UA119838C2 - Високоміцна сталь, яка має підвищену пластичність, і спосіб виробництва такої сталі - Google Patents

Високоміцна сталь, яка має підвищену пластичність, і спосіб виробництва такої сталі Download PDF

Info

Publication number
UA119838C2
UA119838C2 UAA201808805A UAA201808805A UA119838C2 UA 119838 C2 UA119838 C2 UA 119838C2 UA A201808805 A UAA201808805 A UA A201808805A UA A201808805 A UAA201808805 A UA A201808805A UA 119838 C2 UA119838 C2 UA 119838C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
temperature
steel
specified
hot
Prior art date
Application number
UAA201808805A
Other languages
English (en)
Inventor
Елена ЮТА
Веронік Ебер
Вероник ЭБЕР
Original Assignee
Арселорміттал
Арселормиттал
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Арселорміттал, Арселормиттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA119838C2 publication Critical patent/UA119838C2/uk

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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

Холоднокатана термооброблена листова сталь, яка має хімічний склад, який містить, мас. %: 0,17£ вуглець £0,24, 1,9£ марганець £2,2, 0,5£ алюміній £1,2, 0,5£ кремній £1, 0,05£ хром £0,2, 0,015£ ніобій £0,03, сірка £0,004, фосфор £0,03 і на розсуд 0,005£ титан ≤0,05, 0,001£ молібден £0,05, решта - залізо і неминучі домішки в результаті обробки, причому Si+Al³1,3, що зумовлено мікроструктурою листової сталі із покриттям, яка містить в частках площі 10-20 % залишкового аустеніту, причому фаза зазначеного аустеніту має вміст вуглецю 0,9-1,1 %, 40-55 полігонального фериту, 15-40 % гранулярного бейніту і щонайменше 5 % відпущеного мартенситу, причому сумарна кількість відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту становить 20-30 %.

Description

Даний винахід, відноситься до листової сталі, яка має підвищені механічні властивості і є придатною для використання у виробництві автомобілів, зокрема, даний винахід пропонує листову сталь, яка має підвищену пластичність і високу міцність, і спосіб виробництва такої сталі.
В останні роки особлива увага до економії палива і до викидів парникових газів у атмосферу з точки зору охорони глобального довкілля вимагає зменшення маси автомобілів; отже, необхідний подальший розвиток галузі з виробництва листової сталі, яка має підвищені міцність, відносне подовження і задовільні механічні властивості. Таким чином, необхідно, щоб сталеві деталі автомобіля задовольняли двом характеристикам, які, взагалі, як вважається, складно одержати разом: високої деформованості і високої пластичності, з одного боку, і високої границі міцності на розтяг, з іншого боку.
Для зменшення маси автомобілів за рахунок збільшення міцності матеріалу були здійснені значні наукові дослідження і розробки. З іншого боку, збільшення міцності листової сталі зменшує пластичність і, таким чином, необхідна розробка матеріалів, які мають як високу міцність, так і високу пластичність.
З цієї причини були розроблені високоміцні сталі, які мають підвищену пластичність, як-то
ТВІР-сталі (пластичність, наведена перетворенням). ТКІР-сталі мають розумне співвідношення механічної міцності і деформованості завдяки їх складній структурі, яка містить аустеніт, який поступово зазнає перетворення в результаті деформації. ТКІР-сталі також можуть містити ферит, який є пластичним компонентом, і такі компоненти, як острівці мартенситу і аустеніту (МА) і бейніту. ТКІР-сталі мають дуже високу здатність до зміцнення, що уможливлює належний розподіл деформації у разі зіткнення або навіть під час формування деталі автомобіля. Таким чином, існує можливість виготовлення деталей, які мають таку ж складну форму, як і деталі, які виготовляються із звичайних сталей, але з покращеними механічними властивостями, що, в свою чергу, дає можливість зменшити товщину деталей з метою відповідності ідентичним функціональним технічним вимогам з точки зору механічних характеристик. Отже, ці сталі є ефективною відповіддю на вимоги до зниження маси і підвищення безпеки транспортних засобів. В галузі гарячекатаної і холоднокатаної листової сталі, сталь цього типу знаходить застосування, крім іншого, у виготовленні деталей конструкції і пристроїв безпеки для
Зо автомобілів. Була зроблена низка зусиль для одержання високої міцності і високої деформованості сталі, що дозволило розробити низку сталей, які мають високу міцність і високу пластичність, і способів виробництва листових сталей, які мають високу міцність і високу пластичність.
У документі 5 9074272 описані сталі, які мають такий хімічний склад: 0,1-0,28 95 С, 1,0- 2,096 Бі, 1,0-3,095 Мп, інше залізо і неминучі домішки. Мікроструктура містить 9-17 95 залишкового аустеніту, 40-65 95 бейнітного фериту, 30-50 95 полігонального фериту і менше 5 95 мартенситу. Дане посилання на холоднокатану листову сталь з підвищеним відносним подовженням, але винахід, описаний у 05 9074272, не передбачає досягнення границі міцності на розтяг, рівної 900 МПа, що необхідно для низки конструкційних деталей автомобіля.
У документі ОЗ 2015/0152533 описаний спосіб виробництва високоміцної сталі, яка містить: 0,12-0,18 96, Бі: 0,05-0,2 95, Мп: 1,9-2,2 95, А: 0,2-0,5 95, Си 0,05-0,2 95, МБ: 0,01-0,06 96, Р: «0,02 95, 5: 0,003 95, М: «0,008 95, Мо: «0,1 95, В: х0,0007 90, Ті: «0,01 95, Мі: «0,1 96, би: 0,1 Об, інше залізо і неминучі домішки. Зазначена листова сталь має мікроструктуру, яка складається з 50-90 95 об. фериту, включаючи сюди бейнітний ферит, 5-40 95 об. мартенситу, до 15 95 об. залишкового аустеніту і до 10 95 об. інших структурних складових. Незважаючи на те, що сталь, описана у О5 2015/0152533, містить достатню кількість мартенситу (тобто до 40 95), ця сталь не забезпечує одержання границі міцності на розтяг, рівної 900 МПа.
У наступному документі УР 2001/254138 описуються сталі, які мають такий хімічний склад: 0,05-0,3 946 С, 0,3-2,5 96 5, 0,5-3,095 Мп і 0,001-2,0 95 АЇ, інше залізо і неминучі домішки.
Структура містить залишковий аустеніт, в якому масова концентрація вуглецю більша або дорівнює 1 95, об'ємна частка якого становить 3-50 95, а також ферит у кількості 50-97 95. Цей винахід не можна використовувати для виробництва сталей, які вимагають забезпечення особливої механічної міцності, пов'язаної з високою пластичністю, для одержання складної структурної деталі для автомобіля.
У наступному документі ЕР 2765212 пропонується високоміцна листова сталь, яка має підвищену пластичність і придатність до відбортування з розтягом і мікроструктуру, яка складається з 5-70 96 мартенситу за співвідношенням площ, 5-40 96 залишкового аустеніту за співвідношенням площ, 5 95 і більше бейнітного фериту у верхньому бейніті за співвідношенням площ, всього 40 95 і більше, причому 25 95 і більше мартенситу є відпущеним мартенситом, і бо полігональний ферит займає більше 10 95 і менше 50 95 за відношенням площ.
Таким чином, у світлі вищезазначених публікацій завдання цього винаходу полягає в тому, щоб запропонувати листову сталь, яка дозволяє значно зменшити масу з можливістю використання зазначеної сталі у виробничій практиці для виготовлення складних деталей і елементів автомобіля.
Завдання цього винаходу полягає в тому, щоб вирішити зазначені проблеми, забезпечуючи наявність холоднокатаної листової сталі, яка одночасно має: - граничну міцність на розтяг Т5 більшу або рівну 980 МПа і переважно більшу 1050 МПа або навіть більшу 1100 МПа, - границю плинності більше 550 МПа, - відношення границі плинності до границі міцності на розтяг рівне або більше 0,60, - повне подовження ТЕ більше або рівне 17 95 і переважно більше 19 95, - коефіцієнт збільшення отвору більший або рівний 18 95 (виміряний за стандартом ІЗО 16630:2009).
Переважно, така сталь добре придатна для обробки тиском, зокрема, для вальцювання, і має хорошу зварюваність і хорошу здатність до сприйняття покриття.
Інша задача цього винаходу полягає у виробництві сталі, яка має підвищену стійкість до розтріскування в результаті рідкометалічного окрихчення.
Ще одна задача цього винаходу також полягає в тому, щоб запропонувати спосіб виробництва такої листової сталі, який подібний до звичайних промислових способів і не дуже сприйнятливий до невеликих змін виробничих параметрів.
Фіг. 1 - мікрознімок, який показує мікроструктуру сталі за цим винаходом. Відпущений мартенсит і аустеніт виглядають як світлі складові, інша частина утворена з фериту і гранулярного бейніту;
Фіг 2А - однорідний розподіл відпущеного мартенситу у листовій сталі, і Фіг. 28 - неоднорідний розподіл мартенситу у контрольній листовій сталі.
Листова сталь за цим винаходом має конкретний хімічний склад, який детально описаний нижче.
Вміст вуглецю у сталі за винаходом становить 0,17-0,24 95. Вуглець відіграє значну роль в утворенні мікроструктури і забезпеченні міцності і пластичності за рахунок ТКІР-ефекту:
Зо неможливо одержати значний ТКІР-ефект при вмісті вуглецю менше 0,17 95. При вмісті вуглецю вище 0,24 95 погіршується зварюваність. Для одночасного одержання високої міцності й високого відносного подовження вміст вуглецю переважно має становити 0,20-0,24 95 включно.
Вміст марганцю в описуваній сталі становить 1,9-2,2 95 включно. Марганець є елементом, який забезпечує зміцнення за допомоги твердого розчину заміщення у фериті. Мінімальний вміст 1,9 95 мас. необхідний для одержання необхідної границі міцності на розтяг. Проте при вмісті вище 2,2 96 марганець уповільнює утворення бейніту і, крім того, посилює утворення аустеніту із зменшеною кількістю вуглецю, який на наступній стадії перетворюється на мартенсит, а не на залишковий аустеніт, що негативно впливає на необхідні властивості.
Вміст кремнію у сталі за цим винаходом становить 0,5-1 95. Кремній відіграє важливу роль в утворенні мікроструктури за допомоги уповільнення випадання карбідів під час етапу вирівнювання, наступного за первинним охолодженням, що дозволяє вуглецю концентруватися в аустеніті для його стабілізації. Кремній відіграє ефективну роль разом з алюмінієм, причому найкращі результати стосовно конкретних властивостей досягаються при рівнях вмісту вищих 0,5 95. Однак додавання кремнію у кількості більше 1 95 має зворотний ефект щодо здатності до сприйняття гарячого покриття зануренням в результаті сприяння утворенню оксидів, які пристають до поверхні виробів, погіршуючи зварюваність. Це також може призвести до рідкометалічного окрихчення в результаті проникнення рідкого 2п за межі аустенітних зерен під час точкового зварювання. Вміст менший або рівний 1 95 одночасно забезпечує дуже хорошу придатність до зварювання, а також хорошу здатність до сприйняття покриття. Вміст кремнію переважно має бути 0,7-0,9 95 включно для обмеження утворення крихкого мартенситу замість бейніту.
Алюміній відіграє важливу роль у винаході завдяки значному уповільненню випадання карбідів і стабілізації залишкового аустеніту. Цей ефект досягається у випадку, коли вміст алюмінію становить 0,5-1,2 95. Вміст алюмінію переважно має бути менше або рівним 0,9 95 і більше або рівним 0,7 95. Також, взагалі, передбачається, що високі рівні АІ збільшують ерозію вогнетривких матеріалів і ризик забивання сопел під час лиття сталі вище етапу прокатки на потоці. Алюміній також надає негативний вплив в результаті сегрегації, що може призвести до макросегрегації. У надмірних кількостях алюміній зменшує пластичність в гарячому стані і збільшує появи дефектів під час безперервного лиття. Без ретельного контролю умов лиття бо дефекти мікро- або макросегрегації кінець кінцем призводять до центральної сегрегації у відпаленій листовій сталі. Зазначена центральна зона буде твердішою за оточуючу матрицю і буде негативно впливати на пластичність матеріалу.
На доданок до окремих обмежень, описаних вище, сумарний вміст алюмінію і кремнію має бути вищим 1,3 95 і переважно вищим 1,4 95, оскільки обидва елемента синергетично сприяють стабілізації залишкового аустеніту, що значно уповільнює випадання карбідів під час циклу відпалювання, особливо під час бейнітного перетворення. Це дозволяє збагатити аустеніт вуглецем, що веде до його стабілізації у листовій сталі при кімнатній температурі.
Крім того, автори винаходу встановили, що коли 51/10 » 0,30-С (вміст 5і і С виражений у відсотках по масі), в результаті МЕ (явище рідкометалічного окрихчування) кремній несприятливо впливає на точкове зварювання листів з нанесеним покриттям і, зокрема, оцинкованих або оцинкованих відпалених листів або листів з покриттям, нанесеним методом електролітичного цинкування у розплаві. МЕ веде до утворення тріщин на границі зерен в зонах термічного впливу і у металі шва зварних з'єднань. Отже (Стбі/10) необхідно підтримувати меншим або рівним 0,30 95, особливо, якщо лист піддається нанесенню покриття.
Автори винаходу також встановили, що для зменшення МЕ стосовно до розглянутої області складу вміст АЇ має бути вище або рівним 6(С--Мп/10) - 2,5 9.
Вміст хрому у сталі за цим винаходом становить 0,05-0,2 95. Хром, як і магній, підвищує здатність до зміцнення, сприяючи утворенню мартенситу. Коли вміст хрому вище 0,05 95, це сприяє досягненню необхідної границі міцності на розтяг. Однак, коли вміст хрому вище 0,2 95, затримується утворення бейніту, так що аустеніт недостатньо збагачується вуглецем під час етапу вирівнювання; фактично, цей аустеніт в тій чи іншій мірі повністю перетворюється на мартенсит під час охолодження до температури довкілля, і відносне подовження виявляється занадто низьким. Таким чином, вміст хрому становить 0,05-0,2 95.
Ніобій додають до сталі за цим винаходом у кількості 0,015-0,03 95 для ініціювання утворення карбонітридів для надання міцності за допомоги дисперсійного твердіння. Оскільки ніобій затримує рекристалізацію під час нагрівання, мікроструктура, утворена наприкінці підтримування температури витримування, і, як наслідок, після завершення відпалювання, стає більш дрібнозернистою, що веде до зміцнення виробу. Але коли вміст ніобію перевищує 0,03 95, утворюється велика кількість карбонітридів, що веде до зниження пластичності сталі.
Титан є необов'язковим елементом, який можна додавати до сталі за цим винаходом у кількості 0,005-0,05 95. Як і ніобій, він випадає у формі карбонітридів і сприяє зміцненню. Але він також сприяє утворенню великої кількості ТІМ під час затвердіння литого виробу. Отже, кількість титану обмежена до 0,05 95, щоб уникнути утворення грубозернистого ТІМ, що негативно впливає на збільшення отвору. Якщо вміст титану становить менше 0,005 95, то він не дає ніякого впливу на сталь за цим винаходом.
Молібден є необов'язковим елементом, який можна додавати до сталі за цим винаходом у кількості 0,001-0,05 95. Молібден може відігравати ефективну роль у підвищенні здатності до зміцнення, стримуванні утворення бейніту і виключення випадіння карбідів у бейніті. Однак додавання молібдену надмірно підвищує витрати на додавання легуючих елементів, тому з причин економії його вміст обмежений 0,05 95.
Вміст сірки у сталі за цим винаходом необхідно підтримувати як можна на більш низькому рівні; з цієї причини вміст сірки у сталі за цим винаходом нижче або дорівнює 0,004 95. Вміст сірки 0,004 95 і вище знижує пластичність з урахуванням надмірної присутності сульфідів, як-то
Мп5 (сульфіди марганцю), які знижують оброблюваність сталі, а також є джерелом ініціювання тріщин.
Фосфор може бути присутнім у сталі за винаходом у кількості до 0,03 95. Фосфор є елементом, який зміцнюється у твердому розчині, але значно знижує придатність до точкового зварювання і пластичність в гарячому стані. За цих причин його вміст має бути обмежений до 0,03 95 для одержання хорошої придатності для точкового зварювання і належної пластичності в гарячому стані.
Листова сталь за цим винаходом має конкретну мікроструктуру, яка містить в собі декілька фаз, величина яких задана в частках площі.
Складова полігонального фериту у сталі за цім винаходом забезпечує більше відносне подовження сталі і забезпечує відносне подовження і коефіцієнт збільшення отвору на необхідних рівнях. Полігональний ферит є м'якою і, по суті, пластичною складовою. Він може відрізнятися від фериту звичайної форми, який утворюється під час етапу охолодження, оскільки він має низький вміст вуглецю у твердому розчині і дуже низьку щільність дислокацій.
Полігональний ферит має бути, щонайменше, у кількості 40 95 і до максимального рівня 55 95.
Полігональний ферит забезпечує відносне подовження за цим винаходом завдяки його м'якості бо порівняно з наявною іншою твердою фазою, як-то відпущений мартенсит, і дуже обмеженої кількості вуглецю у полігональному фериті, яка може становити лише 0,005 95. Крім того, низька щільність дислокацій також сприяє одержанню коефіцієнта збільшення отвору. Цей полігональний ферит головним чином утворюється під час нагрівання і витримування при температурі, що відповідає міжкеритичному відпалюванню. Деяка кількість фериту звичайної форми може бути утворена під час охолодження, але завдяки вмісту марганцю вміст фериту звичайної форми на етапі охолодження завжди менший 5 95.
Гранулярний бейніт, присутній у сталі за цим винаходом, відрізняється від звичайної структури бейніту, оскільки гранулярний бейніт за цим винаходом має дуже низьку щільність карбідів. Низька щільність карбідів в даному описі означає щільність яка нижче або дорівнює 100 карбідам на одиницю площі 10 мкм?. Оскільки щільність дислокацій є високою (близько 10'5/м2), цей гранулярний бейніт надає високу міцність сталі за цим винаходом порівняно із полігональними феритом. Кількість гранулярного фериту становить 15-40 Фо.
Залишковий аустеніт присутній як складова у кількості 10-20 95 ї є суттєвою складовою для забезпечення ТКІР-ефекту. Залишковий аустеніт за цим винаходом має процентний вміст вуглецю 0,9-1,1 95, який відіграє важливу роль у стабілізації аустеніту при кімнатній температурі і посиленні ТКІР-ефекту, що забезпечує відповідну пластичність сталі за цим винаходом. Крім того, багатий вуглецем залишковий аустеніт також сприяє утворенню гранулярного бейніту завдяки високій розчинності вуглецю в аустеніті, що уповільнює утворення карбіду у бейніті. У переважному варіанті виконання середній розмір зерна такого залишкового аустеніту менший 2 мкм. Вимірювання залишкового аустеніту виконують за допомогою магнітного методу, званого сигмаметрією, який полягає у вимірюванні магнітного моменту сталі перед термообробкою і після термообробки, що дестабілізує аустеніт, який є парамагнітним порівняно з іншими фазами, які є феромагнітними.
Сталь за цим винаходом також містить, щонайменше, 5 95 відпущеного мартенситу, який є складовою, яка складається з дрібних смужок, які витягнуті в одному напрямку всередині кожного зерна, які походять із зерна первинного аустеніту, в якому дрібні карбіди заліза випадають між зазначеними смужками, додержуючись напрямку «111». Це відпускання мартенситу забезпечує збільшення границі плинності завдяки зменшенню відмінності у твердості між мартенситом і феритом або бейнітом і збільшує коефіцієнт збільшення отвору з
Зо тієї ж причини і завдяки зменшенню кількості мартенситу. Сумарний вміст відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту становить 20-30 906 і переважно 25-30 95. Відпущений мартенсит і аустеніт можуть бути присутніми або у формі мартенситно-аустенітних острівців або у формі мікроструктур, які відрізняються одна від одної. Описувана сталь не містить не відпущеного мартенситу, оскільки не відпущений мартенсит є твердою фазою і, таким чином, зводить до мінімуму границю плинності сталі, а також зменшує пластичність сталі за цим винаходом.
У переважному варіанті виконання цього винаходу однорідність розподілу вмісту відпущеного мартенситу відрізняється тим, що частку відпущеного мартенситу (ТМ) вимірюють на ділянці 50 х 50 мкм? зазначеної листової сталі і порівнюють із середнім значенням частки (ТМУ). Розподіл відпущеного мартенситу вважають однорідним, якщо |(ТМ) - (ТМУ)| «х 1,5 95.
Такий однорідний перерозподіл покращує коефіцієнт збільшення отвору.
Листову сталь за цим винаходом можна виготовляти за допомогою будь-якого придатного процесу. Однак переважно використовувати процес, описаний у цьому документі.
Лиття заготовок можна виконувати з одержанням заготовок у формі злитків або у формі тонких слябів або штаб, тобто товщиною в діапазоні приблизно від 220 мм для зливків до декількох десятків міліметрів для тонких штаб або слябів.
Для спрощення опису в якості заготовок будуть розглянуті сляби. Сляб, який має вищеописаний хімічний склад, виготовляють безперервним литтям і піддають подальшій обробці згідно до способу виготовлення за цим винаходом. В описуваному процесі можна використовувати сляб, який має високу температуру під час безперервного лиття, або сляб можна спочатку охолодити до кімнатної температури і потім повторно нагрівати.
Температура сляба, який піддають гарячій прокатці, переважно вище точки АсЗ і, щонайменше, вище 10002С і має бути нижче 12802С. Згадані температури передбачені з тією метою, щоб всі точки сляба досягали аустенітної області. У випадку якщо температура сляба нижче 10002С, до прокатного стану прикладається надмірне навантаження і, крім того, під час прокатки температура сталі може знизитися до температури перетворення фериту. Таким чином, для забезпечення виконання прокатки у повністю аустенітній зоні при повторному нагріванні заготовку необхідно нагрівати до температури вище 10002С. Крім того, температура не має перевищувати 12802С щоб уникнути несприятливого зростання аустенітного зерна, яке бо зумовлює утворення великого зерна фериту, що знижує здатність цих зерен до рекристалізації під час гарячої прокатки. Крім того, температура вище 12802С збільшує ризик утворення товстого шару оксидів, що негативно впливає на гарячу прокатку. Температура чистової прокатки має перевищувати 8502С. Бажано, щоб температура чистової прокатки була вище точки АгЗ3, так щоб сталь піддавалася гарячій прокатці у повністю аустенітної зоні.
Одержану таким чином листову гарячекатану сталь далі охолоджують зі швидкістю охолодження 35-552С/с до температури охолодження рівної або нижчої 5802С для одержання необхідної мікроструктури за цим винаходом, оскільки цей діапазон швидкості охолодження сприяє утворенню бейніту. Швидкість охолодження має не перевищувати 552С/с щоб уникнути надмірного утворення мартенситу. Температура охолодження має бути нижче 5802С, оскільки при більш високій температурі існує ризик посилення мікросегрегації і міжзернового окислення.
Бажана температура охолодження листової гарячекатаної сталі за цим винаходом становить 450-55020.
Надалі гарячекатану листову сталь залишають охолоджуватися до кімнатної температури із швидкістю охолодження переважно не більше 1252С/год.
Після цього виконують травлення листової гарячекатаної сталі для видалення окалини, і гарячекатану листову сталь піддають холодній прокатці з обтисненням по товщині 30-90 95.
Холоднокатану листову сталь, одержану з допомогою процесу холодної прокатки, піддають міжкритичному відпалюванню і іншим процесам термічної обробки для надання сталі за цим винаходом необхідних механічних характеристик і мікроструктури.
Холоднокатану листову сталь піддають безперервному відпалюванню зі швидкістю нагрівання 1-202С/с і переважно вище 2?2С/с до температури витримування між Ас! і АсСЗ, і переважно температура становить від 7802С до 9502С для забезпечення співвідношення фериту і аустеніту від 60:40 до 35:65. Витримування переважно виконують протягом більше 10 с, але не більше 600 с.
Далі листову сталь охолоджують зі швидкістю більше 252С/с в діапазоні температурного перетворення бейніту 440-48020 бажано зі швидкістю охолодження більше або рівною 302С/с.
Без зв'язку з теорією автори винаходу вважають, що однорідність мартенситного перетворення в першу чергу зумовлена високою швидкістю охолодження після відпалювання.
Далі листову сталь витримують при цій температурі протягом 20-250 с і переважно протягом
Зо 30-100 с для ініціювання утворення бейніту. Витримування холоднокатаної листової сталі протягом менше 20 с веде до надто низької кількості утвореного бейніту і недостатнього збагачення аустеніту, що веде до одержання залишкового аустеніту у кількості не менше 10 95.
Витримування холоднокатаної листової сталі протягом більш 250 с веде до випадання карбідів у бейніті, збіднюючи аустеніт вуглецем перед останнім охолодженням. Це витримування при температурі 440-4802С виконують для утворення гранулярного бейніту і сприяння збагаченню аустеніту вуглецем.
Далі виконують гаряче цинкування зануренням (ОЇ) шляхом занурення листової сталі у ванну з цинком або цинковим сплавом, температура якого становить 440-47520, і потім оцинкований виріб залишають охолоджуватися до кімнатної температури зі швидкістю охолодження 1-202С/с і переважно 5-152С/с для одержання аустеніту і обмеженого вмісту мартенситу.
Далі оцинковану листову сталь піддають відпалюванню у камерній печі. Під час відпалювання у камерній печі оцинковану листову сталь нагрівають до температури 170-35020, переважно, 170-2502С, протягом 12-250 годин, переважно протягом 12-30 годин і потім охолоджують до кімнатної температури. Це необхідно для ефективного відпускання свіжого мартенситу.
Приклади
Наведені нижче випробування, приклади, зразкові приклади і таблиці не є обмежувальними, і мають розглядатися лише як пояснювальні, які показують переважні ознаки цього винаходу і пояснюють важливість параметрів процесу, вибраних авторами винаходу після виконання численних експериментів, а також визначають характеристики, які можуть бути досягнуті за допомогою сталі за цим винаходом.
У таблиці 1 наведені хімічні склади зразків для випробувань з листової сталі, яка виготовляється згідно з параметрами процесу, наведеним в таблиці 2, відповідно. У таблиці З вказані одержані мікроструктури, і в таблиці 4 наведені результати оцінки механічних властивостей.
Необхідно підкреслити, що завдяки відмінностям у способах вимірювання значення коефіцієнта збільшення отвору НЕК за стандартом ІЗО сильно відрізняються і не можуть бути зіставлені зі значеннями коефіцієнта збільшення отвору А за УЗ Т 1001 (Японська федерація виробників чавуну і сталі). Границя плинності на розтяг Т5 і повне подовження ТЕ вимірювали за стандартом ІЗО 6892-1, опублікованому в жовтні 2009 р. За відмінностей у способах вимірювання, зокрема, завдяки відмінностей у геометрії зразка, значення повного подовження
ТЕ, виміряного за стандартом І5О, значно відрізняються, зокрема, менше від значень повного подовження, виміряного відповідно до стандарту 915 2 2201-05.
Таблиця 1. Хімічні склади сталі
У таблиці 1 наведені хімічні склади сталі, виражені у відсотках за масою. Склади сталі з І1 за
ІЄ служать для виробництва листової сталі за винаходом; у таблиці також наведені посилальні хімічні склади сталі, позначені в таблиці символами з К1 по КУ.
Таблиця 1
Хімічні склади сталі
Є МК АЮ В Ск Мао МО 0085 00 ВОВНА СВУНЬ пелет в во Не Бан нюх? НОЯ ДВ.
Кеди секти я спе внн ие ин мине шен кекееч Ше сети юю
ОБО Бо вул Бут В Ве ВОЗ ВН ЯМ М,
НН ЗИ МОДИ ПИ Ки нин нн Ин ВИН нн ни о баяна ут тав ба? АЮ ес ее а Нв - ин и фі тят ко нини аку нка у чу мя они почни ни ко пен
ОБІВОВБЬ ЦЯ Ва ТІ ІВ ОО МН оз ее Я В пен на м пд А ТАК А А КО ВК НМ М В В
Б БОБ ЗО ВОВКІВ Баоє БО Бех Бон ОВ кі візчнояме меа іт ем боб вени? бен ее Бі БЕ
БІ Бо ю БО БОБ ННІ БО Фе Ов Но Я Ва
НІ ВІВ Зю те бе мм бе синя БенЕ нІ мя 606 дну чне у номен шин, ПА о а пн нон нн нин
Ве ваз ев ель об о Бе вне БОБ ВЕЯЯО ВУ
НЕО ев 08? би БО Бе оз? ооо ня Я В
Бей) зов бок 06 ВО об бе вові БО Я ВА, вто чо б Ба: амі ме бебе вл ея Яя ,
Вя под сао ОВ Оу боб ЗВ с вбовзя Вова На Я В
НО оз зна Б53 033 бра мое бмюзе вана МАЯ Не ВАВ
І «5 за винаходом; К - посилання; підкреслені значення: не за винаходом
Таблиця 2. Параметри процесу
У таблиці 2 детально представлені параметри процесу відпалювання стосовно до сталевих зразків з таблиці 1. У таблиці 2 представлені дані по температурі перетворення бейніту сталі за винаходом і довідкової сталі. Розрахунок температури перетворення бейніту виконували за такою формулою:
В5-839-(867|МпІн2371511-67СИ--337|М-757|Мо1)-2701-ЕХР(-1,3371СІ))
Температуру Ас1 розраховували за формулою з "Юагеіейипуд дег пту/апашпдеп Тйг
Іїесппізспе Апмепдипдеп ипа МбаїїспКейеп іпгег Веєіпйи55зипод Н.Р. Ноидагау, У/екжквіойКипає еапйі Вапа 1,198-231, Мепад Згапіеїзеп, Оа55еїдогї, 1984":
Ас1-739-2270-7"Мп2"5і-14иС1--137Мо-137МІі
У цій формулі температура Ас1 виражена в градусах Цельсія, і С, Мп, 5і, Мо їі Мі виражені в 9о мас. і відповідають вмісту С, Мп, 5і, Мо і Мі в сталі.
Температуру АсЗ3 розраховували за допомогою програми ТПпепто-СаїсФ).
Сталеві зразки нагрівали до температури 1000-12802С і потім піддавали гарячій прокатці з температурою закінчення вище 8502С, після чого згортали в рулони при температурі нижче 5802С. Далі гарячекатані рулони піддавали холодній прокатці з обтисненням по товщині 30-
Зо 80 95. Ці холоднокатані сталеві листи піддавали термообробці, як детально описано в цьому документі. Потім на зразки наносили гаряче покриття зануренням у цинкову ванну при температурі 4602 і піддавали відпалюванню в камерній печі протягом 24 годин.
Таблиця 2
Етапи гарячої і холодної прокатки
Температура Холодна повторного Температура Температура Температура прокатка з нагрівання закінчення охолодження згортання обтисненням по (с) сс) ССС) сс) товмдині 1771200 177711190077 |... 935. | (БЮ | 50 2 ЗВ 4 | 1200 |. .888.77 | ..Ююр742 | 550 | 60 2ш.-(( б | 771200. |1777717915. | ...ю5392ЮюЮф| 55 | 58 ві | 1200 | 875... | .-юЙ45 2 2 ЩщЩщ | 5 | 60 2 ФоЦ(і
Вб | 1220 | 8907... .ЮюЮюЮю9382ЮюЮюЮЮ| .ЮюЮюД5І5 (| 58 25 жРЖ9
ВВ | 1250 | 8982 | ..ЮЮю57...ЮЮ | 2 ..юЮ55 | 5 ( і О | 1250 | 905... | ..юЮюЙ45 2 ЮЩщ | 55 | 65 К
Таблиця 2
Етап безперервного відпалювання де д кість Т вит- Час кість Т охо- Час с іс3 нагрі- римки вит охолод- лод- вит сс) сс) о римки ження римки вання сс) (с) ження (с) (с)
Сс/с Сс/с б | 721 | 9001. 28 | 820 | 7100 | 25 | 475 | 53 ваг | 723 | 840 | 52 | 820 | 80 | Ющ 17 | 475 | 35
ВЗ | 720 | 905 52 | 820 | 80 | 17 | 475 | 49 ві | 729 | 925 | 52 | 820 | 80 | ЮщЩ 17 | 475 | 49 вБ | 727 | 915 52 | 820 | 80 | 17 | 475 | 49
Вб | 721 | 905 52 | 820 | 80 | щ 17 | 475 | 49
В? | 722 | 910 1 52 | 820 | 80 | Юю 17 | 475 | 49 вв | 724 | 905 44 | 820 | 65 | 45 | 475 | 49 о | 721 | 900 | 41 | 820 | 72 | 22 | 475 | 49
Таблиця 2
Етап відпалювання в камерній печі
Швидкість Температура Час витримки : о витримки нагрівання (С/с) (с) (год.) б 11111114 2017 11111112
НЛО ПО ОН КО ОН ОО п: РОД ПО ОО ООН НО
ВГ
ПН: СУДДЯ ПО ПОН КО ОН ОО
НЕ: СУД ПО ОН КО ОН ОО
Вб ЇЇ
НТД ПОН КОНЯ КО
ВВ 7 Ї777771717171741111171111111111201 11111114 в 1777771717171714111111711111111112101 1111111111112411
В таблиці З наведені результати випробувань, виконаних за стандартами на різних мікроскопах, таких як сканувальний електронний мікроскоп, для визначення мікроструктурного складу сталі за винаходом і контрольної сталі.
Результати наведені в процентному відношенні за площею окрім вмісту вуглецю у залишковому аустеніти, який виражений у відсотках за масою. Було встановлено, що всі зразки за цим винаходом мали однорідний перерозподіл мартенситу, в той час як порівняльні зразки мали неоднорідний розподіл.
Таблиця З
Мікроструктури . Вуглець у : . : . : .
Залишковий Полігональний 5. Відпущений Не відпущений ше не аустеніті 7711114 |1117107. | 45 2 щЩ | 27 | 14 | 0 2 1717. | 096. | щ 47 || 5 | 0 з 714 | 700 | 55 2 |20| "чп | 0 477715 | 09882 | щ50 | 25 | "чп | 0 5 711712 717701 17111148 | 27 | 13 | 0 б | 712 | 089 | ющф45 2 щ | 30 | їз | 0 ві 13 | 700 | 20 2 2 щЩ | 55| 0 | 2 ваг | 14 | 0822 | 30 | 40 | 0 | 16
ВЗ | 8 | 096 | 56 | 19 | 0 | 7 ві 711 | 77 ли | 6о01117 122 |. 0 |77 вБ | 16 | 1 ЇЇ 60 | ло | 0 | 4
Вб | 17 | 0988 2 | 65 | 15 | 0 | з 87 | 17 | 7104 | 70 | л0| 0 | з
ВВ | 12 | 085 2 | 45 | 20 | 23 | 0 щ о | 18 | 082 2 | 50 | 29| з | 0
І «5 за винаходом; К - посилання; підкреслені значення: не за винаходом
Таблиця 4. Механічні характеристики
В таблиці 4 наведені механічні характеристики сталі за винаходом і контрольних сталей.
Випробування на розтяг виконували за стандартом МЕ ЕМ ІБО 6892-1. Коефіцієнт збільшення отвору вимірювали за стандартом ІБО 16630:2009, виконуючи деформування отвору діаметром
10 мм. Після деформування і ініціювання утворення тріщини вимірювали діаметр отвору і обчислювали коефіцієнт збільшення отвору НЕК» - 10000101.
Нижче наведені результати ряду механічних випробувань, виконаних за стандартами:
Таблиця 4
Механічні характеристики
Межа міцності Т5 У Повне Коефіцієнт збільшення при ростягу (МРа) У5л5 подовження отвору (МРа) (Ус) о/; па 177777117.8907.... | 633 | 064 | 188 | |(хБ 2 г КрЖКЯКВреСі
З 1711065 735 | 069 | 173 | (Б 19 г щЩщ Крх« 4 17777111040 | 669 | 064 | 179 | (Ж: 22 Ж ул б 11111023. | 6 | 063 | 174 | |: 23 ЖщД
Вб | 77777915 | 398 | 043 | 194 |п7С1С у
ВВ 1777771 1251 | 5206 | 042 | 91 2 щ |п7777777777777с727 в О | лобі | 469 | 044 | 173 | (Км г КЖКмвб «5 за винаходом; К - посилання; підкреслені значення: не за винаходом; па: не визначено.
Стосовно зварюваності при точковому зварюванні, листи за цим винаходом мали низьку чутливість до І МЕ, коли хімічний склад сталі відповідав виразу С ж- 51/10 « 0/30 95. Це означає, що використовуючи такі сталі, можна виготовляти конструкції з допомогою точкових зварних швів контактного зварювання, такі кузови автомобілів, у яких імовірність виникнення тріщин у точкових зварних швах контактного зварювання така, що середнє значення становить менше 5 тріщин на точковий зварний шов контактного зварювання, і імовірність виникнення менше 10 тріщин становить 98 95.
Зокрема, зварену конструкцію, яка містить точковий зварний шов контактного зварювання і складається із, щонайменше, двох сталевих листів, можна виготовляти з першого сталевого листа, виготовленого за способом винаходу, причому хімічний склад першого листа задовольняє виразам Ся5і/10 х 0,30 95 і АІ 2 6(С-Мп/10) - 2,5 95, і цей лист покритий 7п або 7п сплавом, і другого листа, який має такий хімічний склад, що Ся5і/10 «х 0,30 9бв і АІ 2 6(С-Мп/10) - 2,5 до, приварюючи точковим зварюванням перший сталевий лист до другого сталевого листа.
Другий сталевий лист можна, наприклад, виготовляти за допомоги способу за цим винаходом з нанесенням покриття з 2п або 7п сплаву.
Таким чином, одержана зварна конструкція, яка має низьку чутливість до МЕ. Наприклад, для такої зварної конструкції, яка містить щонайменше, десять точкових зварних швів контактного зварювання, середня кількість тріщин на один точковий зварний шов контактного зварювання становить менше 5 тріщин.
Сталеві листи, які зварюються контактним точковим зварюванням згідно до винаходу, забезпечують економічний ефект при виготовленні конструкційних елементів механічних транспортних засобів, оскільки вони мають високу пластичність під час процесу виготовлення і високе енергопоглинання у разі зіткнення. Точкові зварні шви контактного зварювання за цим
Зо винаходом також забезпечують економічний ефект при виготовленні конструкційних елементів механічних транспортних засобів, оскільки значно зменшується можливе ініціювання і поширення тріщин, розташованих в зонах зварювання.

Claims (19)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Листова сталь з покриттям, яка має хімічний склад, що містить такі хімічні елементи у відсотках за масою: 0,17: вуглець «0,24, 1,9: марганець «2.2, 0,5: кремній -1, 0,5: алюміній «1,2, причому 5іЖАЇ»1,3, 0,05: хром «0,2, 0,015: ніобій 50,03, сірка «0,004, фосфор «0,03, і можливо містить один або декілька з таких необов'язкових елементів 0,005: титан х0,05, 0,001: молібден х0,05, решта - залізо і неминучі домішки, причому мікроструктура зазначеної листової сталі з покриттям містить в частках площі 10-20 95 залишкового аустеніту, причому зазначена аустенітна фаза має вміст вуглецю 0,9-1,1 95, 40-55 Фо полігонального фериту, 15-40 95 гранулярного бейніту і щонайменше 5 95 відпущеного мартенситу, причому сумарна кількість відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту становить 20-30 Об.
2. Листова сталь за п. 1, хімічний склад якої виражений у відсотках за масою містить: 0,751 «0,9.
3. Листова сталь за п. 1 або 2, хімічний склад якої виражений у відсотках за масою містить: 0, 7кАїО,9.
4. Листова сталь за п. 1 або 2, в якій сумарний вміст кремнію і алюмінію перевищує 1,4 мас. 95.
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, в якій вміст вуглецю і кремнію такі, що С5і/10-:0,30 мас. Фо. Зо
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій вміст алюмінію, вуглецю і марганцю такі, що АІ»6(С-Мп/10) - 2,5 мас. 95.
7. Листова сталь за будь-яким з пп.1-6, в якій сумарний вміст залишкового аустеніту і відпущеного мартенситу становить 25-30 95.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, яка має середню частку відпущеного мартенситу (ТМУ) і частку відпущеного мартенситу (ТМ), виміряні на будь-якій ділянці 50х50 мкм? у зазначеній листовій сталі, такі, що: |(7М)-(ТМ")|с1,5 9».
9. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-8, яка має границю міцності на розтяг більшу або рівну 980 МПа, рівномірне відносне подовження більше або рівне 17 95 і коефіцієнт збільшення отвору рівний або більший 18 95, причому коефіцієнт збільшення отвору вимірюють за стандартом ІЗО 16630:2009.
10. Листова сталь з п. 9, в якій границя міцності на розтяг становить 1000-1100 МПа, коефіцієнт збільшення отвору становить 18-23 95.
11. Листова сталь за будь-яким з пп.9-10, в якій границя плинності більша 550 МПа і відношення границі плинності до границі міцності на розтяг становить 0,60 і більше.
12. Листова сталь за будь-яким з опп.1-11, причому зазначена листова сталь є гарячеоцинкованою.
13. Спосіб виробництва листової сталі з покриттям, який включає такі послідовні етапи: - забезпечення наявності заготовки, хімічний склад якої відповідає будь-якому з пп. 1-6; - повторне нагрівання зазначеної заготовки до температури 1000-1280 20; - прокатку зазначеної заготовки повністю в аустенітному діапазоні, причому температура закінчення гарячої прокатки має перевищувати 850 "С для одержання листової гарячекатаної сталі; - охолодження листової гарячекатаної сталі зі швидкістю охолодження 35-55 С/с до температури згортання в рулон, яка не перевищує 580 С і згортання в рулон зазначеної листової гарячекатаної сталі; - охолодження зазначеної листової гарячекатаної сталі до кімнатної температури; - травлення зазначеної листової гарячекатаної сталі; - холодну прокатку зазначеної листової гарячекатаної сталі для одержання холоднокатаної листової сталі;
- безперервне відпалювання зазначеної холоднокатаної листової сталі зі швидкістю нагрівання 1-20 "С/с до температури витримування між Ас! і АсЗ3 протягом не більше ніж 600 с, - охолодження листової сталі зі швидкістю більше 25 "С/с до температури 400-480 С і витримування холоднокатаної листової сталі протягом 20-250 с; - нанесення покриття на холоднокатану листову сталь гарячим зануренням у ванну з цинком або цинковим сплавом; - охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури; - відпалювання у камерній печі холоднокатаної листової сталі з покриттям зі швидкістю 1-20 об/є до температури витримування 170-350 С протягом 12-250годин з подальшим охолодженням листової сталі до кімнатної температури.
14. Спосіб за п. 13, в якому зазначена температура згортання в рулон нижче температури В5 початку перетворення бейніту.
15. Спосіб за п. 13 або 14, в якому температура витримування складає 780-900 "С, причому витримування виконують протягом 10-600 с.
16. Спосіб за будь-яким з пп.13-15, в якому листову сталь охолоджують зі швидкістю охолодження не більше 30 2С/с після безперервного відпалювання до температури 400-480 20.
17. Спосіб за п. 16, в якому листову сталь охолоджують зі швидкістю охолодження менше 20 об/с після нанесення покриття у ванній з цинком або цинковим сплавом.
18. Спосіб за будь-яким з пп. 13-17, в якому листову сталь відпалюють у камерній печі при температурі 170-250 "С протягом 12-30 годин.
19. Листова сталь за будь-яким з пп.1-12, в якій зазначена листова сталь не містить невідпущеного мартенситу. Ів их КТ тя оса ее ля Ки а їїк ЕЕ пекла стуки Ку Ок. а А ни Я НЯ ве тк ах р; их на. ее Уа ин пк им що Ве а я ія мив в ве й МЕ АН кор вену Пелех всю я Ве енд у ок я пи сиве ПК ОНА
Фіг. 1 пн меня ех Род ня З си пи КОВО рон ша наш : Мотя ла ктян ен не ке В рі з я, ус і пив ву ни в кеВ Сян то ВВЕ ву Бад у 55, ОДН ноу о. свй в нь НН ий рок А о Тех ЛЮ, тая р ве ЯрУЖейих п ж Бу ен льш кое ви то БЕ В й
І. пк нн и НН я вив па шк ди але га Бе | у не пуд МОЮ ПЕ А о шо А ХНН ки В и Є маокчех Я Он сю кання ес а салі ні і інтен Ї Біде ЗА ! Бейаа Фіг 2
UAA201808805A 2016-01-18 2017-01-17 Високоміцна сталь, яка має підвищену пластичність, і спосіб виробництва такої сталі UA119838C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/000024 WO2017125773A1 (en) 2016-01-18 2016-01-18 High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
PCT/IB2017/000018 WO2017125809A1 (en) 2016-01-18 2017-01-17 High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA119838C2 true UA119838C2 (uk) 2019-08-12

Family

ID=55300730

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201808805A UA119838C2 (uk) 2016-01-18 2017-01-17 Високоміцна сталь, яка має підвищену пластичність, і спосіб виробництва такої сталі

Country Status (13)

Country Link
US (1) US11466335B2 (uk)
EP (1) EP3405340A1 (uk)
JP (1) JP6751766B2 (uk)
KR (1) KR102230103B1 (uk)
CN (1) CN108463340B (uk)
BR (1) BR112018013375B1 (uk)
CA (1) CA3009117C (uk)
MA (1) MA43659A (uk)
MX (1) MX2018008561A (uk)
RU (1) RU2712591C1 (uk)
UA (1) UA119838C2 (uk)
WO (2) WO2017125773A1 (uk)
ZA (1) ZA201804092B (uk)

Families Citing this family (26)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6749818B2 (ja) * 2016-02-29 2020-09-02 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019122978A1 (en) * 2017-12-21 2019-06-27 Arcelormittal Welded steel part used as motor vehicle part, hot pressed steel part, and method of manufacturing said welded steel part
CN108950405B (zh) * 2018-08-14 2020-02-18 武汉钢铁有限公司 一种具有良好翻边性能的800MPa级多相钢及生产方法
WO2020058748A1 (en) * 2018-09-20 2020-03-26 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US20220056543A1 (en) * 2018-09-20 2022-02-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
MX2021005866A (es) * 2018-11-30 2021-07-16 Arcelormittal Hoja de acero recocido laminado en frio con una alta proporcion de expansion de agujero y proceso de fabricacion de la misma.
SE542893C2 (en) * 2018-11-30 2020-08-18 Voestalpine Stahl Gmbh A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet
KR20210127922A (ko) * 2019-02-18 2021-10-25 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 기계적 특성이 개선된 고강도 강
WO2020229877A1 (en) * 2019-05-15 2020-11-19 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method for it's manufacture
WO2020245626A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020245627A1 (en) * 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020250009A1 (en) * 2019-06-12 2020-12-17 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
ES2911656T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
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
EP3754036B1 (en) * 2019-06-17 2022-03-02 Tata Steel IJmuiden B.V. Heat treatment of high strength cold rolled steel strip
ES2911655T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
WO2021116741A1 (en) * 2019-12-13 2021-06-17 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021176249A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
CN111893379B (zh) * 2020-07-13 2022-01-18 首钢集团有限公司 一种780MPa级增强成形性热镀锌双相钢及其制造方法
WO2022018501A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
CN111996467B (zh) * 2020-09-28 2022-05-20 首钢集团有限公司 一种980MPa级镀锌高强钢及其制备方法
CN114763595B (zh) * 2021-01-15 2023-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法
CN114807736A (zh) * 2021-01-21 2022-07-29 宝山钢铁股份有限公司 一种抗lme钢及抗lme钢板的制造方法
CN113416887B (zh) * 2021-05-21 2022-07-19 鞍钢股份有限公司 汽车超高成形性980MPa级镀锌钢板及制备方法
CN114032452A (zh) * 2021-10-11 2022-02-11 鞍钢集团北京研究院有限公司 一种高强塑积冷轧trip钢板及其制备方法
CN116987974B (zh) * 2023-08-14 2024-04-09 东北大学 一种高强度高韧性的低磁导率中锰钢及其制造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3924108B2 (ja) 2000-03-13 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 予加工後のハイドロフォーム成形性の優れた高強度鋼板の製造方法
JP4716359B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2007114261A1 (ja) * 2006-03-31 2007-10-11 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板
US7979194B2 (en) 2007-07-16 2011-07-12 Cummins Inc. System and method for controlling fuel injection
JP5167487B2 (ja) 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
JP5332981B2 (ja) 2009-07-08 2013-11-06 新日鐵住金株式会社 延性及び耐食性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN102712980B (zh) 2010-01-26 2014-07-02 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5719545B2 (ja) 2010-08-13 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
JP5640898B2 (ja) * 2011-06-02 2014-12-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
CN105648311B (zh) 2011-08-09 2018-03-30 新日铁住金株式会社 在低温下的冲击能吸收特性和耐haz软化特性优异的高屈服比热轧钢板
BR112014007530B1 (pt) 2011-09-30 2018-12-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência e processo para produção da mesma
EP2765212B1 (en) * 2011-10-04 2017-05-17 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP6290168B2 (ja) * 2012-03-30 2018-03-07 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
JP6232045B2 (ja) * 2012-03-30 2017-11-15 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅ Ｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
US20150152533A1 (en) 2012-06-05 2015-06-04 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Steel, Sheet Steel Product and Process for Producing a Sheet Steel Product
JP6221424B2 (ja) * 2013-07-04 2017-11-01 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
MX2016006777A (es) * 2013-11-29 2016-09-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Componente de lamina de acero formada en caliente y metodo para producir el mismo asi como la lamina de acero para formacion en caliente.
US10435763B2 (en) 2014-04-15 2019-10-08 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product

Also Published As

Publication number Publication date
US20210040576A1 (en) 2021-02-11
US11466335B2 (en) 2022-10-11
KR102230103B1 (ko) 2021-03-19
KR20180095671A (ko) 2018-08-27
RU2712591C1 (ru) 2020-01-29
JP6751766B2 (ja) 2020-09-09
BR112018013375B1 (pt) 2022-08-09
CA3009117A1 (en) 2017-07-27
CN108463340A (zh) 2018-08-28
WO2017125773A1 (en) 2017-07-27
EP3405340A1 (en) 2018-11-28
JP2019506530A (ja) 2019-03-07
WO2017125809A1 (en) 2017-07-27
CA3009117C (en) 2020-10-27
MA43659A (fr) 2018-11-28
CN108463340B (zh) 2021-07-06
BR112018013375A2 (pt) 2018-12-04
MX2018008561A (es) 2018-11-09
ZA201804092B (en) 2019-03-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA119838C2 (uk) Високоміцна сталь, яка має підвищену пластичність, і спосіб виробництва такої сталі
CA2967196C (en) Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
KR101720926B1 (ko) 아연 또는 아연 합금으로 코팅된 냉간 압연 강판, 그의 제조 방법, 및 이러한 강판의 용도
US9963756B2 (en) Method for production of martensitic steel having a very high yield point and sheet or part thus obtained
JP6475840B2 (ja) 表面品質、メッキ密着性、及び成形性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ鋼板、並びにその製造方法
JP2014034716A (ja) 鋼板およびその製造方法
CA3140117A1 (en) A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
US9903004B2 (en) Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
US11795519B2 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US10337094B2 (en) Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor
JP5434984B2 (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
JP7270042B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
CA3138625C (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US20240035133A1 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US20230340630A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof