UA120485C2 - Спосіб виробництва листової аустенітної сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням - Google Patents

Спосіб виробництва листової аустенітної сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням Download PDF

Info

Publication number
UA120485C2
UA120485C2 UAA201812099A UAA201812099A UA120485C2 UA 120485 C2 UA120485 C2 UA 120485C2 UA A201812099 A UAA201812099 A UA A201812099A UA A201812099 A UAA201812099 A UA A201812099A UA 120485 C2 UA120485 C2 UA 120485C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
carried out
temperature
bath
range
immersion
Prior art date
Application number
UAA201812099A
Other languages
English (en)
Inventor
Тьєрі Іунґ
Тьери Иунг
Жерар Петіґан
Жерар Петиган
Йонас Стодт
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 UA120485C2 publication Critical patent/UA120485C2/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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0468—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0478—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 involving a particular surface treatment
    • C21D8/0484—Application of a separating or insulating coating
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • 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
    • C23C2/04—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
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/02—Superplasticity
    • 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
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C21D8/0284—Application of a separating or insulating coating

Landscapes

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

Abstract

Винахід стосується способу виробництва листової ТВІП-сталі, що характеризується високою міцністю, чудовими деформованістю і відносним подовженням. #1747 PT

Description

Винахід стосується способу виробництва листової сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням (ТВІП-сталі), високою міцністю, що характеризується, чудовими деформованістю і відносним подовженням. Винахід є особливо добре відповідним для використання при виготовленні автомобільних транспортних засобів.
Як це відомо, з урахуванням економії маси транспортних засобів для виготовлення автомобільного транспортного засобу використовують високоміцні сталі. Наприклад, для виготовлення конструкційних деталей механічні властивості таких сталей повинні бути покращені. Проте, навіть у разі поліпшення міцності сталі відносне подовження і тому деформованість високоміцних сталей погіршувалися. В цілях подолання даних проблем з'явилися сталі, що характеризуються пластичністю, наведеною двійникуванням, (ТВІП-сталі), що демонструють хорошу деформованість. Навіть у разі демонстрації даними продуктами дуже хорошої деформованості механічні властивості, такі як межа міцності при розтягуванні (СТ) і межа текучості (5), не можуть бути достатньо високими для задоволення потреб в автомобільній сфері застосування.
Як це відомо, для поліпшення міцності даних сталей при одночасному збереженні хорошої оброблюваності індукують отримання високої щільності двійників в результаті холодної прокатки з наступною обробкою для повернення, яка усуває дислокації, але зберігає двійники.
У патентній заявці КК20140013333 розкривається спосіб виготовлення листової високоміцної і високомарганцевистої сталі, що характеризується чудовими гнучкістю і відносним подовженням, при цьому спосіб включає стадії: - гомогенізуючої переробки в результаті нагрівання до 1050-1300 "С сталевого злитка або безперервно литогослябу, що містять в 95 (мас.) вуглець (С): 0,4 - 0,7 95, марганець (Мп): 12 - 24 95, алюміній (А): 1,1 - 3,0 95, кремній (51): 0,3 95 і менше, титан (Ті): 0,005 - 0,10 95, бор (В): 0,0005 - 0,0050 95, фосфор (Р): 0,03 до ії менше, сірку (5): 0,03 956 ії менше, азот (М): 0,04 95 і менше, і при цьому залишком є залізо та інші неминучі домішки; - гарячої прокатки підданих гомогенізуючій переробці сталевого злитка або безперервно литого слябу при температурі обробної гарячої прокатки в діапазоні 850-1000 ес; - згортання в рулон гарячекатаної листової сталі при 400-700 ес; - холодної прокатки згорненої листової сталі; - безперервного відпалювання холоднокатаної листової сталі при 400-900 С; - необов'язково стадію нанесення покриття, в результаті гальванізації при зануренні в розплав або електрогальванізацію; - повторної прокатки листової сталі, підданої безперервному відпалюванню, при ступені обтискання в діапазоні 10 -- 50 95 та - переробки для повторного нагрівання листової сталі, підданій повторній прокатці, при 300- 650 "С протягом від 20 секунд до 2 годин.
Проте, унаслідок осадження покриття до другої холодної прокатки має місце величезний ризик механічного пошкодження металевого покриття. Окрім цього, унаслідок здійснення стадії повторного нагрівання після осадження покриття виникатиме взаємне дифундування між сталлю і покриттям, що в результаті призведе до значного модифікування покриття і тому бажаних властивостей покриття, таких як корозійна стійкість. На додаток до цього, стадія повторного нагрівання може бути проведена в широкому діапазоні температури і часу, і жоден з даних елементів не був більшою мірою вказаний в описі винаходу, навіть в прикладах. На закінчення, в результаті здійснення даного способу має місце ризик зменшення продуктивності і збільшення витрат унаслідок проведення великої кількості стадій для отримання ТВІП-сталі.
Таким чином, мета винаходу полягає в пропозиції покращеного способу виготовлення ТВІП- сталі, що характеризується високою міцністю, чудовими деформованістю і відносним подовженням. Винахід має намір надати в розпорядження, зокрема, легкий в здійсненні спосіб, що має своєю метою отримання ТВІП-сталі з нанесеним покриттям, яка піддається поверненню, при цьому такий спосіб характеризується економією витрат і збільшенням продуктивності.
Досягнення даної мети досягають в результаті пропозиції способу виготовлення підданої холодній прокатці і поверненню листової ТВІП-сталі з нанесеним металевим покриттям, відповідного пункту 1 формули винаходу. Спосіб також може включати характеристики з пунктів від 2 до 19 формули винаходу.
Ще одна мета досягається в результаті пропозиції підданої холодній прокатці, поверненню і нанесенню покриття листової ТВІП-сталі, відповідної пункту 20 формули винаходу.
Виходячи з наступного далі докладного опису винаходу стануть очевидними й інші характеристики і переваги винаходу.
Винахід стосується способу виробництва листової ТВІП-сталі, що включає наступні стадії: 60 А. подача слябу, що характеризується наступним складом:
ОМ «Се1,2 96, 13,05 Мп«25,0 Ор,
З-0,030 Ор,
Ре0,080 95,
М-0,1 о, зЗі«З,0 до і виключно в необов'язковому порядку один або декілька елементів, таких як
МЬ-2О,5 б,
Ве0,005 об,
Ст КО) то,
Мо-0,40 95,
Міс1,0 о, бби«5,0 то,
Ті«кО0,5 Об,
Мк2,5 У,
АІк4,0 оо, 0, Обхоп0О,2 оо, при цьому залишок складу становлять залізо і неминучі домішки, що з'являються в результаті обробки,
В. повторне нагрівання такого слябу і його гаряча прокатка,
С. стадія згортання в рулон,
Ор. перше холодна прокатка,
Е. рекристалізаційне відпалювання,
Е. друга холодна прокатка та б. термообробка для повернення, що проводиться в результаті нанесення покриття при зануренні в розплав.
Що стосується хімічного складу сталі, то С грає важливу роль при отриманні мікроструктури і механічних властивостей. Він збільшує енергію дефекту упаковки і промотує стабільність аустенітної фази. При об'єднанні з рівнем вмісту Мп в діапазоні від 13,0 до 25,0 9Уб(мас.) дана
Зо стабільність досягається для рівня вмісту вуглецю, що становить 0,1 95 і більш. Проте, для рівня вмісту С, що становить більше, ніж 1,2 95, має місце ризик зменшення пластичності. Переважно рівень вмісту вуглецю знаходиться в діапазоні від 0,20 до 1,2 95, переважніше від 0,5 до 1,0 95, (мас.) в цілях отримання достатньої міцності.
Мп також є істотним елементом для збільшення міцності, для збільшення енергії дефекту упаковки і для стабілізації аустенітної фази. У разі його рівня вмісту, що становить менше, ніж 13,0 9о, матиме місце ризик утворення мартенситних фаз, що дуже відчутно зменшує здатність деформуватися. Окрім цього, у разі рівня вмісту марганцю, що становить більше, ніж 25,0 95, пригнічуватиметься утворення двійників, і, відповідно до цього, не дивлячись на збільшення міцності погіршиться пластичність при кімнатній температурі Переважно рівень вмісту марганцю знаходиться в діапазоні від 15,0 до 24,0 95 в цілях оптимізації енергії дефекту упаковки і запобігання утворенню мартенситу під впливом деформації. Окрім цього, у разі рівня вмісту Мп, що становить більше, ніж 24,0 95, режим деформації в результаті двійникування буде менш сприятливим в зіставленні з режимом деформації в результаті ковзання досконалої дислокації.
АЇ є особливо ефективним елементом для розкислювання сталі. Подібно С він збільшує енергію дефекту упаковки, що зменшує ризик утворення деформаційного мартенситу, тим самим, покращуючи пластичність і стійкість до сповільненого руйнування. Переважно рівень вмісту АЇ є меншим або рівним 2 95. У разі рівня вмісту АЇ, що становить більше, ніж 4,0 9, матиме місце ризик придушення утворення двійників, що зменшує пластичність.
Кремній також є ефективним елементом для розкислювання сталі і для твердофазного зміцнення. Проте, вище за рівень вмісту 3,095 він зменшує відносне подовження і має тенденцію до утворення небажаних оксидів під час певних технологічних процесів складання, і тому він повинен витримуватися нижче даного граничного значення. Переважно рівень вмісту кремнію є меншим або рівним 0,6 95.
Сірка і фосфором є домішками, які окрихчують межі зерен. Їх відповідні рівні вмісту не повинні перевищувати 0,030 ї 0,080 95 в цілях збереження достатньої пластичності в гарячому стані.
Може бути додана деяка кількість бору, що доходить аж до 0,005 95, переважно аж до 0,001 95. Даний елемент піддається ліквації на межах зерен і збільшує їх когезію, що запобігає появі тріщин уздовж меж зерен. Як це можна собі подати без наміру зв'язувати себе теорією, це призводить до зменшення залишковогонапруження після профілізації в результаті пресування і до отримання кращої стійкості до корозії під напруженням для тим самим профільованих деталей.
Нікель може бути використаний необов'язково для збільшення міцності сталі унаслідок зміцнення в результаті утворення твердого розчину. Проте, окрім всього іншого з причин, пов'язаних з витратами, бажаним є обмеження рівня вмісту нікелю максимальним рівнем вмісту, що становить 1,0 95 і менше, а переважно менше, ніж 0,3 95.
Так само, необов'язкове додавання міді при рівні вмісту, що не перевищує 5 95, є одним засобом забезпечення тверднення сталі в результаті утворення виділень металевої міді і покращеній стійкості до сповільненого руйнування. Проте, вище даного рівня вмісту мідь несе відповідальність за появу поверхневих дефектів на гарячекатаному листі. Переважно кількості міді складає менше, ніж 2,0 95.
Титан, ванадій і ніобій також є елементами, які необов'язково можуть бути використані для досягнення тверднення і зміцнення в результаті утворення виділень. Проте, у разі рівня вмісту
МЬ або Ті, що становить більше, ніж 0,50 96, матиме місце ризик можливого стимулювання надмірним утворенням виділень зменшення в'язкості, чого необхідно уникати. Переважна кількість Ті знаходиться в діапазоні від 0,040 до 0,50 95 (мас.) або від 0,030 95 до 0,130 95 (мас.).
Переважно рівень вмісту титану знаходиться в діапазоні від 0,060 95 до 0,40 95 і, наприклад, від 0,060 95 до 0,110 95 (мас.). Переважна кількість МО знаходиться в діапазоні від 0,070 95 до 0,50 95 (мас.) або від 0,040 95 до 0,220 95. Переважно рівень вмісту ніобію знаходиться в діапазоні від 0,090 95 до 0,40 95, а у переважному випадку від 0,090 95 до 0,200 95 (маб.).
Переважно рівень вмісту ванадію знаходиться в діапазоні від 0,1 95 до 2,5 95, а переважніше від 0,1 до 1,0 Фо.
Як необов'язковий елемент для збільшення міцності сталі унаслідок зміцнення в результаті утворення твердого розчину можуть бути використані хром і молібден. Проте, унаслідок зменшення хромом енергії дефекту упаковки його рівень вмісту не повинен перевищувати 1,0 965, а переважно повинен знаходитися в діапазоні від 0,070 95 до 0,6 95. Переважно рівень вмісту хрому знаходиться в діапазоні від 0,20 до 0,5 95. Молібден може бути доданий в кількості, що становить 0,40 95 і менше, переважно в кількості в діапазоні від 0,14 до 0,40 95.
Необов'язково додають олово (Зп) в кількості в діапазоні від 0,06 до 0,2 95 (мас.). Як це можна собі подати без бажання зв'язувати себе якою-небудь теорією, тому, що олово є благородним елементом і само по собі не утворює тонку оксидну плівку при високих температурах, 5п утворює виділення на поверхні матриці при відпалюванні до гальванізації при зануренні в розплав, що пригнічує дифундування углиб поверхні прооксидантного елементу, такого як АЇ, Зі, Мп і тому подібне, і утворення ним оксиду, тим самим, покращуючи гальванізуємість. Проте, у разі додаваної кількості 5п, що становить менше, ніж 0,06 95, ефект буде невиразним, і збільшення кількості Зп, що додається, пригнічуватиме утворення вибраного оксиду, тоді як у разі перевищення кількістю п, що додається, 0,295, елемент Зп, що додається, викликатиме гарячеломкість, що погіршує оброблюваність в гарячому стані. Тому верхнє граничне значення для 5п обмежують значенням, що становить 0,2 95 і менше.
Сталь також може містити неминучі домішки, що є результатом обробки. Наприклад, неминучі домішки можуть включати без будь-якого обмеження: 0, Н, РБ, Со, А5, Се, ба, 2п і МУ.
Наприклад, масовий рівень вмісту кожної домішки менший 0,1 95 (мабс.).
Відповідно до цього винаходу спосіб включає стадію подачі А) напівфабрикату, такого як сляби, тонкі сляби або смуга, виготовленого зі сталі, що характеризується описаним вище складом, такий сляб є відлитим. Переважно відлитий початковий матеріал, що подається, нагрівають до температури, яка складає більше, ніж 1000 "С, переважніше більш, ніж 1050 еС, а у переважному випадку що знаходиться в діапазоні від 1100 до 1300 "С, або використовують безпосередньо при такій температурі після розливання без проміжного охолоджування.
Після цього проводять гарячу прокатку при температурі, переважно яка складає більше, ніж 890 "С або переважніше більш, ніж 1000 2С, для отримання, наприклад, гарячекатаної смуги, що зазвичай має товщину в діапазоні від 2 до 5 мм або навіть 1-5 мм. Щоб уникнути появи будь- якої проблеми, пов'язаної з розтріскуванням, унаслідок недостачі пластичності температура закінчення прокатки переважно є більшою або рівною 850 2.
Після гарячої прокатки смуга має бути згорнута в рулон при температурі, такій, щоб не утворювалося б будь-яких значних виділень карбідів (по суті цементиту (Бе, Мп)зсС)), того, що в результаті призводило б до погіршення певних механічних властивостей. Стадію згортання в рулон С) проводять при температурі, меншій або рівній 580 "С, переважно меншою або рівною (510) 400 26.
Проводять подальшу операцію холодної прокатки з наступним рекристалізаційним відпалюванням. Дані додаткові стадії в результаті призводять до отримання розміру зерна, меншого, ніж відповідний розмір, отриманий відносно гарячекатаної смуги, і тому в результаті призводять до отримання підвищених міцностних характеристик. Само собою розуміється те, що вона повинна бути проведена у разі бажаності отримання продуктів, що мають зменшену товщину в діапазоні, наприклад, від 0,2 мм до декількох мм товщини, а переважне від 0,4 до 4
ММ.
Гарячекатаний продукт, отриманий при використанні описаного вище технологічного процесу, піддають холодній прокатці після проведення можливої попередньої операції травлення звичайним способом.
Стадію першої холодної прокатки 0) проводять при ступені обтискання в діапазоні від 30 до 70 95, переважно від 40 до 60 95.
Після даної стадії прокатки зерна у високому ступені піддають механічному зміцненню, і необхідно провести операцію рекристалізаційного відпалювання. Дана обробка має ефект відновлення пластичності і одночасного зменшення міцності. Переважно дане відпалювання проводять безперервно. У переважному випадку рекристалізаційне відпалювання Е) проводять при температурі в діапазоні від 700 до 900 "С, переважно від 750 до 850 С, наприклад, впродовж періоду часу в діапазоні від 10 до 500 секунд, переважно від 60 до 180 секунд.
Після цього проводять стадію другої холодної прокатки Е) при ступені обтискання в діапазоні 1-50 95, переважно від 10 до 40 95, а переважніше від 20 95 до 40 95. Це робить можливим зменшення товщини сталі. Окрім цього, листова сталь, виготовлена відповідно до вищезазначеного способу, може характеризуватися збільшеною міцністю в результаті деформаційного зміцнення унаслідок проведення стадії повторної прокатки. На додаток до цього, дана стадія індукує отримання високої щільності двійників, поліпшуючої, таким чином, механічні властивості листової сталі.
Після другої холодної прокатки проводять стадію повернення (3) в цілях додаткового забезпечення отримання високих відносного подовження і гнучкості листової сталі, підданої повторній прокатці. Повернення характеризується усуненням або перегрупуванням дислокацій при одночасному збереженні деформаційних двійників в мікроструктурі сталі, при цьому
Зо дислокації і дефекти вводяться в результаті пластичної деформації матеріалу.
Відповідно до даного винаходу термообробку для повернення проводять в результаті нанесення покриття при зануренні в розплав, тобто, при підготовці поверхні листової сталі для осадження покриття при безперервному відпалюванні з наступним зануренням листової сталі в розплавлену металеву ванну. Таким чином, стадію повернення і нанесення покриття при зануренні в розплав здійснюють в один і той же час, що робить можливою економію витрат і збільшення продуктивності в протилежність патентній заявці КК201413333, де проводять металізацію при зануренні в розплав після рекристалізаційного відпалювання.
Як це подається без бажання зв'язувати себе будь-якою теорією, технологічний процес повернення в мікроструктурі сталі починається під час підготовки поверхні сталі при безперервному відпалюванні і досягається під час занурення в розплавлену ванну.
Підготовку поверхні сталі переважно проводять в результаті нагрівання листової сталі від температури навколишнього середовища до температури розплавленої ванни, тобто, від 410 до 700 "Сб. У переважних варіантах здійснення термічний цикл може включати, принаймні, одну стадію нагрівання, де сталь нагрівають при температурі, більшої, ніж температура розплавленої ванни. Наприклад, підготовка поверхні листової сталі може бути проведена при 650 С впродовж декількох секунд з наступним зануренням в цинкову ванну впродовж 5 секунд, при цьому температура ванни є температурою, що складає 450 ес.
Переважно температура розплавленої ванни знаходиться в діапазоні від 410 до 700 С залежно від природи розплавленої ванни.
У переважному випадку листову сталь занурюють у ванну на алюмінієвій основі або ванну на цинковій основі.
У одному переважному варіанті здійснення ванна на алюмінієвій основі містить менше, ніж 1595 Зі, менше, ніж 5,0 95 Ре, необов'язково від 0,1 до 8,0 956 Мо і необов'язково від 0,1 до 30,0 90 27, при цьому залишок є АЇ. Переважно температура даної ванни знаходиться в діапазоні від 550 до 700 "С, переважно від 600 до 680 б.
У ще одному переважному варіанті здійснення ванна на цинковій основі містить 0,01-8,0 90
АЇ, необов'язково 0,2-8,0 95 Мо, при цьому залишок є 7п. Переважно температура даної ванни знаходиться в діапазоні від 410 до 550 "С, переважно від 410 до 460 ес.
Розплавлена ванна також може містити неминучі домішки і залишкові елементи від подачі 60 злитків або від проходження листової сталі в розплавленій ванні. Наприклад, необов'язково домішки вибирають з 5г, 560, РБ, Ті, Са, Мп, 5п, І а, Се, Сг, 7г або Ві, при цьому масовий рівень вмісту кожного додаткового елементу менший 0,3 9о (мас.). Залишкові елементи від подачі злитків або від проходження листової сталі в розплавленій ванні можуть бути залізом при рівні вмісту, що доходить аж до 5,0 95, переважно 3,0 95 (мабс.).
У переважному випадку стадію повернення б) проводять протягом від 1 секунди до 30 хвилин, переважно від 30 секунд до 10 хвилин. Переважне занурення в розплавлену ванну проводять впродовж 1-60 секунд, переважніше 1-20 секунд, а у переважному випадку 1-10 секунд.
Наприклад, стадія відпалювання може бути проведена після осадження покриття в цілях отримання листової сталі, що відпалює і гальванізується.
Таким чином, при використанні способу, відповідного винаходу, може бути отримана листова ТВІП-сталь, що включає аустенітну матрицю.
При використанні способу, відповідного справжньому винаходу, отримання листової ТВІП- сталі, що характеризується високою міцністю, чудовими деформованістю і відносним подовженням, досягають в результаті індукції отримання великої кількості двійників завдяки двом стадіям холодної прокатки з наступною стадією повернення, під час якої дислокації усуваються, а двійники зберігаються.
Приклад
У даному прикладі використовували листові ТВІП-сталі, такі, що характеризуються наступним далі масовим складом: о Марка| Сов | Зідь | Мпое | Ро | Сто | АІбь | Сисдь | Мо | Мов | 595
А 100595) 02 / 1893 | 0034| - /0785| 1,68 | ОВ | 001 Е0ОЗО
В 0,894 | 0513 1864 | 002 | 009 0бооз | 0156 | 0002 1000321 Й.--
І с 1088 | 05081796) 003 | 009 | 21 | 015 | 0093 00043 -
Перш за все, зразки піддавали нагріванню і гарячому плющенню при температурі 1200 20.
Температуру закінчення гарячої прокатки встановлювали рівною 890 2еС і після гарячого прокатки проводили згортання в рулон при 400 "С. Після цього здійснювали 1-у холодну прокатку при ступені обтискання в ході холодного прокатки 50 95. Услід за цим при 750 С впродовж 180 секунд проводили рекристалізаційне відпалювання. Після цього здійснювали 2-е холодну прокатку при ступені обтискання в ході холодного прокатки 30 95. На закінчення, для зразка 1 проводили стадію нагрівання для повернення впродовж 40 секунд в сукупності.
Зо Листову сталь спочатку готували в результаті нагрівання в печі аж до 675 "С, при цьому час, що витрачається на перехід від 410 до 675 "С, складав 37 секунд, а після цього занурювали в розплавлену ванну, що містить 9 95 (мас.) кремнію, аж до З 95 заліза, при цьому останнє було алюмінієм, впродовж З секунд. Температура розплавленої ванни складала 675260.
Для зразка 2 термообробку для повернення проводили впродовж 65 секунд в сукупності.
Листову сталь спочатку готували в результаті нагрівання в печі аж до 650 "С, при цьому час, що витрачається на перехід від 410 до 650 С, складав 59 секунд, а після цього занурювали в розплавлену ванну, що містить 9 95 (мас.) кремнію, аж до З 95 заліза, при цьому рештою був алюміній, впродовж 6 секунд. Температура розплавленої ванни складала 650 С.
Для зразка З термообробку для повернення проводили в печі впродовж 60 хвилин при температурі 450 С. Після цього на листову сталь в результаті гальванізації при зануренні в розплав наносили цинкове покриття, при цьому дана стадія включає стадію підготовки поверхні з наступним зануренням в цинкову ванну впродовж 5 секунд.
Для зразків 4 і 5 термообробку для повернення проводили впродовж 65 секунд в сукупності.
Листову сталь спочатку готували в результаті нагрівання в печі аж до 625 С, при цьому час, що витрачається на перехід від 410 до 650 С, складав 15 секунд, а після цього занурювали в цинкову ванну впродовж 30 секунд. Температура розплавленої ванни складала 460 ес. Після цього мікроструктури всіх з них аналізували при використанні методу СЕМ або скануючої електронної мікроскопії для підтвердження непроходження рекристалізації під час стадії повернення. Услід за цим визначали механічні властивості зразків. Результати представлені в наступній далі таблиці:
Таблиця проводиться в результаті : иИТ5 | Твердість
Зразки повер- піддалися ТЕ (95) нанесення покриття при (МПа) (НУ) - нення | поверненню зануренні в розплав 717 | А ЇЇ 7777777 так | 4бсеко) Тако | 7181| 378 | - 2" | А | Ку так. | ббсеко// Тако | 7142| 36 | - 3 | А | Немає | бОохв. | Так |71128| Зз61 | - 4" | в | щющющрКф./ отак | 45секо/ Тако | 7463| 468 | 29 х відповідно до даного винаходу.
Як це демонструють результати, зразки 1, 2, 4 і 5 піддавали поверненню в результаті використання способу, відповідного справжньому винаходу. Пробу З також піддавали поверненню в результаті використання способу, що включає стадію повернення і стадію осадження покриття, при цьому обидві стадії проводять незалежно.
Механічні властивості всіх зразків є високими, зокрема, для проб 4 і 5.
Спосіб, здійснюваний при поводженні із зразком 4, займав набагато більше часу в зіставленні із способом, відповідним винаходу. Дійсно, в промисловому масштабі в цілях здійснення способу для зразка З швидкість технологічної лінії повинна бути значно зменшена, що в результаті призводить до значної втрати продуктивності і збільшення важливих витрат.

Claims (21)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Спосіб виробництва листової сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням, підданої холодній прокатці, поверненню і нанесенню покриття, що включає наступні послідовні стадії: А) подачі слябу, що характеризується наступним складом: 0 1«С«1,2 965, 13,05 Мп«25,0 Фо, З-0,030 оо, Р«0,080 об, М-0,1 о, зЗі«З3,0 9о, при цьому залишок складу становлять залізо і неминучі домішки, В) повторного нагрівання слябу і його гарячої прокатки, С) стадії згортання в рулон, р) першої холодної прокатки, Е) рекристалізаційного відпалювання, Е) другої холодної прокатки та Зо б) термообробки для повернення, що проводять в результаті нанесення покриття при зануренні в розплав.
2. Спосіб за п. 1, в якому повторне нагрівання проводять при температурі, яка складає більше ніж 1000 "С, а температура обробної прокатки складає принаймні 850 "С.
3. Спосіб за будь-яким з пп. 1 або 2, в якому температура згортання в рулон складає 580 "С або менше.
4. Спосіб за будь-яким з пп. 1-3, в якому стадію першої холодної прокатки С) проводять при ступені обтискання в діапазоні від 30 до 70 9.
5. Спосіб за будь-яким з пп. 1-4, в якому рекристалізаційне відпалювання Ю) проводять при температурі в діапазоні від 700 до 900 "С.
6. Спосіб за будь-яким з пп. 1-5, в якому стадію другої холодної прокатки Е) проводять при ступені обтискання в діапазоні 1-50 Об.
7. Спосіб за будь-яким з пп. 1-6, в якому стадія нанесення покриття при зануренні в розплав включає підготовку поверхні сталі для осадження покриття при безперервному відпалюванні з наступним зануренням у ванну з розплавленим металом.
8. Спосіб за п. 7, в якому під час підготовки поверхні листової сталі її нагрівають від температури навколишнього середовища до температури розплавленої ванни.
9. Спосіб за будь-яким з пп. 1-8, в якому температура розплавленої ванни знаходиться в діапазоні від 410 до 700 "С.
10. Спосіб за будь-яким з пп. 7 або 8, в якому повернення проводять в результаті занурення листової сталі у ванну на алюмінієвій основі або ванну на цинковій основі.
11. Спосіб за п. 10, в якому ванна на алюмінієвій основі містить менше ніж 15 95 5і, менше ніж 5,0 95 Ре, необов'язково від 0,1 до 8,0 95 Мао і необов'язково від 0,1 до 30,0 95 2п, при цьому залишок є АЇ.
12. Спосіб за п. 11, в якому температура розплавленої ванни знаходиться в діапазоні від 550 до 700 76.
13. Спосіб за п. 10, в якому ванна на цинковій основі містить 0,01-8,0 95 АЇ, необов'язково 0,2- 8,0 96 МО, при цьому залишок є 2п.
14. Спосіб за п. 13, в якому температура розплавленої ванни знаходиться в діапазоні від 410 до 550 76.
15. Спосіб за будь-яким з пп. 1-14, в якому стадію повернення С) проводять протягом від 1 секунди до 30 хвилин.
16. Спосіб за п. 15, в якому стадію повернення проводять протягом від 30 секунд до 10 хвилин.
17. Спосіб за будь-яким з пп. 1-16, в якому занурення в розплавлену ванну проводять впродовж 1-60 секунд.
18. Спосіб за п. 17, в якому занурення в розплавлену ванну проводять впродовж 1-20 секунд.
19. Спосіб за п. 18, в якому занурення в розплавлену ванну проводять впродовж 1-10 секунд.
20. Спосіб за п. 19, в якому склад сляба також включає в себе один або кілька елементів, таких як: МО-0,5 о, В-:0,005 95, Стс1,0 Об, Мо-0,40 оо, Мі«1,0 бо, Сих5,0 Об, Ті«кО,5 Об, Зо У«2,5 9, Аїх4,0 Об, Ообах5пО,2 ор.
21. Піддана холодній прокатці, поверненню і нанесенню покриття листова сталь з пластичністю, наведеною двійникуванням, яка має аустенітну матрицю і отримана способом за будь-яким з пп. 1-20. 00000000 Компютернаверстка ОО. Гергіль 00000000 0777 Міністерство розвитку економіки, торгівлітасільськогогосподарства України, 0000000 вул. М. Грушевського, 12/2, м. Київ, 01008, Україна ДП "Український інститут інтелектуальної власності", вул. Глазунова, 1, м. Київ - 42, 01601
UAA201812099A 2016-05-24 2017-05-22 Спосіб виробництва листової аустенітної сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням UA120485C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/000695 WO2017203310A1 (en) 2016-05-24 2016-05-24 Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure
PCT/IB2017/000606 WO2017203343A1 (en) 2016-05-24 2017-05-22 Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA120485C2 true UA120485C2 (uk) 2019-12-10

Family

ID=56137458

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201812099A UA120485C2 (uk) 2016-05-24 2017-05-22 Спосіб виробництва листової аустенітної сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням

Country Status (15)

Country Link
US (1) US10995381B2 (uk)
EP (1) EP3464662B1 (uk)
JP (2) JP2019519679A (uk)
KR (2) KR20180136541A (uk)
CN (1) CN109154048B (uk)
CA (1) CA3025617C (uk)
ES (1) ES2799049T3 (uk)
HU (1) HUE051495T2 (uk)
MA (1) MA45115B1 (uk)
MX (1) MX2018014325A (uk)
PL (1) PL3464662T3 (uk)
RU (1) RU2706942C1 (uk)
UA (1) UA120485C2 (uk)
WO (2) WO2017203310A1 (uk)
ZA (1) ZA201806707B (uk)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6682661B2 (ja) 2016-05-24 2020-04-15 アルセロールミタル オーステナイト型マトリックスを有するｔｗｉｐ鋼板の製造方法
US11034132B2 (en) * 2016-12-21 2021-06-15 Posco High manganese hot dip aluminum-plated steel sheet having excellent sacrificial corrosion resistance and platability and manufacturing method therefor
WO2020111775A1 (ko) * 2018-11-28 2020-06-04 주식회사 포스코 도금 밀착성 및 내부식성이 우수한 아연도금강판 및 이의 제조방법
KR102276742B1 (ko) * 2018-11-28 2021-07-13 주식회사 포스코 도금 밀착성 및 내부식성이 우수한 아연도금강판 및 이의 제조방법
CN110791706A (zh) * 2019-10-31 2020-02-14 宝钢特钢长材有限公司 一种冷锻用奥氏体粗晶粒结构钢及其盘条的制备方法
CN112281057A (zh) * 2020-10-14 2021-01-29 东北大学 一种具有不同晶粒尺寸和孪晶含量的twip钢板及其制备方法
DE102021107873A1 (de) 2021-03-29 2022-09-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Schmelztauchbeschichtetes Stahlblech
CN113278908B (zh) * 2021-04-23 2023-03-31 中国科学院合肥物质科学研究院 一种高强韧、耐蚀twip钢及其制备方法
CN113388787B (zh) * 2021-06-27 2023-03-31 上交(徐州)新材料研究院有限公司 一种高强韧耐磨钢及其纳米孪晶增强增韧化的制备方法
CN116043126A (zh) * 2023-01-09 2023-05-02 鞍钢股份有限公司 一种高强高韧高熵钢及制造方法

Family Cites Families (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3963531A (en) * 1975-02-28 1976-06-15 Armco Steel Corporation Cold rolled, ductile, high strength steel strip and sheet and method therefor
DE10128544C2 (de) 2001-06-13 2003-06-05 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs
DE10259230B4 (de) * 2002-12-17 2005-04-14 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Herstellen eines Stahlprodukts
FR2857980B1 (fr) 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
JP4084733B2 (ja) 2003-10-14 2008-04-30 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
FR2876711B1 (fr) 2004-10-20 2006-12-08 Usinor Sa Procede de revetement au trempe a chaud dans un bain de zinc des bandes en acier fer-carbone-manganese
JP4324072B2 (ja) 2004-10-21 2009-09-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
EP1807542A1 (de) 2004-11-03 2007-07-18 ThyssenKrupp Steel AG Höherfestes, twip-eigenschaften aufweisendes stahlband oder -blech und verfahren zu dessen herstellung mittels "direct strip casting "
JP4464811B2 (ja) 2004-12-22 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
KR100742833B1 (ko) 2005-12-24 2007-07-25 주식회사 포스코 내식성이 우수한 고 망간 용융도금강판 및 그 제조방법
EP1878811A1 (en) * 2006-07-11 2008-01-16 ARCELOR France Process for manufacturing iron-carbon-manganese austenitic steel sheet with excellent resistance to delayed cracking, and sheet thus produced
KR100851158B1 (ko) 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법
KR100928795B1 (ko) 2007-08-23 2009-11-25 주식회사 포스코 가공성 및 강도가 우수한 고망간 용융아연도금 강판 및 그제조 방법
KR20090070509A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 고연성 및 고강도를 가지는 고망간 도금강판 및 그제조방법
KR20090070502A (ko) 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 고망간강 및 고망간 도금강판의제조방법
KR100985286B1 (ko) 2007-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 고망간강 및 제조방법
DE102008005605A1 (de) 2008-01-22 2009-07-23 Thyssenkrupp Steel Ag Verfahren zum Beschichten eines 6 - 30 Gew. % Mn enthaltenden warm- oder kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einer metallischen Schutzschicht
KR101113666B1 (ko) * 2008-08-13 2012-02-14 기아자동차주식회사 초고강도 트윕 강판 및 그 제조방법
EP2208803A1 (de) 2009-01-06 2010-07-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Höherfester, kaltumformbarer Stahl, Stahlflachprodukt, Verfahren zur Herstellung eines Stahlflachprodukts sowie Verwendung eines Stahlflachproduktes
JP6009438B2 (ja) * 2010-06-10 2016-10-19 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ オーステナイト鋼の製造方法
ES2455222T5 (es) 2010-07-02 2018-03-05 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Acero de resistencia superior, conformable en frío y producto plano de acero compuesto de un acero de este tipo
WO2012052626A1 (fr) 2010-10-21 2012-04-26 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Tole d'acier laminee a chaud ou a froid, don procede de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile
KR20120065464A (ko) 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
KR20120075260A (ko) 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 도금밀착성이 우수한 용융도금강판 및 그 제조방법
DE102011051731B4 (de) 2011-07-11 2013-01-24 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines durch Schmelztauchbeschichten mit einer metallischen Schutzschicht versehenen Stahlflachprodukts
KR101329925B1 (ko) * 2011-08-26 2013-11-14 주식회사 포스코 도금밀착성이 우수한 고망간강 및 이로부터 용융아연도금강판을 제조하는 방법
TWI445832B (en) 2011-09-29 2014-07-21 The composition design and processing methods of high strength, high ductility, and high corrosion resistance alloys
WO2013095005A1 (ko) 2011-12-23 2013-06-27 주식회사 포스코 비자성 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
RU2631217C2 (ru) 2012-03-30 2017-09-19 Тата Стил Эймейден Б.В. Способ изготовления восстановительно отожженной покрытой стальной основы для упаковочных применений и полученный упаковочный стальной продукт
KR102073442B1 (ko) * 2012-06-05 2020-02-04 티센크루프 스틸 유럽 악티엔게젤샤프트 강, 강판 제품 및 강판 제품을 제조하기 위한 방법
KR101439613B1 (ko) 2012-07-23 2014-09-11 주식회사 포스코 굽힘 가공성과 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
KR101510505B1 (ko) 2012-12-21 2015-04-08 주식회사 포스코 우수한 도금성과 초고강도를 갖는 고망간 용융아연도금강판의 제조방법 및 이에 의해 제조된 고망간 용융아연도금강판
JP6055343B2 (ja) 2013-03-13 2016-12-27 株式会社神戸製鋼所 低温曲げ加工性に優れた非磁性鋼およびその製造方法
JP6377745B2 (ja) * 2013-08-14 2018-08-22 ポスコＰｏｓｃｏ 超高強度鋼板及びその製造方法
WO2015099221A1 (ko) 2013-12-26 2015-07-02 주식회사 포스코 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법
CN103820735B (zh) 2014-02-27 2016-08-24 北京交通大学 一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN109154048A (zh) 2019-01-04
MA45115B1 (fr) 2020-08-31
RU2706942C1 (ru) 2019-11-21
US20190292617A1 (en) 2019-09-26
US10995381B2 (en) 2021-05-04
EP3464662B1 (en) 2020-05-13
EP3464662A1 (en) 2019-04-10
PL3464662T3 (pl) 2020-11-16
CN109154048B (zh) 2021-12-31
HUE051495T2 (hu) 2021-03-01
JP2021021145A (ja) 2021-02-18
CA3025617C (en) 2022-01-04
BR112018071475A2 (pt) 2019-02-19
KR20180136541A (ko) 2018-12-24
ES2799049T3 (es) 2020-12-14
CA3025617A1 (en) 2017-11-30
ZA201806707B (en) 2019-07-31
JP7051974B2 (ja) 2022-04-11
KR20210034099A (ko) 2021-03-29
JP2019519679A (ja) 2019-07-11
WO2017203310A1 (en) 2017-11-30
MX2018014325A (es) 2019-02-25
WO2017203343A1 (en) 2017-11-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA120485C2 (uk) Спосіб виробництва листової аустенітної сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням
RU2706252C1 (ru) Листовая твип-сталь, включающая аустенитную матрицу
JP2018536764A (ja) 成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
EP2772556A1 (en) Method for producing high-strength steel sheet having superior workability
CA3025469C (en) Method for the manufacture of twip steel sheet having an austenitic matrix
RU2707002C1 (ru) Листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу
US20230010877A1 (en) Method of making a cold formable high strength steel strip and steel strip
JP2011080126A (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US20180291476A1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing the same