UA119061C2 - Спосіб виготовлення високоміцної листової сталі, яка має покращену штампованість, і одержаний лист - Google Patents

Спосіб виготовлення високоміцної листової сталі, яка має покращену штампованість, і одержаний лист Download PDF

Info

Publication number
UA119061C2
UA119061C2 UAA201613473A UAA201613473A UA119061C2 UA 119061 C2 UA119061 C2 UA 119061C2 UA A201613473 A UAA201613473 A UA A201613473A UA A201613473 A UAA201613473 A UA A201613473A UA 119061 C2 UA119061 C2 UA 119061C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet
steel
temperature
less
content
Prior art date
Application number
UAA201613473A
Other languages
English (en)
Inventor
Вей Сюй
Артем Арлазаров
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
Application filed by Арселорміттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA119061C2 publication Critical patent/UA119061C2/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
    • 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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • 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
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Спосіб виготовлення високоміцного листа, який має покращену штампованість і пластичність, хімічний склад сталі якого містить у масових відсотках: 0,1(С(0,4, 4,2(Мn(8,0, 1(Si(3, 0,2(Mo(0,5, при цьому решта це Fe і неминучі домішки, причому спосіб включає стадії відпалу катаного листа, одержаного зі згаданої сталі шляхом витримування її при температурі відпалу AT, більшій, ніж температура перетворення Ас3 для сталі, загартовування листа шляхом його охолодження до температури загартовування QT в діапазоні між температурами перетворення Ms і Mf з метою одержання кінцевої структури, яка містить щонайменше 65 % мартенситу і щонайменше 20 %, інше - залишковий аустеніт, при цьому сума рівнів вмісту фериту і бейніту становить менше ніж 10 %, нагрівання листа аж до температури старіння РТ в діапазоні від 300 до 500 °C і витримування його при згаданій температурі протягом часу Pt, більше ніж 10 сек., і охолодження листа аж до температури навколишнього середовища.

Description

01-04, 4, 2:Мп-8,0, 1-53, 0,2-Мо0,5, при цьому решта це Ре ї неминучі домішки, причому спосіб включає стадії відпалу катаного листа, одержаного зі згаданої сталі шляхом витримування її при температурі відпалу АТ, більшій, ніж температура перетворення Асз для сталі, загартовування листа шляхом його охолодження до температури загартовування СТ в діапазоні між температурами перетворення
М5 ії Мі з метою одержання кінцевої структури, яка містить щонайменше 65 95 мартенситу і щонайменше 20 95, інше - залишковий аустеніт, при цьому сума рівнів вмісту фериту і бейніту становить менше ніж 10 95, нагрівання листа аж до температури старіння РТ в діапазоні від 300 до 500 "С і витримування його при згаданій температурі протягом часу РІ, більше ніж 10 сек., і охолодження листа аж до температури навколишнього середовища.
Винахід відноситься до високоміцних листових сталей, чудовим щодо штампованості і міцності і до способу їх виробництва.
Для виготовлення різного устаткування, як-то, автомобільні деталі, житлові автопричепи, вантажні автомобілі тощо, використовують високоміцні сталеві листи, виготовлені із сталей, як- то, ОР (двофазні) або ТРІР (пластичністю, зумовленою мартенситним перетворенням) сталі.
З метою зменшення маси обладнання, що є дуже бажаним з метою зменшення споживання енергії, дуже бажано мати сталі, які мають покращені механічні властивості, як-то границя плинності при розтягу або границя міцності при розтягу. Але такі сталі повинні мати і хорошу штампованість.
З цією метою пропонувалося використовувати сталі, які містять приблизно 0,2 95 С, 2,5 95
Мп, 1,5 905 5і і мають структуру, яка складається з мартенситу і залишкового аустеніту. Листи виробляють при використанні технологічних ліній безперервного відпалу шляхом проведення термічної обробки, яка складається з відпалу, переривчастого загартовування і старіння.
Призначення старіння полягає в напрацюванні збагачення вуглецем аустеніту в результаті перенесення вуглецю з мартенситу для збільшення стабільності залишкового аустеніту. У даних сталях рівень вмісту Мп завжди залишається меншим, ніж 3,5 9о. Незважаючи на можливість одержання для таких сталей цікавих властивостей залишається бажаним одержання залишкового аустеніту, який характеризується кращою стабільністю, з метою одержання кращих характеристик. Але пластичність, яка необхідна для одержання хорошої штампованості, повинна залишатися хорошою, а особливо бажаною є хороша придатність до відбортовування внутрішніх кромок.
За цих причин зберігається потреба у наявності сталі і способу легкого виготовлення високоміцних листових сталей при використанні технологічних ліній безперервної термічної обробки.
З цією метою винахід відноситься до способу легкого виготовлення високоміцного листа, який характеризується покращеною штампованістю, відповідно до якого хімічний склад сталі містить у масових відсотках: 019049 4,2 95 х Мп х 8,0 96
Коо) 195 к іх 3 9 0,2 96 х Мо «х 0,5 95, при цьому залишок являє собою Ге і неминучі домішки, причому спосіб включає стадії: - відпал катаного листа, одержаного із згаданої сталі, шляхом витримування її при температурі відпалу АТ, більшою, ніж температура перетворення Асз для сталі, - загартовування листа шляхом його охолодження до температури загартовування ОТ в діапазоні між температурами перетворення М5 і Мі для сталі з метою одержання структури, яка містить, щонайменше 50 95 мартенситу і, щонайменше 10 95 залишкового аустеніту, при цьому сума кількостей фериту і бейніту становить менше ніж 10 95, - нагрівання листа аж до температури старіння РТ в діапазоні від 300 "С до 500сС і витримування його при згаданій температурі протягом часу РІ, більшого, ніж 10 сек, і - охолодження листа аж до кімнатної температури.
Переважно хімічний склад сталі містить 4,5 95 х Мп х 5,5 Ор.
Переважно хімічний склад сталі є таким, що: 01596 0,25 95 1,495: Бі х 1,8 95 0,2 96 х Мо х 0,35 95
Переважно хімічний склад сталі містить: 01596 0,25 95 4,5 95: Мп х 5,5 96 1,495: Бі х 1,8 95 0,2 96 х Мо х 0,35 95, і температура відпалу АТ є більшою, ніж 780 С і меншою, ніж 950 "С, температура загартовування знаходиться в діапазоні від 130 "С до 180 "С, а час старіння знаходиться в діапазоні від 100 сек до 600 сек.
Необов'язково на лист може бути нанесено додаткове покриття, наприклад, при нанесенні покриття шляхом занурення у розплав при наявності або відсутності легування, при цьому нанесення покриття можливо проводять до охолодження листа аж до кімнатної температури.
Винахід також відноситься до листової сталі з високим опором розриву, одержаної зі сталі, хімічний склад якої містить у масових відсотках: бо О1оохСкО04 96
4,2 956 х Мп х 8 95 195 к іх 3 9 0,2 96 х Мо «х 0,5 95, при цьому залишок являє собою Ре і неминучі домішки, причому сталь має структуру, яка містить, щонайменше 50 96 мартенситу, щонайменше 10 95 залишкового аустеніту, менш, ніж 95 сумарної кількості фериту і бейніту і згідно спостереження при використанні оптичного мікроскопа осьова ліквація відсутня.
Зокрема, хімічний склад сталі є таким, що 4,2 95 х Мп «х 8,0 95.
Переважно хімічний склад сталі є таким, що 4,5 95 х Мп х 5,5 95. 10 Переважно хімічний склад сталі містить: 01596 0,25 95 4,5 95: Мп х 5,5 96 1,495 х Бі х 1,8 95 0,2 96 х Мо х 0,35 95 границя плинності У5 може бути більшою або рівною 1000 МПа, границя міцності - більшою або рівною 1300 МПа, рівномірне відносне подовження ШЕ - більше або рівне 10 95, загальне відносне подовження - більше або рівне 13 95, і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, виміряний у відповідності до стандарту ІБО 16630:2009, - більше або рівний 15 95.
Необов'язково, щонайменше на одну лицьову поверхню листа наносять покриття, наприклад, при нанесенні покриття шляхом занурення у розплав металу.
Далі винахід буде описаний детально і проілюстрований з використанням прикладів без введення обмежень.
Композиція сталі, відповідна винаходу, містить у масових відсотках: -0,1 95 хх 0,4 95, а переважно 0,15 95 «х С і/або С х 0,25 95, з метою одержання задовільної міцності і покращення стабільності залишкового аустеніту. У разі надмірно високого рівня вмісту вуглецю погіршиться зварюваність. - 4295 х Мп ох 8,095. Рівень вмісту Мп є більшим, ніж 4,295 з метою покращення стабільності залишкового аустеніту шляхом більшого збагачення аустеніту по Мп і шляхом зменшення розміру аустенітного зерна. Зменшенню розміру аустенітного зерна притаманна
Зо перевага, яка полягає в зменшенні відстані дифузії, що необхідне для перенесення вуглецю і марганцю з мартенситу до аустеніту і тому прискорює дифузію даних елементів під час стадії старіння. Крім того, рівень вмісту марганцю, більший, ніж 4,2 95, зменшує температури перетворення М5, Ас: і Асз, що полегшує досягнення проведення термічної обробки. Переважно рівень вмісту Мп є більшим, ніж 4,595. Але рівень вмісту марганцю повинен залишатися меншим, ніж 8 95, а переважно меншим, ніж 5,5 96 з метою неотримання надмірно великого зменшення пластичності. - Зі 2 1 9о, а переважно б5і 2 1,4 95, і 5і х З 956, а переважно 5і х 1,8 95. Кремній є придатним для використання при стабілізації аустеніту з метою забезпечення зміцнення твердого розчину і уповільнення утворення карбідів під час перерозподілу вуглецю з мартенситу до аустеніту. Але при надмірно високому рівні вмісту кремнію на поверхні листа будуть утворюватися оксиди кремнію, що є шкідливим для його придатності для нанесення покриття та пластичності. - 0295 хх Мо х 0,595. Мо має бути присутнім у кількості, більшій, ніж 0,2 95, з метою зменшення осьової ліквації, яка може являти собою результат високого рівня вмісту марганцю, і яка є шкідливою для придатності при відбортовуванні внутрішніх кромок. Вище 0,5 95 молібден може утворювати надмірно велику кількість карбідів, що може бути шкідливим для пластичності.
Переважно рівень вмісту Мо є меншим або рівним 0,35 95.
Залишок являє собою Ре і домішки, які з'являються результати плавлення. Такі домішки включають М, 5, Р і залишкові елементи, як-то Сг, Мі, В і АЇ.
Зазвичай рівень вмісту М залишається меншим, ніж 0,01 95, рівень вмісту 5 - меншим ніж 0,01 95, рівень вмісту Р - меншим ніж 0,02 95, рівень вмісту Сг - меншим ніж 0,1 95, рівень вмісту
Мі - меншим ніж 0,1 95, рівень вмісту Си - меншим ніж 0,2 95, рівень вмісту В - меншим ніж 0,0005 95, а рівень вмісту АЇ - меншим ніж 0,001 95. Однак слід зазначити, що АЇ може бути доданий з метою розкислювання сталі. У цьому випадку, рівень його вмісту може досягати 0,04 95. Крім того, АЇ може формувати невеликі виділення АЇМ, що може бути використане для обмеження росту аустенітного зерна під час відпалу.
Для сталі, відповідної винаходу, не є метою будь-яке мікролегування, таке як у випадку Ті, М і МБ. Рівні вмісту цих елементів окремо обмежують значенням 0,050 95, переважно суму рівнів вмісту МБ, Ті, Мобмежують значенням 0,1 95.
При використанні даної сталі відомим чином може бути вироблений гарячекатаний лист, бо який має товщину в діапазоні від 2 до 5 мм. Після гарячого вальцювання лист може бути підданий відпалу в камерній печі при температурі в діапазоні від 400 "С до 600 "С протягом від
З00 секунд до 10 годин. Гарячекатаний лист може бути підданий травленню і холодному вальцювання для одержання холоднокатаного листа, який має товщину в діапазоні від 0,5 мм до 2 мм.
Після цього лист піддають термічній обробці з використанням технологічної лінії безперервного відпалу.
До проведення термічної обробки визначають оптимальну температуру загартовування
ОТор. Даною оптимальною температурою загартовування є температура, при якій загартовування має бути припинено з метою одержання оптимального рівня вмісту залишкового аустеніту. Дана оптимальна температура загартовування може бути розрахована при використанні співвідношень Ендрюса і Койстинена-Марбургера:
М5-539-423х б-304х Мп-121х Сг -7,5х Мо - 7,5х 51 і
То - 1 - ехрІ- 0,011 х (М5 - Т)), при цьому ї« являє собою частку мартенситу при температурі Т під час загартовування, і виходячи з припущення про те, що після загартовування аж до температури ОТ сталь піддають старінню при температурі більшій, ніж ОТ, і що внаслідок старіння повністю реалізується розподіл вуглецю між мартенситом і залишковим аустенітом.
Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як провести такий розрахунок.
Призначення термічної обробки полягає в одержанні структури, яка складається з, щонайменше 5095, а переважно, щонайменше 6595, мартенситу і, щонайменше 10 95, а переважно, щонайменше 20 95, залишкового аустеніту, і за можливості найменшій кількості фериту і бейніту. Сумарна кількість частки фериту і бейніту по поверхні є меншою, ніж 10 95, а переважно меншою, ніж 5 95.
Для фахівців у відповідній галузі техніки ясно, що дана структура є кінцевою структурою, тобто, по завершенні повної обробки. Безпосередньо після загартовування структура містить лише мартенсит і аустеніт.
Частками мартенситу, фериту і бейніту є частки даних компонентів за площею. Частку залишкового аустеніту вимірюють з використанням рентгенівської дифракції. Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як визначити ці частини.
Для цього лист піддають відпалу при температурі відпалу АТ, більшої, ніж температура перетворення Асз для сталі, але переважно меншою, ніж 950 С, з метою неотримання надмірно великого огрубіння аустенітних зерен.
Після цього лист піддавали загартовуванню шляхом охолодження при швидкості охолодження, більшої, ніж 0,1 "С/сек, аж до температури загартовування ОТ, меншої, ніж температура перетворення М5 для сталі, а переважно такій, яка знаходиться в діапазоні від
ОТОР-20 С до ОТОР20 С. Це важлива ознака винаходу, оскільки для сталі, відповідної винаходу, загартовуваність є високою. Як наслідок ферит не утворюється при охолодженні навіть за низьких швидкостей охолодження, як-то З С/сек, тому немає необхідності в проведенні прискореного охолодження. Переважно швидкість охолодження знаходиться в діапазоні від 0,1 "С/сек до 70 "С/сек.
Після загартовування лист нагрівають до температури старіння в діапазоні від 300 "С до 500 "С і витримують при цій температурі або в області даної температури протягом часу, який становить, щонайменше 10 сек, а переважно знаходиться в діапазоні від 100 сек до 600 сек, з метою забезпечення перенесення вуглецю з мартенситу до аустеніту без утворення карбідів.
Для сталі, композиція якої містить від 0,15 95 до 0,25 95 С, від 4,5 95 до 5,5 95 Мп, від 1,4 95 до 1,8 5і і від 0,2 95 до 0,35 95 Мо, температура відпалу може перебувати в діапазоні від 780 "С до 950 "С, а температура загартовування в діапазоні від 130 "С до 180 "С.
Після старіння лист охолоджують до кімнатної температури. При використанні даної сталі і даного способу може бути одержана сталь, яка характеризується границею плинності при розтягу 5, більшою, ніж 1000 МПа, границею міцності при розтягу Т5, більшою, ніж 1300 МПа, рівномірним відносним подовженням ШЕ, більшим або рівним 10 95, і загальним відносним подовженням ТЕ, більшим або рівним 1395, при відсутності осьової ліквації згідно спостереження з використанням оптичного мікроскопа.
В якості прикладу і порівняльного прикладу виробляли сталі, для яких композиції у 95 (мас.), температури перетворення і оптимальна температура загартовування ОТор представлені в таблиці 1. Для хімічного складу наведені лише рівні вмісту С, 5і, Мп і Мо, при цьому інше являє собою Ре і домішки. Вимірювали значення Асі і Асз. Значення М5 і Мі розраховували при використанні співвідношень Ендрюса і Койстинена-Марбургера. (510)
Таблиця 1 ера ее е рере ря г ле Теле 1511 ар во
Приклад
Виробляли гарячекатані листи, які мають товщину 2,4 мм. Листи піддавали відпалу у камерній печі при 600 "С протягом 5 годин, після цього травленню, потім холодному вальцюванню для одержання холоднокатаних листів, які мають товщину 1,2 мм. Три зразки холоднокатаних листів піддавали термічній обробці шляхом варіювання температури загартовування ОТ.
Умови проведення термічної обробки і механічні властивості, одержані в результаті проведення термічних обробок, наведені в таблиці 2.
Таблиця 2 о о о РІ, У5, т5, о о о о о
Приклад2 | 800 | 155 | 400 | 500| 1136 | 1407 | 11 | 14 | 15 | 80 | 2
ПрикладЗ | 820 | 135 | 400 | 500| 1218 | 1367 | 10,7 | 146 | 19 | - | 2
Приклад4 | 820 | 155 | 400 | 500 | 1143 | 1399 | 122 | 151 | 18 | - | 23
Приклад5 | 820 | 175 | 400 | 500| 1002 | 1436 | 11,6 | 13,9 | 15 | -
Прикладб | 820 | 20 | 400 | 500) 1374 | 1497) 18 | 57 | - | - | з
Приклад7 | 780 | 120 | 400 | 500| 1234 | 13901 90 | 113 | - | - | 8
Приклад8 | 820 | 230 | 400 | 500| 702 | 1557) 41 | 41 | - | - 6
Приклад | 600 | пяо | оо во пвя| а) по) 5 | 9 | вв
Приклад
В даній таблиці 2, АТ являє собою температуру відпалу, ОТ - температуру гартування, РТ - температуру старіння, Рі - час старіння, 5 - границю плинності при розтягу, Т5 - границю міцності при розтягу, СЕ - рівномірне відносне подовження, ТЕ - загальне відносне подовження,
НЕВ - коефіцієнт збільшення отвору, а - кут складання, виміряний при проведенні випробування на згин, а КА - кількість залишкового аустеніту в мікроструктурі. Коефіцієнт збільшення отвору, який являє собою міру придатності до відбортовування внутрішніх кромок, вимірюють при використанні методу, що відповідає стандарту ІЗО 16630:2009. Через розбіжності між методами вимірювання значення коефіцієнта НЕК, який відповідає стандарту ІЗО, і який сильно відрізняється від значення коефіцієнта А, який відповідає стандарту УЗ Т 1001 (стандарту
Японської федерації заліза і сталі), і не може бути з ним порівнюваний. Кут складання вимірюють при використанні будь-якого методу, відомого фахівцям відповідної галузі техніки.
Як це можна бачити, при використанні сталі, відповідної винаходу, можна одночасно одержувати високу границю плинності при розтягу, високу границя міцності при розтягу, дуже хороші відносні подовження і значно кращий коефіцієнт збільшення отвору у співставленні з тим, що має місце для сталі "порівняльного прикладу", яка не містить молібдену, для подібних температур ОТ.
Співставлення прикладів 1 і 2 з прикладами З і 4 ілюструє те, що у разі збільшення температури відпалу АТ, яка є більшою, ніж температура перетворення Асз у сталі, збільшується розмір аустенітного зерна, що призведе в загальному випадку до одержання
Зо кращих характеристик подовження.
Співставлення прикладів 4 і 5 демонструє, що в разі збільшення температури загартовування зменшиться границя плинності при розтягу, в той час як границя міцності при розтягу збільшиться завдяки наявності меншого рівня вмісту відпущеного мартенситу в мікроструктурі.
Сталь з прикладу 6 загартовують при температурі загартовування, меншої, ніж значення Мі, що призводить до одержання структури, яка характеризується надмірно низьким рівнем вмісту залишкового аустеніту і тому демонструє незадовільні характеристики подовження.
Температури загартовування в прикладах 7 і 8 знаходяться в діапазонах між температурами перетворення М5 і Мі для сталі, але таким чином, щоб одержана кінцева структура містила,
щонайменше 10 95 залишкового аустеніту. Зокрема, температура загартовування в прикладі 7 є надмірно низькою для забезпечення одержання рівня вмісту залишкового аустеніту, який становить, щонайменше 10 95. Температура загартовування в прикладі 8 є надмірно високою, так що при досягненні сталлю температури загартовування кількість мартенситу є надмірно низькою для забезпечення достатньої стабілізації аустеніту при витримуванні листа при температурі старіння. Тому рівномірне і загальне відносні подовження в прикладах 6, 7 і 8 є недостатніми.
Крім того, аналіз мікрофотографій продемонстрував, що в сталях, відповідних винаходу, була відсутня осьова ліквація згідно спостереження мікроструктури сталі з використанням оптичного мікроскопа. Саме тому покращується штампованість, оскільки осьова ліквація є згубною для властивостей під час експлуатації.
На лист, який описується вище, не наносять покриття. Але ясно, що на лист може бути нанесено покриття при використанні будь-якого способу, тобто, при нанесенні покриття шляхом занурення у розплав, при нанесенні покриття шляхом електроосадження, при нанесенні покриття шляхом напилення у вакуумі, як-то пароструменеве осадження або осадження з парової фази, тощо. У разі нанесення покриття на лист шляхом занурення у розплав покриття може бути цинковим при наявності або відсутності легування (відпал і цинкування). У даних випадках має бути розглянута термічна обробка, відповідна зануренню у розплав і, в кінцевому рахунку, легуванню, яке здійснюють до охолодження листа до температури навколишнього середовища. Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як це реалізувати, наприклад, шляхом проведення випробувань, з метою оптимізації температури і часу старіння. В даному випадку, щонайменше на одну лицьову поверхню листа може бути нанесене покриття, а, кажучи більш конкретно, металеве покриття.

Claims (10)

25 ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Спосіб виготовлення високоміцного листа, який має покращену штампованість і пластичність, хімічний склад сталі якого містить у масових відсотках: 01 бок 0,4, Зо 4,5-Мп5,5, 1-53, 0,2-Мо0,5, при цьому залишок являє собою Ге і неминучі домішки, причому спосіб включає стадії: 35 відпал катаного листа, одержаного із згаданої сталі шляхом витримування її при температурі відпалу АТ, більшій, ніж температура перетворення Асз для сталі, загартовування листа шляхом його охолодження до температури загартовування ОТ в діапазоні між температурами перетворення М5 і Мі для сталі з метою одержання кінцевої структури, яка містить щонайменше 50 95 мартенситу і щонайменше 10 95 залишкового аустеніту, при цьому 40 сума кількостей фериту і бейніту становить менше ніж 10 95, нагрівання листа аж до температури старіння Рі в діапазоні від З0ОО до 500 "С і витримування його при згаданій температурі протягом часу Рі, більше ніж 10 сек., і охолодження листа до температури навколишнього середовища.
2. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що вміст С, 5і і Мо у складі сталі, у масових відсотках 45 складає: 0 15-5сС0,25, 1,4-51і-1,8, 0,2-Мо0,35, і тим, що температура відпалу АТ є більшою ніж 780 "С і меншою ніж 950 "С, температура 50 загартовування знаходиться в діапазоні від 130 до 180 С, а час старіння знаходиться в діапазоні від 100 сек. до 600 сек.
З. Спосіб за будь-яким з пп. 1 або 2, який відрізняється тим, що лист охолоджують до температури загартовування ОТ таким чином, щоб кінцева структура задовольняла одній або декільком з наступних умов: 55 рівень вмісту мартенситу становить щонайменше 65 95, рівень вмісту залишкового аустеніту становить щонайменше 20 95, сума кількостей фериту і бейніту є меншою ніж 5 95.
4. Спосіб за будь-яким з пп. 1-3, який відрізняється тим, що на лист додатково наносять покриття.
5. Спосіб за п. 4, який відрізняється тим, що на лист наносять покриття при нанесенні покриття шляхом занурення у розплав при наявності або відсутності легування, при цьому покриття одержують до охолодження листа до температури навколишнього середовища.
6. Листова сталь з високим опором розриву, одержана зі сталі, хімічний склад якої містить у масових відсотках: б 1-04, 4,5-Мп5,5, 1-53, 0,2-Мо0,5, при цьому залишок являє собою Ре і неминучі домішки, причому сталь має структуру, яка містить більше ніж 50 95 мартенситу, більше ніж 10 95 залишкового аустеніту, менше ніж 10 95 сумарної кількості фериту і бейніту і згідно зі спостереженням при використанні оптичного мікроскопа осьова ліквація відсутня.
7. Листова сталь з високим опором розриву за п. 6, яка відрізняється тим, що вміст С, 5і і Мо у складі сталі, у масових відсотках складає: 0 15-5сС0,25, 1,4-51і-1,8, 0,2-Мо0,35.
8. Листова сталь з високим опором розриву за п. 6 або 7, яка відрізняється тим, що границя плинності на розтяг У5 є більшою або дорівнює 1000 МпПа, границя міцності на розтяг є більшою чи дорівнює 1300 МПа, рівномірне відносне подовження ШЕ є більшим чи рівним 10 95, загальне відносне подовження є більшим чи рівним 13 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК є більшим чи рівним 15 95.
9. Листова сталь з високим опором розриву за будь-яким з пп. 6-8, яка відрізняється тим, що структура відповідає одній або декільком з наступних умов: рівень вмісту мартенситу становить щонайменше 65 95, рівень вмісту залишкового аустеніту становить щонайменше 20 95, сума кількостей фериту і бейніту є меншою ніж 5 95.
10. Листова сталь з високим опором розриву за будь-яким з пп. 6-9, яка відрізняється тим, що Зо щонайменше на одну лицеву поверхню листа нанесене покриття. 00 КомпютернаверсткаГ. Паяльніково (00000000 Міністерство економічного розвитку і торгівлі України, вул. М. Грушевського, 12/2, м. Київ, 01008, Україна ДП "Український інститут промислової власності", вул. Глазунова, 1, м. Київ - 42, 01601 (с;
UAA201613473A 2014-07-03 2015-03-07 Спосіб виготовлення високоміцної листової сталі, яка має покращену штампованість, і одержаний лист UA119061C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2014/002235 WO2016001699A1 (en) 2014-07-03 2014-07-03 Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained
PCT/IB2015/055031 WO2016001887A2 (en) 2014-07-03 2015-07-03 Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA119061C2 true UA119061C2 (uk) 2019-04-25

Family

ID=52000880

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201613473A UA119061C2 (uk) 2014-07-03 2015-03-07 Спосіб виготовлення високоміцної листової сталі, яка має покращену штампованість, і одержаний лист

Country Status (17)

Country Link
US (1) US20170145537A1 (uk)
EP (1) EP3164515B1 (uk)
JP (2) JP6668265B2 (uk)
KR (1) KR102423654B1 (uk)
CN (1) CN106574349B (uk)
BR (1) BR112017000008B1 (uk)
CA (1) CA2954132C (uk)
ES (1) ES2737226T3 (uk)
HU (1) HUE044408T2 (uk)
MA (1) MA40198B1 (uk)
MX (1) MX2017000190A (uk)
PL (1) PL3164515T3 (uk)
RU (1) RU2677888C2 (uk)
TR (1) TR201910618T4 (uk)
UA (1) UA119061C2 (uk)
WO (2) WO2016001699A1 (uk)
ZA (1) ZA201700056B (uk)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
KR101839235B1 (ko) * 2016-10-24 2018-03-16 주식회사 포스코 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR101977491B1 (ko) * 2017-11-08 2019-05-10 주식회사 포스코 냉간 성형성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2019122961A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
WO2019122965A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020017607A1 (ja) * 2018-07-18 2020-01-23 日本製鉄株式会社 鋼板
PT3754037T (pt) * 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
CZ308468B6 (cs) * 2019-07-30 2020-09-02 Západočeská Univerzita V Plzni Způsob výroby součástí z ocelí kalením s vyrovnáním teplot na teplotu Ms
WO2021105489A1 (en) 2019-11-27 2021-06-03 Tata Steel Ijmuiden B.V. Method of making a cold formable high strength steel strip and steel strip

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6261388B1 (en) * 1998-05-20 2001-07-17 Nippon Steel Corporation Cold forging steel having improved resistance to grain coarsening and delayed fracture and process for producing same
AU2003270334A1 (en) * 2002-09-04 2004-03-29 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
CN101376945B (zh) * 2007-08-28 2011-06-15 宝山钢铁股份有限公司 2000MPa级超高强度高韧性钢板及其制造方法
EP2123787A1 (fr) * 2008-05-06 2009-11-25 Industeel Creusot Acier à hautes caractéristiques pour pièces massives
KR101027250B1 (ko) * 2008-05-20 2011-04-06 주식회사 포스코 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법
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
CN101638749B (zh) * 2009-08-12 2011-01-26 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
KR20120071583A (ko) * 2010-12-23 2012-07-03 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강
JP5440672B2 (ja) * 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US9617614B2 (en) * 2011-10-24 2017-04-11 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing high strength steel sheet having excellent formability
JP5857905B2 (ja) * 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
US20150203947A1 (en) * 2012-07-31 2015-07-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet with excellent formability and shape fixability and method for manufacturing the same
CN102912219A (zh) * 2012-10-23 2013-02-06 鞍钢股份有限公司 一种高强塑积trip钢板及其制备方法
US9783866B2 (en) * 2013-04-01 2017-10-10 Hitachi Metals, Ltd. Method for producing steel for blades

Also Published As

Publication number Publication date
KR102423654B1 (ko) 2022-07-20
JP2020045577A (ja) 2020-03-26
MA40198A (fr) 2017-05-10
RU2016151793A (ru) 2018-06-28
ZA201700056B (en) 2018-08-29
CN106574349B (zh) 2018-09-04
CN106574349A8 (zh) 2017-05-10
MA40198B1 (fr) 2019-08-30
EP3164515B1 (en) 2019-04-24
JP2017524822A (ja) 2017-08-31
ES2737226T3 (es) 2020-01-10
PL3164515T3 (pl) 2019-10-31
CA2954132C (en) 2022-08-30
JP6668265B2 (ja) 2020-03-18
BR112017000008A2 (pt) 2017-11-07
CA2954132A1 (en) 2016-01-07
EP3164515A2 (en) 2017-05-10
BR112017000008B1 (pt) 2021-03-23
KR20170026405A (ko) 2017-03-08
WO2016001699A1 (en) 2016-01-07
CN106574349A (zh) 2017-04-19
US20170145537A1 (en) 2017-05-25
TR201910618T4 (tr) 2019-08-21
MX2017000190A (es) 2017-05-01
WO2016001887A2 (en) 2016-01-07
RU2677888C2 (ru) 2019-01-22
HUE044408T2 (hu) 2019-10-28
RU2016151793A3 (uk) 2018-12-07
WO2016001887A3 (en) 2016-03-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA119061C2 (uk) Спосіб виготовлення високоміцної листової сталі, яка має покращену штампованість, і одержаний лист
CA2931494C (en) Hot formed steel sheet component and method for producing the same as well as steel sheet for hot forming
CN108884512B (zh) 用于生产具有改善的强度和可成形性的高强度钢板的方法以及所获得的高强度钢板
KR102462277B1 (ko) 초고강도의 코팅된 또는 비코팅된 강 시트를 제조하기 위한 방법 및 얻어진 시트
RU2687284C2 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа с покрытием, имеющего улучшенную прочность и пластичность, и полученный лист
EP2881481A1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent moldability and shape fixability, and method for manufacturing same
US11008635B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet
US20200071784A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet
EP3164514A2 (en) Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and ductility and sheet obtained
US20180237881A1 (en) Steel sheet
CN108138250B (zh) 高强度钢板及其制造方法
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
JP6037087B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5338873B2 (ja) 引張強度４４０ＭＰａ以上の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
JP6704997B2 (ja) 超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法、及び得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US20190071748A1 (en) Method for temperature-treating a manganese steel intermediate product, and steel intermediate product which has been temperature-treated in a corresponding manner
JP6967628B2 (ja) 超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法、及び得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板