UA123681C2 - Спосіб виготовлення, підданої поверненню, листової сталі, яка має аустенітну матрицю - Google Patents

Спосіб виготовлення, підданої поверненню, листової сталі, яка має аустенітну матрицю Download PDF

Info

Publication number
UA123681C2
UA123681C2 UAA201812755A UAA201812755A UA123681C2 UA 123681 C2 UA123681 C2 UA 123681C2 UA A201812755 A UAA201812755 A UA A201812755A UA A201812755 A UAA201812755 A UA A201812755A UA 123681 C2 UA123681 C2 UA 123681C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
range
sheet steel
stage
target
mechanical property
Prior art date
Application number
UAA201812755A
Other languages
English (en)
Inventor
Жан-Крістоф Хел
Жан-Кристоф Хел
Нікола Шарбоньє
Никола Шарбонье
Тьєрі Іунґ
Тьери Иунг
Бландін Ремі
Бландин Реми
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 UA123681C2 publication Critical patent/UA123681C2/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
    • 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
    • C21D8/0247—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
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—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
    • 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
    • C21D8/0205—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
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Analysing Materials By The Use Of Radiation (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Винахід стосується способу виробництва, підданої поверненню листової сталі, яка має аустенітну матрицю і має очікувані механічні властивості.

Description

Винахід стосується способу виробництва підданої поверненню листової сталі, яка має аустенітну матрицю. Винахід є особливо добре придатним для використання при виготовленні автомобільних транспортних засобів.
Як відомо, з урахуванням економії маси транспортних засобів для виготовлення автомобільного транспортного засобу використовують високоміцні сталі. Наприклад, для виготовлення конструкційних деталей механічні властивості таких сталей мають бути покращені. Однак, навіть у разі покращення міцності сталі відносне подовження, а тому деформованість високоміцних сталей погіршувалися. З метою подолання даних проблем з'явилися піддані поверненню листові сталі, зокрема, сталі, які характеризуються пластичністю, індукованої двійникуванням (ТВІП-сталі), які демонструють хорошу деформованість. Навіть у разі демонстрації цим продуктом дуже хорошої деформованості, механічні властивості, як-от границя міцності на розтяг і напруження на границі плинності, не можуть бути досить високими для того, щоб задовольнити потреби для застосування в автомобільній галузі.
Як відомо, для покращення міцності цих сталей при одночасному збереженні хорошої оброблюваності індукують одержання високої щільності двійників в результаті холодної прокатки з подальшою обробкою для повернення, яка усуває дислокації, але зберігає двійники.
Однак, в результаті використання таких способів є ризик неодержання очікуваних механічних властивостей. Дійсно, фахівець у відповідній галузі техніки може лише слідувати відомим способам, а після цього вимірювати механічні властивості одержаної листової сталі для з'ясування того, чи були досягнуті бажані механічні властивості. Адаптація умов способу з метою одержання очікуваних механічних властивостей є неможливою.
Таким чином, завдання винаходу полягає в усуненні вищезазначених недоліків шляхом пропозиції способу виготовлення підданої поверненню листової сталі, яка має, щонайменше, одну очікувану механічну властивість, при цьому ця механічна властивість є покращеною. Ще одна мета полягає в пропозиції підданої поверненню листової сталі, яка має такі покращені механічні властивості.
Досягнення даного завдання домагаються шляхом пропозиції способу виготовлення листової ТВІП-сталі, відповідної пункту 1 формули винаходу. Спосіб також може включати характеристики з пунктів від 2 до 20 формули винаходу.
Досягнення ще однієї мети досягають шляхом пропозиції листової ТВІП-сталі, відповідної пункту 21 формули винаходу.
Виходячи з подальшого докладного опису винаходу стануть очевидними і інші характеристики і переваги винаходу.
Слід визначити наступні терміни: - М: механічна властивість, - Маде: цільове призначення механічної властивості, - Меесузіаіїзайоп: механічна властивість після рекристалізаційного відпалу, - Мсоівд-ої: механічна властивість після холодної прокатки, - ОТ5: границя міцності на розтяг (МПа), - ТЕ: загальне відносне подовження, - Р: величина РАКЕО, - Різже:: цільове значення величини РАКЕО, - ЕМІНМ: повна ширина на половині висоти максимуму у спектрі рентгенівської дифракції, і - ЕМНМіасде: цільове значення повної ширини на половині висоти максимуму у спектрі рентгенівської дифракції.
Винахід стосується способу виготовлення підданої поверненню листової сталі, яка має аустенітну матрицю і яка має, щонайменше, одну механічну властивість (М), рівну або більш високу у співставленні із цільовим значенням Мате, склад якої містить у розрахунку на масу: 01 «С-«1.2 96, 13.0 « Мп « 25.0 9,
З «0.030 95,
Р « 0.080 Об,
М «0.1 9,
Зі « 3.0 Об, і виключно не обов'язково один або декілька елементів, як-от
МО « 0.5 95,
В « 0.005 9,
Сг- 1.0 то,
Мо « 0.40 95, 60 Мі « 1.0 Об,
Си «5.0 то,
Ті «0.5 95,
М «2.5 905,
АЇ « 4.0 9, при цьому решту складу становлять залізо і неминучі 20 домішки, які одержуються в результаті розробки, причому такий спосіб включає такі стадії:
А. стадію калібрування, на якій:
І. одержують, щонайменше, 2 зразки згаданої сталі, яка була піддана термообробці в діапазоні від 400 до 900 "С протягом від 40 секунд до 60 хвилин відповідно до величин РАКЕО
Р,
ІІ. зазначені зразки досліджують методом рентгенівської дифракції для одержання спектрів, які мають основний пік, у якого вимірюють ширину на середині висоти ЕМ/НМ,
І. вимірюють значення М у таких зразків,
ІМ. проводять вимірювання в стані повернення або рекристалізації кожного зразка,
М. викреслюють криву залежності М від ЕМУМН в домені, де зразки піддаються поверненню в діапазоні від О до 100 95, але не рекристалізації,
В. стадію обчислення, на якій:
І. визначають значення ЕМ/НМакте, відповідне значенню Меиагоеї,
І. визначають значення РАКЕО Ріаюе для термообробки, яку проводять з метою досягнення такого значення Міагоєеї, і
І. вибирають час аюег і температуру Т ааюеї, відповідні значенню Ріагдеї,
С. стадію подачі рекристалізованої листової сталі, яка характеризується значенням
Меесгузіаіїганоп;
О. стадію холодної прокатки з метою одержання листової сталі, яка характеризується значенням Месой-гої, і
Е. стадію відпалу, яку проводять при температурі Т"іадеї Протягом часу Каге!.
Як це можна собі уявити без бажання пов'язувати себе з будь-якою теорією, з використанням способу, відповідного до цього винаходу, уможливлюється одержання
Зо технологічних параметрів стадії відпалу Е) з метою одержання підданої поверненню листової сталі, зокрема, листової ТВІП-сталі, яка має очікувані покращені механічні властивості.
Стосовно хімічного складу сталі, то С відіграє важливу роль при одержанні 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.) ця стабільність досягається для рівня вмісту вуглецю, який становить 0,595 і більше. У разі присутності карбідів ванадію високий рівень вмісту Мп може збільшити розчинність карбіду ванадію (УС) в аустеніті. Однак, для рівня вмісту С, який перевищує 1,2 95, має місце ризик зменшення пластичності внаслідок, наприклад, наявності надлишкових виділень карбідів або карбонітридів ванадію. Переважно рівень вмісту вуглецю знаходиться в діапазоні від 0,4 до 1,2 95, більш переважно від 0,5 до 1,0 95 (мас.) з метою одержання достатньої міцності.
Мп також є суттєвим елементом для збільшення міцності, для збільшення енергії дефекту упаковки і для стабілізації аустенітної фази. У разі, якщо його рівень вмісту становить менш, ніж 13,0 96 матиме місце ризик утворення мартенситних фаз, що дуже відчутно зменшує здатність деформуватися. Крім цього, якщо рівень вмісту марганцю становить більше, ніж 25,0 95, буде придушуватися 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, а переважно, від 17,0 до 24,0 95, в цілях оптимізації енергії дефекту упаковки і запобігання утворенню мартенситу під впливом деформації. Крім цього, якщо рівень вмісту Мп перевищує 24,0 95 режим деформації в результаті двійникування буде менш сприятливим у зіставленні з режимом деформування в результаті ковзання досконалої дислокації.
АЇ є особливо ефективним елементом для розкислення сталі. Подібно С він збільшує енергію дефекту упаковки, що зменшує ризик утворення деформаційного мартенситу, тим самим, покращуючи пластичність і стійкість до уповільненого руйнування. Однак, АЇ буде являти собою недолік у разі його наявності в надлишку у сталях, які характеризуються високим рівнем вмісту Мп, оскільки Мп збільшує розчинність азоту в рідкому залізі. За наявності в сталі надмірно великої кількості АЇ елемент М, який об'єднується з АЇ, утворює виділення в формі нітридів алюмінію (АЇМ), які перешкоджають міграції границь зерен під час гарячої конверсії, і дуже відчутно збільшує ризик появи тріщин при безперервному розливанні. На додаток до 60 цього, як це буде пояснюватися нижче, в цілях утворення дрібних виділень, особливо карбонітридів, має бути доступним достатня кількість М. Переважно рівень вмісту АЇ є меншим або рівним 2 95. У разі, якщо вмісту АЇ перевищує 4,095, матиме місце ризик придушення утворення двійників, що зменшує пластичність. Переважно кількість АЇ перевищує 0,06 95, а більш переважно перевищує 0,7 95.
Відповідно до цього, рівень вмісту азоту має становити 0,1 95 і менше з метою запобігання утворенню виділень АЇМ і утворення об'ємних дефектів (здуття) під час твердіння. На додаток до цього, у випадку елементів, здатних утворювати виділення в формі нітридів, як-от ванадій, ніобій, титан, хром, молібден і бор, рівень вмісту азоту не повинен перевищувати 0,1 95.
Відповідно до цього винаходу кількість М не перевищує 2,5 956, переважно знаходяться 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 всередині зерен. У вигідному випадку, елемент ванадій характеризується середнім розміром, який не перевищує 7 нм, переважно знаходяться в діапазоні 1-5 нм, а більш переважно, від 0,2 до 4,0 нм.
Кремній також є ефективним елементом для розкислення сталі і для твердофазного зміцнення. Однак, вище рівня вмісту З 95 він зменшує відносне подовження і має тенденцію до утворення небажаних оксидів під час певних технологічних процесів складання, і тому він має бути нижче цього граничного значення. Переважно рівень вмісту кремнію є меншим або рівним 0,6 об.
Сірка і фосфор являють собою домішки, які окрихчують границі зерен. Їх відповідні рівні вмісту не повинні перевищувати 0,030 і 0,080 95 з метою збереження достатньої пластичності в гарячому стані.
Може бути додана деяка кількість бору, яка сягає аж 0,005 95, переважно аж 0,001 95. Цей елемент піддається ліквації на кордонах зерен і збільшує їх когезію. Як це можна собі уявити без наміру пов'язувати себе теорією, це призводить до зменшення залишкових напружень після профілювання шляхом пресування і до одержання кращої стійкості до корозії під напруженням для тих самих профільованих деталей. Даний елемент піддається ліквації на границях аустенітних зерен і збільшує їх когезію. Бор утворює виділення, наприклад, у формі боркарбідів і борнітридів.
Зо Нікель може бути використаний необов'язково для збільшення міцності сталі внаслідок зміцнення в результаті утворення твердого розчину. Однак, окрім усього іншого, з причин, пов'язаних з витратами, бажаним є обмеження рівня вмісту нікелю максимальним рівнем вмісту, який становить 1,0 95 і менше, а переважно менше, ніж 0,3 95.
Подібним чином, необов'язкове додавання міді при рівні вмісту, який не перевищує 5 95, являє собою один засіб забезпечення твердіння сталі в результаті утворення виділень, збагачених металічною міддю. Однак, вище цього рівня вмісту мідь відповідає за появу поверхневих дефектів на гарячекатаному листі. Переважно кількість міді не перевищує 2,0 Об.
Переважно кількість Си перевищує 0,1 95.
Титан і ніобій також являють собою елементи, які необов'язково можуть бути використані для досягнення твердіння і зміцнення в результаті утворення виділень. Однак, якщо рівень вмісту МЬ або Ті перевищує 0,50 95, матиме місце ризик можливого стимулювання надмірного утворення виділень зменшення в'язкості, чого необхідно уникати. Переважно кількість Ті знаходиться в діапазоні від 0,040 95 до 0,50 95 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.). Переважно кількість МО перевищує 0,01 95, а більш переважно 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 в вигідному випадку від 0,090 95 до 0,200 95 (мас.).
Як необов'язковий елемент для збільшення міцності сталі внаслідок зміцнення в результаті утворення твердого розчину можуть бути використані хром і молібден. Однак, оскільки хром зменшує енергію дефекту пакування, його рівень вмісту має не перевищувати 1,095, а переважно має знаходитися в діапазоні від 0,1 95 до 0,070 95 або від 0,1 до 0,6 95. Переважно рівень вмісту хрому знаходиться в діапазоні від 0,20 до 0,5 95. Молібден може бути доданий у кількості, яка не перевищує 0,40 95, переважно у кількості в діапазоні від 0,14 до 0,40 95.
Крім того, як це можна собі уявити без бажання пов'язувати себе будь-якою теорією, виділення ванадію, титану, ніобію, хрому і молібдену можуть зменшити сприйнятливість до сповільненого утворення тріщин і здійснити це без погіршення характеристик пластичності і в'язкості. Таким чином, в сталі присутній, щонайменше, один елемент, який обирається з титану, ніобію, хрому і молібдену, в формі карбідів, нітридів і карбонітридів.
І відповідно до цього винаходу спосіб включає стадію калібрування А.Ї), на якій одержують, щонайменше, 2 зразки листової сталі, яка була піддана термообробці в діапазоні від 400 до 900 "С протягом від 40 секунд до 60 хвилин відповідно до величин РАКЕО Р. На цій стадії визначають параметр, який позначається як РАКЕО, для одержання можливості зіставлення різних видів термообробки, які проводяться при різних температурах з різною тривалістю, його визначають у вигляді:
РАВЕО--0.67одЦ-АН/КТ) аю
При цьому АН: енергія дифундування заліза в залізі (дорівнює 300 кДж/моль), Т - температурі циклу, і проводять інтегрування за часом термообробки. Чим більш високотемпературною або тривалою буде термообробка, тим меншим буде значення РАКЕО.
Дві різні термообробки, які характеризуються ідентичним значенням РАКЕО), будуть призводити до одержання одного і того самого результату щодо однієї і тієї самої марки сталі. Переважно значення РАКЕО перевищує 14,2, переважно знаходиться в діапазоні від 14,2 до 25, а більш переважно, від 14,2 до 18.
Після цього в ході стадії А.ІЇ) зразки піддають дослідженню рентгенівською дифракцією для одержання спектрів, які мають основний пік, у якого вимірюють повну ширину на половині висоти максимуму ЕМУНМ. Дослідження рентгенівської дифракції є не руйнівною аналітичною методикою, яка забезпечує одержання докладної інформації стосовно внутрішньої решітки кристалічних речовин, в тому числі параметрів елементарної комірки, довжин зв'язків, валентних кутів і деталей впорядкованості вузлів решітки. Безпосередньо з цим пов'язане монокристальне уточнення, при якому дані, напрацьовані з використанням рентгенівського аналізу, інтерпретують і уточнюють для одержання інформації про кристалічну структуру.
Зазвичай рентгеноструктурна кристалографія є засобом, що використовується для ідентифікації такої кристалічної структури. І відповідно до цього винаходу листова сталь має аустенітну матрицю, при цьому аустенітна матриця описується гранецентрованою кубічною сингонією.
Таким чином, переважно основний пік, у якого вимірюють повну ширину на половині висоти максимуму ЕМУНМ, відповідає індексу Мілера ІЗ11). Дійсно, як це уявляється, цей пік є характеристичним для аустенітної структури і є найкращим показником впливу щільності дислокацій.
Зо Після цього в ході стадії А.І) вимірюють величину М для таких зразків. Переважно М являє собою границю міцності на розтяг (ШТ5), сукупне відносне подовження (ТЕ) або обидві дані величини (ШТ5-ТЕ).
Після цього проводять вимірювання для стану повернення або рекристалізації кожного зразка в ході стадії А.ІМ). Переважно вимірювання для таких станів проводять з використанням сканувального електронного мікроскопа (СЕМ) і методу ДНРЕ (дифракції назад-розсіяних електронів) або просвічуваного електронного мікроскопа (ПЕМ).
Після цього в ході стадії А.М) викреслюють криву залежності М від ЕМУМН в домені, де зразки піддаються поверненню в діапазоні від 0 до 100 95, але не рекристалізації.
Відповідно до цього винаходу проводять стадію обчислення В). Обчислення включає стадію
В.І), на якій визначають значення ЕМУНМіиіатще, яке відповідає значенню Міащде. Переважно значення ЕМ/НМагсе перевищує 1,0 "С, а у вигідному випадку знаходиться в діапазоні від 1,0 до 1,576
В одному переважному варіанті здійснення, в якому М являє собою ИТ5, визначення значення ЕМУНМ одержують з використанням наступного рівняння:
ШТ іагде-итвсоїд-гої - (ШТсоід-гої - ОТ5гестувіайгайоп) (ехр((- ЕМ/НМ--2,3)/2,3) - 1у)
В цьому випадку переважно ОТЗаюе є більшим або рівним 1430 МПа, а більш переважно знаходиться в діапазоні від 1430 до 2000 МПа.
У ще одному переважному варіанті здійснення, в якому М являє собою ТЕ, визначення значення ЕМУНМ в ході стадії обчислення В.І) одержують з використанням наступного рівняння:
ТЕвате ГП Есоїід-юої - (ТЕгестузіайіганоп - Отосоїд-о) с(ехр((- ЕМ/НМ--2,3)/2,3) - 1)25)
В даному випадку переважно ТЕзюе Є більшим чи рівним 1595, а більш переважно знаходиться в діапазоні від 15 до 30 95.
У ще одному переважному варіанті здійснення, де М являє собою ШТ5-ТЕ, визначення значення ЕМУНМ в ході стадії обчислення В.І) одержують з використанням наступного рівняння:
Т5іатек ПЕватеі 00000-(1 - 0, 5ЕМ/НМ)
В цьому випадку переважно ШТ Зіатщеє ПЕваюде Є більшим, ніж 21000, а більш переважно знаходиться в діапазоні від 21000 до 60000, при цьому ТЕвгое становить як максимум 30 95.
Після цього проводять стадію В.и), на якій визначають величину РАКЕО Р'іатщес для термообробки, яка проводиться з метою досягнення цільового значення Міагюе. Переважно Ріагоеї становить більш, ніж 14,2, переважно знаходиться в діапазоні від 14,2 до 25, а більш переважно, від 14,2 до 18.
Після цього проводять стадію В.І), на якій вибирають час іве і температуру Т"аре., відповідних значенням Ріагдеї. Переважно Т"аюде знаходиться в діапазоні від 400 до 900 С,а
Нагдеї знаходиться в діапазоні від 40 секунд до 60 хвилин.
Після цього спосіб, відповідний цьому винаходу, включає стадію подачі рекристалізованої листової сталі, яка характеризується величиною МгесгузіаїІй2айоп. Дійсно, переважно листова сталь піддається рекристалізації після рекристалізаційного відпалу, проведеного при температурі в діапазоні від 700 до 900 "С. Наприклад, рекристалізацію проводять протягом від 10 до 500 секунд, переважно від 60 до 180 секунд.
В одному переважному варіанті здійснення, коли М являє собою ШТ5, ШТ 5гесгузіаіїгайоп перевищує 800 МПа, переважно знаходиться в діапазоні від 800 до 1400 МПа, а більш переважно від 1000 до 1400 МПа.
У ще одному переважному варіанті здійснення, коли М являє собою ТЕ, ТЕ есувзіаіїганоп перевищує 20 95, переважно перевищує 30 95, а більш переважно знаходиться в діапазоні від 30 до 70 б.
У ще одному переважному варіанті здійснення, коли М являє собою ТЕ-ОТ5,
ТЕесгузіаіігайоп ОТ Угесгувіаіігайоп ПеЕревищує 16000, більш переважно перевищує 24000, а в вигідному випадку знаходиться в діапазоні від 24000 до 98000.
Після цього проводять стадію холодної прокатки 0) з метою одержання листової сталі, яка характеризується значенням Мсесоа-ої. Переважно ступінь обтискання знаходиться в діапазоні 1- 50 95, переважно 1-25 95 або від 26 до 50 95. Це уможливлює зменшення товщини сталі. Крім цього, листова сталь, виготовлена відповідно до вищезазначеного способу, може характеризуватися підвищеною надійністю в результаті деформаційного зміцнення внаслідок проведення даної стадії прокатки. На додаток до цього, дана стадія індукує одержання високої щільності двійників, що таким чином покращує механічні властивості листової сталі.
В одному переважному варіанті здійснення, коли М являє собою ОТ5, ШТ Осоіа-ої перевищує 1000 МПа, переважно перевищує 1200 МПа, а у вигідному випадку перевищує 1400 МПа.
У ще одному переважному варіанті здійснення, коли М являє собою ТЕ, ТЕгсок-ої перевищує 2 о, більш переважно знаходиться в діапазоні від 2 до 50 95.
У ще одному переважному варіанті здійснення, коли М являє собою ТЕ:ШТ5, ТЕсоіа-ої" ОТ Осоів- ої перевищує 2000, переважно 2400, а більш переважно знаходиться в діапазоні від 2400 до 70000.
Після цього проводять стадію відпалу Е) при температурі Т"защде протягом часу Цагое!.
Після другої холодної прокатки може бути проведена стадія нанесення покриття шляхом занурення у розплав с). Переважно стадію с) проводять з використанням ванни на алюмінієвій основі або ванни на цинковій основі.
В одному переважному варіанті здійснення стадію нанесення покриття шляхом занурення у розплав проводять з використанням ванни на алюмінієвій основі, яка містить менше, ніж 15 95 5і, менш, ніж 5,0 95 Ре, необов'язково від 0,1 до 8,0 956 Мо і необов'язково від 0,1 до 30,0 95 7п, при цьому решта являє собою АЇ.
У ще одному переважному варіанті здійснення стадію нанесення покриття шляхом занурення у розплав проводять з використанням ванни на цинковій основі, яка містить 0,01- 8,0 95 АЇ, необов'язково 0,2-8,0 96 Мо, при цьому решта являє собою 2п.
Розплавлена ванна також може містити неминучі домішки і залишкові елементи від подачі зливків або від проходження листової сталі розплавленою ванною. Наприклад, необов'язково домішки вибирають з 5г, 560, РБ, Ті, Са, Мп, зп, І а, Се, Сг, 7г або Ві, при цьому масовий рівень вмісту кожного додаткового елемента поступається 0,3 95 (мас.). Залишкові елементи від подачі зливків або від проходження листової сталі розплавленою ванною можуть являти собою залізо при рівні вмісту, який сягає аж до 5,0 90, переважно 3,0 95 (маб.).
Наприклад, після осадження покриття може бути проведена стадія відпалу з метою одержання відпаленої і гальванізованою листової сталі.
Таким чином, з використанням способу, відповідного винаходу, одержують піддану поверненню листову сталь, яка включає аустенітну матрицю, яка характеризується, щонайменше, однією очікуваною і покращеною механічною властивістю.
Приклад
В даному прикладі використовували листові сталі, які характеризуються наступним масовим складом: (0583 | 21.9 |0226| 003 | 0 |0.031| 0.01 (0206 |00148| 0 )/0.183) 0.06
В цьому прикладі піддана поверненню листова сталь характеризувалася цільовим значенням механічної властивості Міаге, яка являє собою ОТЗіатще 1512 МПа. Завдяки стадії калібрування А визначали значення ЕМ/НМиагсе, відповідне ОТ Загде), ЕМ/НМаже: становила 1,096.
Визначали Ріадеє для термообробки, яка проводилася для досягнення ТЗіатще, ЦЯ величина становила 14,39. Після цього вибраний час йаюе становив 40 секунд, а вибрана температура
Т"аде становила 650 "С.
Таким чином, спочатку проби 1 і 2 піддавали нагріванню і гарячій прокатці при температурі 1200 "С. Кінцеву температуру гарячої прокатки встановлювали рівною 890 "С і після гарячої прокатки проводили змотування в рулон при температурі 400 "С. Після цього проводили 1-шу холодну прокатку зі ступенем обтискання в ході холодної прокатки 50 95. Одразу ж за цим проводили рекристалізаційний відпал при 825 "С протягом 180 секунд. Одержане значення
ОТегесгувіайгавоп сТановило 980 МПа. Після цього проводили 2-шу холодну прокатку зі ступенем обтискання в ході холодної прокатки 30 95. Одержане значення ОТесоїд-гоїЇ становило 1540
МПа.
Після цього пробу 1 відпалювали при 650 "С протягом 40 секунд у відповідності з цим винаходом. Після цього відпалу проба 1 піддавалася поверненню. ОТ5 для проби 1 становив 1512,5 МПа.
Після цього пробу 2 відпалювали при 650 "С протягом 90 секунд, тобто, величини аге! і
Т"аде,, які визначені за способом цього винаходу, не дотримувалися. Після цього відпалу проба 2 піддавалася рекристалізації. ШТ5 для проби 2 становив 1415,5 МПа. ЕМУНМ для проби 2 становив 0,989, а Р становив 14,12, тобто поза діапазону цього винаходу.
Як це демонструють результати, у випадку застосування способу, відповідного цьому винаходу, може бути одержана піддана поверненню листова сталь, яка має очікувані механічні властивості.
Коо)

Claims (22)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Спосіб виготовлення, підданої поверненню, листової сталі, яка має аустенітну матрицю і яка характеризується щонайменше однією механічною властивістю (М), рівною або більшою цільового значення механічної властивості Мате, склад якої містить у розрахунку на масу: 0 1«с«1,2, 13,05 Мп«25,0, З-0,030, Р-0,080, МО, і-3,0, решта - залізо і неминучі домішки, при цьому спосіб включає наступні стадії: А - стадію калібрування, на якій: І - одержують щонайменше 2 зразки згаданої сталі, яка була піддана термообробці в діапазоні від 400 до 900 "С протягом від 40 секунд до 60 хвилин відповідно до відповідних величин РАКЕО Р параметрів термообробки, які визначають таким чином: РАВЕО--0,67 од(К-АН/КТ). аю, де АН: енергія дифундування заліза в залізі (дорівнює 300 кДж/моль), Т - температура циклу, В - універсальна газова постійна, дорівнює 8,314 Дж/(моль:К), ї - час термообробки (ч), і проводять інтегрування за часом термообробки; Ії - зазначені зразки піддають дослідженню рентгенівською дифракцією для одержання спектрів, які мають основний пік, у якому вимірюють повну ширину на половині висоти максимуму (РУНМ), І - вимірюють значення М у таких зразках, ІМ - проводять вимірювання стану повернення або рекристалізації кожного зразка,
М - викреслюють криву залежності М від ЕМУМН в домені, де зразки піддають поверненню в діапазоні від О до 100 95, але не рекристалізації, В - стадію обчислення, на якій: Ї - визначають цільове значення повної ширини на половині висоти максимуму в спектрі рентгенівської дифракції ЕММНМеаагсе, відповідне цільовому значенню механічної властивості Меагоеї, І - визначають цільове значення РАКЕО Ріадеє для термообробки, яку проводять з метою досягнення цільового значення Магое,, і І - вибирають цільовий час арте і цільову температуру Т"вате, відповідні цільовому значенню цільової величини Радше: для термообробки, С - стадію подачі рекристалізованої листової сталі, яка характеризується значенням механічної властивості М еесгузіаійгайопрекристалізованої листової сталі, О - стадію холодної прокатки для одержання листової сталі, яка характеризується значенням механічної властивості Мссоїа-ої холоднокатаної листової сталі, і Е - стадію відпалу, яку проводять при температурі відпалу Т-"аде протягом часу відпалу Кагоеї.
2. Спосіб за п. 1, в якому листова сталь додатково містить один або декілька елементів, як-от: Мо-0,5, В-0,005, Сге1,0, Мо-0,40, Міс1,0, би«5,0, ТікО,5, МУк2,5, Аїх40.
З. Спосіб за п. 1, в якому листову сталь піддають рекристалізації після рекристалізаційного відпалу, проведеного при температурі в діапазоні від 700 до 900 "С.
4. Спосіб за п. 1 або 3, в якому стадію холодної прокатки проводять зі ступенем обтискання, який лежить в діапазоні 1-50 9. Зо
5. Спосіб за будь-яким з пп. 1-4, в якому під час стадії калібрування АЇ|) основний пік, у якому вимірюють ширину на середині висоти ЕМУНМ, відповідає індексу Міллера |З111.
6. Спосіб за будь-яким з пп. 1-5, в якому М являє собою границю міцності на розтяг (СТБ), сукупне відносне подовження (ТЕ) або обидві дані величини (0Т5-ТЕ).
7. Спосіб за п. 6, в якому, коли механічна властивість М являє собою границю міцності на розтяг (ОТ5), визначення значення ЕМУНМ, в ході стадії обчислення В.І), одержують з використанням наступного рівняння: Тіатюе- ШТ Зсоіа-юоі- (ШТ Зсоіа-гоі- ОТ Угесгувіанганоп СЕХРЦ-ЕМУНМ-2,3у/2,3)-1 У, де ОТВате - цільова границя міцності на розтяг, ШТ Зсоіа-юї - границя міцності на розтяг холоднокатаної листової сталі, ОТееесгувзіайіганоп - Границя міцності на розтяг рекристалізованої листової сталі.
8. Спосіб за п. 6 або 7, в якому, коли механічна властивість М являє собою границю міцності на розтяг .Т5, цільова границя міцності на розтяг ОТЗаюе перевищує або дорівнює 1430 МПа.
9. Спосіб за п. 8, в якому цільова границя міцності на розтяг ОТатдеї знаходиться в діапазоні від 1430 до 2000 МПа.
10. Спосіб за п. 6, в якому, коли механічна властивість М являє собою сукупне відносне подовження ТЕ, визначення значення ЕМУНМ, в ході стадії обчислення В.І), одержують з використанням наступного рівняння: ТЕватеє ПЕсоїіа-гої-( ТЕ гесгутаіігайоп- ОТ Зсоід-ої (ехр((-ЕМ/НМ-2,3)/2,3)-І)25), де ТЕватде - цільове сукупне відносне подовження, ТЕсов-ої - сукупне відносне подовження холоднокатаної листової сталі, ТЕесгузіаіїгайоп - СУКупне Відносне подовження рекристалізованої листової сталі, ШТ Зсоіа-юї - границя міцності на розтяг холоднокатаної листової сталі.
11. Спосіб за п. 6 або 10, в якому, коли механічна властивість М являє собою сукупне відносне подовження ТЕ, цільове сукупне відносне подовження ТЕгаюе перевищує або дорівнює 15 95.
12. Спосіб за п. 11, в якому цільове сукупне відносне подовження ТЕгаодеї знаходиться в діапазоні від 15 до 30 95.
13. Спосіб за п. 6, в якому, коли механічна властивість М являє собою ТЕ иТ5, визначення бо значення ЕМУНМ, в ході стадії обчислення В.І), одержують з використанням наступного рівняння:
ОТеватеє ГЕвагое-1 00000(1 -0,5ЕМ/НМ), де ОТЗаюе - цільова границя міцності на розтяг, ТЕватде - цільове сукупне відносне подовження.
14. Спосіб за будь-яким з пп. 1-13, в якому, коли механічна властивість М являє собою ТЕ:ОТ5, ОТіатщес ТЕвтое перевищує 21000, при цьому ТЕводеї становить максимум 30 95.
15. Спосіб за п. 14, в якому ОТбваюег ГЕвде знаходиться в діапазоні від 21000 до 60000, при цьому ТЕважхе становить максимум 30 95.
16. Спосіб за будь-яким з пп. 1-15, в якому ЕМ/НМагое є більше або рівною 1,0".
17. Спосіб за п. 16, в якому ЕМ/НМаже знаходиться в діапазоні від 1,0 до 1,5".
18. Спосіб за будь-яким з пп. 1-17, в якому Різшее перевищує 14,2.
19. Спосіб за п. 18, в якому Ріаде знаходиться в діапазоні від 14,2 до 25.
20. Спосіб за п. 19, в якому Ріаде знаходиться в діапазоні від 14,2 до 18.
21. Спосіб за п. 20, в якому Т"зюде знаходиться в діапазоні від 400 до 900 "С, а цаде знаходиться в діапазоні від 40 секунд до 60 хвилин.
22. Піддана поверненню листова сталь з пластичністю, наведеною двійникуванням, яка має аустенітну матрицю, і одержана за способом за будь-яким з пп. 1-21. ДП "Український інститут інтелектуальної власності", вул. Глазунова, 1, м. Київ - 42, 01601
UAA201812755A 2016-05-24 2017-05-23 Спосіб виготовлення, підданої поверненню, листової сталі, яка має аустенітну матрицю UA123681C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/000698 WO2017203313A1 (en) 2016-05-24 2016-05-24 Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
PCT/IB2017/000628 WO2017203350A1 (en) 2016-05-24 2017-05-23 Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA123681C2 true UA123681C2 (uk) 2021-05-12

Family

ID=56137461

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201812755A UA123681C2 (uk) 2016-05-24 2017-05-23 Спосіб виготовлення, підданої поверненню, листової сталі, яка має аустенітну матрицю

Country Status (16)

Country Link
US (1) US20190276910A1 (uk)
EP (1) EP3464666B1 (uk)
JP (2) JP2019521248A (uk)
KR (1) KR101991220B1 (uk)
CN (1) CN109154047B (uk)
BR (1) BR112018072135B1 (uk)
CA (1) CA3025453C (uk)
ES (1) ES2814002T3 (uk)
HU (1) HUE051053T2 (uk)
MA (1) MA45132B1 (uk)
MX (1) MX2018014322A (uk)
PL (1) PL3464666T3 (uk)
RU (1) RU2707004C1 (uk)
UA (1) UA123681C2 (uk)
WO (2) WO2017203313A1 (uk)
ZA (1) ZA201806784B (uk)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020115526A1 (en) * 2018-12-04 2020-06-11 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2020128591A1 (en) * 2018-12-20 2020-06-25 Arcelormittal Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
CN112708823A (zh) * 2020-11-24 2021-04-27 河钢股份有限公司 高热塑性的高锰高铝twip钢及其生产方法
WO2023121223A1 (ko) * 2021-12-21 2023-06-29 주식회사 포스코 용접 열영향부 초저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000014292A1 (en) * 1998-09-04 2000-03-16 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Stainless steel for engine gasket and production method therefor
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
CN101328565A (zh) * 2007-06-22 2008-12-24 宝山钢铁股份有限公司 一种低镍型奥氏体不锈钢及其制造方法
KR20090070502A (ko) * 2007-12-27 2009-07-01 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 고망간강 및 고망간 도금강판의제조방법
KR101113666B1 (ko) * 2008-08-13 2012-02-14 기아자동차주식회사 초고강도 트윕 강판 및 그 제조방법
KR101090822B1 (ko) * 2009-04-14 2011-12-08 기아자동차주식회사 고강도 트윕 강판 및 그 제조방법
JP5728836B2 (ja) * 2009-06-24 2015-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管の製造方法
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
CN101956134B (zh) * 2010-11-01 2012-08-08 福州大学 一种高强度、高塑性含铜高碳twip钢及其制备工艺
CN102839328A (zh) * 2011-06-24 2012-12-26 宝山钢铁股份有限公司 高深冲性低各向异性的铁素体不锈钢板及其制造方法
CN102296232B (zh) * 2011-09-08 2012-12-26 上海交通大学 超高强度高塑性低碳相变与孪晶诱发塑性热轧钢板及制法
CN102345077B (zh) * 2011-09-21 2013-10-09 西南石油大学 一种具有高强塑积的大膨胀率膨胀管用钢及其制备方法
KR101626227B1 (ko) * 2011-11-21 2016-05-31 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 피로 강도가 우수한 질화용 열연 강판, 질화용 냉연 강판 및 그들의 제조 방법 및 그들을 사용한 피로 강도가 우수한 자동차 부품
KR101439613B1 (ko) * 2012-07-23 2014-09-11 주식회사 포스코 굽힘 가공성과 연신율이 우수한 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법
CN104711492B (zh) * 2015-03-20 2019-09-20 宝钢德盛不锈钢有限公司 一种超硬态奥氏体不锈钢及其制造方法
KR101758525B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-27 주식회사 포스코 고강도 고연신율 고Mn강의 열처리 방법

Also Published As

Publication number Publication date
HUE051053T2 (hu) 2021-03-01
EP3464666B1 (en) 2020-07-15
EP3464666A1 (en) 2019-04-10
WO2017203350A1 (en) 2017-11-30
JP7395524B2 (ja) 2023-12-11
BR112018072135B1 (pt) 2022-08-30
CN109154047B (zh) 2021-06-25
MA45132B1 (fr) 2020-08-31
CN109154047A (zh) 2019-01-04
ES2814002T3 (es) 2021-03-25
WO2017203313A1 (en) 2017-11-30
KR101991220B1 (ko) 2019-06-20
CA3025453C (en) 2021-03-30
PL3464666T3 (pl) 2021-03-08
MX2018014322A (es) 2019-02-25
ZA201806784B (en) 2019-06-26
BR112018072135A2 (pt) 2019-02-12
RU2707004C1 (ru) 2019-11-21
CA3025453A1 (en) 2017-11-30
US20190276910A1 (en) 2019-09-12
JP2019521248A (ja) 2019-07-25
JP2021088774A (ja) 2021-06-10
KR20180128512A (ko) 2018-12-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US10697052B2 (en) High strength steel and production method
CN106574319B (zh) 高强度钢板及其制造方法
US10662495B2 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
CA2632112C (en) Galvanized steel sheet and method for producing the same
EP2610357B1 (en) Cold-rolled steel sheet and process for production thereof
CN110088326A (zh) 热轧扁钢产品及其生产方法
JP7395524B2 (ja) オーステナイト型マトリックスを有する回復された鋼板の製造のための方法
TW201313913A (zh) 形狀凍結性優異之高強度鋼板、高強度鍍鋅鋼板及該等之製造方法
CN109023051A (zh) 热压用钢板、其制造方法以及热压钢板构件
MX2014009993A (es) Lamina de acero laminada en frio y proceso para fabricar la misma.
KR102239115B1 (ko) 핫 스탬프용 강판
WO2017009938A1 (ja) 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
CN109477183A (zh) 成型性优异的高强度薄钢板及其制造方法
KR102057890B1 (ko) 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판, 그리고 그들의 제조 방법
JP7280537B2 (ja) 熱延鋼板
CN109154046A (zh) 具有奥氏体基体的twip钢板
JP2018521221A (ja) 絞り性及び焼付硬化性に優れた高強度薄鋼板、及びその製造方法
TW201702399A (zh) 鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板以及其等之製造方法
TW201702398A (zh) 鋼板、熔融鍍鋅鋼板及合金化熔融鍍鋅鋼板以及其等之製造方法
WO2021140893A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
WO2020128591A1 (en) Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
RU2575113C2 (ru) Высокопрочный стальной лист - стальной лист и высокопрочный гальванизированный стальной лист, обладающие превосходной стабильностью формы, и способ их производства
TW201400625A (zh) 軟氮化處理用鋼板及其製造方法