UA118794C2 - Спосіб виготовлення високоміцного сталевого листа, який має покращену міцність, пластичність і штампованість - Google Patents

Спосіб виготовлення високоміцного сталевого листа, який має покращену міцність, пластичність і штампованість Download PDF

Info

Publication number
UA118794C2
UA118794C2 UAA201613471A UAA201613471A UA118794C2 UA 118794 C2 UA118794 C2 UA 118794C2 UA A201613471 A UAA201613471 A UA A201613471A UA A201613471 A UAA201613471 A UA A201613471A UA 118794 C2 UA118794 C2 UA 118794C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet
temperature
mpa
steel
austenite
Prior art date
Application number
UAA201613471A
Other languages
English (en)
Inventor
Рашмі Ранджан Моханті
Хунь Цзо Цзюнь
Дунвей Фань
Original Assignee
Арселорміттал
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=52014159&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=UA118794(C2) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Арселорміттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA118794C2 publication Critical patent/UA118794C2/uk

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Abstract

Спосіб одержання високоміцного сталевого листа, який має границю міцності на розрив щонайменше 850 МПа, міцність на розтяг щонайменше 1180 МПа, загальне подовження щонайменше 14 % і коефіцієнт збільшення отворів HER щонайменше 30 %. Хімічна композиція цієї сталі містить, мас. %: 0,15(С(0,25, 1,2(Si(1,8, 2(Mn(2,4, 0,1(Cr(0,25, Al(0,5 і решта є Fe і неминучі домішки. Цей лист відпалюють при температурі відпалу ТА, вищій Ас3, але нижчій 1000 °C, протягом часу більше 30 с, потім шляхом охолодження до температури загартування QT між 275 °C і 325 °C при швидкості охолодження, достатній, щоб мати одразу після відпалу структуру, яка складається з аустеніту і щонайменше 50 % мартенситу, при цьому вміст аустеніту є таким, що кінцева структура може містити між 3 і 15 % залишкового аустеніту і між 85 і 97 % суми мартенситу і бейніту без фериту, нагрівання до температури перерозподілу РТ між 420 °C і 470 °C і витримування при цій температурі протягом часу Pt між 50 с і 150 с та охолодження до кімнатної температури. Забезпечується одержання сталевого листа.

Description

Винахід відноситься до способу одержання високоміцного сталевого листа, який має покращену міцність, пластичність і штампованість і до листів, одержуваних за цим способом.
При виробництві різного устаткування, як-то, конструкційні деталі кузовних елементів і панелей кузовів для автомобільних транспортних засобів, звичайною практикою є застосування листів, виготовлених з ЮР (двофазні) сталей або ТКІР (з наведеної перетворенням пластичністю) сталей.
Наприклад, такі сталі, які містять мартенситну структуру і/або деяку кількість залишкового аустеніту і які містять близько 0,2 мас. 95 С, близько 2 мас. 956 Мп, близько 1,7 мас. 905 Зі, мають границю міцності на розрив близько 750 МПа, границю міцності на розтяг близько 980 МПа, загальне подовження більше 8595. Ці листи випускаються на лінії безперервного відпалу шляхом загартування від температури нагрівання при відпалі, яка перевищує температуру фазового переходу АсСз, вниз до температури загартування, яка перевищує температуру фазового переходу М5, з подальшим нагріванням до температури старіння, яка перевершує температуру
М5, і витримуванням листа при такій температурі протягом заданого часу. Потім лист охолоджують до кімнатної температури.
З огляду на загальносвітові тенденції охорони навколишнього середовища і обумовленого цим прагнення до зниження маси автомобіля з метою покращення ефективності використання ним палива, бажаним є наявність листів, які демонструють покращені показники границі плинності і міцності на розтяг. Але такі листи також мають мати відповідну пластичність і штампованість, а більш конкретно, хорошу здатність до відбортовування внутрішніх кромок.
У зв'язку з цим бажано мати листи, які мають границю плинності У5 щонайменше 850 МПа, границю міцності Т5 близько 1180 МПа, повне подовження щонайменше 1495 і коефіцієнт збільшення отвору НЕР виміряний відповідно до стандарту ІБО 16630:2009 рівний щонайменше 3095. Слід зазначити, що через відмінності у методиках вимірювань показники коефіцієнта збільшення отвору НЕК відповідно до стандарту ІЗО значно відрізняються і не можуть бути порівняні з величинами коефіцієнта збільшення отвору А згідно УЕ5 Т 1001 (стандарт Японської федерації виробників заліза і сталі).
У зв'язку з цим мета цього винаходу полягає в тому, щоб надати такий лист і спосіб його виробництва.
Тому винахід належить до способу одержання високоміцного сталевого листа, який має покращену пластичність і покращену штампованість і, який має границю плинності 5 щонайменше 850 МПа, міцність на розтяг Т5 щонайменше 1180 МПа, повне подовження щонайменше 1495 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК згідно до стандарту ІЗО щонайменше 3095, за допомогою теплової обробки листової сталі при тому, що хімічна композиція такої сталі містить у масових відсотках: 01595 хх 0,2596; 1,295 х Бі х 1,890; 295 х Мп х 2,496; 0,195 х Ст 0,2596;
Мо х 0,0596
Тіх 0,05905;
АЇ х 0,50965, решта Ге і неминучі домішки. Термічна обробка включає наступні етапи: - відпал листа при температурі відпалу ТА вищої Асз, але нижчої 1000 "С протягом часу більше 30 с, - загартування листа охолодженням його температури загартування ОТ між 275 С і 32576 зі швидкістю охолодження, достатньою для одержання одразу ж після загартування структури, яка складається з аустеніту і щонайменше 5095 мартенситу, при цьому вміст аустеніту є таким, що кінцева структура, тобто структура після обробки і охолодження до кімнатної температури, може містити між 395 і 1595 залишкового аустеніту і між 8595 і 9795 суми мартенситу и бейніту без фериту, - нагрівання листа до температури перерозподілу РТ між 430 "С і 480 С ії витримування листа при цій температурі протягом часу перерозподілу Рі між 50 с і 150 с, - охолодження листа до кімнатної температури.
В одному переважному втіленні хімічна композиція сталі є такою, що АЇ х 0,05 мас. 965.
Переважно швидкість охолодження при загартуванні становить щонайменше 20 "С/с, більш переважно щонайменше 30 "С/с.
Переважно цей метод, додатково, містить етап витримування листа при температурі гартування протягом часу витримування між 2 с і 8 с, переважно між З с і 7 с, який виконується після різкого охолодження листа до температури гартування і перед нагріванням листа до температури перерозподілу РТ.
Переважно температура нагрівання при відпалі перевищує АсЗ3 ж 15 "С, зокрема вища за 8506.
Цей винахід також стосується листової сталі хімічна композиція, яка містить у масових відсотках: 01595 хх 0,2596; 1,295 х Бі х 1,890; 295 х Мп х 2,496; 0,195 х Ст 0,2596;
Мо х 0,0596
Тіх 0,05905;
АЇ х 0,595.
При цьому інше є Ре і неминучі домішки, лист має границю плинності щонайменше 850 МПа, міцність на розтяг щонайменше 1180 МПа, повне подовження щонайменше 1495 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК щонайменше а його структура містить від 395 до 1595 залишкового аустеніту, і від 8595 до 9795 мартенситу і бейніту без фериту.
Границя плинності може бути навіть більше 950 МПа.
В одному переважному втіленні хімічна композиція сталі є такою, що АЇї х 0,05 мас. 95.
Переважно вміст вуглецю у залишковому аустеніті становить щонайменше 0,995, переважно щонайменше 1,095.
Переважно середній розмір зерна аустеніту не перевищує 5 мкм.
Далі винахід описується більш детально, але без введення будь-яких обмежень і ілюструється лише зверненням до фігури, яка являє собою одержану за допомогою електронного сканувального мікроскопа мікрофотографію відповідну прикладу 10.
Згідно до винаходу, лист одержуваний гарячим вальцюванням і, необов'язковим холодним вальцюванням напівпродукту, хімічна композиція якого містить у масових відсотках: - Від 0,1595 до 0,2595 і переважно більш 0,1795, переважно менше 0,2195 вуглецю для гарантування задовільної міцності і покращення стабільності залишкового аустеніту, що є необхідним для забезпечення достатнього подовження. Якщо вміст вуглецю занадто високий, то гарячекатаний лист, занадто твердий для холодного вальцювання і його зварюваність є недостатньою. - Від 1,2 - 1,895, переважно більше 1,395 і менше 1,695 кремнію з метою стабілізації аустеніту, з метою забезпечення зміцнення твердого розчину і затримання формування карбідів під час старіння. - Від 2 до 2,495, переважно більше 2,195 і переважно менше 2,395 марганцю для того, щоб мати достатню здатність до загартування з метою одержання структури, яка містить щонайменше 6595 мартенситу, забезпечення міцності при розтягуванні більш 1180 МПа і уникнення проблем сегрегації, яка має шкідливий вплив на пластичність. - Від 0,195 до 0,2595 хрому для збільшення здатності до загартування і стабілізування залишкового аустеніту з метою стримування утворення бейніту в ході старіння. - До 0,595 алюмінію, який зазвичай додається до рідкої сталі для розкислення. Якщо вміст АЇ перевищує 0,595, температура відпалу стає занадто високою для її досягнення і сталь важко піддається промисловій обробці. Переважно вміст АЇ обмежується вмістом домішок, тобто максимумом 0,0595.
Вміст МО обмежений 0,0595, оскільки більш висока його кількість призводить до значного утворення виділень і зниження штампованості через що забезпечення 1495 повного подовження виявляється більш важко досяжним.
Вміст Ті обмежений 0,0595, оскільки більш висока його кількість призводить до значного утворення виділень і зниження штампованості через що забезпечення 1495 повного подовження виявляється більш важко досяжним.
Решта є залізом і залишковими елементами, які утворюються при виробництві сталі. В цьому відношенні Мі, Мо, Си, М, В, 5, Р ї М розглядаються щонайменше як залишкові елементи, які є неминучими домішками. Тому їх вміст складає менше 0,05 мас. 95 для Мі, 0,02 мас. 95 для
Мо, 0,03 мас. 95 для Си, 0,007 мас. 95 для М, 0,0010 мас. 95 для В, 0,007 мас. 95 для 5, 0,02 мас. зо для Р і 0,010 мас. 95 для М.
Лист виготовляється гарячим вальцюванням і, не обов'язково, холодним вальцюванням згідно до способів, відомим фахівцям в даній галузі.
Після вальцювання листи піддаються травленню або очищенню, а потім термічній обробці.
Термічна обробка, яка переважно виконується на об'єднаній лінії для безперервного відпалу включає етапи: - Відпал листа при температурі нагрівання при відпалі ТА вище температури фазового переходу Асз сталі і переважно вище, ніж АсСз - 15"С, тобто вище, ніж 850 С для сталі відповідно до винаходу, з тим, щоб гарантувати одержання повністю аустенітної структури, але нижче 1000С, щоб не допускати надто сильного огрубіння аустенітного зерна. Лист витримується при температурі нагрівання при відпалі, тобто при ТА між -5 "С і 410 "С, протягом часу, достатнього для гомогенізації хімічної композиції. Цей час переважно перевищує 30 с, але не має бути більшим 300 с.
Загартування листа охолодженням до температури гартування ОТ нижче температури фазового переходу М5 зі швидкістю охолодження, достатньою для уникнення утворення фериту і бейніту. Температура загартування знаходиться між 275 "С і 325 "С з тим, щоб відразу після загартування мати структуру, що складається з аустеніту і щонайменше 5095 мартенситу, при цьому вміст аустеніту є таким, що кінцева структура, тобто структура після обробки і охолодження до кімнатної температури, може містити між 395 і 1590 залишкового аустеніту і між 8595 і 9795 суми мартенситу і бейніту без фериту, швидкість охолодження становить, щонайменше 20 "С/с, переважно, щонайменше 30 "С/с. Швидкість охолодження щонайменше 30 С/с необхідна для уникнення утворення фериту в ході охолодження від температури нагрівання при відпалі. - Повторного нагрівання листа аж до температури перерозподілу РТ між 420 "С і 470 "С. При здійсненні повторного нагрівання за допомогою індукційного нагрівача швидкість повторного нагрівання може бути високою, але такою, щоб ця швидкість повторного нагрівання між 5 "С/с і 20 С/бс не чинила помітного впливу на кінцеві властивості листа. Таким чином, швидкість повторного нагрівання переважно становить між 5"С/бс і 20 "С/б5. Переважно між етапом гартування і етапом повторного нагрівання листа до температури перерозподілу РТ, лист витримується при температурі гартування протягом часу витримування між 2 с і 8 с, переважно між Зсі76в. - Витримування листа при температурі перерозподілу РТ протягом часу між 50 с і 150 с.
Витримування листа при температурі перерозподілу означає, що під час перерозподілу
Зо температура РТ листа залишається між -10 "С ії -.10 76. - Охолодження листа до кімнатної температури зі швидкістю охолодження переважно більше 1 "С/с з тим, щоб не допускати утворення фериту або бейніту. Зараз ця швидкість охолодження становить між 2 "С/с і 4 "С/с.
При такій обробці листи мають структуру, яка містить від 395 до 1595 залишкового аустеніту і від 8595 до 9795 мартенситу і бейніту без фериту. Дійсно, завдяки загартуванню нижче температури М5 структура містить мартенсит, щонайменше у кількості 5095. Але в таких сталях мартенсит і бейніт дуже важко піддаються розрізненню. Саме тому розглядається лише сумарний вміст мартенситу і бейніту. З такою структурою можуть бути одержані листи, які мають межу плинності У5 щонайменше 850 Мпа, міцність на розтяг, щонайменше 1180 МПа, повне подовження, щонайменше 1495, і коефіцієнт збільшення отвору НЕК відповідно до стандарту ІЗО 16630:2009, щонайменше 30965.
Як приклад, лист товщиною 1,2 мм має наступну композицію мас. 90: С - 0,1995, Бі - 1,590
Мп - 2,296, решта Ре і домішки, був одержаний шляхом гарячого і холодного вальцювання.
Розрахункова температура М5 фазового переходу цієї сталі дорівнює 375 "С, а точка Асз відповідає 835 "С.
Зразки такого листа були піддані термічній обробці з відпалом, загартуванням і перерозподілом, тобто нагріванням до температури перерозподілу і витримуванням при такій температурі, після чого були оцінені його механічні властивості. Листи були витримані при температурі загартування протягом близько 3 с.
Відомості при умови обробки і одержаним властивостям наведені в таблиці 1, де колонка типу відпалу (Відп. тип) визначає, чи є відпал міжкритичним (ІА) або повністю аустенітним (Повн. у).
Таблиця 1 . Розмір
ТА| Відп.ї ІОГТІРТІРІ)Ї М5 | Т5 | СЕ | ТЕ |НЕКВ) у чСву|Е|Ма В 1 8251 А |2501400991990 1200) 7 (117 2г24 2 |8251 А |2501450991980 1180 9 |14
З 8251 А (|300|140099| 865 1180|82|132| - 4 |8251 А |300|450199) 740 1171|10,2|154| 13 |126| «5 | 1,0 |30| 574
Щ|8251 А |350140099| 780 190110 л1І154|. | 71717 6 |825, А |3501450991 650 1215| 11 (155 8 7 |875 Повн.у|250|14009911190 132035 8! | / 8 875 Повн.у|250|145019911170 1250| 6 01105! 9 1875 Повн. у |300|400199|1066 1243| 7,2 |12,8| 31 |123| «5 | 098 |0| 877 ло 875 Повн.у|300|45019911073 1205|9,3|144| 37 | 12 711 875 Повн.у|350140099| 840 1245|75|11| | / 712 Щ|875 Повн.у|350|450199| 760 1220|9,5|1132| 9 713 8251 А (40040099) 756 1232| (152 13 714 |8251 А (|4501450991669 1285) |135| - 15 Щ|875 Повн.у|400|14001991 870 ї1301| |117/24 716 875 Повн.у|450|450199| 784 1345| |107| -
І 17 Щ|840|Повн.у|3з00|500199| 92311170 7 |9| | /
У цій таблиці ТА - температура нагрівання при відпалі, ОТ - температура загартування, РТ - температура перерозподілу, РІ - час перерозподілу, УЗ - границя плинності, Т5 - міцність на 5 розтяг, ШЕ - рівномірне відносне подовження, ТЕ - повне подовження, НЕК - коефіцієнт збільшення отвору відповідно до стандарту І5О, у - частка вмісту залишкового аустеніту в структурі, розмір зерна у - середній розмір зерна аустеніту, 90С в у - кількість вуглецю залишкового аустеніту, Е - це кількість фериту в структурі і МАВ - сумарна кількість мартенситу і бейніту в структурі.
У таблиці І приклад 10 є прикладом відповідно до винаходу, і всі його властивості перевершують мінімально необхідні якості. Як показано на фігурі, його структура містить 11,2 95 залишкового аустеніту і 88,8 95 суми мартенситу і бейніту.
Приклади 1-6, які належать до зразків, відпалених при міжкритичній температурі, показують, що навіть якщо повне подовження перевищує 14 95, що має місце лише для зразків 4, 5 і 6, коефіцієнт збільшення отвору виявляється занадто низьким.
Приклади 13-16, які належать до відомого рівня техніки, тобто до листів, які не піддавалися загартуванню при температурі нижче точки М5 (ОТ вище М5, а РТ дорівнює ОТ), показують, що при такій термічній обробці, навіть якщо міцність при розтягуванні виявляється дуже хорошою (вище 1220 МПа), границя плинності не дуже висока (нижче 780), коли відпал є міжкритичним, а штампованість (коефіцієнт збільшення отвору) у всіх випадках є недостатньою (нижче 30 95).
Приклади 7-12, всі стосуються зразків, які були відпалені при температурі вище Асз, тобто мали повністю аустенітну структуру, показують, що єдиним способом досягнення цільових властивостей є застосування температури загартування 300" (з/-10) ї температури перерозподілу 450 "С (ж/-10). За таких умов можливе одержання границі плинності понад 850
МПа і навіть понад 950 Мпа, міцності на розтяг більше 1180 МПа, повного подовження понад 1495 ії коефіцієнта збільшення отвору більше 30 95. Приклад 17 показує, що температура перерозподілу вища 470 "С не дозволяє забезпечити одержання цільових властивостей.

Claims (10)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ Коо)
1. Спосіб одержання високоміцного сталевого листа, який має покращену пластичність і покращену штампованість, який має границю плинності У5 щонайменше 850 МПа, міцність на розтяг Т5 щонайменше 1180 МПа, повне подовження щонайменше 1495 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК відповідно до стандарту ІО щонайменше 3095, за допомогою термічної обробки листової сталі при тому, що хімічна композиція такої сталі містить у масових відсотках: 0 15-5сС0,25,
1,25 1,8, 2-Мпке,4, ОС 0,25, МЬ-0,05, Ті«О0,05, АїкО,50, решта - Ееє і неминучі домішки, при цьому термічна обробка включає наступні етапи: - відпал листа при температурі відпалу ТА, вищій Асз, але нижчій 1000 "С, протягом часу більше Зос, - загартування листа охолодженням до його температури загартування ОТ між 275 "С і 325 С зі швидкістю охолодження, достатньою для одержання одразу ж після загартування структури, яка складається з аустеніту і щонайменше 50 95 мартенситу, при цьому вміст аустеніту є таким, що кінцева структура, тобто структура після обробки і охолодження до кімнатної температури, містить між З і 15 95 залишкового аустеніту і між 85 і 97 95 суми мартенситу і бейніту без фериту, - нагрівання листа до температури перерозподілу РТ між 420 "С і 470 "С і витримування листа при цій температурі протягом часу перерозподілу Рі між 50 с і 150 с, - охолодження листа до кімнатної температури.
2. Спосіб за п. 1, в якому хімічна композиція сталі така, що АЇІ«0,05 мас. 905.
3. Спосіб за будь-яким з пп. 1-2, в якому швидкість охолодження при загартуванні становить щонайменше 20 "С/с, переважно щонайменше 30 "С/с.
4. Спосіб за будь-яким з пп. 1-3, який додатково включає етап витримування листа при температурі загартування ОТ протягом часу витримування між 2 с і 8 с, переважно між З сі 7 с, який виконують після різкого охолодження листа до температури загартування ОТ і перед нагріванням листа до температури перерозподілу РТ.
5. Спосіб за будь-яким з пп. 1-4, в якому температура нагрівання при відпалі ТА перевищує 850 76.
6. Листова сталь, при цьому, що хімічна композиція такої сталі містить у масових відсотках: 0 15-5сС0,25, Коо) 1,25 1,8, 215Мпса,З, ОС 0,25, МЬ-0,05, Ті«0,05, АІО,5, при цьому решта є Ре і неминучі домішки, лист має границю плинності щонайменше 850 МПа, міцність на розтяг щонайменше 1180 МПа, повне подовження щонайменше 14 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕВ щонайменше 30 95, а його структура містить від З до 15 95 залишкового аустеніту, і від 85 до 97 95 мартенситу і бейніту без фериту.
7. Лист за п. 6, в якому границя міцності більше 950 МПа.
8. Лист за п. 6 або 7, в якому хімічна композиція сталі така, що АїІс0,05 мас. 95.
9. Лист за будь-яким з пп. 6-8, в якому вміст вуглецю у залишковому аустеніті становить щонайменше 0,9 95, переважно щонайменше 1,0 95.
10. Лист за будь-яким з пп. 6-9, в якому середній розмір залишкового зерна становить не більше 5 мкм.
Се МОБ
0. І -е ВХ СУЯ я Ен З че СКК ОКХ и КИ КК тощо с.
Е о. КО ОО . ОО ЕК ТОК . С У ВХ ОК ох С ХХ ОМ Кх СУА ЗХ Зх Ка КЕ ПК с. о о ОК 0. ; с жк ВЗ с а СКУ с с. . с о. о ее с 55 0. о нн. 5. 5 ен г . 0. хх АХ ПАК ух с Я МОХ с о ОХ СУВВ ОХ Ж ПИ КОКО ЕК Як о о. с, п. КОХ 5 ОКО х вовк. о. КІ КОЖ КЕ СЯ ПК ПЕОМ КК КК КО КК ОН зх КК КОХ ХЕ шо ж о о о с пе її с о 5 ОКО ОХ ТО я ху ох СК НО а В ВЕ ЯК СЯ МЕ ЗЕ ОЗ я с о я ах з Кн АК 0. о. і с у Б - с с с Во й. . с о о Ох СО У КК МК Зх КЕКС щК СО АХ КОНТ ОКО хо Я ОО с ОКХ о ЕК ОО СУ ОА ОКХ У я ОК о ЗУ Ко. ОО
0. З С Зх ОК КОХ Се а а ЕК 5 Ов ХО КОКО КЕ о. с . ОК КК ТО В ХО ХУ ВОК ОКХ КО ХХ -Н. З о с. о с со с нн нн Моя М ОК Я ках кое се З ех се З п СО до пе пе КУ У о шо ОК СО ОХ В о 0 Ко а. НН КК г ди ї о я - Є СУ о. Ох СО ВХ с с ТА: Я, пов й Я КК ЗО КВК дж КОХ У ОХ КК ЗОЗ КО ОХ КК ЗХ ВХ В. о. е и у МЕМ КЕ ПАК ТК ПО Ян ОВ У КК ПИ ЗВ МО Кт що - - В г З уд о. у, с ше о. У ня Ох АЮ ї . г. с о. ОВ КО НК ОХ СОЯ ОН ЗЕ МКК Ка Ва СТВА я ВОК КА щх о. . и п ОК м С НИХ я Сх -5 ОХ З СОЯ КТ 0. з . | і ; ї ; кових и, ще З с що З її З у с . я й СКК . ЗУ З ков щи с й З що. 0. ЗУ ОК У с пвх КК то ОКХ ПЕЧЕ Ох Ж ОК о С с . Мих с ОКХ ЗХ МКК: 5. ех и щих МКУ с о. я 0 ОО КО и г З ї і. , у. . о: а Зх ке ЗО КК З ЗХ КОХ ОХ с нн. а З ОК В ОХ с пн ян п с про ах КК ОХ Я З; М Ж ПКУ ХХ ВХ и Ве КК м ОХ ОКХ З о. о. . с с ї / ня о. Я -- и я ке Ку МО я ЗЕ ОК М КАК ОКХ ке ЕК З 3 п є ох ОО ВХ п КК Ох 5 ня ЗВ ее х п - и КОХ ОВ х п Зо МОЯ оре УК З СКК СУК ОК У ще с. о щ . с. ї. . З І. айв ЗК» з с. с ОК ЗО с. о . . са Ох Те Кв ИВ ОК 5 КЕ СО Зо Ко си КМ ЗХ КО ЗО Я У У с КО ОККО З З ОО ОКО 5 0. я с 0.
о. о шо Я ран я о п. нн п. . Ох КОКО ІК ХК ЕМВ НН . о о ово ОХ З МО ЗБ с М хх Б , х з - Комп' іністерс що тво т економічно шк го розвитку і що то тку і торгі точ ргівлі Украї й інститут ін ин телектуальної ор ної власності" плн
; М. Киї і", вул. Глазуно рен : ва, 1, м. Киї -
; М. Київ - 42
UAA201613471A 2014-07-03 2015-03-07 Спосіб виготовлення високоміцного сталевого листа, який має покращену міцність, пластичність і штампованість UA118794C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2014/002256 WO2016001700A1 (en) 2014-07-03 2014-07-03 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
PCT/IB2015/055042 WO2016001898A2 (en) 2014-07-03 2015-07-03 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA118794C2 true UA118794C2 (uk) 2019-03-11

Family

ID=52014159

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201613471A UA118794C2 (uk) 2014-07-03 2015-03-07 Спосіб виготовлення високоміцного сталевого листа, який має покращену міцність, пластичність і штампованість

Country Status (17)

Country Link
US (1) US11618931B2 (uk)
EP (2) EP3164520B2 (uk)
JP (3) JP6685244B2 (uk)
KR (1) KR102455373B1 (uk)
CN (1) CN106661703B (uk)
BR (1) BR112017000007B1 (uk)
CA (1) CA2954141C (uk)
ES (1) ES2787515T5 (uk)
FI (1) FI3164520T4 (uk)
HU (1) HUE049287T2 (uk)
MA (2) MA40188B1 (uk)
MX (1) MX2017000177A (uk)
PL (1) PL3164520T5 (uk)
RU (1) RU2680042C2 (uk)
UA (1) UA118794C2 (uk)
WO (2) WO2016001700A1 (uk)
ZA (1) ZA201608765B (uk)

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001706A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
KR101858852B1 (ko) * 2016-12-16 2018-06-28 주식회사 포스코 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2018115933A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2018220430A1 (en) 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2019209933A1 (en) * 2018-04-24 2019-10-31 Nucor Corporation Aluminum-free steel alloys and methods for making the same
KR20210019440A (ko) * 2018-06-12 2021-02-22 티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트 평강 제품 및 그 제조 방법
DE102018132860A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen
DE102018132901A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
CN110129673B (zh) * 2019-05-21 2020-11-03 安徽工业大学 一种800MPa级高强塑积Q＆P钢板及其制备方法
ES2911662T3 (es) 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío de alta resistencia
ES2911656T3 (es) 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
BR112022001335A2 (pt) * 2019-08-07 2022-03-22 United States Steel Corp Produto de chapa de aço de têmpera e separação, e, método para produzir produto de chapa de aço de têmpera e separação
US20230349017A1 (en) * 2020-03-11 2023-11-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN114000056A (zh) * 2021-10-27 2022-02-01 北京科技大学烟台工业技术研究院 一种屈服强度960MPa级低屈强比海工用钢板及其制备方法

Family Cites Families (48)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4159218A (en) 1978-08-07 1979-06-26 National Steel Corporation Method for producing a dual-phase ferrite-martensite steel strip
JP4608822B2 (ja) 2001-07-03 2011-01-12 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US6746548B2 (en) 2001-12-14 2004-06-08 Mmfx Technologies Corporation Triple-phase nano-composite steels
WO2004022794A1 (en) * 2002-09-04 2004-03-18 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
US20080283154A1 (en) 2004-01-14 2008-11-20 Hirokazu Taniguchi Hot dip galvanized high strength steel sheet excellent in plating adhesion and hole expandability and method of production of same
JP4510488B2 (ja) 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP4367300B2 (ja) 2004-09-14 2009-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4716358B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
KR100992225B1 (ko) 2005-12-06 2010-11-05 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판및 그 제조 방법
US7887648B2 (en) 2005-12-28 2011-02-15 Kobe Steel, Ltd. Ultrahigh-strength thin steel sheet
JP4174592B2 (ja) * 2005-12-28 2008-11-05 株式会社神戸製鋼所 超高強度薄鋼板
EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
GB2439069B (en) 2006-03-29 2011-11-30 Kobe Steel Ltd High Strength cold-rolled steel sheet exhibiting excellent strength-workability balance and plated steel sheet
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP4291860B2 (ja) 2006-07-14 2009-07-08 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP4411326B2 (ja) 2007-01-29 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 リン酸塩処理性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP2020451A1 (fr) 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
PL2031081T3 (pl) 2007-08-15 2011-11-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stal dwufazowa, produkt płaski z takiej stali dwufazowej i sposób wytwarzania produktu płaskiego
EP2028282B1 (de) 2007-08-15 2012-06-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
CA2699146A1 (en) 2007-09-10 2009-03-19 Pertti J. Sippola Method and apparatus for improved formability of galvanized steel having high tensile strength
US20100218857A1 (en) 2007-10-25 2010-09-02 Jfe Steel Corporation High tensile strength galvanized steel sheet excellent in formability and method for manufacturing the same
KR101018131B1 (ko) 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
JP2009173959A (ja) 2008-01-21 2009-08-06 Nakayama Steel Works Ltd 高強度鋼板およびその製造方法
CN101225499B (zh) 2008-01-31 2010-04-21 上海交通大学 低合金超高强度复相钢及其热处理方法
JP5402007B2 (ja) 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5315956B2 (ja) 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5412182B2 (ja) 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5807368B2 (ja) 2010-06-16 2015-11-10 新日鐵住金株式会社 圧延方向に対して４５°の方向の均一伸びが極めて高い高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5136609B2 (ja) 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
ES2535420T3 (es) 2011-03-07 2015-05-11 Tata Steel Nederland Technology B.V. Proceso para producir acero conformable de alta resistencia y acero conformable de alta resistencia producido con el mismo
JP5821260B2 (ja) 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
EP2524970A1 (de) 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
JP2012240095A (ja) 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法
JP5824283B2 (ja) 2011-08-17 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板
JP5834717B2 (ja) 2011-09-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
RU2474623C1 (ru) 2011-10-31 2013-02-10 Валентин Николаевич Никитин Способ производства высокопрочной листовой стали мартенситного класса и деформационно-термический комплекс для его осуществления
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2013237923A (ja) 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2014019928A (ja) 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
EP2881481B1 (en) * 2012-07-31 2019-04-03 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent moldability and shape fixability, and method for manufacturing same
JP5857909B2 (ja) 2012-08-09 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
WO2016001700A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001706A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016001898A2 (en) 2016-01-07
CA2954141C (en) 2022-07-12
JP2017524820A (ja) 2017-08-31
WO2016001898A3 (en) 2016-03-17
JP7166396B2 (ja) 2022-11-07
US11618931B2 (en) 2023-04-04
JP6906081B2 (ja) 2021-07-21
RU2016151415A (ru) 2018-06-26
PL3164520T3 (pl) 2020-08-24
FI3164520T4 (fi) 2023-08-31
CA2954141A1 (en) 2016-01-07
JP2020114946A (ja) 2020-07-30
ZA201608765B (en) 2017-11-29
WO2016001700A1 (en) 2016-01-07
KR20170026407A (ko) 2017-03-08
MA49778A (fr) 2020-06-10
RU2680042C2 (ru) 2019-02-14
MA40188B1 (fr) 2020-06-30
JP6685244B2 (ja) 2020-04-22
JP2021155853A (ja) 2021-10-07
EP3164520A2 (en) 2017-05-10
EP3164520B2 (en) 2023-04-12
BR112017000007A2 (pt) 2017-11-07
MX2017000177A (es) 2017-09-01
BR112017000007B1 (pt) 2021-04-06
HUE049287T2 (hu) 2020-09-28
RU2016151415A3 (uk) 2018-12-06
KR102455373B1 (ko) 2022-10-14
CN106661703B (zh) 2018-12-18
US20170130292A1 (en) 2017-05-11
EP3164520B1 (en) 2020-03-11
CN106661703A (zh) 2017-05-10
ES2787515T3 (es) 2020-10-16
ES2787515T5 (es) 2023-07-04
PL3164520T5 (pl) 2023-07-03
EP3663415A1 (en) 2020-06-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA118794C2 (uk) Спосіб виготовлення високоміцного сталевого листа, який має покращену міцність, пластичність і штампованість
US10023925B2 (en) Hot stamped article, method of producing hot stamped article, energy absorbing member, and method of producing energy absorbing member
RU2722490C2 (ru) Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью и формуемостью, и полученная высокопрочная листовая сталь
RU2686729C2 (ru) Способ производства высокопрочного стального листа с покрытием, обладающего высокой прочностью, пластичностью и формуемостью
KR102459261B1 (ko) 향상된 강도 및 성형성을 갖는 고강도 강 시트의 제조 방법 및 획득된 시트
RU2684912C2 (ru) Способ изготовления сверхпрочного стального листа с покрытием или без покрытия и полученный лист
CN105950998A (zh) 一种1000MPa级低碳热镀锌双相钢及其制备方法
KR102525258B1 (ko) 개선된 강도 및 성형성을 갖는 고강도의 코팅된 강 시트의 제조 방법, 및 수득된 시트
KR101795548B1 (ko) 후강판 및 그의 제조 방법
US20160333448A1 (en) Steel and method of manufacturing the same
US10344350B2 (en) High-strength steel sheet with excellent combination of strength and ductility, and method of manufacturing the same
KR20130027794A (ko) 저항복비형 초고강도 냉연강판, 용융도금강판 및 그 제조 방법
JP6543732B2 (ja) 曲げ加工性に優れた超高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR20150061209A (ko) 150㎏급 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
CN108950150A (zh) 基于完全奥氏体化的超高强度冷轧中锰q&p钢热处理工艺
US20170369966A1 (en) Steel containing film type retained austenite
KR20180097595A (ko) 초고강도 갈바닐링된 강판을 제조하기 위한 방법 및 획득된 갈바닐링된 강판
KR101412247B1 (ko) 초고강도 강판 제조 방법
KR20130098497A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20160024681A (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR101877787B1 (ko) 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20140002279A (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
KR20150112508A (ko) 고강도 냉연강판 제조 방법