UA121439C2 - Спосіб виготовлення листової твіп-сталі, що включає аустенітну матрицю - Google Patents

Спосіб виготовлення листової твіп-сталі, що включає аустенітну матрицю Download PDF

Info

Publication number
UA121439C2
UA121439C2 UAA201812105A UAA201812105A UA121439C2 UA 121439 C2 UA121439 C2 UA 121439C2 UA A201812105 A UAA201812105 A UA A201812105A UA A201812105 A UAA201812105 A UA A201812105A UA 121439 C2 UA121439 C2 UA 121439C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
range
cold rolling
carried out
degree
rolling
Prior art date
Application number
UAA201812105A
Other languages
English (en)
Inventor
Ніколя Шарбоньє
Николя Шарбонье
Себастьєн Ален
Себастьен Ален
Марі-Крістін Тесьє
Мари-Кристин Тесье
Жерар Петіґан
Жерар Петиган
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 UA121439C2 publication Critical patent/UA121439C2/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
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • 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
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • 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
    • C23C2/02—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
    • 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
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Abstract

Даний винахід стосується способу виробництва листової сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням, яка включає аустенітну матрицю.

Description

Даний винахід відноситься до способу виготовлення листової ТВІП-сталі, що включає аустенітну матрицю. 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 даним продуктом дуже хорошої деформованості механічні властивості, такі як межа міцності при розтягуванні і межа текучості, не можуть бути достатньо високими для задоволення потребам в автомобільній сфері застосування.
У опатентній заявці 052006278309 розкривається гарячекатана листова аустенітна залізо/вуглець/марганцева сталь, міцність якої складає більше, ніж 900 МПа, у якої твір (міцність (у МПа) " відносне подовження при розриві (у 95)) складає більше, ніж 45000, і хімічний склад якої включає нижченаведене, при цьому рівні вмісту виражають при розрахунку на масу: 0,5 ох 0,7 9, 17 бос Мпхк24 96, ЗісЗ в, А 0,05095, 5-0,03095, Ре0О,080 96, М«0,195 і необов'язкові один або декілька елементів, таких що: Ст-1 95, Мо-0,40 90, Місії бо, бик5 р,
Ті«к0,50 95, МО2х0,50 95 і 0,50 956, причому склад, крім того, включає залізо і неминучі домішки, що утворюються в результаті плавлення, при цьому рекристалізована фракція сталі складає більше, ніж 75 95, причому поверхнева фракція виділень карбідів в сталі складає менше, ніж 1,5 Фо, і при цьому середній розмір зерен сталі складає менше, ніж 18 мкм.
У даній патентній заявці можливим є отримання холоднокатаної листової аустенітної залізо/вуглець/марганцевої сталі, що характеризується, міцністю, яка складає більше, ніж 950
МПа, після холодної прокатки. Товщина листової сталі може бути зменшена в результаті холодної прокатки, при використанні не одної стадії прокатки, але двох і більше стадій, при цьому за кожною із стадій прокатки слідує операція відпалювання. Розмір зерен до останньої стадії прокатки і відпалювання не повинен перевищувати 18 мікрон, виходячи з побоювань
Зо зменшення міцності і здатності деформуватися у кінцевого продукту.
Проте, міцність даної листової аустенітної сталі не є достатньо високою. Дійсно, в прикладах максимальна міцність в діапазоні винаходу складає 1130 МПа.
У публікації 052006/0179638 розкривається спосіб виробництва сталевого продукту, зокрема, сталевого листа або сталевої смуги, де сталеву смугу або лист виконують із сталі, яка містить (у 95 (мас.)): С: 1,00 95, Мп: від 7,00 до 30,00 9, А!: від 1,00 до 10,00 9, бі: від 2,50 до 8,00 95, АІ--5і: від 3,50 до 12,00 95, В: 0,01 95, Мі: 8,00 95, би: 3,00 95, М: 0,60 95, МО: 0,30 бо, Ті: 0,30 бь, М: 0,30 У, Р: 0,01 95 та залізо і неминучі домішки як решта, де з даних листа або смуги згодом виконують готовий сталевий продукт в результаті холодного формування, яке має місце при ступені холодного формування в діапазоні від 2 до 25 95.
Проте, в результаті використання даного способу міцність при розтягуванні (Вт), отримана після холодного формування, що характеризується ступенем в діапазоні від 2 до 25 95, є дуже низькою. Дійсно, як це демонструють приклади, міцність при розтягуванні складає як максимум 568 МПа при ступені холодного формування 10 95, тобто, в діапазоні від 2 до 25. Окрім цього, в порівняльних прикладах міцність при розтягуванні складає як максимум 1051 МПа при ступені холодного формування 50 95. На додаток до цього, при ступені холодного формування 30 або 5095 дуже швидко спадають рівномірні відносні подовження. На закінчення, сталь, що використовується в прикладах і звана легкою сталлю, містить дуже маленьку кількість вуглецю (0,070 95 С) і велику кількість Мп (25,9 945 Мп). Дана сталь є дуже специфічною, оскільки механічне зміцнення і механічні властивості, зокрема, межа текучості, є дуже низькими. Тому дана сталь не представляє інтересу для автомобільної промисловості.
У публікації СМ102418032 розкривається спосіб виготовлення сталевого матеріалу, зокрема, технологічний процес відпалювальної підготовки, призначений для поліпшення твору міцності і відносного подовження для листової високомарганцевої сталі, що характеризується пластичністю, індукується двійникуванням (ТВІП). Даний спосіб включає гарячу прокатку з наступними холодною прокаткою і термообробкою гарячекатаної сталі в рамках від 2 до 4 циклів після травлення при використанні температури термообробки в діапазоні 800-10002С і тривалість термообробки в діапазоні 10-30 хвилин.
Відповідно до вимог до виробництва у разі проведення стадії (4) холодної прокатки і термообробки гарячекатаного листа після травлення в рамках трьох циклів технологічного бо процесу холодної прокатки і термообробки стадії виробництва є нижченаведеним: перший цикл холодної прокатки і термообробки включає: холодну прокатку гарячекатаного листа до 2,5 -- 4 мм при кімнатній температурі, після цього витримка холоднокатаного листа в нагрівальній печі при встановленій температурі в діапазоні 860-8802С протягом 10-15 хвилин і повітряне охолоджування холоднокатаного листа; згодом другий цикл холодної прокатки і термообробки включає: холодна прокатка листа, підданого холодній прокатці і термообробці в першому циклі, до 1,0-2 мм, а після цього витримка листа при встановленій температурі в діапазоні 880-9002С протягом 10-15 хвилин і повітряне охолоджування листа; згодом третій цикл холодної прокатки і термообробки включає: холодна прокатка листа, отриманого з другого циклу, до 0,8-1,5 мм, а після цього витримка листа при встановленій температурі в діапазоні 880-9502С протягом 10-30 хвилин і повітряне охолоджування листа; тим самим, підданий повітряному охолоджуванню лист є листової ТВІП-сталі, готовий для використання.
Проте, в даній патентній заявці, з одного боку, не згадується процентна частка ступеня обтискання, здійснюваного під час холодної прокатки, з іншого боку, в одному переважному варіанті здійснення виконують три цикли технологічного процесу холодної прокатки і термообробки, що в результаті призводить до отримання тривалого технологічного часу і погіршення механічних властивостей. Дійсно, приклад 1, отриманий після трьох циклів технологічного процесу холодної прокатки і термообробки, характеризується міцністю при розтягуванні (МПа), що складає тільки 980 МПа, і відносним подовженням при розриві 81 95.
У публікації ЕРІ1878811 розкривається спосіб вироблення листової сталі, що характеризується хорошою стійкістю до сповільненого тріщиноутворення, що включає стадії: - подачі сталі, - відливання згаданої сталі у формі напівфабрикату, - повторного нагрівання згаданого напівфабрикату, - проведення гарячої прокатки згаданого напівфабрикату аж до кінцевої температури прокатки для отримання листа, - охолоджування згаданого листа, - необов'язкового проведення холодної прокатки і відпалювання, - проведення принаймні однієї томильної обробки, де згаданий лист піддається томлінню при температурі, що міститься в межах від 250 до 900 градусів С протягом періоду часу Її, що
Зо становить принаймні 15 сек.
Проте, розкритий спосіб є дуже специфічним способом, що включає томильную обробку у зв'язку 3 вищезгаданим в цілях отримання хорошої стійкості до сповільненого тріщиноутворення. На додаток до цього, відсутня згадка про холодну прокатку після стадії відпалювання. Єдину згадану холодну прокатку виконують до стадії відпалювання. Окрім цього, не згадується процентна частка ступеня обтискання в ході холодної прокатки. На закінчення, склад сталі включає АЇ в кількості, меншій або рівній 0,050 95, яка є дуже маленькою. Таким чином, мета винаходу полягає в усуненні вищезазначених недоліків в результаті пропозиції способу виготовлення листової ТВІП-сталі, що володіє покращеними механічними властивостями.
Досягнення даної мети добиваються в результаті пропозиції способу виготовлення листової
ТВІП-сталі, відповідної пункту 1 формули винаходу. Спосіб також може включати характеристики з пунктів від 2 до 21 формули винаходу.
Досягнення ще однієї мети добиваються в результаті пропозиції листової ТВІП-сталі, відповідній пункту 22 формули винаходу. Листова сталь також може включати характеристики з пункту 23 формули винаходу.
Виходячи 3 наступного докладного опису винаходу стануть очевидними й інші характеристики і переваги винаходу.
В цілях ілюстрації винаходу описуватимуться різні варіанти здійснення і проби для необмежуючих прикладів, зокрема, при зверненні до наступних фігур:
Фіг. 1 ілюструє один варіант здійснення за даним винаходом;
Фіг.2 ілюструє ще один варіант здійснення за даним винаходом.
Повинні бути визначені наступні терміни: - ОТ8: межа міцності при розтягуванні, - ШТаппеаєт: межа міцності при розтягуванні, отримана після рекристалізаційного відпалювання. - ТІ: сукупне відносне подовження, - Теаппеаеа: СуУкупне відносне подовження, отримане після рекристалізаційного відпалювання, - СВ»: ступінь обтискання в ході другої холодної прокатки.
Винахід відноситься до способу виробництва листової ТВІП-сталі, що включає наступні 60 стадії:
А. подача сляба, що включає листову сталь, що містить при розрахунку на масу: 0, Б«Се1,2 96 13,05 Мп«25,0 Фо
З-0,030 до
Ре0,080 95
М-0,1 до зЗі«З,0 до 0,051 ФохАїЇк4,0 90 і виключно в необов'язковому порядку один або декілька елементів, таких як
МЬ-20,5 У
В0,005 96
Сіс1,0 бо
Мо-0,40 95
Мі«с1,0 Уо бби«5,0 о
ТікО0,5 95
Мк2,5 Чо 0 обхопО2 о при цьому решта складу складають залізо і неминучі домішки, що виходять в результаті обробки,
В. повторне нагрівання такого сляба і його гаряча прокатка,
С. стадія скачування в рулон,
Ор. перша холодна прокатка,
Е. рекристалізаційне відпалювання, таке щоб була б отримана листова відпалена сталь, що характеризується значенням ШІ Баппеагес, і
Е. друга холодна прокатка при ступені обтискання СВО», яка задовольняє наступному рівнянню А: 1216,472-0,9875 х ОТаппеаівах (- 0,0008 х ОТаппеагеач- 1 0124) "Сова (0,0371 х ОТаппеагеа - 29,583) 7" САУ»
Зо Як це можна собі представити без бажання зв'язувати себе будь-якою теорією, при використанні способу, відповідного справжньому винаходу, зокрема, при задоволенні ступенем обтискання в ході другого холодної прокатки рівнянню А, стає можливим отримання листової
ТВІП-сталі, що володіє покращеними механічними властивостями, що особливо характеризується збільшеною міцністю, .
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 95 (мас.) дана стабільність досягається для рівня вмісту вуглецю, що становить 0,595 і більше. У разі присутності карбідів ванадію високий рівень вмісту Мп може збільшити розчинність карбіду ванадію (УС) в аустеніті. Проте, для рівня вмісту С, що становить більше, ніж 1,2 95, має місце ризик зменшення пластичності унаслідок, наприклад, наявності надмірних виділень карбідів або карбонітридів ванадію. Переважно рівень вмісту вуглецю знаходиться в діапазоні від 0,4 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 погіршує пластичність при кімнатній температурі. Переважно рівень вмісту марганцю знаходиться в діапазоні від 15,0 до 24,0 95, а переважніше від 17,0 до 24,0 9б, в цілях оптимізації енергії дефекту упаковки і запобігання утворенню мартенситу під впливом деформації. Окрім цього, у разі рівня вмісту Ми, 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.
АІЇ 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. Проте, А! буде недоліком у разі його присутності в надлишку в сталях, що характеризуються високим рівнем вмісту Мп, оскільки Мп збільшує розчинність азоту в рідкому залізі. У разі присутності в сталі надмірно великої кількості А елемент М, який об'єднується з АЇ, утворює виділення у формі нітриду алюмінію (АІМ), який перешкоджає міграції меж зерен під час гарячої конверсії, і дуже відчутно збільшує ризик появи тріщин при безперервному розливанні. На додаток до цього, як це роз'яснюватиметься нижче, в цілях утворення дрібних виділень, особливо карбонітридів, повинна бути доступною достатня кількість М. Переважно рівень вмісту АЇ є меншим або рівним 2,0 95. У разі рівня вмісту АЇ, що становить більше, ніж 4,0 95, матиме місце ризик придушення утворення двійників, що зменшує пластичність. Переважна кількість АІ складає більше, ніж 0,06 95, у вигідному випадку більше, ніж 0,1 95, а переважніше більше, ніж 1,0 Об.
Відповідно до цього, рівень вмісту азоту повинен складати 0,1 95 і менше в цілях запобігання утворенню виділень АЇМ і утворення об'ємних дефектів (здуття) під час твердіння. На додаток до цього, у разі елементів, здатних утворювати виділення у формі нітриду, таких як ванадій, ніобій, титан, хром, молібден і бор, рівень вмісту азоту не повинен перевищувати 0,1 95.
Необов'язкова кількість М є меншою або рівною 2,5 95, таким, що переважно знаходиться в діапазоні від 0,1 до 1,0 95. Переважно М утворює виділення. Переважно об'ємна частка таких елементів в сталі знаходиться в діапазоні від 0,0001 до 0,025 95. Переважно елемент ванадій головним чином локалізується при розташуванні усередині зерен. У вигідному випадку, елемент ванадій характеризується середнім розміром, який складає менше, ніж 7 нм, що переважно знаходиться в діапазоні 1-5 нм, а переважніше від 0,2 до 4,0 нм.
Кремній також є ефективним елементом для розкислювання сталі і для твердофазного зміцнення. Проте, вище за рівень вмісту З 95 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 фосфор є домішками, які окрихчують межі зерен. Їх відповідні рівні вмісту не повинні перевищувати 0,030 і 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. Як це можна собі представити без наміру зв'язувати себе теорією, це призводить до зменшення залишкового напруження після профілізації в результаті пресування і до отримання кращої стійкості до
Зо корозії під напругою для тим самим профільованих деталей. Даний елемент піддається ліквації на межах аустенітних зерен і збільшує їх когезію. Бор утворює виділення, наприклад, у формі борокарбідів і боронітридів.
Нікель може бути використаний необов'язково для збільшення міцності сталі унаслідок зміцнення в результаті утворення твердого розчину. Проте, окрім всього іншого по причинах, 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, додавання міді при рівні вмісту, що не перевищує 5 95, є один засіб забезпечення тверднення сталі в результаті утворення виділень металевої міді. Проте, вище даного рівня вмісту мідь несе відповідальність за появу поверхневих дефектів на гарячекатаному листі.
Переважна кількість міді складає менше, ніж 2,0 95. Переважна кількість Си складає більше, ніж 0,1 бо.
Титан 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
МО 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 і, наприклад, від 0,060 95 до 0,110 95 (мас.). Переважна кількість МО складає більш, ніж 0,01 95, а переважніше знаходиться в діапазоні від 0,070 до 0,50 95 (мас.) або від 0,040 до 0,220 95. Переважно рівень вмісту ніобію знаходиться в діапазоні від 0,090 95 до 0,40 95, а у вигідному випадку від 0,090 95 до 0,200 95 (мас.).
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.
Крім того, як це можна собі представити без бажання зв'язувати себе будь-якою теорією, виділення ванадію, титану, ніобію, хрому і молібдену можуть зменшити сприйнятливість до бо сповільненого тріщиноутворення і здійснити це без погіршення характеристик пластичності і в'язкості. Таким чином, переважно в сталі присутній принаймні один елемент, вибираний з титану, ніобію, хрому і молібдену, у формі карбідів, нітриду і карбонітридів.
Необов'язково додають олово (5п) в кількості в діапазоні від 0,06 до 0,2 95 (мас.). Як це можна собі представити без бажання зв'язувати себе будь-якою 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, 5і, Мп і тому подібне, і утворення ним оксиду, тим самим, покращуючи гальванізування. Проте, у разі кількості п, що додається, становить менше, ніж 0,06 95, ефект буде невиразним, і збільшення кількості 5п, що додається, пригнічуватиме утворення вибраного оксиду, тоді як у разі перевищення кількістю п 0,295, що додається, елемент 5п, 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 якого-небудь обмеження: 0, Н, РБЬ, Со, Ав, Се, Са, пі
М. Наприклад, масовий рівень вмісту кожної домішки поступається 0,1 95 (мабс.).
Відповідно до даного винаходу спосіб включає стадію подачі А) напівфабрикату, такого як сляби, тонкі сляби або смуга, виготовленого із сталі, що характеризується описаним вище складом, такий сляб є відлитим. Переважно відлитий початковий матеріал, що подається, нагрівають до температури, що складає більше, ніж 10002С, переважніше більш, ніж 1050202, а у вигідному випадку що знаходиться в діапазоні від 1100 до 13002С, або використовують безпосередньо при такій температурі після розливання без проміжного охолоджування.
Після цього виконують гарячу прокатку при температурі, переважно що складає більше, ніж 8902С або переважніше більше, ніж 10002С, 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 85026.
Після гарячої прокатки смуга повинна бути скачана в рулон при температурі, такій, щоб не утворювалося б будь-яких значних виділень карбідів (по суті цементиту (Еє, Мп)зС)), того, що в
Зо результаті призводило б до погіршення певних механічних властивостей. Стадію скачування в рулон С) виконують при температурі, меншій або рівній 5802С, переважно меншій або рівній 40026.
Виконують подальшу операцію холодної прокатки з наступним відпалюванням рекристалізації. Дані додаткові стадії в результаті приводять 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 переважно від 0,4 до 4
ММ.
Гарячекатаний продукт, отриманий при використанні описаного вище способу, піддають холодній прокатці після проведення можливої попередньої операції травлення звичайним способом.
Стадію першої холодної прокатки 0) виконують при ступені обтискання в діапазоні від 30 до 70 95, переважно від 40 до 60 95.
Після даної стадії прокатки зерна у високому ступені піддаються механічному зміцненню, і необхідно провести операцію рекристалізаційного відпалювання. Дана обробка має ефект відновлення пластичності і одночасного зменшення міцності. Переважно дане відпалювання виконують безперервно. У вигідному випадку рекристалізаційне відпалювання Е) виконують при температурі в діапазоні від 700 до 9002С, переважно від 750 до 8502С, наприклад, протягом періоду часу в діапазоні від 10 до 500 секунд, переважно від 60 до 180 секунд.
Відповідно до даного винаходу величину ТО для листової сталі, отриманої після рекристалізаційного відпалювання, позначають як ШТаппеаєтє. Переважно після стадії рекристалізаційного відпалювання Е) листова відпалена сталь, що характеризується значенням
ОТаппеаєд, який складає більше, ніж 800 МПа, що переважно знаходиться в діапазоні від 800 до 1400 МПа, а переважніше від 1000 до 1400 МПа.
Переважно величину ТІ для листової сталі, отриманої після рекристалізаційного відпалювання, позначають як ТЕаппеаІєд. У даному переважному варіанті здійснення листова сталь характеризується значенням ТЕаппеєаІєд, який складає більше, ніж 10 95, переважно більше, ніж 15 95, а що переважніше знаходиться в діапазоні від 30 до 70 95.
Після цього виконують другу холодну прокатку при ступені обтискання, який задовольняє рівнянню А.
У одному переважному варіанті здійснення стадію другого холодної прокатки Е) виконують при ступені обтискання СВО, яка, крідняго, пртввнря у тутному рівнянню В: 182 10
Як це можна собі представити без бажання зв'язувати себе будь-якою теорією, при використанні способу, відповідного справжньому винаходу, зокрема, при задоволенні ступенем обтискання в ході другого холодної прокатки, крім того, вищезазначеному рівнянню, стає можливим отримання листової ТВІП-сталі, що володіє, крім того, покращеними механічними властивостями, що особливо характеризується збільшеним відносним подовженням.
Переважно стадію другої холодної прокатки Е) виконують при ступені обтискання в діапазоні 1-50 95, переважно 1-25 95 або від 26 до 50 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 повторного прокатки. На додаток до цього, дана стадія індукує отримання високої щільності двійників, поліпшуючої, таким чином, механічні властивості листової сталі.
Після другого холодної прокатки може бути проведена стадія нанесення покриття в результаті занурення в розплав б). Переважно стадію С) виконують при використанні ванни на алюмінієвій основі або ванни на цинковій основі.
У одному переважному варіанті здійснення стадію нанесення покриття в результаті занурення в розплав виконують при використанні ванни на алюмінієвій основі, яка містить менш, ніж 15 95 5і, менше, ніж 5,0 95 Еє, необов'язково від 0,1 до 8,0 95 МО і необов'язково від 0,1 до 30,0 95 7п, при цьому решта є АЇ.
У ще одному переважному варіанті здійснення стадію нанесення покриття в результаті занурення в розплав виконують при використанні ванни на цинковій основі, яка містить 0,01- 8,0 95 АІ, необов'язково 0,2-8,0 95 Мо, при цьому решта є 2п.
Розплавлена ванна також може містити неминучі домішки і залишкові елементи від подачі 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 поступається 0,3 95 (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.).
Наприклад, після осадження покриття може бути проведена стадія відпалювання в цілях отримання листової сталі, що відпалює і гальванізується.
Таким чином, отримують листову ТВІП-сталь, що характеризується межею міцності при розтягуванні (ОТ5), яка складає більше, ніж 1200 МПа, що переважно знаходиться в діапазоні від 1200 до 1600 МПа. Переважне сукупне відносне подовження (ТІ) складає більш, ніж 10 95, переважніше більше, ніж 15 95 і переважніше знаходиться в діапазоні від 15 до 50 95.
Приклад
У даному прикладі використовували листові ТВІП-сталі, такі, що характеризуються наступним далі масовим складом:
Марка | Сов | Біб | Мп | РО | Сів | АЮ | Сцев | Мою | Мо» 1 10595 | 0205 | 1893 | 0035 | - | 07821 1,7 | о0л8 | 001
Перш за все, зразки піддавали нагріванню і гарячому плющенню при температурі 120026.
Температуру закінчення гарячого прокатки встановлювали рівними 890С і після гарячого прокатки проводили скачування в рулон при 4002С. Після цього здійснювали 1-ухолодну прокатка при ступені обтискання в ході холодної прокатки 50 95. Услід за цим при 7502С протягом 180 секунд проводили рекристалізаційне відпалювання. Визначали значення
ОТВаппеава і ПЕаппезаієя, отримані після стадії рекристалізаційного відпалювання.
Після цього здійснювали 2-у холодну прокатку при різних ступенях обтискання в ході холодної. Результати продемонстровані в наступній таблиці:
2-а
ШТ Заппеагеа о холодна | Задоволення те Задоволення о
Проби (МПа) ТЕ бо) прокатка | рівнянню А | (МПа) рівнянню В ТЕ бо)
Чо 8 | 4 | 1140 | 37 | 30 |так. 1741 |Немає///З/ | 8 » приклади, які відповідають даному винаходу; НД: не робили.
Як це демонструють результати, при використанні способу, відповідного справжньому винаходу, зокрема, при задоволенні рівнянню А, в значній мірі поліпшуються механічні властивості листової ТВІП-сталі.
Фіг. 1 демонструє значення ОТ5, отримане після другої холодної прокатки для проб 1-8. Для проб від 2 до 8 задовольняється рівняння А, що означає значне поліпшення значення ОТ5.
Фіг. 2 демонструє значення ТЕ, отримане після другої холодної прокатки для проб від З до 8.
Для проб від 3, 4, 5 і 7, крім того, задовольняється рівняння В, що означає значне поліпшення значень як ОТ, такі ТЕ.

Claims (39)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Спосіб виробництва листової сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням, що включає наступні стадії: А) подачі сляба, що містить, при розрахунку на масу: 0, 5«С«1,2 96, 13,05 Мп«25,0 Фо, 5:0,030 95, Р-0,080 9о, М-О,1 о, Зі-3,0 Об, 0,051хАїк4,0 о, Ом -М«2,5 оо, при цьому решту складають залізо і неминучі домішки, В) повторного нагрівання такого сляба і його гарячої прокатки, С) стадії скачування в рулон, р) першої холодної прокатки, Зо Е) рекристалізаційного відпалювання, такого, щоб була отримана листова відпалена сталь, яка характеризується значенням ШІ Заппеагеа, і Е) другої холодної прокатки при ступені обтискання СЕК», яке задовольняє наступному рівнянню А: 121 6,472-0,98757Ш1 Заппеаієє(-0,00087Ш1 Заппеаіва- 1 /01 243 08902--(0,0371 "ОТВаппезаеа-29,583)У СВ.
2. Спосіб за п. 1, в якому склад слябу додатково включає в себе один або декілька елементів, таких як: МО-0,5 Фо, В-0,005 о, Сіс1,0 о, Мо-0,40 95, Міс1,0 о, Сит5,0 9о, ТікО,5 95, 0, ОбхопО,2 ор.
3. Спосіб за п. 1 або 2, в якому кількість АЇ в слябі складає більше ніж 0,06 95.
4. Спосіб за будь-яким з пп. 1-3, в якому повторне нагрівання проводять при температурі, яка складає більше ніж 1000 "С, і температура закінчення прокатки складає принаймні 850 "С.
5. Спосіб за будь-яким з пп. 1-4, в якому температуру скачування в рулон встановлюють меншою або рівною 580 "С.
6. Спосіб за будь-яким з пп. 1-5, в якому стадію першої холодної прокатки Ю) проводять при ступені обтискання в діапазоні від 30 до 70 9.
7. Спосіб за п. 6, в якому стадію першої холодної прокатки Ю) проводять при ступені обтискання в діапазоні від 40 до 60 95.
8. Спосіб за будь-яким з пп. 1-7, в якому рекристалізаційне відпалювання Е) проводять при температурі в діапазоні від 700 до 900 "С.
9. Спосіб за будь-яким з пп. 1-84, в якому значення ШТЗаппезеє, отримане після рекристалізаційного відпалювання, складає більше ніж 800 МПа.
10. Спосіб за п. 9, в якому значення ШТ Заппеаеса знаходиться в діапазоні від 800 до 1400 МПа.
11. Спосіб за п. 10, в якому значення ШТ Заппеаеа знаходиться в діапазоні від 1000 до 1400 МПа.
12. Спосіб за будь-яким з пп. 1-11, в якому сукупне відносне подовження, отримане після рекристалізаційного відпалювання (ТЕапгеаес Ус), Складає більше ніж 10 95.
13. Спосіб за п. 12, в якому значення ТЕадппеаес бо складає більше ніж 15 95.
14. Спосіб за п. 13, в якому значення ТЕазппеаеа 95 знаходиться в діапазоні від 30 до 70 95.
15. Спосіб за будь-яким з пп. 1-14, в якому стадію другої холодної прокатки Е) проводять при ситні, р еанвовн також задовольняє наступному рівнянню В: 182 10
16. Спосіб за будь-яким з пп. 1-15, в якому стадію другої холодної прокатки проводять при ступені обтискання в діапазоні 1-50 Об.
17. Спосіб за п. 16, в якому другу холодну прокатку проводять при ступені обтискання в діапазоні 1-25 95.
18. Спосіб за п. 17, в якому другу холодну прокатку проводять при ступені обтискання в діапазоні від 26 до 50 95.
19. Спосіб виробництва листової сталі з пластичністю, наведеною двійникуванням, що включає наступні стадії: А) подачі сляба, що містить, при розрахунку на масу: 0, 5«С«1,2 96, Зо 13,05 Мп«25,0 Фо, З-0,030 Ор, Р-0,080 9о, М-О,1 о, Зі-3,0 Об, 0,051хАїк4,0 о, Ом -М«2,5 оо, при цьому решту складають залізо і неминучі домішки, В) повторного нагрівання такого сляба і його гарячої прокатки, С) стадію скачування в рулон, р) першої холодної прокатки, Е) рекристалізаційного відпалювання, такого, щоб була отримана листова відпалена сталь, яка характеризується значенням ШІ Заппеагеа, і Е) другої холодної прокатки при ступені обтискання СЕ», яка задовольняє наступному рівнянню А: 121 6,472-0,98757Ш1 Заппеаієє(-0,00087Ш1 Заппеаіва- 1 /01 243 08902--(0,0371 "ОТВаппезаеа-29,583)У СВ. с) нанесення покриття в результаті занурення в розплав.
20. Спосіб за п. 19, в якому склад слябу додатково включає в себе один або декілька елементів, таких як: МО-0,5 Фо, В0,005 об, Сіс1,0 9, Мо-0,40 95, Міс1,0 о, Сит5,0 9о, ТікО0,5 Об, 0, ОбхопО,2 ор.
21. Спосіб за п. 19 або 20, в якому кількість АЇ в слябі складає більше ніж 0,06 95.
22. Спосіб за будь яким з пп. 19-21, в якому повторне нагрівання проводять при температурі, яка складає більше ніж 1000 "С, і температура закінчення прокатки складає принаймні 850 "С.
23. Спосіб за будь-яким з пп. 19-22, в якому температуру скачування в рулон встановлюють меншою або рівною 580 "С.
24. Спосіб за будь-яким з пп. 19-23, в якому стадію першої холодної прокатки О) проводять при ступені обтискання в діапазоні від 30 до 70 9.
25. Спосіб за п. 24, в якому стадію першої холодної прокатки Ю) проводять при ступені обтискання в діапазоні від 40 до 60 95.
26. Спосіб за будь-яким з пп. 19-25, в якому рекристалізаційне відпалювання Е) проводять при температурі в діапазоні від 700 до 900 "С.
27. Спосіб за будь-яким з пп. 19-26, в якому значення ШТбаппездеє, отримане після рекристалізаційного відпалювання, складає більше ніж 800 МПа.
28. Спосіб за п. 27, в якому значення ШІ Заппезеа знаходиться в діапазоні від 800 до 1400 МПа.
29. Спосіб за п. 28, в якому значення ШІ Заппеаея знаходиться в діапазоні від 1000 до 1400 МПа.
30. Спосіб за будь-яким з пп. 19-29, в якому сукупне відносне подовження, отримане після рекристалізаційного відпалювання, ТЕазппеаес 95, Складає більше ніж 10 9.
31. Спосіб за п. 30, в якому значення ТЕадппезаієє о складає більше ніж 15 95.
32. Спосіб за п. 31, в якому значення ТЕазппеаієа 95 знаходиться в діапазоні від 30 до 70 95.
33. Спосіб за будь-яким з пп. 19-32, в якому стадію другої холодної прокатки Е) проводять при супвні. р еванвьонн також задовольняє наступному рівнянню В: 182 10
34. Спосіб за будь-яким з пп. 19-33, в якому стадію другої холодної прокатки проводять при ступені обтискання в діапазоні 1-50 Об.
35. Спосіб за п. 34, в якому другу холодну прокатку проводять при ступені обтискання в діапазоні 1-25 95.
36. Спосіб за п. 35, в якому другу холодну прокатку проводять при ступені обтискання в діапазоні від 26 до 50 95.
37. Спосіб за будь-яким з пп. 19-36, в якому нанесення покриття шляхом занурення в розплав проводять при використанні ванни на алюмінієвій основі або ванни на цинковій основі.
38. Спосіб за п. 37, 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 решта є АЇ.
39. Спосіб за п. 37, в якому ванна на цинковій основі містить 0,01-8,0 95 АЇ, необов'язково 0,2- 8,0 96 Мо, при цьому решта є 2п. я сь ра в зв я з в кА Е зх ще я Бинахід в ж й з р я ра ха БЕ, 47 й я У ев У я х сек й ка я ж ра о я бе й а ох й й рай ка дв. ра ж ев са ка х в я ра во я й ОХ й фрннннннннозпетнннннно ринв мотюкотококрютотюкотнтсесснорй сеєсюсенсу 5 ще Бе ще зе Бик з За те МПа
Фіг. 1 я шо, е й вк « МИ ШИ їш а ї я ; - в й т 5 з А ее а зв ко гай в Винахід ДЕ пронемкофксттттттссодрттттотттотстрчтеоттттоооотруеттесесесесеоресесеесееессоеосрсетттттттосет досі рутчнкктнжкккккккю Б З жа З ща 5 5 РІЗІ КЕ щ- ше те по Фіг 2 І, є
UAA201812105A 2016-05-24 2017-05-18 Спосіб виготовлення листової твіп-сталі, що включає аустенітну матрицю UA121439C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
IB2016000702 2016-05-24
PCT/IB2017/000591 WO2017203341A1 (en) 2016-05-24 2017-05-18 Method for the manufacture of twip steel sheet having an austenitic matrix

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA121439C2 true UA121439C2 (uk) 2020-05-25

Family

ID=56464239

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201812105A UA121439C2 (uk) 2016-05-24 2017-05-18 Спосіб виготовлення листової твіп-сталі, що включає аустенітну матрицю

Country Status (13)

Country Link
US (1) US11414721B2 (uk)
EP (1) EP3464661A1 (uk)
JP (1) JP6682661B2 (uk)
KR (2) KR20180128977A (uk)
CN (1) CN109154050B (uk)
BR (1) BR112018071629B1 (uk)
CA (1) CA3025469C (uk)
MA (1) MA45114A (uk)
MX (1) MX2018014323A (uk)
RU (1) RU2705826C1 (uk)
UA (1) UA121439C2 (uk)
WO (1) WO2017203341A1 (uk)
ZA (1) ZA201806773B (uk)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111621709B (zh) * 2020-07-06 2021-08-24 中国科学院合肥物质科学研究院 一种超高强塑积孪生诱发塑性钢及其制备和性能调控方法
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
CN114703417B (zh) * 2022-04-11 2022-12-02 常州大学 一种基于twip效应和微合金析出制备超细晶高强韧中锰钢的方法
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 (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63235428A (ja) 1987-03-24 1988-09-30 Nippon Mining Co Ltd 非磁性材料の製造方法
JP2807566B2 (ja) 1991-12-30 1998-10-08 ポハン アイアン アンド スチール カンパニー リミテッド 優れた成形性、強度および溶接性を有するオーステナイト高マンガン鋼、並びにその製造方法
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
FR2878257B1 (fr) 2004-11-24 2007-01-12 Usinor Sa Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite
FR2881144B1 (fr) 2005-01-21 2007-04-06 Usinor Sa Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese a haute resistance a la fissuration differee, et toles ainsi produites
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
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
US20120045358A1 (en) * 2009-04-28 2012-02-23 Hyundai Steel Company High manganese nitrogen-containing steel sheet having high strength and high ductility, and method for manufacturing the same
BR112012031466B1 (pt) 2010-06-10 2019-07-09 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de produção de uma chapa de aço austenítica excelente em resistência à fratura retardada e tira ou chapa
EP2402472B2 (de) 2010-07-02 2017-11-15 ThyssenKrupp Steel Europe AG Höherfester, kaltumformbarer Stahl und aus einem solchen Stahl bestehendes Stahlflachprodukt
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
CN102418032A (zh) 2011-12-09 2012-04-18 北京科技大学 一种增强孪晶诱导塑性高锰钢板强塑积的退火制备工艺
WO2015023012A1 (ko) * 2013-08-14 2015-02-19 주식회사 포스코 초고강도 강판 및 그 제조방법
JP6626436B2 (ja) 2013-10-02 2019-12-25 ザ・ナノスティール・カンパニー・インコーポレーテッド 先進的高強度金属合金の生産のための再結晶、微細化、及び強化機構
KR101746996B1 (ko) * 2015-12-24 2017-06-28 주식회사 포스코 도금 밀착성이 우수한 고망간 용융 알루미늄계 도금강판
WO2017203310A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure
WO2017203314A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Twip steel sheet having an austenitic matrix

Also Published As

Publication number Publication date
RU2705826C1 (ru) 2019-11-12
MA45114A (fr) 2019-04-10
WO2017203341A1 (en) 2017-11-30
MX2018014323A (es) 2019-02-25
CN109154050A (zh) 2019-01-04
KR20180128977A (ko) 2018-12-04
KR102367204B1 (ko) 2022-02-23
CA3025469A1 (en) 2017-11-30
US11414721B2 (en) 2022-08-16
BR112018071629B1 (pt) 2022-12-27
CN109154050B (zh) 2021-04-06
JP2019520477A (ja) 2019-07-18
EP3464661A1 (en) 2019-04-10
JP6682661B2 (ja) 2020-04-15
CA3025469C (en) 2021-12-28
KR20190130681A (ko) 2019-11-22
US20190218638A1 (en) 2019-07-18
BR112018071629A2 (pt) 2019-02-19
ZA201806773B (en) 2019-06-26

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP2772556B1 (en) Method for producing high-strength steel sheet having superior workability
TWI656037B (zh) High strength steel plate
JP7055171B2 (ja) オーステナイト系マトリックスを有するｔｗｉｐ鋼板
JP5857909B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
CA2742671C (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent formability, high-strength galvanized steel sheet, and methods for manufacturing the same
JP7051974B2 (ja) オーステナイト微細構造を有するｔｗｉｐ鋼板の製造方法
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
JP5949253B2 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
KR20150127298A (ko) 온간 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2017514989A (ja) 高降伏強度を備えた冷間圧延平鋼製品の製造方法及び冷延平鋼製品
UA121439C2 (uk) Спосіб виготовлення листової твіп-сталі, що включає аустенітну матрицю
RU2707002C1 (ru) Листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу