UA120199C2 - Підданий чистовому відпалу високоміцний сталевий лист з покриттям, який має підвищену границю плинності та покращений ступінь роздачі отвору - Google Patents

Підданий чистовому відпалу високоміцний сталевий лист з покриттям, який має підвищену границю плинності та покращений ступінь роздачі отвору Download PDF

Info

Publication number
UA120199C2
UA120199C2 UAA201709316A UAA201709316A UA120199C2 UA 120199 C2 UA120199 C2 UA 120199C2 UA A201709316 A UAA201709316 A UA A201709316A UA A201709316 A UAA201709316 A UA A201709316A UA 120199 C2 UA120199 C2 UA 120199C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
annealing
temperature
steel sheet
cold
mpa
Prior art date
Application number
UAA201709316A
Other languages
English (en)
Inventor
Хюнь ЦЗУНЬ
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 UA120199C2 publication Critical patent/UA120199C2/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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C21D2211/002—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

Landscapes

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

Abstract

Холоднокатаний і підданий відпалу сталевий лист з покриттям. Холоднокатаний сталевий лист може містити (мас. %): С - 0,1-03, Мn - 1-3, Si - 0,5-3,5, Аl - 0,05-1,5, вміст Мо+Сr знаходиться в діапазоні 0,2-0,5, і на сталевий лист можна наносити покриття з цинку або цинкового сплаву. Сталевий лист з покриттям можна формувати шляхом холодної прокатки і нанесення цинкового покриття на холоднокатаний лист і відпалу зазначеного сталевого листа після нанесення зазначеного цинкового покриття. Відпал здійснюють при температурі і протягом періоду часу, який є достатнім для значного підвищення границі плинності і ступеня роздачі отвору відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям у порівнянні з листом, що має покриття.

Description

Галузь техніки, до якої належить винахід
Цей винахід належить до листового сталевого матеріалу. Більш конкретно, даний винахід належить до сталевого листового матеріалу з цинковим покриттям. Найбільш конкретно, даний винахід належить до сталевого листового матеріалу, який має цинкове покриття на поверхні, і який був підданий чистовому відпалу після процесу нанесення покриття для підвищення границі плинності і ступеня роздачі отвору сталевого листа з покриттям, у порівнянні з даними листом, що знаходяться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
Рівень техніки
Оскільки використання високоміцних сталей збільшує кількість варіантів застосування у галузі виробництва автомобілів, є зростаюча потреба в сталях підвищеної міцності без втрати здатності до формування. Зростаючі потреби у зниженні маси і вимоги до безпеки мотивують інтенсивні розробки нових концепцій автомобільних сталей, які можуть досягати більш високої пластичності одночасно з підвищеною міцністю у порівнянні з існуючими прогресивними сталями підвищеної міцності (АНЗ5).
Автовиробники хотіли б мати можливість використовувати марку сталі СІХЗА 1180 НЕ при виробництві транспортних засобів. Зазначений продукт призначений для застосування в процесі холодного штампування. Для виробництва сталі марки СА НЕ 11180 досліджені доступні в наш час композиції сталі. На основі лабораторних досліджень, в яких моделювали температурний профіль лінії цинкування Сі НОЇ, показано, що характеристики, які досягаються в результаті відпалу, не можуть задовольняти вимогам по здатності до розтягу (головним чином, границя плинності) і роздачі отвору.
Таким чином, в даній галузі техніки є необхідність у сталевому листі з покриттям, що характеризується міцністю на розтяг 1180- МПа і високою здатністю до формування. Це вимагає покращення показників границі плинності і ступеня роздачі отвору стосовно сталей, які вироблені на цей час.
Розкриття суті винаходу
Винахід стосується холоднокатаного і підданого чистовому відпалу сталевому листу з покриттям. Холоднокатаний сталевий лист може містити (у мас. 905): С - 0,1-0,3 96; Мп - 1-3 9»; Бі - 0,5-3,5 90; АІ - 0,05-1,5 90; вміст МожСтг знаходиться в діапазоні 0-1,0 96; а Мо «Сг в діапазоні
Зо 0,2-0,5 95. На сталевий лист можна наносити покриття з цинку або цинкового сплаву. Сталевий лист з покриттям можна формувати шляхом холодної прокатки, нанесення цинку на холоднокатаний лист і відпалу зазначеного сталевого листа після нанесення зазначеного цинкового покриття. Відпал можна здійснювати при температурі в діапазоні 150-650 "С, переважно в діапазоні 150-450 "С і найбільш переважно, в діапазоні 200-400 "С. Відпал можна здійснювати протягом періоду часу, достатнього для підвищення границі плинності відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям, щонайменше, на 3095, а, переважно, щонайменше, на 40 95 у порівнянні з холоднокатаним сталевим листом, що знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
Відпал можна здійснювати протягом періоду часу, достатнього для підвищення ступеня роздачі отвору відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям, щонайменше, на 80 95, а переважно на 95 95, у порівнянні з холоднокатаним сталевим листом, що знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
Відпал можна здійснювати протягом періоду часу, достатнього для збільшення загального подовження відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям, щонайменше, на 25 95, а переважно на 40 95, у порівнянні з листом, що знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
Холоднокатаний сталевий лист переважно може містити, мас. о С - 0,15-0,25 95; Мп - 2- 2,5 90; Зі -1,5-2,5 95 і АІ - 0,05-1,0 Об.
Короткий опис креслень
На Фігурі 1 відображений графік залежності температури в "С від часу в секундах для типового термічного циклу лінії цинкування Сі НОЇ, використовуваного у варіантах моделювання для випадку винаходу; на Фігурі 2а представлений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 5, 6 і 7; на Фігурі 25 показаний графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 5, 6 і 7; на Фігурі 2с відображений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 5, 6 і 7; на Фігурі 24 представлений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі бо міцності на розрив Т5 в МПа для зразків сплавів 5, 6 і 7;
на Фігурі За показаний графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 12, 13 і 14; на Фігурі ЗБ представлений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 12, 13 і 14; на Фігурі Зс відображений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 12, 13 і 14; на Фігурі за показаний графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі міцності на розрив Т5 в МПа для зразків сплавів 12, 13 і 14; на Фігурі 4а представлений графік залежності об'єму фериту в 95 і загального подовження
ТЕ в 95 від мас. 95 5і для зразків, які демонструють величину Т5 близько 1180-1300 МПа; на Фігурі 45 відображений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа і загального подовження ТЕ в 95 від об'єму фериту в 95 для зразків, які демонструють величину
Т5 близько 1180-1300 МПа; на Фігурі за представлений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9, 11 і 12; на Фігурі 55 показаний графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9, 11 їі 12; на Фігурі 5с представлений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9, 11 їі 12; на Фігурі 5а відображений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі міцності на розрив Т5 в МПа для зразків сплавів 8, 9, 11 і 12; на Фігурі ба показаний графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 16, 17 і 18; на Фігурі 6б наведений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 16, 17 і 18; на Фігурі бс показаний графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 16, 17 і 18; на Фігурі 64 представлений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі міцності на розрив Т5 в МПа для зразків сплавів 16, 17 і 18;
Зо на Фігурі 7а відображений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9 і 10; на Фігурі 75 наведений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9 і 10; на Фігурі 7с представлений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9 і 10; на Фігурі 74 відображений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі міцності на розрив Т5 в МПа для зразків сплавів 8, 9 і 10; на Фігурі 8 приведений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі плинності У5 (квадрати) і границі міцності на розрив Т5 (ромби) в МПа для всіх зразків сплавів; на Фігурі За представлений графік залежності границі плинності 5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, які містять 0,13 і 02 о С; на Фігурі 95 наведений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, які містять0,1310,2 95 0; на Фігурі 9с відображений графік залежності рівномірного подовження ШЕїЇ во від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, які містять 0,1310,2 95 С; на Фігурі 94 наведений графік залежності загального подовження ЕГ. в 9о від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, які містять 0,13 і 02 о С; на Фігурі 10а представлений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а також зразка сплаву, який містить 0,15 95 С; на Фігурі 10656 показаний графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а також зразка сплаву, який містить 0,15 95 С; на Фігурі 10с наведений графік залежності рівномірного подовження ШЄЕїЇ во від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а 60 також зразка сплаву, який містить 0,15 95 С;
на Фігурі 104 відображений графік залежності загального подовження Еї во від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а також зразка сплаву, який містить 0,15 95 С; на Фігурі 11а представлений графік залежності границі плинності У5 і границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії для зразків з попереднім відпалом в камерній печі періодичної дії, які характеризуються величиною 521180
МПа; на Фігурі 1165 показаний графік залежності загального подовження ТЕ в 95 і ступеня роздачі отвору в 95 від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків з попереднім відпалом в камерній печі періодичної дії, які характеризуються величиною 521180
МПа; і на Фігурі 12 наведений графік залежності температури в "С від часу в годинах для циклу відпалу в камерній печі періодичної дії конкретного сталеливарного заводу.
Здійснення винаходу
Діапазон вмісту вуглецю в сталевих матеріалах цього винаходу становить 0,1-0,3 мас. Фо.
Переважний діапазон становить близько 0,15-0,25 95. Мінімальний вміст 0,15 95 потрібний для досягнення ефекту ТКІР за рахунок утримуваного аустеніту і міцності. Максимальний вміст 0,25 95 призначений для кращої зварюваності. Діапазон вмісту марганцю в сталевих матеріалах цього винаходу становить 1-3 96, при цьому переважним є діапазон 2-2,5 9о. Мінімальний вміст 295 є необхідним для досягнення значення 152980 МПа, а максимальна кількість 2,595 обмежена внаслідок зварюваності і утворення смугастої структури. Діапазон вмісту кремнію в сталевих матеріалах цього винаходу становить 0,5-3,5 95, при цьому переважним є діапазон 1,5- 2,5 95. Мінімальний вміст 1,5 95 є необхідним для досягнення ефекту ТРЇІР, тоді як максимальна кількість 2,5 95 обмежена внаслідок зварюваності і здатності до утворення 2п покриття. Діапазон вмісту алюмінію в сталевих матеріалах цього винаходу становить 0,05-1,5 96, при цьому переважним є діапазон 0,05-1,0 95. Мінімальний вміст 0,595 є необхідним для досягнення ефекту ТЕР, тоді як максимальна кількість 1 96 обмежена необхідною температурою витримки на лінії нанесення покриття шляхом занурення у гарячий 7п. На додаток до цього, загальна кількість Мо і Ст має становити 1 95 або менше (тобто Мож-Сг-0-1,0 95), а переважний вміст
Мо-сСтг становить 0,2-0,5 95 для досягнення величини 152980 МПа. Інша частина сталі є залізо з залишковими речовинами в концентраціях на основі практичного досвіду.
Умови процесу утворення сталевого матеріалу з покриттям є стандартними, і не існує ніяких спеціальних вимог до нанесення покриття шляхом занурення в гарячий 21, які виходять зі стадії виробництва сталі. Потім властивості сталевого листа з покриттям, нанесеним шляхом занурення у гарячий 2п, покращують шляхом здійснення чистового відпалу в камерній печі періодичної дії. Температура піку чистового відпалу в камерній печі періодичної дії має знаходитися в діапазоні 150-650 "С, більш переважно, в діапазоні 150-450 "С, найбільш переважно, в діапазоні 200-400 "С. Бажана мінімальна температура 200 "С є необхідною для досягнення кращої здатності до формування, а переважне максимальне значення 400 "С має більшою мірою виключати можливість руйнування 2п покриття.
Склад сплаву
Злитки виготовляли способом вакуумної індукційної плавки. Склад досліджених сталей узагальнений в таблиці 1. Злитки містять близько 0,18-0,21 95 С при різних діапазонах вмісту
Мп, 5і, АІ, Ст, Мо, МО. Вплив кожного елемента на механічні властивості і мікроструктуру обговорюється в цьому документі нижче.
Таблиця 1
Ме| С | Мп | 5 | мо | ст | Мо А.Ї Р | 5 | М | в / 1 |ои8 22 | 07 |0011 0151 0,79| 0014/0006 | 00056 ЙД «МИ 2 |о0и8 | 22 | 03 | 0010 |о0л6|123| 00100006 | 000048 .Й.:-С(К«Ж:/ИеК з |о0м9 25 | 007 |0010 |о0л6|т1и3| 00080006 | 000044 Й .-: 4 09 25 | 03 |0010 |о051|151| 00080006 | 00051 777С7 |020 18 | 1,6 |0017 |о051006| 00090005 | 000611 щ 6021 18 | 20 |0018 |о0161|0007| 00080005 | 0000551. 7 |021 18 | 25 | 0018 |о06|006| 00080005 | 000056 Йщ иК 8020 175 | Те |002о | |0301|064| 00050005 000048.Й.-/Х (СК 9021 5 | 13 |002о | 0301|058| 0016 0003 | 0004171 ло | 021 ть | 13 |0021 | 0301058| 0,016 | 0003 | 0,0042 | 10 ч/млн. 71020 75 | Те |002го б5о| 2 |063| 00040005 000047|.Й.:/ ХХ У 712020 15 | Т2 |002о її |0151064| 00041 00051 0,0049.1Й.Й..:ЙКР|(І 713020 175 | 75 |002о | |051070| 00160003 | 000043 .Й.:С,«Й:УК/КУуСЧ 714020 15 | 20 |002о0 |0161|0,73| 00160003 | 000046.Й.-(КЄф:КСКГУ 7151020 18 | 20 |002гої | |071| 00161 00031 0000491Й.Й.Ь;КИЙ.С/:К 716020 23 | 10 | | |о051005| 001 10003 | 000531Й.- фщД 71709 23 | 10 | /034| |005| 00090003 | 000581. ( 71802025 | 10 | | | |004| 0009/0003 |00052
Гаряча прокатка і холодна прокатка
Усі злитки спочатку піддавали гарячій прокатці на пластини товщиною 20 мм. Потім 5 пластини повторно нагрівали і знову піддавали гарячій прокатці з кінцевою температурою (ЕТ) в діапазоні від 840 до 890 С і температурою змотування в рулон (СТ) в діапазоні від 500 до 650 "С, до середньої кінцевої товщини гарячої штаби, рівної 3, 8 мм. У таблиці 2 узагальнені характеристики розтягу гарячих штаб в залежності від значення ЕТ і заданого значення СТ. Дані результати демонструють, що величина СТ є найбільш важливим фактором, який визначає мікроструктуру і характеристики розтягу гарячих штаб. Більш високе значення СТ, рівне 650 "С, збільшує частку мартенситу, хоча зазвичай вважають, що це призводить в результаті до продукту більш низької міцності. Збільшення вмісту Мп, Ст і Мо підвищує здатність сталі до затвердіння і зумовлює утворення мартенситу. Додавання АЇ, стабілізатора фериту, зумовлює утворення фериту, приводячи в результаті до одержання гарячої штаби більш низької міцності.
Додавання 5і, іншого стабілізатора фериту, подібного АЇ, зумовлює утворення фериту; проте за тих же умовах гарячої прокатки це збільшує міцність сталі внаслідок затвердіння твердого розчину. По завершенні побудови схеми металургійної обробки буде обговорено вплив умов гарячої прокатки на мікроструктуру і міцність гарячих штаб, а також здатність до холодної прокатки. Обидві сторони гарячих штаб піддавали механічному шліфуванню для видалення безвуглецевого поверхневого шару з подальшим 50 95-ним обтисненням у холодному стані до калібру приблизно 1,5 мм.
Таблиця 2 ето ями ями | ях | ех 1 | 853 | 650 | 503 | вою | 191 | 00 | 063 2 | 868 | 650 | 5 | 734 | 223 | 00 | 069 з | 875 | 650 | 494 | 870 | 142 | 00 | 057 4 | 877 | 650 | 460 | 787. | 191 | 00 | 058 | 875 | 58 | 480 | 822 | 142 | 00 | 058 6 | 875 | 5 | 690 | 865 | 231 | 25 | 080 7 | 888 | 5 | 451 | 860 | 177 | 00 | 052 8 | 877 | 620 | 628 | 85 | 233 | 00 | 077 9 | 840 | 62го | 635 | 768. | 240 | з | 083 ло | 883 | 620 | 607 | 869. | 209 | 00 | 070 л2| 883 | 620 | 60 | 78 | 233 | 00 | 0,84 716 880 | 50 | 568 | 997 | 143 | 00 | 057 717| 880 | 50 | 607 | 943 | 137 | 00 | 064 г л8 | 883 | 50 | 695 | 905 | 164 | 00 | 077
У таблиці З наведені характеристики розтягу обраних сталей у стані повної твердості за стандартом 4І5-Т. Спостерігали значення границі міцності на розрив Т5 від значення близько 5 1200 приблизно до 1350 МПа (170-195 кфунтів/кв. дюйм).
Таблиця З ме | Калібр,мм | У5.МПа | т5.,МПа | ОБ, | ТЕ,» 9 юЮюжк 143 | 71058177 1187 | 23 2 | 47 9 юЮюрюрлт41 | лоб 1200 |7717712г3 15
Варіанти моделювання відпалу і результати
Здійснювали пробіг варіантів моделювання відпалу із застосуванням пристрою СА5 (агрегат моделювання безперервного відпалу) при використанні одержаних в лабораторних умовах сталей у стані повної твердості, і з застосуванням термічних циклів лінії цинкування СІ НО.
На Фігурі 1 представлений графік залежності температури в "С від часу в секундах для типового термічного циклу СІ НОСІ, використовуваного авторами винаходу в варіантах моделювання.
Досліджували широкий діапазон температур відпалу. Для забезпечення термічної однорідності всередині зразка протягом повторного нагрівання і охолоджування використовували три термопари.
Вплив 5і
Було два набори композицій для дослідження впливу вмісту 5і на характеристики розтягу, сплави 5/6/7 і сплави 12/13/14 з вмістом 5і, який знаходиться в діапазоні від 1,2 до 2,5 95. На
Фігурах 2а-2а і За-3а проілюстрований вплив вмісту 5і і температури відпалу на характеристики розтягу двох зазначених різних наборів сталей. На Фігурі 2а наведений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 5, 6 і 7. На Фігурі 26 відображений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 5, 6 і 7. На Фігурі 2с показаний графік залежності загального подовження ТЕ в бо від температури відпалу в "С для зразків сплавів 5, 6 і 7. На Фігурі 2а наведений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі міцності на розрив Т5 в
Мпа для зразків сплавів 5, 6 і 7. На Фігурі За представлений графік залежності границі плинності
УЗ в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 12, 13 і 14. На Фігурі 36 наведений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 12,13 і 14. На Фігурі Зс представлений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 12, 13 і 14. На Фігурі За показаний графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від межі міцності на розрив Т5 в МПа для зразків сплавів 12, 13 ї 14. Кількість 5і в першому наборі (Фігури 2а-4) змінюється від 1,5 до 2,5 95 в матриці 0,2 С -1,8 Ми - 0,15 Мо - 0,02 МБ, а інший набір (Фігури За-3а) містить від 1,2 до 2,0 95 зі в матриці складу 0,2 С -1,5 Мп -- 0,3 Мо - 0,7 АІ- 0,02 Мб.
Як показано на фігурах 2а-24, збільшення вмісту 5і від 1,5 до 2,0 95 значно підвищує міцність (границя плинності ГУ5), міцність при розтягу (Т51), одночасно трохи знижуючи деформованість.
Не спостерігається будь-якого значного підвищення міцності в міру того, як вміст 5і додатково збільшується від 2,0 до 2,595. Деяку частку підвищення міцності, яка досягається при збільшенні вмісту Зі від 1,5 до 2,095, можна віднести до затвердіння твердого розчину в зазначених сплавах; близько 40-50 МПа у випадку додавання 0,595 бі. При використанні рівнянь Ендрю припускають також, що збільшення вмісту 5і від 1,5 до 2,0 ї 2,5 95 підвищує значення Асі від 747 "С до 762 "С і 776 С, а значення Асз від 910 "С до 933 С і 955 С, відповідно. У випадку сталі з 1,5 956 5і підвищення температури відпалу від 800 "С до 825"С і 850 С пов'язують з істотним посиленням утворення аустеніту. У міру збільшення вмісту аустеніту він розріджується вуглецем і, отже, є менш здатним до затвердіння і більш схильним до розкладання в ході подальшого охолодження. Така поведінка могла б пояснити втрату міцності з підвищенням температури відпалу. У міру збільшення вмісту 5і в сталі від 1, до2,0 і 2,595 при однаковій температурі відпалу утворюється менше аустеніту, сталь же є більш здатної до затвердіння. Це могло б пояснити відносну стабільність міцності у сталях з більш високим вмістом 5і за допомогою температур відпалу.
Виявляється, що значення міцності сталей, які містять 2,0 і 2,5 95 бі, є аналогічними. Тобто, більше зміцнення твердого розчину у сталі з 2,5 95 кремнію також пов'язано з відносно меншою об'ємною часткою мартенситу у порівнянні зі сталлю, яка містить 2,0 95 5і. Передбачається, що збільшення вмісту 5і від 1,5 до 2,0/2,5 95 також підвищує здатність сталі до затвердіння.
Додаткова можлива причина відмінності в значеннях УЗ між зразками сталі, які містять 1,5 5і Її 2,0/2,5 Зі, може бути приписана запізнюванню у процесі самовідпускання мартенситу при збільшенні вмісту 5і в сталі. Вплив 5і в ряді зазначених сплавів може бути пов'язаний з іншими впливами сплавів.
Як показано на Фігурах За-3а, збільшення вмісту 5і від 1,2 до 2,0 95 у зазначеній базовій композиції покращує баланс між міцністю і пластичністю. Зразки сталі з вмістом 5і близько 1,2- 1,5 96 не досягають величини 1521180 МПа, при цьому додавання 0,7 95 АЇ істотно підвищує температури Асі і Асз. Сталь з 2,095 5і демонструє загальне подовження (ТЕ)»16 95 при значенні Т551180 МПа. Оскільки в даному випадку немає будь-якої значної кількості утримуваного аустеніту, який міг би приводити в результаті до прояви відчутного ефекту ТРЇІР, краща пластичність сталі при більш високому вмісті 5і приписується затвердінню твердого розчину 5і, що дозволяє досягати заданої міцності з меншою кількістю мартенситу. Слід зазначити, що кількість 5і для досягнення найкращого поєднання міцність-пластичність залежить від інших сплавлюваних елементів. З урахуванням вищесказаного, кількість 5і слід оптимізувати відповідним чином. На додаток до цього, порівняння між двома наборами 51і- сталей (Фігури 2а-24 і За-3а) вказує на те, що у даному випадку при додаванні 5і і АЇ проявляється певний тип синергетичних ефектів, навіть якщо інші сплавлювані елементи відрізняються.
На Фігурі 4а показаний вплив додавання 5і на частку фериту і значення ТЕ в зразках, що характеризуються величиною Т5 близько 1180-1300 МПа. На Фігурі 4а наведений графік залежності об'єму фериту в 95 і загального подовження ТЕ в 95 від мас. 95 Зі для зразків, які демонструють значення Т5 близько 1180-1300 МПа. На Фігурі 465 відображений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа і загального подовження ТЕ в 95 від об'єму фериту в 95 для зразків, які демонструють значення Т5 близько 1180-1300 МПа. Збільшення вмісту Зі знижує об'ємну частку мартенситу (підвищення частки фериту), і внаслідок цього покращує пластичність. Найкраще поєднання величин Т5 і ТЕ (Т5 1200 МПа/тЕ 16-18 95) може досягатися при значенні МГ (об'єм фериту) близько 70 95 у сплаві 14, який містить 2,0 95 51.
Частка фериту близько 70 95 значно вища у порівнянні з часткою фериту близько 30-40 95 в марці сталі попереднього рівня техніки СК ОР Т1180 з величиною ТЕ 10-13 95. Однак кількість 5і слід оптимізувати відповідно до загального поєднанню сплаву, в бік більш широкого вікна умов бо процесу відпалу, кращої зварюваності і прийнятної здатності до утворення покриття. На Фігурі
4р представлений графік залежності Т5 і ТЕ як функцій частки фериту у зразках, які демонструють величину Т5 близько 1180-1300 МПа. Слід зазначити, що кількість фериту вимірювали шляхом аналізу зображень з використанням лише одного поля на зразок. З урахуванням вищесказаного, найбільш важливу інформацію надає тенденція, яка спостерігається, а не абсолютна об'ємна частка фериту як функція додавання кремнію.
Вплив Мп, Сг і Мо
Добре відомо, що Мп, Ст і Мо підвищують здатність сталі до затвердіння. Зменшення ступеня розкладання аустеніту на ферит/бейніт призводить в результаті до утворення більш високої частки мартенситу. Порівнюючи досліджені сталі, можна оцінювати відносну здатність
Мп, Ст ї Мо до затвердіння.
На Фігурах 5а-5а показаний вплив різних добавок Мо і Сг на характеристики розтягу сталі, яка містить 0,2 С -1,5 Мп - 1,2 51 - 0,65 АЇ - 0,02 МБ. На Фігурі 5а наведений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9, 11 і 12. На
Фігурі 505 представлений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9, 11 і 12. На фігурі 5с відображений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9, 11 ї 12. На Фігурі 5а показаний графік залежності загального подовження ТЕ, в 905, від границі міцності на розрив Т5, в МПа, для зразків сплавів 8, 9, 11 і 12. Сталі, які містять 0,15 Мо і 0,5 Ст, демонструють аналогічну здатність до затвердіння, і в даній базовій композиції необхідне додавання 0,3 Мо для досягнення значення Т5 » 1180 МПа при досліджених температурах відпалу.
На Фігурах ба-б6а показаний вплив 0,15 Мо, 0,35 Ст ії підвищеного (40,2) вмісту Мп на характеристики розтягу сталей в зіставленні з базовою композицією 0,2 С - 2,3 Мп - 1,0 51. На
Фігурі ба наведений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 16, 17 і 18. На фігурі 66 відображений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 16, 17 і 18. На Фігурі бс наведений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 16, 17 і 18. На Фігурі ба представлений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі міцності на розтяг Т5 в МПа для зразків сплавів 16, 17 і 18. Як показано на Фігурах ба-64, сталі, які містять 0,15 Мо і 0,35 Сг, мають аналогічну здатність до затвердіння, і обидві характеризувалися більш високою здатністю до затвердіння, ніж сталь 0,2 Мп. Всі композиції демонстрували більш високе значення У5, ніж сталі на основі 0,20 -1,5
Мп - 1,2 51 - 0,65 АІ- 0,02 МЬ - Х Мо/Ст, оскільки зазначені композиції повністю аустенізувалися в дослідженому діапазоні температур відпалу, що згодом зумовлювало часткове утворення бейніту при більш низьких кількостях фериту. В цілому, жодна з порівнюваних композицій не демонструвала бажаного балансу між величинами Т5 і ТЕ.
Вплив бору
Вплив додавання бору досліджено шляхом зіставлення сплавів 9 і 10, які містять базову композицію 0,2 С -1,5 Мп - 1,3 5і - 0,6АЇ - 0,3 Мо - 0,02 МБ. На Фігурах 7а-7а показаний вплив додавання В на характеристики розтягу сталі. На Фігурі 7а наведений графік залежності границі плинності У5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9 і 10. На Фігурі 76 представлений графік залежності границі міцності на розтяг Т5 в МПа від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9 і 10. На Фігурі 7с відображений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від температури відпалу в "С для зразків сплавів 8, 9 і 10. На Фігурі 7а наведений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі міцності на розрив Т5 в
МПа для зразків сплавів 8, 9 і 10. Як можна бачити, додавання В підвищує значення У5 і Т5 без втрати пластичності. Виявляється, що додавання В додатково отвердіває мартенсит і подрібнює мікроструктуру, що дозволяє утримувати більше фериту при більш високій міцності.
В таке досягнення кращого балансу між міцністю і пластичністю міг дати внесок синергетичний ефект Мо-МЬ-В (добре відомий для гарячекатаних сталей). Однак не існує ніяких докладних даних/літератури про те, як впливають зазначені елементи на перетворення при охолодженні від міжкритичних температур.
Мета авторів винаходу полягає в досягненні якомога більш високого загального подовження при 71551180 МПа. Для досягнення зазначеної мети частку фериту в мікроструктурі слід довести до максимального рівня, оскільки виявляється, що ферит є основним компонентом, який сприяє пластичності, як показано на Фігурі 46 (навіть якщо утримуваний аустеніт також вносить свій внесок). Однак більш значна частка фериту робить сталі більш м'якими внаслідок їх низької міцності. З урахуванням вищесказаного, ферит і мартенсит повинні тверднути якомога більшою мірою для досягнення величини 521180 МПа у поєднанні з чудовою пластичністю. На додаток бо до цього, металургія повинна бути обгрунтованою з точки зору технологічності, як з боку виробника, так і споживача. Вплив додавання 5і на затвердіння твердого розчину фериту добре проілюстровано. Підвищений вміст вуглецю, який дорівнює 0,2 95, разом зі сплавлюваними елементами, які знижують температуру М5, дає внесок в міцність мартенситу. Додавання Мо в результаті призводить до утворення більш дрібних зерен і фериту, і мартенситу. Додавання Мп сприяє затвердінню фериту. Однак це підвищує міцність гарячих штаб також і за рахунок полегшення утворення продуктів низькотемпературних перетворень в структурі, яка перебуває у стані безпосередньо після прокатки. Вміст Мп, Ст і Мо слід оптимізувати для досягнення утворення належної кількості мартенситу в кінцевій мікроструктурі. Поєднання С, Ми, 51 і АЇ, які впливають на температури Ас: і Асз, слід регулювати для забезпечення утворення необхідної частки аустеніту при відпалі у вікні умов типового промислового процесу (близько 750-850 "С).
Вміст Мп, зі ї АІ також слід доводити до мінімуму для покращення здатності до утворення покриття на штабі.
На Фігурі 8 показаний баланс Т5-ТЕ і У5-ТЕ. На Фігурі 8 приведений графік залежності загального подовження ТЕ в 95 від границі плинності 5 (квадрати) і границі міцності на розтяг
Т5 (ромби) в МПа для всіх зразків сплавів. Найкращим є поєднання величини Т5 близько 1180- 1250 МПа, величини 5 близько 550-650 МПа і величини ТЕ близько 15-18 95. На підставі результатів, що відносяться до характеристик розтягу, найкращим поєднанням Т5 і ТЕ вважається склад: 0,2 С -1,5 Мп - 1,3 5і - 0,65АЇ - 0,3 Мо - 0,02 МБ. Міцність гарячих штаб для зазначеного складу (СТ 620 "С) характеризується значенням У5 близько 630 МПа, а Т5 близько 800 МПа. Характеристики після відпалу є наступними: УЗ близько 550 МПа, Т5 близько 1250
Мпа і ТЕ близько 1-16 9.
Хоча границя міцності може бути трохи нижчою, передбачається, що існує менша можливість для самовідпускання мартенситу внаслідок великої кількості сплаву (що призводить до меншої концентрації М5), і це має вплив.
Обраний склад (0,2 С -1,5 Мп - 1,3 5і- 0,65 АІ- 0,3 Мо - 0,02 МБ) породжує дві проблеми в зв'язку з виробництвом сталі СА 1180 НЕ: вміст С, вищий бажаної максимальної границі, рівної 01995 С, і висока вартість сплаву, яка зумовлена додаванням 0,3 Мо. З урахуванням вищесказаного, досліджений модифікований склад (0,18 С - 1,8 Мп - 1,5 51 - 0,65 АІ- 0,02 МБ - 0,15 Мо - показаний в таблиці 4). У модифікованому сплаві 0,3 95 Зі і 0,3 95 Мп замінюють на
Зо 0,15 95 Мо. У таблиці 5 представлені характеристики розтягу модифікованого сплаву 7, який дуже схожий на сплав 8. Характеристики розтягу модифікованого сплаву 8, підданого відпалу, аналогічні характеристикам сплаву 8, як показано в таблиці 6. З урахуванням вищесказаного, зазначена модифікація розглядається як доцільна.
Таблиця 4
Ме | С | Мп | 5 | мо | Мо | А | Р | 5 | М /
Таблиця 5
І АБТМТ | 865 | 580 | 631 | 867 | 11,0 | 159 | 00 | 063 | 0,73
Таблиця 6 775.| 154 | 487 | 1121 | 96 | 136 | 00 | оиб5е2 | 043 775. | 155 | 467 | 1069 | 89 | 126 | 00 / 0166 | 044 800 | 155 | 521 | 1191 | 95 | 7132 | 00 | 040 | 044 800 | 1,56 | 526 | 1195 | 92 | 130 | 00 / 098 | 044 825 | 1,58 | 543 | 1222 | 104 | 171 | 00 / оз! | ом 825 | 1,52 | 556 | 1246 | 103 | 141 | 00 / оо | 045 850 | 1,57 | 544 | 1209 | 101 | 71377 | 00 / 0933 | 045 (850 | 1,57 | 542 | 1201 | 96 | 7133 | 00 | бизе | 045
Роздача отвору
Всі вимірювання обраних зразків показують величину НЕ, складову менше 10 95, яка не відповідає бажаному цільовому показнику, рівному мінімально 30 95. Утворення шийки не має місця, і на зразках, які піддані розтягуванню, спостерігається звичайний крихкий злам. Це можна співвіднести з низьким показником НЕ. У металургійному відношенні, відсутність відпускання мікроструктури дає внесок в низьке значення ступеня роздачі отвору і величини У5. Оскільки всі сплави отримують сплавом великих кількостей, температура М5 знижується і самовідпускання запізнюється в ході охолодження після чистового відпалу гальванізованих виробів при здійсненні циклу СІ НОСІ. Необхідно покращення ступеня роздачі отвору і величини У5.
Вплив чистового відпалу
Чистовий відпал в камерній печі періодичної дії застосовували відносно кінцевої сталі. Цикл відпалу в камерній печі періодичної дії складався з нагрівання/охолодження до температур відпускання зі швидкістю 25 "С/год. і ізотермічного відпускання при бажаній температурі протягом 5 г. На Фігурах 9а-94 показаний вплив чистового відпалу в камерній печі періодичної дії на характеристики розтягу. На Фігурі За представлений графік залежності границі плинності
У5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, які містять 0,13 і 0,2 95 С. На Фігурі 90 наведений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, що містять 0,13 і 0,295 С. На фігурі 9с відображений графік залежності рівномірного подовження ШЄЕЇ во від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, які містять 0,13 ї 0,2 95 С. На Фігурі 9а показаний графік залежності загального подовження ЕЇГ в 95 від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів, які містять 0,13 ї 0, 295 С. Підвищення температури відпалу в камерній печі періодичної дії (ВАТ) значно покращує показник У5, але за рахунок показника ОЕГ.. Варто згадати, що значення ТЕ і Т5 дещо знижуються. На додаток до цього, ступінь роздачі отвору підвищується приблизно до 17 95 при температурі ВАТ, рівній 200 "С, проте вона все ще є недостатньою і значно нижча бажаного цільового показника, який становить 3095. Дані результати вказують на необхідність досягнення більш високої температури ВАТ, наприклад, 2507 і вище. Слід зазначити, що при використанні процесу відпалу в камерній печі періодичної дії можуть з'являтися проблеми, пов'язані з нерівномірним розподілом температур (гарячі/холодні плями при пакетному відпалі).
У спробах виключення цього можна застосовувати чистове відпускання шляхом індукційного нагріву на лінії (протягом більш короткого періоду часу, ніж відпал в камерній печі періодичної
Зо ді). З метою компенсації втрати Т5 внаслідок відпускання використовували зразки, які характеризуються більш високим початковим значенням Т5. На Фігурах 1ба-10а продемонстрований вплив короткочасного індукційного відпалу на характеристики розтягу сталі.
На Фігурі 10а представлений графік залежності границі плинності 5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а також зразка сплаву, який містить 0,15 9о С. На Фігурі 105 наведений графік залежності границі міцності на розрив Т5 в МПа від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а також зразка сплаву, який містить 0,15 95 С. На фігурі 10с показаний графік залежності рівномірного подовження ШОЕ, в 95, від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а також зразка сплаву, який містить 0,15 95 С. На фігурі 104 відображений графік залежності загального подовження ТЕ, в 95, від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків сплавів 9 і 10, а також зразка сплаву, який містить 0,1595 С. Аналогічно відпалу в камерній печі періодичної дії, відпускання підвищує значення У5, але за рахунок величини ШЕ. Це підтверджує, що більш високі температури чистового відпускання збільшують ступінь роздачі отвору. Дані результати дозволяють рекомендувати температуру відпускання вище 300 "с.
Сила впливу чистового відпускання залежить від складу сталі. Початкове значення Т5 слід змінювати з метою досягнення значення 1521180 МПа після термообробки, оскільки чистове відпускання при високій температурі знижує значення Т5.
Відпалюють панелі модифікованого сплаву 8 (Т8-825"С) піддавали ізотермічному чистовому відпалу при різних температурах протягом 6 г. На Фігурах 11а-1165 показано вплив температури чистового відпускання на характеристики розтягу і ступінь роздачі отвору. На
Фігурі 11а представлений графік залежності границі плинності УЗ і границі міцності на розрив
Т5, в МПа, від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії для зразків з величиною 7521180 МПа після попереднього відпалу в камерній печі періодичної дії. На фігурі 116 наведений графік залежності загального подовження ТЕ, в 905, і ступеня роздачі отвору, в бо, від температури чистового відпалу в камерній печі періодичної дії, в "С, для зразків з величиною
Т551180 МПа після попереднього відпалу в камерній печі періодичної дії. Значення У5 різко підвищується до температури відпускання, рівної 350 "С, а потім знижується. Значення Т5 поступово знижувалося з підвищенням температури відпускання, а величина ТЕ залишається бо відносно постійною у межах дослідженого діапазону температур. Ступінь роздачі отвору також поступово підвищується. На підставі зазначених результатів здійснили додаткове моделювання чистового відпускання з використанням циклу відпалу в камерній печі періодичної дії конкретного заводу, що відображено на Фігурі 12. На Фігурі 12 наведений графік залежності температури в "С від часу в годинах для циклу відпалу в камерній печі періодичної дії конкретного сталеливарного заводу. Зазначений цикл із заданою температурою 260 "С (500 Р) не має різниці температур між гарячими і холодними плямами внаслідок тривалого часу відпалу. У таблиці 7 узагальнені дані за характеристиками розтягу 4УІ5-ТЇ і ступеня роздачі отвору. Зазначений низькотемпературний чистовий відпал в камерній печі періодичної дії привносить неоднорідність міцності і пластичності приблизно на 20-30 МПа і приблизно на 1 95, відповідно. Дана неоднорідність абсолютно аналогічна очікуваній зміні по довжині рулону.
Однак це вимагає більш високого початкового значення Т5 для забезпечення величини
Т551180 МПа після чистового відпалу в камерній печі періодичної дії. Підвищення вмісту Мп на 0,2 96 забезпечить додаткову міцність на розтяг близько 80 МПа для компенсації падіння розтягу при чистовому відпалі в камерній печі періодичної дії.
Таблиця 7 пляма
Гаряча пляма -265--565--35 а о ов В
Гаряча пляма 23
І 7.59 | 857 | 1133 | 8,7 | 143 | 00 | 0098 | 076
Приклади
Скорочення - ОТ5 (МПа) відноситься до границі міцності на розтяг, виміряної при випробуванні на розтяг в поздовжньому напрямку відносно напрямку прокатки, - М5 (МПа) відноситься до границі плинності, виміряного при випробуванні на розтяг в поздовжньому напрямку щодо напрямку прокатки, - ТЕ! (95) відноситься до загального подовження.
Величини ОТ5, УЗ Її ТеІ можна вимірювати за допомогою декількох випробувань, описаних нижче. Випробування, які використовуються для прикладів 1 і 2, знаходяться у відповідності зі стандартом 4І5-Т, тоді як випробування, які використовуються для прикладу 3, знаходяться у відповідності зі стандартами ІЗО. - НЕ (25) відноситься до ступеня збільшення отворів. Таке випробування можна здійснювати за допомогою конічного прошивня, виконаного з циліндричною частиною, діаметр якої
Зо становить 45 мм, забезпеченою нагорі конічною частиною. Такий пуансон вміщують під сталевим листом, який підлягає випробуванню і який попередньо забезпечений отвором з початковим діаметром бо, рівним 10 мм. Потім конічний пуансон переміщається вгору в цей отвір і збільшують його до тих пір, поки не з'являється перша поперечна тріщина. Після цього вимірюють кінцевий діаметр О отвору і обчислюють ступінь роздачі отвору з використанням наступного співвідношення:
Інша можливість здійснення такого випробування полягає у використанні так званого плоского прошивня, виконаного у вигляді циліндра діаметром 75 мм, при цьому всі інші умови є аналогічними. - Мікроструктури спостерігали за допомогою методу СЕМ на рівні чверті товщини з використанням травлення 2 уо--ним розчином ніталя і визначали кількість методом аналізу зображення.
Приклад 1
Напівфабрикати одержані із сталевих злитків. Хімічні склади напівфабрикатів, виражені у масових відсотках, представлені нижче в таблиці 8. Решта композицій сталі в таблиці 8 складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті виплавки.
Таблиця 8
Хімічний склад (мас. 95, В в ч/млн.) с | 5 | Мо! Р | 5 | Си! А |т| мь | м |сСг|мі ву мо
А | 0.17 |1,55| 1,81 00170005 - /065| - | 002го | 00045) - | - | - Тов в|о015107| 26 00150003 - | 08 | - | 0010 |00046| - | - | - Тов сі|021|13| 75 00160003, - / 0581 - | 0021 |00042| - | - (10030 р | 021 |13| 75 |001610003) - / 0581 - | бого || - | - | - Тозо
Злитки складу А-О спочатку піддавали гарячій прокатці на пластини товщиною 20 мм. Потім пластини нагрівали повторно і знову здійснювали гарячу прокатку до товщини 3,8 мм. Після цього гарячекатані сталеві пластини піддавали холодній прокатці і відпалювали. Застосовані параметри процесу наведені нижче в цьому документі: - Кінцева температура прокатки: 8757 - Температура намотування в рулон: 5807 - Ступінь обтиснення при холодній прокатці: близько 50 95 - Температура витримки при відпалі: 825 7 - Тривалість витримування при відпалі: 150 с.
Після відпалу моделювали нанесення покриття способом гарячої гальванізації при зануренні у ванну з розплавленим цинком шляхом нагрівання сталевих листів при температурі 460 "С з подальшою обробкою у вигляді відпалу гальванізованих виробів при 575 "С.
Мікроструктура сталевих листів А-Ю містить в собі ферит (включаючи бейнітний ферит), мартенсит і острівці МА в поверхневій частині, що наведено нижче в таблиці 9, перед подачею на чистове відпускання двома різними способами. Такі поверхневі частки залишалися незмінними після чистового відпускання, яке змінює лише концентрацію вуглецю всередині зазначених фаз.
Таблиця 9
Мікроструктура (95 поверхні) 11111111 Ферит//////////// | МартенситвострівціМА.дГ//З/З в' Г111142111111111171111111111111111158С1
Пт ПО З: ПОН НО ЗО
Чистове відпускання шляхом відпалу в камерній печі періодичної дії
Чистове відпускання набору А сталевих листів здійснювали шляхом нагрівання таких сталей у вигляді рулону в камерній печі для відпалу періодичної дії. Швидкості нагрівання та охолодження до і після відпускання застосовували на рівні 25 "С/год., ізотермічне відпускання виконували при бажаній температурі протягом 5 годин.
Виходячи з таблиці 10, можна бачити, що обробка у вигляді чистового відпускання трохи знижує міцність на розтяг і загальне подовження, але помітно підвищує характеристики границі плинності і ступеня роздачі отвору. Насправді, ступінь роздачі отвору зразка А без відпускання
Зо неможливо було виміряти, оскільки сталь була занадто крихкою.
Таблиця 10
Механічні властивості (н/в: не виміряне) 11111111... | Товщинаємм)у| Шт5(МПа) | У5 МПа | Те) | НЕ
Чистове відпускання шляхом індукційного нагрівання
Чистове відпускання набору сталевих листів В-О здійснювали шляхом індукційного нагрівання сталевих листів для досягнення бажаної температури, яку підтримували протягом періодів часу, зазначених у таблиці 11.
Таблиця 11
Механічні властивості (НЕ конічний пуансон) 11111111. | Товщинає(мм) (От5(МПа) У5,МПа | Теї(9) | НЕ (5) в400С-30сек. 77717777 153 | 1141 | 969 | 109 | 9337
Виходячи з таблиці 11, можна бачити, що обробка у формі чистового відпускання трохи знижує міцність на розтяг, але помітно підвищує характеристики границі плинності і ступеня роздачі отвору. Ступінь роздачі отвору зразків В, С і ОО без відпускання неможливо було виміряти, оскільки сталь була занадто крихкою.
Приклад 2
Напівфабрикати одержані із сталевих виливків. Хімічний склад напівфабрикатів, виражений у масових відсотках, наведено нижче в таблиці 12. Решта композицій сталі в таблиці 12 складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті виплавки.
Таблиця 12
Хімічний склад (мас. 95, В у ч/млн.)
Цфелвікуи в ей тв ін вно ям
Теле ее ее ее 8 2 9 З 5 4 2 5 7 7 5 4 1 "
Злиток складу 5 спочатку піддавали гарячій прокатці на пластини товщиною 20 мм. Потім пластини нагрівали повторно і знову здійснювали гарячу прокатку до товщини 3,8 мм. Після цього гарячекатані сталеві пластини піддавали холодній прокатці і відпалювали. Застосовані параметри процесу наведені нижче в цьому документі: - Кінцева температура прокатки: 9307 - Температура намотування в рулон: 680 С - Ступінь обтиснення при холодній прокатці: близько 50 95 - Температура витримки при відпалі: 82570 - Тривалість витримування при відпалі: 150 с.
Після відпалу, нанесення покриття способом гарячої гальванізації при зануренні у ванну з розплавленим цинком здійснювали у ванні при температурі 460 "С з подальшою обробкою у вигляді відпалу гальванізованих виробів.
Мікроструктура сталевих листів Е містить в собі ферит (включаючи бейнітний ферит), мартенсит і острівці МА в поверхневій частині відповідно до винаходу перед подачею на чистове відпускання способом відпалу в камерній печі періодичної дії. Такі поверхневі частки залишалися незмінними після чистового відпускання, яке змінює лише концентрацію вуглецю
Зо всередині зазначених фаз.
Чистове відпускання шляхом відпалу в камерній печі періодичної дії
Чистове відпускання набору сталевих листів 5 здійснювали шляхом нагрівання таких сталей у вигляді рулону в камерній печі для відпалу періодичної дії. Ізотермічне відпускання виконували при бажаній температурі протягом 5 годин. Потім здійснювали дресирування при подовженні 0,3 Фо.
Таблиця 13
Механічні властивості (н/і: не виміряне, НЕ конічний пуансон)
Е (без відпускання) 1180
Е-2902С 1150
Виходячи з таблиці 13, можна бачити, що обробка в формі чистового відпускання трохи знижує міцність на розтяг і загальне подовження, але помітно підвищує характеристики границі плинності і ступеня роздачі отвору. Насправді, ступінь роздачі отвору зразка 5 без відпускання неможливо було виміряти, оскільки сталь була занадто крихкою.
Після такого чистового відпускання відпалені гальванічні покриття не розривалися, і вміст заліза в них складало 11 95 без значного підвищення, зумовленого чистовим відпусканням.
Приклад З
Напівфабрикати одержані із сталевих виливків. Хімічний склад напівфабрикатів, виражений у масових відсотках, наведено нижче в таблиці 14. Решта композицій сталі в таблиці 14 складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті виплавки.
Таблиця 14
Хімічний склад (мас. о) с | 51 |Мпо| Р | 5 | Си | А | ті | мо | м | Ск | мі | Мо 0,001
Злитки складу Е спочатку піддавали гарячій прокатці на пластини товщиною 4 мм. Далі гарячекатані сталеві пластини піддавали холодній прокатці і відпалювали. Застосовані параметри процесу наведені нижче в цьому документі: - Кінцева температура прокатки: 90070 - Температура намотування в рулон: 550 7 - Ступінь обтиснення при холодній прокатці: близько 50 95 - Температура витримки при відпалі: 850 "С - Тривалість витримування при відпалі: 100 с.
Після відпалу нанесення покриття способом гарячої гальванізації при зануренні у ванну з розплавленим цинком здійснювали при температурі занурення 455 "С з подальшою обробкою у вигляді відпалу гальванізованих виробів при 540 "С.
Мікроструктура сталевого листа Е містить в собі 71 95 фериту (включаючи бейнітний ферит), 2095 мартенситу і 9905 аустеніту перед подачею на чистове відпускання двома різними способами. Такі поверхневі частки залишалися незмінними після чистового відпускання, яке змінює лише концентрацію вуглецю всередині зазначених фаз.
Чистове відпускання шляхом відпалу в камерній печі періодичної дії
Зо Чистове відпускання першого набору сталевих листів Е здійснювали шляхом нагрівання таких сталей у вигляді рулону в камерній печі для відпалу періодичної дії. Ізотермічне відпускання виконували при бажаній температурі протягом 8 годин.
Таблиця 15
Механічні властивості (НЕ плоский пуансон) 771111111111.1.рюрю |Товщинаємм)у| ОТ (МПа) УЗ (МПа)
Е (без відпускання)
Е-Т5ОСС
Е-2002С
Е-2502С
Е-42002С
Е-500 С
Ступінь роздачі отвору вимірювали за допомогою плоского прошивня, що являє собою більш важке випробування, ніж в разі конічного прошивня, і воно давало більш низькі значення, ніж далі в цьому документі. Однак тенденції є аналогічними, яке б випробування не використовували.
Виходячи з таблиці 15, можна бачити, що обробка в формі чистового відпускання трохи знижує міцність на розтяг, але помітно підвищує характеристики границі плинності і ступеня роздачі отвору аж до 500 "С.
Після такого чистового відпускання відпалені гальванічні покриття не розривалися, і вміст заліза в них складав 10 95 без значного підвищення, зумовленого чистовим відпусканням.
Чистове відпускання шляхом індукційного нагрівання
Чистове відпускання другого набору сталевих листів Е виконували шляхом індукційного нагрівання сталевих листів для досягнення бажаної температури, яку підтримували протягом періодів часу, зазначених в таблиці 16.
Таблиця 16
Механічні властивості (НЕ конічний пуансон) 777111111111171717.7.юИ | Товщинає(мм) | т5(МПа)| уз(МПа) | Теі(95) | НЕ (95)
З таблиці 16 можна бачити, що обробка в формі чистового відпускання в незначній мірі знижує міцність на розтяг, але помітно підвищує характеристики границі плинності і ступеня роздачі отвору.
Після такого чистового відпускання відпалені гальванічні покриття не розривалися, і вміст заліза в них складало 10 95 без значного підвищення, зумовленого чистовим відпусканням.
У таблиці 17 представлені характеристики сталевого листа з цинковим покриттям, який знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття, а також листа після чистового відпалу при 288 "С. Як можна бачити, відпал підвищив границя міцності, щонайменше, на 30 95 у порівнянні з листом, який знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття, переважно, на 40 95. Відпал також збільшив загальне подовження, щонайменше, на 25 95 у порівнянні з листом, який знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття, переважно, щонайменше, на 4095. Нарешті, відпал підвищив ступінь роздачі отвору, щонайменше, на 80 95 у порівнянні з листом, який знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття, переважно, на 95 95.
Таблиця 17 нях ення | ТЕТ питан яння
Зразок Характеристика . й до покращення покриття відпаляевідпускання т8.МПа 7771711 1160-1220 | ллоо-іБо 5520046
Вимний 17777114 2224 т8.МПа 77777171 1170-1240 177 110-170 Її 5520047
Виминий 17777714 11112224 | 7-0
Коо)
Продовження таблиці 17 т8.МПа 77771711 1150-1215 | 1140-4175. | - 5520380
Вимний 7 177771111411111111225 | 7-0 т8.МПа 77771771 1150-1210 177 ллло-іВо Її 5520379
Виминий 17777174 11112325
Сталеві листи відповідно до винаходу будуть ефективно використовуватися для виготовлення конструктивних деталей або деталей, що забезпечують безпеку в автомобільній промисловості. Слід розуміти, що розкриття, викладене в цьому документі, представлено у формі докладних варіантів здійснення, описаних з метою створення повного і закінченого розкриття цього винаходу, і що такі подробиці не слід тлумачити як такі, що обмежують істинний обсяг даного винаходу, викладений і описаний в доданій формулі винаходу.

Claims (12)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Спосіб формування холоднокатаного сталевого листа, який має покриття і підданий чистовому відпалу, який містить: холоднокатаний сталевий лист, який містить (мас. б): С -0,1-0,3, Ма - 1-3, зі - 0,5-3,5, АЇ - 0,05-1,5, Мо-сСт в діапазоні 0,2-0,5, і залишок становить залізо і неминучі домішки, і покриття з цинку або цинкового сплаву для нанесення на холоднокатаний сталевий лист; причому спосіб включає етап холодної прокатки, покриття цинком холоднокатаного листа та чистового відпалу сталевого листа після нанесення цинкового покриття; при цьому холоднокатаний сталевий лист з покриттям має границю плинності, що становить від 550 до 580 МПа та ступінь роздачі отвору нижче 10 90; причому зазначений відпал здійснюють при температурі 150-650 "С протягом періоду часу, достатнього для підвищення границі плинності відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям щонайменше на 4095 у порівнянні з холоднокатаним сталевим листом, який знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття, і збільшення ступеня роздачі Зо отвору відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям щонайменше на 80 95 у порівнянні з холоднокатаним сталевим листом, який знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
2. Спосіб за п. 1, в якому зазначений відпал здійснюють при температурі 150-450 "С.
3. Спосіб за п. 2, в якому зазначений відпал здійснюють при температурі 200-400 "С.
4. Спосіб за п. 1, в якому зазначений відпал здійснюють протягом періоду часу, достатнього для підвищення ступеня роздачі отвору відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям щонайменше на 95 95 у порівнянні з холоднокатаним сталевим листом, який знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
5. Спосіб за п. 1, в якому холоднокатаний сталевий лист з покриттям має загальне подовження від 10 до 12,5 95, а зазначений відпал здійснюють протягом періоду часу, достатнього для збільшення загального подовження відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям щонайменше на 2595 у порівнянні з листом, що знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
б. Сталевий лист за п. 5, в якому зазначений відпал здійснюють протягом періоду часу, достатнього для збільшення загального подовження відпаленого холоднокатаного сталевого листа з покриттям щонайменше на 4095 у порівнянні з листом, що знаходиться у стані безпосередньо після нанесення покриття.
7. Спосіб за п. 1, в якому зазначений холоднокатаний сталевий лист містить С - 0,15-0,25 мас.
Фо.
8. Спосіб за п. 1, в якому зазначений холоднокатаний сталевий лист містить Мп - 2-2,5 мас. 95.
9. Спосіб за п. 1, в якому зазначений холоднокатаний сталевий лист містить 5і - 1,5-2,5 мас. 95.
10. Спосіб за п. 1, в якому зазначений холоднокатаний сталевий лист містить АЇ - 0,05-1,0 мас.
Фо.
11. Спосіб за п. 1, який додатково включає гарячу прокатку до покриття цинком, причому гаряча прокатка має температуру обробки в діапазоні від 840 до 890 "С та температуру нагрівання в діапазоні від 500 до 650 "С.
12. Спосіб за п. 1, в якому зазначений відпал включає нагрівання зі швидкістю 25 "С/год., ізотермічний відпал при бажаній температурі протягом 5 годин, а потім охолодження зі швидкістю 25 "С/год. ЯКО риття : - , : : ' | ! --РТетр ї Не : он ТС о Н | : й : ге СУ і ; . : ї х : І ї ши пи и і - ШИ Н Е НИ о. ! й ; : : ї во и ни ! ши пи ще. Н : і ! Е : : к а : ї : й Н : й то 300 300 400 500 Часісвю
Фіг. 1
ТУ ут лемент ут ти кров у вся, Енн ек зи и ен іш р 1 ІІ ДН пн в и а виття ва ване тих м ву ручної нення Ми а за ОК я Я пи У мк КО Повне пе НК ен Піошей ли МЕ Мвт км НЕ с Те Я хх п нн ві ва пн НН АН ЕК ВАНИ в поет о т я ря Фо более окуня ол справ я м о ни ї2 і ші мія ЕСЕ нфиспван В 5. запа век ОВ ТИ дм нео стлею 5 У фас рен А ; М кни Вс вх КН ше й БІ бі фо Му і ПЕК око ВВА КУН НЯ Я У ме тля ввоїх Біне ее УНН а нн Манн 6: БА ІЕВ ПТ НН 0ОБЛЕ я Би А пн в нка о аа поси пр: С РЕОТИ Б ен ан и и о В КА ЕНН Поні Ан во м р те бек КрАт ПТК всра фея зі оон и и и нн нен нок в р НН ІА ЛЮ ЦТШЮ К ШМКЮ 1и ГБЛІІ иа в НН пом ди ЯНЕ фени и ве тив вай ке ЗІ лАТ ПИЛИ у ІК Іа ЕК ЯЗ БВ 835 виб ж НЕО Каб ше та сви Зо Влй БО 840 Бо КБ Температура підпалу, ТС Тампература відпаву, У тво Если ни КВ У СО КН АВ етику ву ок А Нен ев ких жи нен не ан ин
. пт МЕНеМ рими и кю Ей У охоте ОКОфУх ЖК Тих Ко у. ви пра кан ов А М А АЕН те и и НН Орди як мак 7 Коли рт сяк бок ен кн да БІДУ КБ Ж я ЖК он я Я ех и ен
. ЕЛ Кв ен о ен ро и а в и Не ИН в ее ж КорЕК НН я МВ и, н о ви а ее в ня нн ан ой МВ КВ М ев ех ин и нин а а о в МНК пев сплав ЗОНІ КЕТІ Е и х обрпдав ВІЇ в А Я ДШМ ЕК во ее спдав Я КД ІКАО чаю вн кодове хо нн Вб бо сот ши Пасти ЗА ки Ки й ее у ЕК Зк Сплав тя он ви ее КН певна ня рок ка о ИН В Ол шани ик ее нм и НО пеня он пан нн о в 8 не за яю яр яз ям Я 850 В їв Зно та в. 3556 Температура відпапу, С ле, МИ . я ;
Фіг. 2с Фіг. 20 ПМ огутекттмитух тт трі пттор я ЕМО зт ут тия решт ин нд иа в Одлав1? ще панк ех и ВО ВИ М их 7 Не Ії це о її Н В ще АБИ А пи ІКТ К: І пн сект ЛЕН птн т Я ВД зн рити дв Сплав 18 кн ен НК и и пове НН ЗВ й сет она НО ИН ЗА п и ту В Ж сплав 13 НТ они в м НН ОЖНК сою п вейтерииеея г ід сон пт пиво ен о Кто міки В тин ве Я ФУКХДН ФВ лоти Шрот рив я у І п КІ т фуру ХЕ дн ам ня Ме КИ МК Ин р миши ЖИ В оц Ен сини и и аа ее пет ГІЖж пит ки у р НИК Пе еени и нн НИ 1а5О ливо ит вне ик В морем ля я ин дод б дян 1600 ЕМО НИМИ ККУ МК УЖ УВО 800 ва Ай во 750 78о оо 82 ве 55 Температура відпалу, с Температура відпапу, С
Фіг. За Фіг. Зр Й зуль о спор ля Іо ки; и ня кн и ПИБЕ то В т коти т парна нн в в с ПЕ віво ен жаво пото ота, в ненні: и ин, ті Бен нан и и КН тео корита ЕН ВУ и ОНКО ему ям а нн пивна и нив Ж ж ие ние ик кв ни и в о КК НД В НО ОД ДИН НИ ВИНА МИЛЕ СМ Ви НИ ВЧ ТО пору рити Та Форт ин нн и ен ин оком нини кни нн и НК, 180 Е Її МИСКИ кн іння 10 Фолиц о МвиКНО МАКІВ, Ка 780 Во 820 840 ко НО 100 1205 00 й Температура відпалу; Зб, т, Мпа
Фіг. ЗС Фіг. За
Вб оре тут вшити В Фа сети Весни я зо Е т | ті о ау кіл тю с ; ! ко ще 25 заго є шен п Не Ко 18 опт В пес М Я во ши снеки нини женні ни нн в НІ В шк не як ми ней КАК НН пи ва и Я на вену с нав НН ві гКа о: І р З Де в вв НМА У МНКВ НИ и нн в нав ХНН Я ор ую ан в АКА ННЯ шо ши БЕ ОНИ ш нини ни м и НВ а нн нн а во Е ши МОНА ОНИ ЕНН НН ек КО Ви ЕН: о медики нн нн но ЗК ай понині яру с ДИ о ге ' ши и: НИМ ния, Й пе нова в ви нн ання нн нн нем зоба попе нн ЕІ, од па хо т зи з ж я що те зо в Зі, масе; Об'ємна частка фериту, 55
Фіг. За Фіг.465 око и и а ня п а МОНА Бал пеки ше ши І сш ши он ни Би Ж МАСТ ри т й я ТИ : х пи Ху ут я З БИ я ев о ні и ШОВ пежнтведи ту а и я ж уран нн А НЕ нн ОК в бок пон м на о а Он й шу "ї ой сучюлтрою сю асо Н УДО лений сороюдея ння дектениндннія а НК А о в вин ни Кене Е зада логук кт пит КК оселі Бл де в СВ Бай нн Кн А они ними и и ее нен и Ж ее : раї ох т БІЛУ Хі А ЕХ ЛАТИ ри я м и нн а АН КК и А а ни ВЕ В 75о в 80 я Ба 750 по 8:23 840 Ба Температура відпалу. 97 ТєЄмпература відпалу, З
Фіг. ба Ї ! Фіг. 56 за пет Дт ит пкт пи НУ рт тити Звретвстя Др не дит Е ЕТ ит в яна лен з ЕЕ пи: я и Ше я і ЕНН Зак Но ОВ М У ВИЩЕ НО В те» 5 «Бан рижики Дін Міняти ни КЗ ши шини; сюриюВ он ою ее нин соту Ж а а ви я НА НН ДО еле ак ин в На Р зав нн ин Е забосромтю тт т ана и мо ни А нн нн в пика аа и ШЕ ніша фен фен дням Вони нн і еки и ника УВС МЕ ВАВ ВИДИ ДІД, в еВ НЕ М КИ КИ К ИЙН реа а Ме НК А СК ЗОРУ КОН КУ МОН АВ МАК В га о ві вх ЗД НОВИН ЗА ЗІЗ ОВ А МИНЕ ЗВ ДДУ яв нн п в В ВВ 76 во -о вай що ЕН 500 І 4200 1300 Температура відпалу, У: т, Мпа
Фіг. 56 . Фіг. 50 ун в ен ЯАДО ги прю и р тт и шини шини шина. УБУВАЄ тання яки Ше вйся к он ННИННО Н А он а вн нн КЛ УЖ ня ж п ШЕе ШЕ и нев НИ КН є анна: Ман вн НН НН Б Й А ПАК А ок о Год не е А ААН НН и жа ПІД НЯ ПИЛИ ши т ЕЙ соди нан сн мин мин я НКИ ЕН У о ех МИНЕ ИН АН НВ ев ен й НН НИ НО НАС 1200 супи иа ПИЛИ вн; МІУ пек з а свв зав виз кн Ми спон Т5О Ой я 00 790 ОО 5 а Температура відпалу; С Температура відпалу; б
Фіг. ба Фіг. б5 ! ЕІ АЕН вне винне ен вини Я потен ут е, СИЛ и ек а он в НЯНИ ан кн В и Кеш нини о ни Ко М кни и А КО и ОБО о ПЕКТИ їй ев а па с ПІД ОКи нених З пу нави За С ня ЗНО в М Кн нн а ПО ее а й шен ен ен ен а в в НК Ева лову тен Мофра свою сопе ти вок ме Ен в пе шо юа рве В м и и а а а и АН ие за о а 5 ее в в я ва о не нн вн Бе да МюМСИ УМ ю Ее 250 що й БО зо 31503 3990 З 3300 3350 5800 ; дк: нн Температура відпалу, С ТБ, МПа
Фіг. бе Фіг. 69 й ля й І пякучру доми зн ст І : 1408 и Ан р за вяна т а й пане и А айс гран ні нні ЕН ва ан жи ВАН а І ТУ КОМ КУТУ ХІМ Я 5 во ПЕКИ тя В ЗВ боронити дн ЕТ дою ви Я Іл атіи фшв явоя зав ПАК о Вт бе тик пил аю КСВ ОВ ЗОН я А КО дай ей ун ежо ля ща во 320 8 вай зв що 5 в й Температура відпалу, С ' Температура відпалу, 9
Фіг. 7а Фіг, 79 РО тероуувттттов и ти ЗУ рок прутки соте КН ма швея 155 ко : ї з; 7 ї ж т пи : З й ШЕ : то : і Б о . - : ЇМО г 2 я я не я п СЛУ Е 13.0 ЗККлЕ кн Еш ПЕНЯ Ге 33.8 ее и ня Перенос ио пек т рано пий їй теж ря Я ОВТ а ОНИ ' нн Шви нн жо коро КИ о РІО лес ро в МНК БІК но тво Не При люта ре Й Кол вки ФАО Бе У ТЕЖ Те КОН а нн он и в я оо «5 ща Бо 1390 1455 ї380 3350 3885 Температура відпапу, 9С т8, МПа
Фіг. УС Фіг. 71 Ка МЛК АН ПЕВНА ЕНН МЕН АННА НЕ НЕ ДЕ ЗМИВ ІН НН НО НН
ВЖК. сне ій Подія В те р Фей Ше ШИ ИН НН Зк и Ромеро омої хе Ве В нн ннрр м окинія ее НН я З Верес От рних М, МК КЕ Батеввнрекня НК о пі ПОМ і. й НЯ нн ннинни яки ининнинниннння шини не ПевІ ев аю нини нн р и и п ВЕ В ВД М А ПЕС Пн но нн ни м а а В а о м а по а ко ПОВ БОЮ 00 000 1200 1400 1600 Міцність, МПа
Фіг. 8 іоужтліявх кб ВХ | м Фу ут вла с: 1аБ5я Й І ВІД) сени вднтн кін тент реа ши 15 нн: ІІ і жд І й него кнц й а І й Н В й ЗДО рення я они ее прю тет - ОО нн ання т і іш м щ ї- 1 ря Я БОННІ і ення нн -- я і ; щ - : - є я ОО Ж10О0, фони кода птн патент неважко вав. й Що --Уве. і у ОІВ :
ВОД. дження ми за я пд а снскпнкіюкіккснкінксн, Що узі ния іжпос З. Й
БАД. фостякіннннуттірттттннтранннтнни тіл КОтАКнкТ Те п нн а а роя зо ДК, шк 105 00. За У Температура чистового відпалу в камерній Такмрпература чистового відпалу й камерній печі періодичної дії, С І печі періодичної дії, "о
Фіг. За Фіг. 96 ДО, дентин пнях ікс тет ик ння тини ЗЕД дретннянияня пекан рен тм я Н Н я . зт : доти о й ГО уловом п. ас ан ня Ро і : й Сл» ! ДФУ ддрннннянтнтоянннне модем сю тіюенктнти Фен нтнчненнт м Я : 5 о В А її Ши а ЩІ КЕ ; ці Ва я» чаш: чи їй іо. ший ; НН Фетр ння с й й : : я і З фодонніютттнтінянинінинт тент ння ння один пеню ДФ прання зовн Кри Ля та І ї й : Аж т шин ни ДІД пренятнтинннннтнаннтннсюнєн нако такасканчянтнютткчню пдюсснннкй пиши | т Й й «НО ТЕ АЖ й Я поси За ; ва днину 135 г дв в сна о Іа я кг СІ 5 15 2 ОЗ, ЩО Температура чистового відпапу в. хамерній! Температура чистового відпалу в камерній печі леріодичнеї дії, С печі періодичної дії, бо
Фіг. Ус о Фіг. за пе я НЯ - н - - на а ших и - - 7 жов 2 ь І ! ; ща «Бо Ен) стики Б Ти ДМ ут ! а пд Н - 1 Фон днини а тов фу я фе т я б : : Н : БО резяент еют по ; нн зим ів фен жі о 10 я З я НЯ гу 100 роти о а Зо Тепепатура відпускання, С Тейдеразура відпускання
Фіг. ба Фіг. 106 ж й | 5 щ І Я нн ши же зменнн нн е вин кн п В і мих нн ш | ов і мі : Е що Во нн В М ВО «ння во : ЕЕ 5 ке Е 8 фен та нн Я донні ттуттюттюттттюттттннннй 0001 фетр реє неттртттттннню ення тнттннтння 5 105 ха Ну о Б З чо 2 З а м Тепература відпускання С Тепература відпускаю о Фіг 1Ос Фіг.10а ФДШ естру тр ж муи МИх Ж они гу олегтулистру туту НО МД НН МНН АННИ АЛЕ Ще и ВН еп Жені ітиуя ПОМ А НН Ен уУш и и До як жо КТК о ді дв « СЮ: ПІД ТтИИтИ ММ номен В ан А ЯН - Ки а В й пижма ле ом Ж даремні Жозу МИХ ЛАКУ МИТ. з В Б В а Не НН Е ТЕТ КД ек ян ші ж вир млі МАМИ ЗК НН и а а В п ЗДАНО Ж ОБ Кт ЕВ зм пог ВІ ЖИ ра ш и и НИ А НЯ болт МЕД АКТУ ЕтЯ ЕЕ Ве НН ЗЕ п он нн МНН їй виш ПИ он нн нн нн вн я и ин ов в І АННИ ВИ АНЯ и КН варом иВАШ АПУ Вид пива чали Мети и зза м щю а КТ 5 Мю о Во КЕ ЗИ Темлерятура чистового відпалу в камерні Температуда чистового відзалу з камерній печі попівдичнеї ді бо печиперюдичної ді. бо Фігіїа Фіг. 116 ща ря т т ноток осот отв ва Їм днднннннннчченнсдвнянкння СКК сов ВО вевнкй за еВ, ооо реа нннттннннкнннєннн ие ; денне я х : І: уж дек ноннсміку ї нет ' ре яке Н
Я. Меннтеннтнтсвй жна нн І ВИНО т Ка я і ж є; «З Е й Я :
К. зал Поток газу Н й й як Хоподна пляма і зве 14 пн пн нн нн ща р Ж і ш Ша : ЗК Брелок теме ут ттуе тю те я т ре ТТ тут от тет Кон Я ТС еч ев тече, СЯ ї як зве зво за о ка Бай ма Час, тод Фіг 12
UAA201709316A 2015-02-25 2016-02-24 Підданий чистовому відпалу високоміцний сталевий лист з покриттям, який має підвищену границю плинності та покращений ступінь роздачі отвору UA120199C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201562120426P 2015-02-25 2015-02-25
PCT/US2016/019428 WO2016138185A1 (en) 2015-02-25 2016-02-24 Post annealed high tensile strength coated steel sheet having improved yield strength and hole expansion

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA120199C2 true UA120199C2 (uk) 2019-10-25

Family

ID=55527652

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201709316A UA120199C2 (uk) 2015-02-25 2016-02-24 Підданий чистовому відпалу високоміцний сталевий лист з покриттям, який має підвищену границю плинності та покращений ступінь роздачі отвору

Country Status (11)

Country Link
US (3) US20180044750A1 (uk)
EP (1) EP3262205A1 (uk)
JP (2) JP2018510263A (uk)
KR (2) KR20170110650A (uk)
CN (1) CN107429376B (uk)
BR (1) BR112017016683A2 (uk)
CA (1) CA2975149C (uk)
MX (1) MX2017010788A (uk)
RU (1) RU2705741C2 (uk)
UA (1) UA120199C2 (uk)
WO (1) WO2016138185A1 (uk)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114107796A (zh) * 2020-08-31 2022-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种1180MPa级高塑性高扩孔钢及其制造方法
SE545209C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4235030B2 (ja) 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4473587B2 (ja) * 2004-01-14 2010-06-02 新日本製鐵株式会社 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法
KR100990772B1 (ko) 2005-12-28 2010-10-29 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 초고강도 박강판
JP5434960B2 (ja) 2010-05-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5765092B2 (ja) * 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5298114B2 (ja) * 2010-12-27 2013-09-25 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性と加工性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法
WO2012153009A1 (fr) 2011-05-12 2012-11-15 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Procede de fabrication d'acier martensitique a tres haute resistance et tole ainsi obtenue
MX366222B (es) * 2011-07-29 2019-07-03 Nippon Steel Corp Star Laminas de acero de alta resistencia y laminas de acero galvanizadas de alta resistencia con capacidad de fijacion de forma excelente, y metodo para la fabricacion de las mismas.
US20130076187A1 (en) 2011-09-16 2013-03-28 Adam Daniel Flaster 5-phase alternating current induction motor and inverter system
JP2013237877A (ja) * 2012-05-11 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2013241636A (ja) * 2012-05-18 2013-12-05 Jfe Steel Corp 低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2015015239A1 (en) * 2013-08-02 2015-02-05 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled, coated and post tempered steel sheet and method of manufacturing thereof

Also Published As

Publication number Publication date
RU2017133036A3 (uk) 2019-03-25
BR112017016683A2 (pt) 2018-04-10
RU2017133036A (ru) 2019-03-25
WO2016138185A1 (en) 2016-09-01
RU2705741C2 (ru) 2019-11-11
KR20170110650A (ko) 2017-10-11
CA2975149C (en) 2019-04-30
CA2975149A1 (en) 2016-09-01
MX2017010788A (es) 2018-04-30
KR20190134842A (ko) 2019-12-04
CN107429376B (zh) 2020-10-09
EP3262205A1 (en) 2018-01-03
JP2020153016A (ja) 2020-09-24
US20230257846A1 (en) 2023-08-17
US20210123114A1 (en) 2021-04-29
JP2018510263A (ja) 2018-04-12
US20180044750A1 (en) 2018-02-15
CN107429376A (zh) 2017-12-01
US11661637B2 (en) 2023-05-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106574342B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
EP3650569B1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN106103768B (zh) 延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板、以及它们的制造方法
US9322088B2 (en) High-strength steel sheet and method for producing the same
KR101795329B1 (ko) 연성 및 저온 인성이 우수한 고강도 강판, 및 그의 제조 방법
CN106574340B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CA2813915C (en) Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
CN106574319B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN1847438B (zh) 耐腐蚀性优异的冷成形弹簧的钢丝和生产它的方法
CN110312813A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN110036128A (zh) 高强度钢板
CN107250409A (zh) 高强度冷轧薄钢板及其制造方法
KR101854060B1 (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
EP3409805B1 (en) High-strength steel sheet for warm working, and method for producing same
EP2826881B1 (en) High-strength steel sheet and process for producing same
EP3128023A1 (en) High-yield-ratio high-strength cold rolled steel sheet and production method therefor
CN107429370A (zh) 加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法
EP3178956A1 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
EP3093359A1 (en) Hot-formed member and process for manufacturing same
CN106133153B (zh) 热冲压钢材
EP3733898B1 (en) High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing same
EP3778954A1 (en) Hot-stamped formed product
EP3733897B1 (en) High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing same
CN114867880A (zh) 冷轧钢板及其制造方法
EP3342891A1 (en) Steel sheet