RU2788613C1 - Cold-rolled coated steel sheet and method for production thereof - Google Patents
Cold-rolled coated steel sheet and method for production thereof Download PDFInfo
- Publication number
- RU2788613C1 RU2788613C1 RU2021138477A RU2021138477A RU2788613C1 RU 2788613 C1 RU2788613 C1 RU 2788613C1 RU 2021138477 A RU2021138477 A RU 2021138477A RU 2021138477 A RU2021138477 A RU 2021138477A RU 2788613 C1 RU2788613 C1 RU 2788613C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel sheet
- temperature
- paragraphs
- cold
- rolled
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 131
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 131
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 8
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 30
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 29
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 27
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- 229910000529 magnetic ferrite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 22
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 19
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 17
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims abstract description 13
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 13
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 11
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminum Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 9
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 239000011575 calcium Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims abstract description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N cerium Chemical compound [Ce] GWXLDORMOJMVQZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 claims abstract description 4
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium(0) Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 3
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 19
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 18
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 18
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 17
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 10
- 230000000717 retained Effects 0.000 claims description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 8
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 6
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 5
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 4
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 9
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 abstract 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 238000005755 formation reaction Methods 0.000 description 6
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 5
- 239000000463 material Substances 0.000 description 5
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 4
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 4
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 4
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 3
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 3
- 230000001131 transforming Effects 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 description 2
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 2
- 230000001627 detrimental Effects 0.000 description 2
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 2
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 2
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000611 Zinc aluminium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007792 addition Methods 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010960 commercial process Methods 0.000 description 1
- 230000000875 corresponding Effects 0.000 description 1
- 230000001186 cumulative Effects 0.000 description 1
- 230000000593 degrading Effects 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000003618 dip coating Methods 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 1
- 238000001540 jet deposition Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 230000036961 partial Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 230000002829 reduced Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 230000001340 slower Effects 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing Effects 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 1
- -1 titanium nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 238000007740 vapor deposition Methods 0.000 description 1
Abstract
Description
Настоящее изобретение относится к холоднокатаным покрытым стальным листам, подходящим для применения в качестве стальных листов для автомобилей.The present invention relates to cold rolled coated steel sheets suitable for use as steel sheets for automobiles.
Автомобильные детали должны соответствовать двум несовместимым требованиям, а именно, легкость формования и прочность, однако в последнее время также появилось третье требование - улучшение потребления топлива автомобилем с точки зрения глобальной проблемы защиты окружающей среды. Таким образом, в настоящее время автомобильные детали должны быть произведены из материала, обладающего отличной формуемостью, для того, чтобы соответствовать критерию легкого монтажа сложных автомобильных агрегатов, и в то же время иметь повышенную прочность для ударостойкости транспортного средства и долговечности при снижении массы транспортного средства для повышения топливной эффективности.Automotive parts must meet two incompatible requirements, namely, ease of molding and strength, but recently a third requirement has also appeared - improving the fuel consumption of a car from the point of view of a global environmental protection problem. Thus, at present, automotive parts must be produced from a material having excellent moldability in order to meet the criterion of easy installation of complex automotive components, and at the same time have improved strength for vehicle impact resistance and durability while reducing vehicle weight for improve fuel efficiency.
Поэтому были проведены интенсивные научно-исследовательские работы с целью уменьшения количества материалов, используемых в автомобиле, путем повышения прочности материалов. Наоборот, повышение прочности стального листа снижает способность к формованию, и таким образом, необходима разработка материалов, обладающих как высокой прочностью, так и высокой формуемостью.Therefore, intensive research work has been carried out to reduce the amount of materials used in the car by increasing the strength of the materials. Conversely, increasing the strength of the steel sheet lowers the formability, and thus the development of materials having both high strength and high formability is required.
В ранних научно-исследовательских работах в области повышения прочности и улучшения формуемости стальных листов были разработаны несколько способов получения высокой прочности и высокой формуемости стальных листов, некоторые из которых перечислены здесь с целью заключительной оценки настоящего изобретения.In the early research work in the field of strengthening and improving the formability of steel sheets, several methods have been developed to obtain high strength and high formability of steel sheets, some of which are listed here for the purpose of a final evaluation of the present invention.
В документе EP2768989 патентуется горячая оцинкованная стальная полоса, имеющая высокую прочность, и состоящая, в процентах по массе, из следующих элементов: 0,13 - 0,19 % C, 1,70 - 2,50% Mn, максимум 0,15% Si, 0,40 - 1,00% Al, 0,05- 0,25% Cr, 0,01 - 0,05% Nb, максимум 0,10% P, максимум 0,004% Ca, максимум 0,05% S, максимум 0,007 % N, и необязательно по меньшей мере один из следующих элементов максимум 0,50% Ti, максимум 0,40% V, максимум 0,50% Mo, максимум 0,50% Ni, максимум 0,50% Cu, максимум 0,005% B, и остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси, в которой 0,40% < Al + Si < 1,05% и Mn + Cr > 1,90%, где горячая оцинкованная стальная полоса обладает микроструктурой, содержащей 8 - 12 % удерживаемого аустенита, 10 - 20% мартенсита, причем остаток представляет собой смесь феррита и бейнита, горячая оцинкованная стальная полоса содержит не больше, чем 10% бейнита, и где горячая оцинкованная стальная полоса имеет предел прочности при растяжении Rm по меньшей мере 700 МПа, 0,2% запас прочности Rp по меньшей мере 400 МПа и полное удлинение по меньшей мере 18%. В документе EP2768989 не предвидится, что сталь имеет прочность 780 МПа или больше, при предпочтительном удлинении больше 20%.EP2768989 patents a hot-dip galvanized steel strip having high strength, and consisting, in percentage by weight, of the following elements: 0.13 - 0.19% C, 1.70 - 2.50% Mn, maximum 0.15% Si, 0.40 - 1.00% Al, 0.05 - 0.25% Cr, 0.01 - 0.05% Nb, max 0.10% P, max 0.004% Ca, max 0.05% S , maximum 0.007% N, and optionally at least one of the following elements maximum 0.50% Ti, maximum 0.40% V, maximum 0.50% Mo, maximum 0.50% Ni, maximum 0.50% Cu, maximum 0.005% B, and the balance is Fe and inevitable impurities, in which 0.40% < Al + Si < 1.05% and Mn + Cr > 1.90%, where the hot-dip galvanized steel strip has a microstructure containing 8 - 12% retained austenite, 10-20% martensite, where the remainder is a mixture of ferrite and bainite, the hot galvanized steel strip contains no more than 10% bainite, and where the hot galvanized steel strip has a tensile strength Rm of at least 700 MPa , 0.2% zap ac strength Rp of at least 400 MPa and a total elongation of at least 18%. EP2768989 does not foresee that the steel has a strength of 780 MPa or more, with a preferred elongation of more than 20%.
Задачей настоящего изобретения является решение указанных проблем путем получения доступных холоднокатаных стальных листов, которые одновременно имеют:The object of the present invention is to solve these problems by providing affordable cold rolled steel sheets that simultaneously have:
- предел прочности при растяжении, который больше или равен 780 МПа и предпочтительно выше 800 МПа,- a tensile strength greater than or equal to 780 MPa and preferably greater than 800 MPa,
- полное удлинение больше, чем или равное 18% и предпочтительно больше 20%.a total elongation greater than or equal to 18% and preferably greater than 20%.
Предпочтительно указанная сталь также может иметь хорошую пригодность для формования, для прокатывания, с хорошей способностью к свариванию и покрытию.Preferably, said steel may also have good formability, rollability, weldability and coating properties.
Другой задачей настоящего изобретения также является разработка способа получения указанных листов, который является совместимым с традиционными областями применения в промышленности, наряду с устойчивостью к изменениям параметров производства.It is also another object of the present invention to provide a method for producing said sheets which is compatible with conventional industrial applications while being resistant to changes in manufacturing parameters.
Холоднокатаный и термически обработанный стальной лист настоящего изобретения покрыт цинком или цинковыми сплавами, или алюминием, или алюминиевыми сплавами с целью улучшения их коррозионной стойкости.The cold rolled and heat treated steel sheet of the present invention is coated with zinc or zinc alloys or aluminum or aluminum alloys to improve their corrosion resistance.
Углерод присутствует в стали в количестве между 0,12% и 0,2%. Углерод представляет собой элемент, необходимый для повышения прочности стального листа путем получения фаз низкотемпературного превращения, таких как мартенсит и бейнит, кроме того, углерод играет решающую роль в стабилизации аустенита, поэтому является необходимым элементом для сохранения остаточного аустенита. Следовательно, углерод играет две решающие роли, - одна состоит в повышении прочности и другая в удержании аустенита с целью обеспечения ковкости. Однако при содержании углерода меньше, чем 0,12% невозможно стабилизировать аустенит в соответствующем количестве, необходимом для стали настоящего изобретения. С другой стороны, при содержании углерода, превышающем 0,2%, наблюдается плохая точечная свариваемость стали, что ограничивает ее применение для автомобильных деталей. Предпочтительное содержание углерода для стали настоящего изобретения составляет от 0,12% до 0,19% и более предпочтительно 0,14% до 0,18%.Carbon is present in steel in amounts between 0.12% and 0.2%. Carbon is an element necessary to improve the strength of steel sheet by producing low-temperature transformation phases such as martensite and bainite, in addition, carbon plays a crucial role in stabilizing austenite, so it is a necessary element for retaining retained austenite. Therefore, carbon plays two critical roles, one is to increase strength and the other is to retain austenite to provide ductility. However, when the carbon content is less than 0.12%, it is not possible to stabilize austenite in an appropriate amount required for the steel of the present invention. On the other hand, when the carbon content exceeds 0.2%, there is poor spot weldability of the steel, which limits its application to automotive parts. The preferred carbon content for the steel of the present invention is 0.12% to 0.19%, and more preferably 0.14% to 0.18%.
Содержание марганца в стали настоящего изобретения находится между 1,7% и 2,10%. Этот элемент является гаммагенным. Назначением добавки марганца практически является получение структуры, которая содержит аустенит и придает прочность стали. Обнаружено, что для обеспечения прочности и закаливаемости стального листа, а также для стабилизации аустенита требуется количество марганца, по меньшей мере 1,7 масс.%. Кроме того, при содержании марганца, превышающем 2,10%, также снижается ковкость и ухудшается свариваемость стали изобретения, поэтому цель удлинения не может быть достигнута. Предпочтительное содержание марганца в стали настоящего изобретения можно поддерживать между 1,7% и 2,08%, более предпочтительно между 1,8% и 2,08%.The manganese content of the steel of the present invention is between 1.7% and 2.10%. This element is gammagenic. The purpose of adding manganese is practically to obtain a structure that contains austenite and gives strength to steel. It has been found that an amount of manganese of at least 1.7 mass % is required to ensure the strength and hardenability of the steel sheet, as well as to stabilize the austenite. In addition, when the manganese content exceeds 2.10%, the ductility also decreases and the weldability of the steel of the invention deteriorates, so the purpose of elongation cannot be achieved. The preferred manganese content of the steel of the present invention can be maintained between 1.7% and 2.08%, more preferably between 1.8% and 2.08%.
В предпочтительном варианте осуществления, совокупное количество углерода и марганца поддерживается между 2,1% и 2,25% с целью сохранения даже повышенного количества удерживаемого аустенита.In a preferred embodiment, the combined amount of carbon and manganese is maintained between 2.1% and 2.25% in order to maintain even an increased amount of retained austenite.
Содержание кремния в стали настоящего изобретения находится между 0,1% и 0,5%. Кремний является компонентом, который может замедлять осаждение карбидов во время чрезмерного старения, поэтому благодаря присутствию кремния обогащенный углеродом аустенит стабилизируется при комнатной температуре. Однако непропорциональное содержание кремния не дает указанного эффекта, и приводит к такой проблеме, как охрупчивание при отпуске. Поэтому концентрацию кремния регулируют внутри верхнего предела 0,5%. Предпочтительное содержание кремния для настоящего изобретения находится между 0,1% и 0,4%.The silicon content of the steel of the present invention is between 0.1% and 0.5%. Silicon is a component that can slow down the precipitation of carbides during excessive aging, so due to the presence of silicon, the carbon-rich austenite is stabilized at room temperature. However, the disproportionate content of silicon does not have this effect, and leads to the problem of temper embrittlement. Therefore, the silicon concentration is controlled within the upper limit of 0.5%. The preferred silicon content for the present invention is between 0.1% and 0.4%.
Алюминий является существенным элементом и присутствует в стали настоящего изобретения между 0,1% и 0,8%. Алюминий способствует образованию феррита и повышает температуру Ms, что позволяет иметь в настоящем изобретении мартенсит, а также феррит в соответствующем количестве, которое требуется для придания стали настоящего изобретения ковкости, а также прочности. Однако при содержании алюминия выше, чем 0,8% повышается температура Ac3, это приводит к тому, что отжиг и завершение горячей прокатки полностью в аустенитной области становится экономически неоправданным. Предпочтительно содержание алюминия ограничивается между 0,2% и 0,8% и более предпочтительно между 0,3% и 0,6%.Aluminum is an essential element and is present in the steel of the present invention between 0.1% and 0.8%. Aluminum promotes the formation of ferrite and raises the temperature Ms, which makes it possible to have martensite in the present invention, as well as ferrite in an appropriate amount, which is required to give the steel of the present invention ductility as well as strength. However, when the aluminum content is higher than 0.8%, the Ac3 temperature rises, which causes annealing and completion of hot rolling completely in the austenite region to become economically unjustified. Preferably the aluminum content is limited between 0.2% and 0.8% and more preferably between 0.3% and 0.6%.
Совокупное количество кремния и алюминия предпочтительно составляет между 0,5% и 0,9% и более предпочтительно между 0,6% и 0,9%, с целью дополнительного увеличения количества удерживаемого аустенита.The combined amount of silicon and aluminum is preferably between 0.5% and 0.9%, and more preferably between 0.6% and 0.9%, in order to further increase the amount of retained austenite.
Хром является существенным элементом для настоящего изобретения. Содержание хрома в стали настоящего изобретения находится между 0,1% и 0,5%. Хром обеспечивает прочность и закаливание стали, однако при использовании свыше 0,5% Cr ухудшает шероховатость поверхности стали. Предпочтительный предел содержания хрома для настоящего изобретения находится между 0,1% и 0,4% и более предпочтительно между 0,2% и 0,4%.Chromium is an essential element for the present invention. The chromium content of the steel of the present invention is between 0.1% and 0.5%. Chromium provides strength and hardening of the steel, however, when used above 0.5% Cr, it worsens the surface roughness of the steel. The preferred chromium content limit for the present invention is between 0.1% and 0.4%, and more preferably between 0.2% and 0.4%.
Фосфор не является существенным элементом, но может содержаться в стали как примесь, и с точки зрения настоящего изобретения, предпочтительно как можно меньшее содержание фосфора, и ниже 0,09%. Фосфор снижает свариваемость методом точечной сварки и ковкость в горячем состоянии, особенно из-за тенденции к сегрегации по границам зерен или к совместной сегрегации с марганцем. По этим причинам содержание фосфора ограничено до меньше, чем 0,09, предпочтительно меньше, чем 0,3% и более предпочтительно меньше, чем 0,014%.Phosphorus is not an essential element, but may be contained in the steel as an impurity, and from the point of view of the present invention, it is preferable to have as little phosphorus as possible, and below 0.09%. Phosphorus reduces spot weldability and hot ductility, especially due to the tendency to segregate at grain boundaries or co-segregate with manganese. For these reasons, the phosphorus content is limited to less than 0.09%, preferably less than 0.3%, and more preferably less than 0.014%.
Сера не является существенным элементом, но может содержаться в стали как примесь, и с точки зрения настоящего изобретения предпочтительно как можно меньшее содержание серы, однако оно составляет 0,09% или меньше, с точки зрения производственных затрат. Кроме того, если в стали присутствует больше серы, она образует сульфиды особенно с марганцем и снижает его выгодное влияние на сталь настоящего изобретения.Sulfur is not an essential element, but may be contained in the steel as an impurity, and from the point of view of the present invention, the sulfur content is preferably as low as possible, but it is 0.09% or less from the point of view of production costs. In addition, if more sulfur is present in the steel, it forms sulfides especially with manganese and reduces its beneficial effect on the steel of the present invention.
Содержание азота ограничено до 0,09%, для того чтобы избежать старения материала и свести к минимуму осаждение нитридов в течение затвердевания, что оказывает вредное воздействие на механические свойства стали.The nitrogen content is limited to 0.09% in order to avoid aging of the material and to minimize the precipitation of nitrides during solidification, which has a detrimental effect on the mechanical properties of the steel.
Никель может быть добавлен как необязательный элемент в количестве до 3% для того, чтобы увеличить прочность и улучшить ударную вязкость стали. Для достижения указанного эффекта предпочтительным минимумом является 0,01% Ni. Однако, когда содержание никеля превышает 3%, Ni вызывает ухудшение ковкости.Nickel can be added as an optional element in amounts up to 3% in order to increase the strength and improve the toughness of the steel. To achieve this effect, the preferred minimum is 0.01% Ni. However, when the nickel content exceeds 3%, Ni causes deterioration in ductility.
Ниобий является необязательным элементом для настоящего изобретения. Содержание ниобия, присутствующего в стали настоящего изобретения, составляет до 0,1%, причем ниобий добавляют в сталь настоящего изобретения для образования карбонитридов, которые придают прочность стали настоящего изобретения путем дисперсионного твердения. Кроме того, ниобий может сильно влиять на размер микроструктурных компонентов путем их осаждения в виде карбонитридов и торможения рекристаллизации в течение процесса нагревания. Таким образом, формируется более мелкозернистая микроструктура в конце температурной выдержки и, как следствие, после завершения отжига это будет приводить к твердению стали настоящего изобретения. Однако содержание ниобия выше 0,1% экономически нецелесообразно, так как наблюдается эффект насыщения его влияния; это означает, что дополнительное количество ниобия не приводит к какому-либо улучшению прочности продукта.Niobium is an optional element for the present invention. The content of niobium present in the steel of the present invention is up to 0.1%, and niobium is added to the steel of the present invention to form carbonitrides, which impart strength to the steel of the present invention by precipitation hardening. In addition, niobium can strongly influence the size of microstructural components by depositing them as carbonitrides and inhibiting recrystallization during the heating process. Thus, a finer-grained microstructure is formed at the end of the temperature soak and, as a result, after annealing is completed, this will lead to hardening of the steel of the present invention. However, the content of niobium above 0.1% is not economically feasible, since there is a saturation effect of its influence; this means that the additional amount of niobium does not lead to any improvement in the strength of the product.
Титан является необязательным элементом и может быть добавлен в сталь настоящего изобретения до 0,1%. Как и ниобий, Ti принимает участие в образовании карбонитридов и, таким образом, играет роль в упрочнение стали настоящего изобретения. Кроме того, титан также образует нитриды, которые появляются во время затвердевания литого металла. Поэтому количество титана ограничено до 0,1%, чтобы избежать образования крупнозернистых нитридов титана, наносящих ущерб формуемости. В случае, когда содержание титана составляет менее 0,001%, Ti не оказывает никакого эффекта на сталь настоящего изобретения.Titanium is an optional element and can be added to the steel of the present invention up to 0.1%. Like niobium, Ti participates in the formation of carbonitrides and thus plays a role in strengthening the steel of the present invention. In addition, titanium also forms nitrides, which appear during the solidification of the cast metal. Therefore, the amount of titanium is limited to 0.1% in order to avoid the formation of coarse titanium nitrides, which are detrimental to formability. In the case where the titanium content is less than 0.001%, Ti has no effect on the steel of the present invention.
Содержание кальция в стали настоящего изобретения доходит до 0,005%. Кальций добавляют в сталь настоящего изобретения в качестве необязательного элемента особенно в ходе обработки включений; предпочтительно в минимальном количестве 0,0001%. Кальций способствует очистке стали путем связывания наносящей ущерб серы, содержащейся в глобулярной форме, и таким образом, замедляет вредное действие серы.The calcium content of the steel of the present invention reaches 0.005%. Calcium is added to the steel of the present invention as an optional element, especially during the treatment of inclusions; preferably in a minimum amount of 0.0001%. Calcium contributes to the cleaning of steel by binding the harmful sulfur contained in the globular form, and thus slows down the harmful effects of sulfur.
Медь может быть добавлена как необязательный элемент в количестве до 2%, чтобы увеличить прочность и улучшить сопротивление коррозии стали настоящего изобретения. Для достижения указанного эффекта предпочтительным минимумом является 0,01% меди. Однако, когда содержание Cu превышает 2%, это может ухудшить внешний вид поверхности.Copper can be added as an optional element up to 2% to increase the strength and improve the corrosion resistance of the steel of the present invention. To achieve this effect, the preferred minimum is 0.01% copper. However, when the Cu content exceeds 2%, it may degrade the appearance of the surface.
Молибден является необязательным элементом, который составляет до 0,5% стали настоящего изобретения; молибден играет значительную роль для улучшения способности к закаливанию и твердости, задерживает появление бейнита и устраняет осаждение карбидов в бейните. Однако добавка молибдена чрезмерно повышает затраты на добавление легирующих элементов, таким образом, по экономическим причинам его содержание ограничено до 0,5%.Molybdenum is an optional element which makes up to 0.5% of the steel of the present invention; molybdenum plays a significant role in improving hardenability and hardness, delaying the appearance of bainite, and eliminating the precipitation of carbides in bainite. However, the addition of molybdenum excessively increases the cost of adding alloying elements, thus, for economic reasons, its content is limited to 0.5%.
Ванадий является эффективным для повышения прочности стали путем образования карбидов или карбонитридов, причем верхний предел его содержания составляет 0,1% по экономическим причинам. Прочие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, могут быть добавлены индивидуально или в комбинации, в следующих соотношениях по массе: церий ≤ 0,1%, бор ≤ 0,003%, магний ≤0,010% и цирконий ≤ 0,010%. Вплоть до указанного максимального уровня содержания, указанные элементы дают возможность очистить зерна во время затвердевания. Остальная часть состава стали приходится на железо и неизбежные примеси, появившиеся при переработке.Vanadium is effective in increasing the strength of steel by forming carbides or carbonitrides, with an upper limit of 0.1% for economic reasons. Other elements such as cerium, boron, magnesium or zirconium may be added individually or in combination, in the following weight ratios: cerium ≤ 0.1%, boron ≤ 0.003%, magnesium ≤0.010% and zirconium ≤ 0.010%. Up to the specified maximum content, these elements make it possible to clean the grains during solidification. The rest of the steel composition is iron and the inevitable impurities that appeared during processing.
Теперь будет описана микроструктура стального листа.The microstructure of the steel sheet will now be described.
Для стали настоящего изобретения бейнит составляет от 10% до 60% микроструктуры в долях площади. Бейнит может находиться в форме высшего бейнита и/или низшего бейнита. Бейнит может образоваться во время выдерживания чрезмерного старения. Бейнит придает прочность стали настоящего изобретения. Для достижения предела прочности при растяжении равной 780МПа или больше, необходимо иметь 10% бейнита. Предпочтительный диапазон содержания бейнита согласно настоящему изобретению находится между 20% и 60% и более предпочтительно между 30% и 55%.For the steel of the present invention, bainite makes up 10% to 60% of the microstructure in area fractions. Bainite may be in the form of higher bainite and/or lower bainite. Bainite can form during excessive aging. Bainite imparts strength to the steel of the present invention. To achieve a tensile strength of 780MPa or more, it is necessary to have 10% bainite. The preferred range of bainite content according to the present invention is between 20% and 60%, and more preferably between 30% and 55%.
Феррит составляет от 25% до 55% микроструктуры в долях площади стали настоящего изобретения. Феррит придает стали настоящего изобретения высокую прочность, а также удлинение. Для того, чтобы обеспечить удлинение 18% и предпочтительно 20% или больше, необходимо иметь 25% феррита. Феррит настоящего изобретения образуется в течение отжига и охлаждения, проведенного после отжига. Однако когда содержание феррита в стали настоящего изобретения превышает 55% невозможно одновременное достижение прочности при растяжении, а также полного удлинения. Предпочтительный предел содержания феррита для настоящего изобретения находится между 30% и 55% и более предпочтительно между 30% и 50%.Ferrite makes up 25% to 55% of the microstructure in area fractions of the steel of the present invention. Ferrite gives the steel of the present invention high strength as well as elongation. In order to provide an elongation of 18% and preferably 20% or more, 25% ferrite is required. The ferrite of the present invention is formed during annealing and cooling carried out after annealing. However, when the ferrite content of the steel of the present invention exceeds 55%, it is not possible to simultaneously achieve tensile strength as well as full elongation. The preferred limit of ferrite content for the present invention is between 30% and 55%, and more preferably between 30% and 50%.
Совокупное количество феррита и бейнита составляет по меньшей мере 70%, указанное совокупное количество феррита и бейнита обеспечивает то, что сталь настоящего изобретения всегда имеет полное удлинение больше 18%. Это совокупное количество также обеспечивает то, что при содержании феррита больше 30% в стали настоящего изобретения имеется достаточно мягкая фаза, чтобы обеспечить формуемость стали настоящего изобретения.The combined amount of ferrite and bainite is at least 70%, said combined amount of ferrite and bainite ensures that the steel of the present invention always has a total elongation greater than 18%. This cumulative amount also ensures that when the ferrite content is greater than 30%, the steel of the present invention has a sufficiently soft phase to allow the steel of the present invention to be formed.
Остаточный аустенит составляет от 5% до 15% в долях площади стали. Известно, что остаточный аустенит имеет более высокую растворимость углерода, чем бейнит и, поэтому действует как эффективная ловушка углерода, и, следовательно, тормозит образование карбидов в бейните. Процентное содержание углерода внутри остаточного аустенита настоящего изобретения превышает 0,7% и меньше, чем 1%. Согласно изобретению остаточный аустенит в стали придает ей повышенную ковкость. Однако когда содержание углерода в остаточном аустените меньше 0,7%, он не способен улавливать достаточное количество углерода, что приведет к образованию избытка мартенсита вместо соответствующего количества бейнита, этот эффект обеспечивает избыточную прочность стали, а также ухудшает удлинение. Предпочтительный предел содержания аустенита находится между 6% и 15%, где предпочтительный предел содержания углерода в аустените находится между 0,7% и 0,9% и более предпочтительно между 0,7% и 0,8%.Residual austenite is 5% to 15% in area fractions of steel. It is known that retained austenite has a higher carbon solubility than bainite and therefore acts as an effective carbon trap and therefore inhibits the formation of carbides in bainite. The percentage of carbon within the retained austenite of the present invention is greater than 0.7% and less than 1%. According to the invention, residual austenite in the steel gives it increased ductility. However, when the carbon content of the retained austenite is less than 0.7%, it is not able to capture enough carbon, resulting in the formation of excess martensite instead of a corresponding amount of bainite, this effect provides excessive strength to the steel, and also deteriorates the elongation. The preferred austenite content limit is between 6% and 15%, where the preferred austenite carbon content limit is between 0.7% and 0.9%, and more preferably between 0.7% and 0.8%.
Мартенсит составляет между 5% и 18% микроструктуры в долях площади. Мартенсит настоящего изобретения содержит как свежий, так и отпущенный мартенсит. В настоящем изобретении мартенсит образуется благодаря охлаждению после отжига и становится отпущенным в течение выдерживания чрезмерного старения. Свежий мартенсит также образуется во время охлаждения после покрытия холоднокатаного стального листа. Мартенсит придает ковкость и прочность стали настоящего изобретения. Однако, когда содержание мартенсита превышает 18%, он придает избыточную прочность, но ухудшает удлинение сверх допустимого предела для стали настоящего изобретения. Предпочтительный предел содержания мартенсита в стали настоящего изобретения находится между 5% и 15%.Martensite makes up between 5% and 18% of the microstructure in area fractions. The martensite of the present invention contains both fresh and tempered martensite. In the present invention, martensite is formed due to cooling after annealing and becomes tempered during excessive aging. Fresh martensite is also formed during cooling after coating of the cold rolled steel sheet. Martensite imparts malleability and strength to the steel of the present invention. However, when the content of martensite exceeds 18%, it imparts excessive strength but degrades the elongation beyond the allowable limit for the steel of the present invention. The preferred limit of martensite content in the steel of the present invention is between 5% and 15%.
Кроме вышеупомянутой микроструктуры, холоднокатаный и термообработанный стальной лист не содержит микроструктурных компонентов, таких как перлит и цементит, без ухудшения механических характеристик стальных листов.Besides the aforementioned microstructure, the cold-rolled and heat-treated steel sheet does not contain microstructural components such as pearlite and cementite without degrading the mechanical properties of the steel sheets.
Стальной лист согласно изобретению может быть получен любым подходящим способом. Предпочтительный способ заключается в получении полу-доведенной отливки стали, имеющей химический состав согласно изобретению. Отливка может быть осуществлена или в болванки, или непрерывно в форме тонких слябов или тонких полос, то есть, толщиной в диапазоне приблизительно от 220 мм для слябов, до десятков миллиметров для тонких полос.The steel sheet according to the invention can be obtained by any suitable method. The preferred method is to obtain a semi-finished steel casting having a chemical composition according to the invention. The casting may be either in ingots or continuously in the form of thin slabs or thin strips, ie, in thicknesses ranging from about 220 mm for slabs to tens of millimeters for thin strips.
Например, сляб, имеющий вышеописанный химический состав, производится путем непрерывной отливки, при которой сляб необязательно подвергается непосредственному мягкому уменьшению толщины в ходе процесса непрерывной отливки, чтобы избежать центральной сегрегации и обеспечить поддержание отношения локального углерода к номинальному углероду ниже 1,10. Сляб, полученный с использованием процесса непрерывной отливки, может быть использован непосредственно при высокой температуре после непрерывной отливки, или сначала может быть охлажден до комнатной температуры и затем повторно нагрет для горячей прокатки.For example, a slab having the above-described chemical composition is produced by continuous casting, in which the slab is optionally subjected to direct soft reduction in thickness during the continuous casting process in order to avoid central segregation and ensure that the ratio of local carbon to nominal carbon is maintained below 1.10. The slab obtained by the continuous casting process may be used directly at high temperature after continuous casting, or may first be cooled to room temperature and then reheated for hot rolling.
Температура сляба, который подвергается горячей прокатке, составляет по меньшей мере 1000°C, и должна быть ниже 1280°C. В случае, когда температура сляба ниже, чем 1000°C, прокатный стан подвергается избыточной нагрузке, и, кроме того, температура стали может снизиться до температуры фазового превращения феррита во время чистовой прокатки, с помощью которой сталь будет прокатана в состоянии, в котором превращенный феррит содержится в структуре. Поэтому температура сляба предпочтительно является достаточно высокой для того, чтобы горячая прокатка могла завершиться в диапазоне температур от Ac3 до Ac3 + 100°C, хотя температура окончательной прокатки остается выше Ac3. Повторное нагревание при температуре выше 1280°C должно быть исключено, поскольку в промышленности эта операция является дорогостоящей.The temperature of the slab that is subjected to hot rolling is at least 1000°C, and must be below 1280°C. In the case where the temperature of the slab is lower than 1000° C., the rolling mill is overstressed, and furthermore, the temperature of the steel may drop to the ferrite phase transformation temperature during finishing rolling, by which the steel will be rolled in a state in which the converted ferrite is contained in the structure. Therefore, the temperature of the slab is preferably high enough so that the hot rolling can be completed in the temperature range from Ac3 to Ac3 + 100°C, although the final rolling temperature remains above Ac3. Reheating above 1280° C. must be avoided because this operation is expensive in the industry.
Окончательная прокатка в температурном диапазоне между Ac3 и Ac3 + 100°C является необходимой для того, чтобы иметь структуру, которая способствует рекристаллизации и прокатке. Предпочтительно, чтобы окончательный прогон прокатки осуществлялся при температуре выше, чем 850°C, поскольку ниже указанной температуры способность стального листа к деформированию при прокатке значительно снижается. Затем полученный таким образом горячекатаный стальной лист охлаждают со скоростью охлаждения выше 30°C/с до температуры сматывания в рулон, которая должна находиться между 475°С и 650°C. Предпочтительно скорость охлаждения будет меньше или равна 200°C/с.Final rolling in the temperature range between Ac3 and Ac3 + 100°C is necessary in order to have a structure that promotes recrystallization and rolling. Preferably, the final rolling pass is carried out at a temperature higher than 850° C., since below this temperature, the rolling deformability of the steel sheet is greatly reduced. Then, the hot-rolled steel sheet thus obtained is cooled at a cooling rate above 30°C/s to a coiling temperature, which should be between 475°C and 650°C. Preferably the cooling rate will be less than or equal to 200°C/s.
Затем горячекатаный стальной лист сматывают при температуре сматывания в рулон между 475°С и 650°C для того, чтобы избежать овализации, и предпочтительно между 475°C и 625°C для того, чтобы предотвратить образование окалины. Более предпочтительным диапазоном температуры сматывания в рулон является температура между 500°С и 625°C. Свернутый в рулон горячекатаный стальной лист охлаждается до комнатной температуры, прежде чем подвергнуться необязательному отжигу горячих состояний.Then, the hot-rolled steel sheet is wound at a coiling temperature between 475°C and 650°C in order to avoid ovalization, and preferably between 475°C and 625°C in order to prevent scale formation. A more preferred coiling temperature range is between 500°C and 625°C. The coiled hot rolled steel sheet is cooled to room temperature before being subjected to an optional hot state annealing.
Горячекатаный стальной лист может быть подвергнут необязательному удалению окалины на стадии удаления окалины, образовавшейся во время горячей прокатки, до необязательного отжига горячих состояний. Затем горячекатаный может быть подвергнут необязательному отжигу горячих состояний при температуре между 400°C и 750°C в течение, по меньшей мере, 12 часов и не больше, чем 96 часов, при этом температуру поддерживают ниже 750°С для того, чтобы избежать частичной трансформации горячекатаной микроструктуры, и, следовательно, потерять гомогенность микроструктуры. В последующем может быть осуществлена необязательная стадия удаления окалины с указанного горячекатаного стального листа, например, путем травления этого листа. Указанный горячекатаный стальной лист подвергают холодной прокатке, чтобы получить холоднокатаный стальной лист с уменьшением толщины между 35 и 90%. Затем холоднокатаный стальной лист, полученный в процессе холодной прокатки, подвергают отжигу для того, чтобы придать стали настоящего изобретения микроструктуру и механические характеристики.The hot rolled steel sheet may optionally be descaled in a descaling step formed during hot rolling prior to optional hot annealing. The hot rolled may then be subjected to an optional hot temper annealing at a temperature between 400°C and 750°C for at least 12 hours and no more than 96 hours, the temperature being maintained below 750°C in order to avoid partial transformation of the hot-rolled microstructure, and therefore lose the homogeneity of the microstructure. Subsequently, an optional step of removing scale from said hot-rolled steel sheet may be carried out, for example by pickling the sheet. Said hot-rolled steel sheet is subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled steel sheet with a thickness reduction between 35% and 90%. Then, the cold-rolled steel sheet obtained by the cold rolling process is subjected to annealing in order to impart the microstructure and mechanical characteristics to the steel of the present invention.
Отжиг указанного холоднокатаного стального листа проводят в два этапа нагревания, где первый этап начинается с нагревания стального листа от комнатной температуры до температуры T1 между 600°С и 750°C, со скоростью нагревания HR1 по меньшей мере 3°C/с, после этого начинается второй этап дальнейшего нагревания стального листа от T1 до температуры выдержки T2 между Ac1 и Ac3, со скоростью нагревания HR2 равной 15°C/с или меньше, причем величина HR2 меньше, чем HR1, затем проводят отжиг при температуре T2 в течение 10 - 500 секунд. В предпочтительном варианте осуществления скорость нагревания на втором этапе нагревания меньше, чем 10°C/с и более предпочтительно меньше, чем 5°C/с. Предпочтительная температура томления T2 находится между Ac1 +30°С и Ac3.The annealing of said cold-rolled steel sheet is carried out in two heating steps, where the first step starts by heating the steel sheet from room temperature to a temperature T1 between 600°C and 750°C, with a heating rate HR1 of at least 3°C/s, after which it starts the second step of further heating the steel sheet from T1 to a holding temperature T2 between Ac1 and Ac3, with a heating rate of HR2 equal to 15°C/s or less, and the value of HR2 is less than HR1, then annealing is carried out at a temperature of T2 for 10 to 500 seconds . In a preferred embodiment, the heating rate in the second heating step is less than 10°C/s and more preferably less than 5°C/s. The preferred soaking temperature T2 is between Ac1 +30°C and Ac3.
Затем холоднокатаный стальной лист подвергают отжигу при температуре выдержки T2 между Ac1 и Ac3, где значения Ac1 и Ac3 для стали изобретения вычисляются с использованием следующих формул:Then, the cold-rolled steel sheet is annealed at a holding temperature T2 between Ac1 and Ac3, where the Ac1 and Ac3 values for the invention steel are calculated using the following formulas:
Ac1 = 723 - 10,7[Mn] - 16[Ni] + 29,1[Si] + 16,9[Cr] + 6,38[W] + 290[As]Ac1 = 723 - 10.7[Mn] - 16[Ni] + 29.1[Si] + 16.9[Cr] + 6.38[W] + 290[As]
Ac3 = 955 - 350C - 25Mn + 51Si + 106Nb + 100Ti + 68Al - 11Cr - 33Ni - 16Cu + 67MoAc3 = 955 - 350C - 25Mn + 51Si + 106Nb + 100Ti + 68Al - 11Cr - 33Ni - 16Cu + 67Mo
в которых содержание элементов выражено в массовых процентах.in which the content of elements is expressed in mass percent.
Затем холоднокатаный стальной лист выдерживают при температуре выдержки T2 в течение 10 - 500 секунд. В предпочтительном варианте осуществления, время и температуру томления выбирают таким образом, чтобы обеспечить получение микроструктуры стального листа в конце томления, которая содержит по меньшей мере 60% аустенита и более предпочтительно по меньшей мере 70% аустенита.Then, the cold rolled steel sheet is held at the holding temperature T2 for 10 to 500 seconds. In a preferred embodiment, the soaking time and temperature are chosen to provide a steel sheet microstructure at the end of soaking that contains at least 60% austenite and more preferably at least 70% austenite.
Затем холоднокатаный стальной лист охлаждается от температуры T2 до температуры выдерживания чрезмерного старения Tover, между 375°С и 480°C, предпочтительно между 380°С и 460°C, при средней скорости охлаждения по меньшей мере 10°C/с и предпочтительно по меньшей мере 15°C/с, причем этап охлаждения может включать необязательный под-этап медленного охлаждения (sc) между T2 и температурой Tsc между 600°С и 750°C, при скорости охлаждения 2°C/с или меньше и предпочтительно 1°C/с или меньше.Then, the cold rolled steel sheet is cooled from temperature T2 to an excessive aging temperature T over , between 375°C and 480°C, preferably between 380°C and 460°C, at an average cooling rate of at least 10°C/s and preferably at at least 15°C/s, wherein the cooling step may include an optional sub-step of slow cooling (sc) between T2 and a temperature Tsc between 600°C and 750°C, at a cooling rate of 2°C/s or less and preferably 1° C/s or less.
Затем холоднокатаный стальной лист выдерживают при температуре Tover в течение 5 - 500 секунд.Then, the cold rolled steel sheet is held at T over for 5 to 500 seconds.
Затем холоднокатаный стальной лист может быть доведен до температуры ванны для нанесения покрытия между 420°С и 460°C, в зависимости от природы покрытия, чтобы облегчить покрытие холоднокатаного стального листа горячим погружением.Then, the cold rolled steel sheet may be brought to a plating bath temperature between 420° C. and 460° C., depending on the nature of the coating, to facilitate hot dip coating of the cold rolled steel sheet.
Холоднокатаный стальной лист также может быть покрыт с помощью любого известного промышленного процесса, такого как электрогальванизация, струйное вакуумное напыление (JVD), напыление путем конденсации паров (PVD) и др., для которых может не потребоваться доведение до указанной выше температуры до покрытия.The cold rolled steel sheet may also be coated by any known commercial process such as electrogalvanization, vacuum jet deposition (JVD), vapor deposition (PVD), etc., which may not require the above temperature to be coated.
Затем может быть выполнен необязательный повторный отжиг в камерной печи при температуре между 150°С и 300°C в течение от 30 минут до 120 часов.An optional re-annealing can then be performed in a chamber furnace at a temperature between 150° C. and 300° C. for 30 minutes to 120 hours.
ПримерыExamples
Следующие испытания, примеры, иллюстративные примеры и таблицы, которые представлены в изобретении, являются по существу неограниченными и должны рассматриваться только с целью иллюстрации, и будут демонстрировать выгодные признаки настоящего изобретения.The following tests, examples, illustrative examples and tables, which are presented in the invention, are essentially unlimited and should be considered for the purpose of illustration only, and will demonstrate the advantageous features of the present invention.
Стальные листы, произведенные из сталей, имеющих различный состав, приведены в таблице 1, где стальные листы получены в соответствии с технологическими параметрами, предусмотренными в таблице 2, соответственно. После этого, в таблице 3 сведены данные микроструктуры стальных листов, полученных во время исследований и в таблице 4 приведены результаты оценки полученных характеристик.Steel sheets produced from steels having different compositions are shown in Table 1, where the steel sheets are obtained in accordance with the technological parameters provided in Table 2, respectively. After that, Table 3 summarizes the data of the microstructure of steel sheets obtained during the research and Table 4 shows the evaluation results of the obtained characteristics.
Таблица 1Table 1
подчеркнутые величины: не соответствуют изобретению.underlined values: do not correspond to the invention.
В таблице 2 собраны данные отжига с технологическими параметрами, реализованными на сталях из таблицы 1. Стали составов от A до G служат для производства листов согласно изобретению. В таблице 2 также указаны колонки данных Ac1 и Ac3. Эти данные Ac1 и Ac3 определяются для сталей изобретения и стандартных сталей следующим образом:Table 2 summarizes the annealing data with process parameters implemented on the steels of Table 1. Steel compositions A to G are used to produce sheets according to the invention. Table 2 also lists data columns Ac1 and Ac3. These data Ac1 and Ac3 are defined for invention steels and standard steels as follows:
Ac1 = 723 - 10,7[Mn] - 16[Ni] + 29,1[Si] + 16,9[Cr] + 6,38[W] + 290[As]Ac1 = 723 - 10.7[Mn] - 16[Ni] + 29.1[Si] + 16.9[Cr] + 6.38[W] + 290[As]
Ac3 = 955 - 350C - 25Mn + 51Si + 106Nb + 100Ti + 68Al - 11Cr - 33Ni - 16Cu + 67MoAc3 = 955 - 350C - 25Mn + 51Si + 106Nb + 100Ti + 68Al - 11Cr - 33Ni - 16Cu + 67Mo
где содержание элементов выражено в массовых процентах. where the content of elements is expressed in mass percent.
Следующие технологические параметры являются такими же, как для сталей в таблице 1. Все стали из таблицы 1 нагревают до температуры 1200°C прежде горячей прокатки. Для всех сталей уменьшение при холодной прокатке составляло 60%, и окончательно их температура была доведена до 460°C перед покрытием цинком путем горячего погружения.The following process parameters are the same as for the steels in Table 1. All steels in Table 1 are heated to 1200° C. before hot rolling. For all steels, the reduction in cold rolling was 60%, and finally their temperature was brought to 460°C before zinc coating by hot dip.
Таблица 2 приведена ниже: Table 2 is shown below:
Таблица 3 иллюстрирует результаты испытаний, проведенных в соответствии со стандартами, на различных микроскопах, таких как сканирующий электронный микроскоп, для определения микроструктуры как для сталей изобретения, так и эталонных сталей. Результаты приведены ниже.Table 3 illustrates the results of tests carried out in accordance with the standards on various microscopes, such as a scanning electron microscope, to determine the microstructure for both invention steels and reference steels. The results are shown below.
Таблица 3Table 3
I = Согласно изобретению; R = справочные данные; подчеркнутые величины: не соответствуют изобретению.I = According to the invention; R = reference data; underlined values: do not correspond to the invention.
В таблице 4 приведены механические характеристики как для сталей изобретения, так и для эталонных сталей. Для определения прочности при растяжении, предела текучести и полного удлинения, испытания на растяжение проведены в соответствии со стандартом JIS-Z2241. Table 4 shows the mechanical characteristics for both the steels of the invention and the reference steels. To determine the tensile strength, yield strength and total elongation, tensile tests were carried out in accordance with JIS-Z2241.
Результаты различных механических испытаний, проведенных в соответствии со стандартами, собраны в таблице 4.The results of various mechanical tests carried out in accordance with the standards are summarized in Table 4.
Таблица 4Table 4
удлинение(%)Complete
elongation(%)
I = Согласно изобретению; R = справочные данные; подчеркнутые величины: не соответствуют изобретению.I = According to the invention; R = reference data; underlined values: do not correspond to the invention.
Claims (66)
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| IBPCT/IB2019/054576 | 2019-06-03 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2788613C1 true RU2788613C1 (en) | 2023-01-23 |
Family
ID=
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2814356C1 (en) * | 2023-07-19 | 2024-02-28 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method of producing cold-rolled steel strips for packing tape |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2294385C2 (en) * | 2002-11-26 | 2007-02-27 | Ю-И-Си Текнолоджиз, ЭлЭлСи | Method of manufacture of the steel sheets having the two-phase stricture |
| WO2016001702A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| RU2610995C2 (en) * | 2012-09-06 | 2017-02-17 | Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл | Manufacturing method for work-hardened steel parts with coating and pre-coated sheets for producing these parts |
| EP2762602B1 (en) * | 2011-09-30 | 2018-06-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Alloyed hot-dip galvanized steel sheet |
| WO2018117544A1 (en) * | 2016-12-23 | 2018-06-28 | 주식회사 포스코 | Tempered martensitic steel having low yield ratio and excellent uniform elongation, and manufacturing method therefor |
| WO2018122679A1 (en) * | 2016-12-21 | 2018-07-05 | Arcelormittal | Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same |
| EP3088552B1 (en) * | 2013-12-25 | 2019-02-20 | Posco | Steel sheet for hot press formed product having superior bendability and ultra-high strength and method for manufacturing same |
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2294385C2 (en) * | 2002-11-26 | 2007-02-27 | Ю-И-Си Текнолоджиз, ЭлЭлСи | Method of manufacture of the steel sheets having the two-phase stricture |
| EP2762602B1 (en) * | 2011-09-30 | 2018-06-06 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Alloyed hot-dip galvanized steel sheet |
| RU2610995C2 (en) * | 2012-09-06 | 2017-02-17 | Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл | Manufacturing method for work-hardened steel parts with coating and pre-coated sheets for producing these parts |
| EP3088552B1 (en) * | 2013-12-25 | 2019-02-20 | Posco | Steel sheet for hot press formed product having superior bendability and ultra-high strength and method for manufacturing same |
| WO2016001702A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| WO2018122679A1 (en) * | 2016-12-21 | 2018-07-05 | Arcelormittal | Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same |
| WO2018117544A1 (en) * | 2016-12-23 | 2018-06-28 | 주식회사 포스코 | Tempered martensitic steel having low yield ratio and excellent uniform elongation, and manufacturing method therefor |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2814356C1 (en) * | 2023-07-19 | 2024-02-28 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method of producing cold-rolled steel strips for packing tape |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101613806B1 (en) | Method for manufacturing high strength steel sheet having excellent formability | |
| KR101399741B1 (en) | High-strength hot-dip zinc plated steel sheet excellent in workability and process for manufacturing the same | |
| JP5042232B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in formability and plating characteristics, galvanized steel sheet using the same, and method for producing the same | |
| CN113748219B (en) | Cold rolled martensitic steel and method for martensitic steel thereof | |
| JP2019506530A (en) | High strength steel plate having excellent formability and method of manufacturing the same | |
| JP2023011852A (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and method of manufacturing thereof | |
| KR20100099757A (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same | |
| KR102471559B1 (en) | Cold-rolled and coated steel sheet and its manufacturing method | |
| CN112689684B (en) | Cold rolled and coated steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP2010001531A (en) | Method for manufacturing low-yield-ratio type high-strength galvannealed steel sheet | |
| JP4227431B2 (en) | High strength and high ductility steel sheet and method for producing the same | |
| JP5397141B2 (en) | Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same | |
| KR100933882B1 (en) | Manufacturing method of hot dip galvanized steel sheet with excellent workability | |
| CN113840930A (en) | Cold rolled and coated steel sheet and method for manufacturing the same | |
| KR101489243B1 (en) | High strength galvannealed steel sheet having excellent formability and coating adhesion and method for manufacturing the same | |
| RU2788613C1 (en) | Cold-rolled coated steel sheet and method for production thereof | |
| KR101452052B1 (en) | High strength alloyed galvanized steel sheet with excellent coating adhesion and method for manufacturing the same | |
| EP3976841A1 (en) | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| RU2795439C1 (en) | Cold-rolled and coated steel sheet and method for its production | |
| RU2778467C1 (en) | Cold-rolled coated steel sheet and method for production thereof | |
| RU2785760C1 (en) | Cold-rolled martensitic steel and method for producing martensitic steel |