooling rate of the steel sheet to a temperature of less than 500°C is more than 30°C/s.

16. The use of sheet steel according to any one of paragraphs. 1-11 as a material for the manufacture of structural parts or parts responsible for the safety of vehicles.

17. The use of steel sheet produced by the method according to any one of paragraphs. 12-15, as a material for the manufacture of structural parts or parts responsible for the safety of vehicles.

18. Detail of the vehicle obtained by rolling cold-rolled and heat-treated sheet steel according to any one of paragraphs. 1-11.

19. A vehicle containing a part according to item 18.