UA125158C2 - Високоміцна та високодеформівна листова сталь і спосіб її виготовлення - Google Patents

Високоміцна та високодеформівна листова сталь і спосіб її виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA125158C2
UA125158C2 UAA202003658A UAA202003658A UA125158C2 UA 125158 C2 UA125158 C2 UA 125158C2 UA A202003658 A UAA202003658 A UA A202003658A UA A202003658 A UAA202003658 A UA A202003658A UA 125158 C2 UA125158 C2 UA 125158C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
rolled
cold
temperature
annealing
Prior art date
Application number
UAA202003658A
Other languages
English (en)
Inventor
Коралі Цзун
Корали ЦЗУН
Астрід Перлад
Астрид Перлад
Канінь Чжу
Канинь Чжу
Фредерік Кеґель
Фредерик КЕГЕЛЬ
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 UA125158C2 publication Critical patent/UA125158C2/uk

Links

Classifications

    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • 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
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/16—Resistance welding; Severing by resistance heating taking account of the properties of the material to be welded
    • 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
    • B32B15/012—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 aluminium or an aluminium alloy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • 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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K2101/00—Articles made by soldering, welding or cutting
    • B23K2101/006—Vehicles
    • 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
    • C21D2211/003—Cementite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

Високоміцна і високодеформівна листова сталь і спосіб виготовлення холоднокатаної і термообробленої листової сталі, яка характеризується композицією, яка містить, мас. %: 0,100СС0,25, 3,55MnM6,0, 0,55SiS2,0, 0,33AlA1,2, при цьому Si+All0,8, 0,100MoM0,50, SS0,010, PP0,020, NN0,008 %, причому зазначена холоднокатана листова сталь має мікроструктуру, яка містить виражену у поверхневих часткових концентраціях: від 10 до 45 % фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який становить щонайбільше 1,3 мкм, при цьому добуток між поверхневою частковою концентрацією фериту і середнім розміром зерна фериту становить щонайбільше 35 мкм%, від 8 % до 30 % залишкового аустеніту, причому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Mn, який перевищує 1,1·Mn%, при цьому Mn% позначає рівень вмісту Mn у листовій сталі, щонайбільше 8 % свіжого мартенситу, щонайбільше 2,5 % цементиту і підданого перерозподілу мартенситу.

Description

Мп позначає рівень вмісту Ми у листовій сталі, щонайбільше 895 свіжого мартенситу, щонайбільше 2,5 95 цементиту і підданого перерозподілу мартенситу.
Винахід стосується способу виробництва високоміцної листової сталі, яка характеризується високими в'язкістю і деформованістю, і до листа, одержаного з використанням цього способу.
Як це відомо, для виготовлення різних одиниць обладнання, таких як-от деталі елементів конструкції кузова і панелей кузова механічних транспортних засобів, використовують листи, виготовлені з ОР-(двофазних)-сталей або ТКІР-(с пластичністю, зумовленою перетворенням)- сталей.
Для зменшення маси автомобіля для покращення його коефіцієнта корисної дії за паливом з урахуванням збереження довкілля в глобальних масштабах бажано мати листи, які характеризуються покращеними границями текучості і міцності на розтяг. Але такі листи також повинні характеризуватися хорошою тягучістю і хорошою деформованістю, а кажучи більш конкретно, хорошою придатністю до відбортування внутрішніх крайок.
Як відомо, для розв'язання цієї проблеми виробляють листи з використанням так званого технологічного процесу загартування і перерозподілу, в якому листи охолоджують від температури відпалу аж до температури загартування, меншої, ніж температура перетворення
М5, а після цього нагрівають до температури перерозподілу і витримують при цій температурі протягом заданого часу. Одержані в результаті листові сталі володіють структурою, яка містить мартенсит і залишковий аустеніт і необов'язково бейніт і/або ферит.
Однак залишається бажаним мати можливість виробляти листову сталь або деталь, які характеризуються покращеною комбінацією міцності, тягучості і деформованості.
Особливо залишається бажаним мати можливість виробляти листову сталь, яка характеризується границею текучості на розтяг У5, яка лежить в межах 1000-1300 МПа, границею міцності на розтяг Т5, яка лежать в межах 1200-1600 МПа, рівномірним відносним подовженням ШЕ, більшим або рівним 10 95, повним відносним подовженням ТЕ, більшим або рівним 14 95, коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, який становить, щонайменше, 20 95, і сумою добутку границі текучості на розтяг УЗ і рівномірним відносним подовженням ОЕ (УЗ " ШЕ), добуток границі міцності на розтяг Т5 і повним відносним подовженням ТЕ (Т5 " ТЕ) і добутком границі міцності на розтяг ТЗ і коефіцієнта збільшення отвору НЕК (Т5 х НЕВ) 5" ШЕ ж 5
ТЕ ж Т5 7 НЕК, який становить, по щонайменше, 56000 МПабо.
Границя текучості на розтяг У5, границя міцності на розтяг Т5, рівномірне відносне подовження ШЕ і повне відносне подовження ТІ вимірюють відповідно з документом ІЗО 6892-1, опублікованим у жовтні 2009 року. Необхідно підкреслити, що внаслідок наявності відмінностей в методах вимірювання, зокрема, внаслідок наявності відмінностей в геометрії використовуваних зразків, значення повного відносного подовження ТЕ, які відповідають стандарту І5ЗО, значно відрізняються від значень повного відносного подовження, виміряного відповідно до документа ІЗ 7 2241, використовуючи зразок відповідно до 95 2 2201-05, зокрема, будучи меншими у порівнянні з ними. Коефіцієнт збільшення отвору НЕК вимірюють відповідно до документа ІБО 16630:2009. Внаслідок наявності відмінностей у методах вимірювання значення коефіцієнта збільшення отвору НЕК, відповідні документу ІбБО 16630:2009 дуже сильно відрізняються від значень коефіцієнта збільшення отвору А, відповідних документу УБЗ Т 1001 (Стандарт Японії по чавуну і сталі), і не можуть бути зіставлені з ними.
Для цієї мети винахід відноситься до холоднокатаної і термообробленої листової сталі, виготовленої зі сталі, яка характеризується композицією, яка містить виражені у масових відсотках: 0,10 ох С«к0,25 9, 3,5 о Мпе6,0 то, 0,5 док вік2,0 оо, 0,3 докАїЇс1,2 о, при цьому 5іжА/»0,8 9о, 0,10 У: Мо0,50 Ор,
З-0,010 Ор,
Р-«О,020 Об,
М-0,008 95 і необов'язково один або кілька елементів, які обирають з числа Ст, Ті, МБ, М і В, так, що: 0,01 ок Ко) то, 0,010 дос ТГіс0,080 о, 0,010 о МЬ-0,080 о, 0,010 Ух М«0,30 Ор, 0,0005 У6:8:0,004 9,
причому решту композиції являє собою залізо і неминучі домішки, які виходять в результаті плавки, при цьому зазначена холоднокатана листова сталь володіє мікроструктурою, яка складається (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях) з: - від 10 95 до 45 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, що становлять щонайбільше 1,3 мкм, причому добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнім розміром зерна фериту становить щонайбільше 35 мкм. 95, - від 895 до 3095 залишкового аустеніту, при цьому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1 7" Мп95, причому Мпоо позначає рівень вмісту Мп у листовій сталі, - найбільше, 8 95 свіжого мартенситу, - щонайбільше, 2,5 95 цементиту і - підданого перерозподілу мартенситу.
Переважно залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, який становить, щонайменше, 0,4 95.
В одному варіанті здійснення згадані свіжий і підданий перерозподілу мартенсит містять карбіди, при цьому поверхнева щільність карбідів, площа поверхні яких перевищує 10 х 60 нм, становить менше 0,05 7 106/мм.
Переважно залишковий аустеніт має форму острівців, при цьому острівці залишкового аустеніту характеризуються середнім розміром, який не перевищує 500 нм.
В одному варіанті здійснення дана структура містить, найбільше, 0,3 95 цементиту, при цьому частки цементиту, у разі присутності таких, будуть характеризуватися середнім розміром, який не перевищує 50 нм.
У загальному випадку холоднокатана і термооброблена листова сталь характеризується границею текучості на розтяг 5, укладеною в межах 1000-1300 МПа, границею міцності на розтяг Т5, укладеною в межах 1200-1600 МПа, рівномірним відносним подовженням ШОЕ, яке становить, щонайменше, 1095, повним відносним подовженням ТЕ, згідно вимірюванню відповідно до документу ІБО 6892-1 становить, щонайменше, 14 95, коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, згідно вимірюванню відповідно до документу І5ЗО 16630:2009 становлять,
Зо щонайменше, 20 95, і сумою добутку границі текучості на розтяг У5 і рівномірним відносним подовженням ШЕ (5 " ШОЕ), добутком границі міцності на розтяг Т5 і повним відносним подовженням ТЕ (Т5 " ТЕ) і добутком границі міцності на розтяг Т5 і коефіцієнтом збільшення отвору НЕК (5 х НЕК) 5 ОЕ - Т5 ТЕ ж Т5 " НЕК, який становить, щонайменше, 56000 МПабр.
В одному варіанті здійснення на холоднокатану і термооброблену листову сталь наносять покриття з 2п або сплаву 2п.
У ще одному варіанті здійснення на холоднокатану і термооброблену листову сталь наносять покриття з АЇ або сплаву АЇ.
Переважно сталь характеризується вуглецевим еквівалентом Сед, який не перевищує 0,4 95, при цьому вуглецевий еквівалент визначають у вигляді Сед-:С-5Ііув/554Стг90/20-Мпов/19 -
АІдо/1842,2 и РОб - 3,24 7 Во - 0,133Мпизо 7" Мор.
Винахід, крім того, відноситься до одержаного з використанням контактного точкового зварювання опором стикового зварного з'єднання, щонайменше, двох листових сталей, причому, щонайменше, одна зі зазначених двох листових сталей є холоднокатаною і термообробленою листовою сталлю, відповідною цьому винаходу.
Переважно одержане з використанням контактного точкового зварювання опором стикове зварювальне з'єднання характеризується альфа-числом, до проведення будь-якої після зварювальної термообробки, яке становить, щонайменше, 50 дан/мм-.
Переважно одержане з використанням контактного точкового зварювання опором стикове зварювальне з'єднання характеризується альфа-числом, яке становить, щонайменше, 70 дан/ммг, особливо після проведення післязварювальної термообробки.
Винахід також відноситься до способу виготовлення холоднокатаної і термообробленої листової сталі, який включає наступні послідовні стадії: розливання сталі для одержання сляба, при цьому зазначена сталь характеризується композицією, яка містить при виражені у масових відсотках: 010 УокСк0,25 о, 3,5 о Мпе6,0 то, 0,5 док вік2,0 оо, 0,3 докАїЇс1,2 о, бо причому 5іЖАЇ»0,8 Фо,
0,10 У: Мо0,50 Ор,
З-0,010 Ор,
Р-«О,020 Об,
М-0,008 9о, і необов'язково один або кілька елементів, які обирають з числа Ст, Ті, МБ, М і В, так, що: 0,01 ок Ко) то, 0,010 дос Тіх0,080 о, 0,010 о МЬ-0,080 о, 0,010 Ух М«0,30 Ор, 0,0005 У6:8:0,004 9, при цьому решта композиції є залізом і неминучими домішки, які виходять в результаті плавки, повторне нагрівання сляба при температурі Тгенез, укладеної в межах 1150-13002С, гарячу прокатку повторно нагрітого сляба при температурі більшій, ніж Аг3, для одержання гарячекатаної листової сталі, змотування в рулон гарячекатаної листової сталі при температурі змотування в рулон Т-ої, укладеної в межах 0-6002С, відпал гарячекатаної листової сталі при температурі першого відпалу Та, укладеної в межах від 5002С до Тдітах, Причому Тдітах є температурою, при якій при нагріванні утворюється, щонайбільше, 30 95 аустеніту, при цьому гарячекатану листову сталь витримують при зазначеній температурі першого відпалу Талі протягом часу їдї, який знаходиться в межах 3- 50000 с, для одержання гарячекатаної і відпаленої листової сталі, холодну прокатку гарячекатаної і відпаленої листової сталі для одержання холоднокатаної листової сталі, повторне нагрівання холоднокатаної листової сталі до температури другого відпалу Та», укладеної в межах від Аеї до АеЗ, і витримування холоднокатаної листової сталі при температурі другого відпалу Тда2 протягом часу витримування їд протягом 300-500 с, для одержання при відпалі структури, яка містить від 55 до 90 95 аустеніту і від 10 95 до 45 95 фериту, загартування холоднокатаної листової сталі зі швидкістю охолодження Мс, укладеної в межах 12С/с і 1002С/с, до температури загартування ОТ, укладеної в межах 202 і М5 - 5026, повторне нагрівання холоднокатаної листової сталі до температури перерозподілу Тр, укладеної в межах 350-5002С, і витримування холоднокатаної листової сталі при зазначеній температурі перерозподілу Тр протягом часу перерозподілу ігр, який становить 3-1000 с, охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури для одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі.
Переважно гарячекатана і відпалена листова сталь має структуру, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше, 67 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, щонайбільше, 30 95 залишкового аустеніту, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше, З 95 цементиту.
В одному варіанті здійснення холоднокатана і термооброблена листова сталь володіє мікроструктурою, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): від 10 95 до 45 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який становить щонайбільше 1,3 мкм, при цьому добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнім розміром зерна фериту становить щонайбільше 35 мкм. 95, від 895 до 3095 залишкового аустеніту, причому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1 7" Мп9»5, при цьому Мпо» позначає рівень вмісту Мп в сталі, щонайбільше, 8 95 свіжого мартенситу, щонайбільше, 2,5 95 цементиту і підданого перерозподілу мартенситу.
У загальному випадку залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, який становить, щонайменше, 0,4 95.
У першому варіанті здійснення відпал, який проводиться відносно гарячекатаної листової сталі, є відпалом в камерній печі, температура першого відпалу Тдлі знаходиться в межах 500-
6702С, при цьому гарячекатану листову сталь витримують при зазначеній температурі першого відпалу Тдї протягом часу в межах 1000-50000 с.
В цьому варіанті здійснення в загальному випадку гарячекатана і відпалена листова сталь володіє мікроструктурою, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше, 7595 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, щонайбільше, 10 95 залишкового аустеніту, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше, З 95 цементиту, при цьому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, що перевищує 1,5 " Мпос, причому Мпо»о позначає рівень вмісту Мп в сталі.
У другому варіанті здійснення відпал, який проводиться відносно гарячекатаної листової сталі, є безперервним відпалом, при цьому температура першого відпалу Тл знаходиться між 6502С і максимальною температурою безперервного відпалу Тісдтах, яка є температурою, при якій при нагріванні утворюються 30 95 аустеніту, причому гарячекатану листову сталь витримують при зазначеній температурі першого відпалу Талі протягом часу, знаходиться в межах 3-500 с.
В цьому варіанті здійснення в загальному випадку гарячекатана і відпалена листова сталь має структуру, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше, 67 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, щонайбільше, 30 95 аустеніту, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше, 1 95 цементиту, при цьому частки цементиту, у разі присутності таких, будуть характеризуватися середнім розміром, який не перевищує 150 нм.
Холоднокатана і термооброблена листова сталь переважно володіє мікроструктурою, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): від 10 95 до 45 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який становить
Зо щонайбільше 1,3 мкм, при цьому добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнім розміром зерна фериту становить щонайбільше 35 мкм 95, від 895 до 3095 залишкового аустеніту, причому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1 7" Мп9»5, при цьому Мпо» позначає рівень вмісту Мп в сталі, щонайбільше, 8 95 свіжого мартенситу, щонайбільше, 0,3 96 цементиту, причому частинки цементиту, у разі присутності таких, будуть характеризуватися середнім розміром, який не перевищує 50 нм, і підданого перерозподілу мартенситу.
В одному варіанті здійснення між витримуванням при температурі перерозподілу Те і охолодженням до кімнатної температури на холоднокатану листову сталь наносять покриття в результаті занурення у розплав у ванні.
У ще одному варіанті здійснення після проведення витримування холоднокатаного листа при температурі перерозподілу Тг холоднокатану листову сталь безпосередньо охолоджують до кімнатної температури.
В цьому варіанті здійснення після проведення стадії охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури на холоднокатану і термооброблену листову сталь може бути нанесене покриття з використанням електрохімічного способу або в результаті здійснення технологічного процесу нанесення покриття виробу у вакуумі.
В одному варіанті здійснення на холоднокатану і термооброблену листову сталь наносять покриття з 7п або сплаву 2п.
У ще одному варіанті здійснення на холоднокатану і термооброблену листову сталь наносять покриття з АЇ або сплаву АЇ.
Переважно сталь характеризується вуглецевим еквівалентом Сед, який не перевищує 0,4 95, при цьому вуглецевий еквівалент визначають у вигляді Сед-:С-5Ііув/554Стг90/20-Мпов/19 -
АФдвб/18-2,2 и Руб - 3,247 Во - 0,133МпиУо 7" Моб.
Винахід також відноситься до технологічного процесу виробництва одержаного з використанням контактного точкового зварювання стикового зварного з'єднання для, щонайменше, двох листових сталей, який включає стадії: забезпечення наявності холоднокатаної і термообробленої листової сталі, відповідної 60 винаходу або виробленої з використанням способу, відповідного винаходу,
забезпечення наявності другої листової сталі, контактного точкового зварювання холоднокатаної і термообробленої листової сталі і другої листової сталі.
Наприклад, другою листовою сталлю є холоднокатана і термооброблена листова сталь, відповідна винаходу або вироблена з використанням способу, відповідного винаходу.
Далі винахід буде описаний детально і проїлюстрований з використанням прикладів без введення обмежень.
Нижче в цьому винаході Ае1 позначає рівноважну температуру перетворення, нижче якої аустеніт є повністю нестабільним, АеЗ позначає рівноважну температуру перетворення, вище якої аустеніт є повністю стабільним, Аг3 позначає температуру, при якій при охолодженні починається перетворення аустеніту на ферит, Ме5 позначає температуру початку мартенситного перетворення, тобто, температуру, при якій при охолодженні аустеніт починає перетворюватися на мартенсит, а Мі позначає температуру кінця мартенситного перетворення, тобто, температуру, при якій при охолодженні завершується перетворення аустеніту на мартенсит. Для заданої сталі фахівці у відповідній галузі техніки знають, як визначити ці температури з використанням дилатометричних випробувань.
Композиція сталі, відповідної винаходу, містить (при вираженні у масових відсотках): 010 Уо-хСе0,25 96 для забезпечення наявності задовільної міцності і покращення стабільності залишкового аустеніту, що необхідно для одержання достатнього відносного подовження. Переважно рівень вмісту вуглецю є більшим або рівним 0,15 95. У разі надмірно високого рівня вмісту вуглецю гарячекатаний лист буде надмірно твердим для холодної прокатки, а зварюваність буде недостатньою. У разі рівня вмісту вуглецю менше 0,10 95, границя міцності на розтяг не досягне цільових значень. 3,5 Ус Мппиб,О 96 для забезпечення наявності задовільної міцності і досягнення стабілізування, щонайменше, частини аустеніту для одержання достатнього відносного подовження. Особливо визначають мінімум для одержання кінцевої структури, яка містить (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях) 8-30 90 залишкового аустеніту, який характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1 7" Мп9»5, при цьому Мпо» позначає рівень вмісту Мп в сталі. Нижче 3,5 95 кінцева структура характеризується недостатньою частковою
Зо концентрацією залишкового аустеніту і недостатнім рівнем вмісту Мп в залишковому аустеніті тобто, не буде досягатися бажана комбінація тягучості і міцності. Максимум визначають для уникнення виникнення питань, пов'язаних з ліквацією, які є шкідливими для тягучості.
Переважно рівень вмісту марганцю є більшим або рівним 3,7 95. 0,5 охоік2,0 90 і 0,3 УосАЇс1,2 95, при цьому рівні вмісту кремнію і алюмінію, додатково, задовольняють такому співвідношенню: 5іжА/»0,8 о.
Згідно з винаходом б5і і АІ спільно відіграють важливу роль: кремній уповільнює утворення виділень цементиту при охолодженні нижче рівноважної температури перетворення Ае3. Тому додавання 5і сприяє стабілізуванню достатньої кількості залишкового аустеніту. Зі, крім того, забезпечує одержання твердо-розчинного зміцнення і затримує утворення карбідів під час проходження перерозподілу вуглецю з мартенситу в аустеніт, яке являє собою результат наявності стадії безпосереднього повторного нагрівання і витримування, яка проводиться після часткового мартенситного перетворення. При надмірно високому рівні вмісту на поверхні утворюються оксиди кремнію, що погіршує придатність сталі до нанесення покриття. Тому рівень вмісту 5і не перевищує 2,0 95.
Алюміній є елементом, дуже ефективний для розкислювання сталі у рідкій фазі під час проведення розробки. На додаток до цього, АІ є елементом, який сприяє утворенню альфа- фази, що збільшує температури Аеї1 і АеЗ сталі. Отже, внаслідок додавання, щонайменше, 0,3 95 АІ міжкритичний домен (тобто, між Ае!1 і Ае3) знаходиться в температурному діапазоні, який сприяє перерозподілу Мп в аустеніті відповідно до більш докладного опису винаходу, представленому нижче. Рівень вмісту АІ не перевищує 1,2 96 для уникнення появи включень, уникнення виникнення проблем, пов'язаних з окисленням і забезпечення прогартованості матеріалу.
Крім того, подібно 5і, А! стабілізує залишковий аустеніт. Вплив 5Іі і АЇ на стабілізування залишкового аустеніту є подібним. У разі рівнів вмісту 5і і АЇ, таких що 5іжА/»0,8 95, буде одержане задовільне стабілізування аустеніту, що, тим самим, уможливлює одержання бажаних мікроструктур. 0,10 952 Мо0,50 95. Молібден збільшує прогартованість, стабілізує залишковий аустеніт при зменшенні розкладання аустеніту під час проходження перерозподілу і зменшує осьову ліквацію, яка може являти собою результат наявності високого рівня вмісту марганцю, і яка є бо шкідливою для коефіцієнта збільшення отвору. Крім того, Мо сприяє подрібненню структури.
Вище 0,50 95 додавання Мо є витратним і неефективним з урахуванням властивостей, одержання яких домагаються.
Необов'язково 0,01 УосСт«с1,095 для уповільнення розчинення карбідів і стабілізування залишкового аустеніту. Допускається максимум 1,095 хрому, вище відзначається ефект насичення, і додавання Ст є як марним, так і витратним.
Необов'язково 0,010 б: Мр-0,080 95 для подрібнення аустенітних зерен під час проведення гарячої прокатки і одержання дисперсійного зміцнення. Рівень вмісту ніобію в діапазоні від 0,010 95 до 0,080 95 уможливлює одержання задовільних границі текучості на розтяг, відносного подовження і коефіцієнта збільшення отвору. Вище 0,080 95 тягучість і коефіцієнт збільшення отвору є незадовільними.
Необов'язково 0,010 9о:Ті«0,080 95. Зокрема титан може бути доданий при рівні вмісту в діапазоні між 0,010 95 ї 0,080 95 на додаток до бору для захисту бору від утворення ВМ.
Кожен з рівнів вмісту МЬ і Ті не перебільшує 0,080 95 для накладення обмежень на твердіння сталі при високих температурах, надаваного цими елементами, причому це твердіння ускладнило б виробництво тонких пластин внаслідок збільшення зусиль під час гарячої прокатки.
Необов'язково 0,010 Уо-М-0,30 95 для одержання дисперсійного зміцнення. У разі рівня вмісту ванадію, що перевищує 0,30 95, ванадій буде споживати вуглець в результаті формування карбідів і/або карбонітридів, і це буде розм'якшувати мартенсит. На додаток до цього, буде погіршена тягучість сталі відповідної винаходу.
Необов'язково 0,0005 У5:8:0,004 95 для збільшення загартованості сталі.
Іншу частину композиції сталі являють собою залізо і домішки, які виходять в результаті плавки. В цьому відношенні Мі, Си, 5, Р ї М, щонайменше, розглядаються як залишкові елементи, які являють собою неминучі домішки. Тому їх рівні вмісту не перевищують 0,05 95 для
Мі, 0,03 95 для Си, 0,010 95 для 5, 0,020 95 для Р і 0,008 95 для М.
Переважно композиція сталі є такою, що сталь характеризується вуглецевим еквівалентом
Сед, який не перевищує 0,495, при цьому вуглецевий еквівалент визначають у вигляді
Сед-С--5ідв/55--СтУв/20--Мпов/19 - АІОв/1842,2 хх Роб - 3,24." Воб - 0,133Мпоь 7 Моб.
При використанні вуглецевого еквівалента, який становить менше 0,4 95, зварюваність при
Зо контактному точковому зварюванні листової сталі є дуже хорошою. На додаток до цього, незважаючи на низькі рівні вмісту легуючих елементів, необхідних для досягнення вуглецевого еквівалента, який не перевищує 0,495, листова сталь винаходу і спосіб її виготовлення уможливлюють досягнення дуже високих механічних властивостей.
Отже, відповідно до винаходу можна домогтися досягнення дуже високих механічних властивостей і дуже хорошої зварюваності контактного точкового зварювання.
Тепер буде описана мікроструктура холоднокатаної і термообробленої листової сталі, відповідної винаходу.
Холоднокатана і термооброблена листова сталь має структуру, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): від 10 95 до 45 9о фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який становить щонайбільше 1,3 мкм, при цьому добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнім розміром зерна фериту становить щонайбільше 35 мкм. 95, від 895 до 3095 залишкового аустеніту, при цьому зазначений залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1 7 Мп», причому Мпоо позначає рівень вмісту Мп у листової сталі, щонайбільше, 8 95 свіжого мартенситу, щонайбільше, 2,5 95 цементиту і підданого перерозподілу мартенситу.
Такі поверхневі часткові концентрації і розмір зерна визначають з використанням наступного методу: зразок відрізують від холоднокатаної і термообробленої сталі, полірують і піддають декапуванню з використанням реагенту, самого по собі відомого, для виявлення мікроструктури.
Після цього поперечний переріз розглядають з використанням оптичного або сканувального електронного мікроскопа, наприклад, з використанням сканувального електронного мікроскопа з автоемісійною гарматою (АЕП-СЕМ") при збільшенні, більшому, ніж 5000хХ, у поєднанні з пристроєм дифракційного зворотного розсіювання електронів ("ДЗРЕ") ії просвічуваною електронною мікроскопією (ПЕМ).
Визначення поверхневої часткової концентрації кожної складової частини (яка зазнала перерозподілу мартенситу, свіжого мартенситу, фериту і аустеніту) проводять шляхом аналізу зображень з використанням методу, самого по собі відомого. Часткову концентрацію залишкового аустеніту, наприклад, визначають з використанням рентгеноструктурного аналізу (РСА).
Ферит в цій структурі є міжкритичним феритом.
У разі часткової концентрації фериту, яка становить менше 10 95, коефіцієнт збільшення отвору НЕК не досягатиме 20 95. У разі часткової концентрації фериту, яка перевищує 45 905, не буде досягнута границя міцності на розтяг, яка становить, щонайменше, 1200 МПа.
Ферит характеризується середнім розміром зерна, який становить щонайбільше 1,3 мкм. На додаток до цього, добуток поверхневої часткової концентрації фериту виражений у і середнього розміру феритних зерен виражений у мкм, не перевищує 35 мкм. 95.
Середній розмір зерна, який не перевищує 1,3 мкм, і добуток поверхневої часткової концентрацією фериту і середнього розміру феритного зерна, який не перевищує 35 мкм. 95, уможливлюють досягнення коефіцієнта збільшення отвору НЕК, який становить, щонайменше, 20 9о, границі текучості на розтяг У5, яка становить, щонайменше 1000 МПа, і суми 5 ЦЕ ж
Т5 "ТЕ я Т5" НЕК, яка становить, щонайменше, 56000 МПабб.
Мікроструктура холоднокатаної і термообробленої листової сталі включає, щонайменше, 8 95 аустеніту, який при кімнатній температурі є залишковим аустенітом. У разі присутності поверхневої часткової концентрації, яка становить, щонайменше, 8 96, залишковий аустеніт буде давати свій внесок в збільшення тягучості.
Залишковий аустеніт є збагаченим на марганець, особливо залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту Мп, більшим або рівним 1,1 " Мп», де Мп позначає рівень вмісту Мп у композиції сталі. Це збагачення на Мп стабілізує залишковий аустеніт.
У загальному випадку залишковий аустеніт також є збагаченим на вуглець, особливо, якщо залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, що становить, щонайменше, 0,4 95, переважно є укладеним в межах 0,4 9б і 1,0 95. Це збагачення на С додатково стабілізує аустеніт.
Рівень вмісту С в залишковому аустеніті, наприклад, визначають шляхом визначення часткової концентрації залишкового аустеніту і постійних кристалічної решітки з використанням рентгеноструктурного аналізу (РСА), який використовує рітвельдівське уточнення (Кіеєїмеїа, Н., "А ргойе геїйпетепі теїнодй ог писієаг апа тадпеїйс 5ігисіигев", Уоигпаї ої арріїед СтузіаПодгарну,
Зо 2 (2), 65-71, 1969). Після цього рівень вмісту С в залишковому аустеніту визначають з використанням формул авторів Бузоп їі Ноїтез (0. 9. Юузоп, апа В. НоІтезх: "ЕНесі ої аПоуїпд адайіоп5 оп пе Іайісе рагатеїег айвзіепіїе", доштпаї ої Те гоп апа еїевевї! Іпвійшіеє, 1970, 208, 469- 474).
В загальному випадку залишковий аустеніт має форму острівців, при цьому середній розмір острівців залишкового аустеніту не перевищує 500 нм.
Поверхнева часткова концентрація залишкового аустеніту становить, щонайменше, 8 9б, і характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1 " Мпую, що уможливлює одержання комбінації з високої тягучості і високої міцності.
Дійсно, збагачення залишкового аустеніту за Мп забезпечує одержання високого стабілізування аустеніту так, що у разі проведення для листової сталі деформування залишковий аустеніт буде деформуватися в результаті як ковзання окремих дислокацій, так і механічного двійникування.
Ця структура може містити до 2,5 95 цементиту. В одному варіанті здійснення ця структура містить, щонайбільше, 1 95, а переважно, щонайбільше, 0,3 95, цементиту.
У загальному випадку середній розмір частинок цементиту в кінцевій структурі не перевищує нм.
Підданий перерозподілу мартенсит присутній у вигляді тонких подовжених рейок, орієнтованих всередині колишніх аустенітних зерен. Підданий перерозподілу мартенсит характеризується середнім рівнем вмісту С, строго меншим, ніж номінальний рівень вмісту С в 50 сталі.
В структурі може бути присутнім і свіжий мартенсит, при цьому, однак, поверхнева часткова концентрація становить щонайбільше 8 95. Дійсно, часткова концентрація свіжого мартенситу, яка перевищує 895, буде призводити до одержання коефіцієнта збільшення отвору НЕБК, відповідно до документа ІЗО 16630:2009 який не перевищує 20 95.
Підданий перерозподілу вуглецю мартенсит можна відрізнити від свіжого мартенситу на поперечному перерізі, підданого поліруванню і декапіруванню з використанням реагенту, відомого самого по собі, наприклад, реагенту ніталь, згідно спостереження з використанням сканувальної електронної мікроскопії (СЕМ) ії дифракції зворотного розсіювання електронів (ДЗРЕ).
Мартенсит, в тому числі підданий перерозподілу мартенсит і свіжий мартенсит, у разі присутності таких, містить невелику кількість карбідів. Особливо поверхнева щільність карбідів в мартенситі, площа поверхні яких перевищує 10 х 60 нм, в загальному випадку є меншою або рівною 0,057106/мм.
Тепер буде розкритий спосіб виробництва холоднокатаної і термообробленої листової сталі, яка відповідає опису винаходу, наведеному вище.
Гарячекатаний лист товщиною 2-6 мм, може бути вироблений в результаті розливання сталі, яка характеризується композицією, відповідною вищезгаданій композиції, для одержання сляба, повторного нагрівання сляба при температурі Тгенез, укладеної в межах 1150-1300 2С, і гарячої прокатки повторно нагрітого сляба, при цьому кінцева температура прокатки є більшою
АгЗ3, для одержання гарячекатаної сталі.
Кінцева температура прокатки переважно становить щонайбільше 10002С для уникнення укрупнення аустенітних зерен.
Після цього гарячекатану сталь охолоджують зі швидкістю охолодження, укладеної, наприклад, в межах 1-50 2С/с, і змотування в рулон при температурі в межах 20-600 С.
Після проведення змотування в рулон лист має структуру, яка може містити бейніт, мартенсит і залишковий аустеніт.
Після проведення змотування в рулон лист піддають щавленню.
Після цього гарячекатану листову сталь піддають відпалу для покращення прокатуваності при холодній прокатці і в'язкості гарячекатаної листової сталі і для одержання гарячекатаної і відпаленої листової сталі, що є прийнятним для використання у виробництві холоднокатаної і термообробленої листової сталі, яка володіє високими механічними властивостями, зокрема, характеризується високою міцністю і високою тягучістю.
Зокрема гарячекатану листову сталь піддають відпалу при температурі першого відпалу Тад1 і протягом часу першого відпалу їдї, контрольованим чином витриманих для одержання структури, наприкінці цього першого відпалу, яка складається з (при виражені у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше, 67 95 фериту, який характеризується середнім розміром, який не перевищує 4 мкм,
Зо щонайбільше, 30 95 залишкового аустеніту, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше, З 95 цементиту.
Присутність, щонайменше, 6795 фериту, який характеризується середнім розміром феритних зерен, який не перевищує 4 мкм, уможливлює виробництво холоднокатаної і термообробленої листової сталі, яка володіє дуже дрібною структурою і тому дуже високими механічними властивостями.
Часткова концентрація свіжого мартенситу, яка становить, щонайбільше, 2 95, уможливлює досягнення високої в'язкості гарячекатаної і відпаленої листової сталі.
На додаток до цього, часткова концентрація цементиту, становить, щонайбільше, З 95, має на увазі полегшення розчинення цементиту під час проведення подальшого відпалу холоднокатаної листової сталі, тому покращення тягучості і міцності під час проведення стадій додаткової переробки.
Як це встановили автори, одержання цієї структури будуть домагатися у разі проведення відпалу гарячекатаної листової сталі при температурі першого відпалу Тді, укладеної в межах від 5002С до Тдітах, При цьому Тдітах Є температурою, при якій при нагріванні утворюється, щонайбільше, 30 95 аустеніту, і протягом часу першого відпалу їді, знаходиться в межах 3-50000 с. Час першого відпалу їдї є часом витримування при температурі першого відпалу Та: і не включає часу нагрівання до заданої температури першого відпалу ТА.
У разі температури першого відпалу Тлі, яка не перевищує 5002С, і/або часу першого відпалу іді, який не перевищує З с, розм'якшення в результаті відновлення мікроструктури буде недостатнім оскільки, твердість гарячекатаної і відпаленої листової сталі буде надмірно високою, що в результаті призведе до одержання незадовільної прогартованості листа при холодній прокатці.
У разі, якщо температура першого відпалу Талі є більшою Тадттах, під час проведення першого відпалу буде утворюватися надмірно велика часткова концентрація аустеніту так, що часткова концентрація свіжого мартенситу в гарячекатаній і відпаленій листовій сталі становитиме більше 2 95, а часткова концентрація залишкового аустеніту в гарячекатаній і відпаленій листовій сталі може перевищувати 30 95.
У разі, якщо час першого відпалу їдї: перевищує 50000 с, мікроструктура укрупниться так, що середній розмір феритних зерен в гарячекатаній і відпаленій листовій сталі становитиме більше 4 мкм.
Аустеніт, який може бути утворений під час проведення першого відпалу, є збагаченим на
Мп, який зокрема характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить, щонайменше, 1,5. Мпу5. Збагачення за Мп є результатом перерозподілу марганцю в аустеніт під час проведення витримування при температурі першого відпалу Тді. Тому цей аустеніт стабілізується так, що структура гарячекатаної і відпаленої листової сталі буде містити до 30 95 залишкового аустеніту, який в загальному випадку характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,5 " Мпобс, і містить, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу.
У першому варіанті здійснення перший відпал є відпалом в камерній печі.
В цьому варіанті здійснення в загальному випадку гарячекатана і відпалена листова сталь володіє мікроструктурою, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше, 75905 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, щонайбільше, 10 95 залишкового аустеніту, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше, З 95 цементиту, при цьому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,5 " Мпос, причому Мпо»о позначає рівень вмісту Мп в сталі.
Як це встановили автори, одержання такої структури будуть досягати, якщо температура першого відпалу Та, знаходиться в межах 500-6702С, а час першого відпалу їді, знаходиться в межах 1000-50000 с.
Для накладення обмежень на укрупнення структури температура першого відпалу Тдаії не перевищує 6702С. Вище 6709С в гарячекатаній і відпаленій листовій сталі буде одержаний середній розмір феритних зерен, який перевищує 4 мкм.
У першому варіанті здійснення час першого відпалу ілі становить, щонайменше 1000 с, щоб досягнути достатнього розм'якшення. Менше 1000 с твердість гарячекатаної і відпаленої листової сталі буде надмірно високою, що в результаті призведе до одержання незадовільної прогартованості листа при холодній прокатці.
У першому варіанті здійснення аустеніт, утворений під час проведення першого відпалу, є збагаченим на Мп, і зокрема характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить, щонайменше, 1,5 " МпУ». Це збагачення за Мп є результатом перерозподілу марганцю в аустеніт під час проведення витримування при температурі першого відпалу Та.
Тому цей аустеніт стабілізується так, що структура гарячекатаної і відпаленої листової сталі буде містити до 10 95 залишкового аустеніту, який в загальному випадку характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,5 " Мпобс, і містить, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу.
У другому варіанті здійснення перший відпал є безперервним відпалом.
В цьому другому варіанті здійснення перший відпал переважно проводять щоб одержати структуру гарячекатаної і відпаленої листової сталі, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше, 67 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, щонайбільше, 30 95 залишкового аустеніту, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше, 1 95 цементиту, при цьому частки цементиту, у разі присутності таких, будуть характеризуватися середнім розміром, який не перевищує 150 нм.
В цьому другому варіанті здійснення температура першого відпалу Тдлі переважно знаходиться в межах між 6502С і максимальною температурою безперервного відпалу Тісдтах, яка є температурою, при якій при нагріванні утворюються 30 95 аустеніту.
Додатково до цього, час першого відпалу їдї укладений в межах 3-500 с.
У разі, якщо температура першого відпалу Тді не перевищує 6502С, розм'якшення, зумовлене мікроструктурою, буде недостатнім тобто, твердість гарячекатаної і відпаленої листової сталі буде надмірно високою, що в результаті призведе до одержання незадовільної прокочуваності листа при холодній прокатці.
У разі, якщо температура першого відпалу Тді, перевищує Тісдтах, під час проведення бо безперервного відпалу буде утворюватися надмірно велика часткова концентрація аустеніту,
що може в результаті призвести до одержання недостатнього стабілізування аустеніту тобто часткова концентрація свіжого мартенситу в гарячекатаній і відпаленій листовій сталі буде перевищувати 2 95.
На доданок до цього, у другому варіанті здійснення у разі, якщо час першого відпалу ді перевищує 500 с, мікроструктура укрупниться так, що середній розмір феритних зерен в гарячекатаній і відпаленій листовій сталі становитиме більше 4 мкм.
В цьому другому варіанті здійснення аустеніт, який може бути утворений під час проведення першого відпалу, також є збагаченим на Мп, і зокрема, характеризується рівнем вмісту Мп, який становить, щонайменше, 1,5 7 Мпоб.
Тобто, цей аустеніт сильно стабілізується тобто, при охолодженні буде утворене, щонайбільше, 2 95 свіжого мартенситу. Тому в загальному випадку залишковий аустеніт в гарячекатаній і відпаленій листовій сталі характеризується середнім рівнем вмісту Мп, який становить, щонайменше, 1,57Мпоб.
Після цього, гарячекатану і відпалену листову сталь необов'язково піддають щавленню.
Слідом за цим гарячекатану і відпалену листову сталь піддають холодній прокатці для одержання холоднокатаного листа товщиною 0,7-3 мм, наприклад, 0,8-2 мм.
Ступінь обтискання при холодній прокатці переважно знаходиться в межах 20-80 95. Нижчий 2095 не сприятиме рекристалізації під час проведення подальшої термообробки, що може погіршити тягучість холоднокатаної і термообробленої листової сталі. Вищий 80 95 має місце ризик розтріскування крайок під час проведення холодної прокатки.
Після цього холоднокатану листову сталь піддають термообробці на технологічній лінії безперервного відпалу.
Термообробка включає стадії: повторне нагрівання холоднокатаної листової сталі до температури другого відпалу Тадг, яка лежить в межах від Аеї до АеЗ, так, щоб одержана при відпалі структура містила від 55 95 до 90 95 аустеніту і від 10 95 до 45 9о фериту, і витримування холоднокатаної листової сталі при температурі другого відпалу Тадг2 протягом часу витримування ід».
Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як визначити Аеї1 їі АеЗ і температуру другого відпалу Та2, придатну для використання при одержанні бажаної структури при відпалі, для
Зо кожної композиції сталі виходячи з дилатометричних випробувань.
Швидкість повторного нагрівання Мг до температури другого відпалу Тдаг2 переважно знаходиться в межах 1-2002С/сб.
Під час проведення цього відпалу розчиняється цементит, який може бути присутнім в цій структурі.
Зокрема внаслідок наявності рівнів вмісту АІ у композиції сталі температура відпалу для одержання при відпалі структури, яка містить від 55 906 до 90 95 аустеніту і від 10 95 до 45 95 фериту, знаходиться в температурному діапазоні, який сприяє розчиненню карбідів.
Цей температурний діапазон також сприяє перерозподілу Мп в аустеніт під час проведення витримування при цій температурі.
Тому після проведення витримування листа при температурі другого відпалу структура листової сталі складається з 55-90 95 аустеніту, збагаченого на Мп, і 10-45 95 фериту.
У разі такої температури другого відпалу, структура, одержана при відпалі, буде містити менше, ніж 10 95 фериту, часткова концентрація фериту в кінцевій структурі буде недостатньою для досягнення бажаного відносного подовження і коефіцієнта збільшення отвору. На додаток до цього, збагачення аустеніту на Мп є недостатнім для стабілізування залишкового аустеніту.
У разі такої температури другого відпалу, структура, одержана при відпалі, буде містити більш, ніж 45 95 фериту, часткова концентрація фериту в кінцевій структурі буде надмірно великою для досягнення бажаної границі міцності на розрив, розчинення карбідів буде недостатнім, що в результаті призведе до укрупнення кінцевої структури, зокрема до одержання середнього розміру феритного зерна, який перевищує 1,3 мкм, і добутку поверхневої часткової концентрації фериту і середнього розміру феритного зерна, який перевищує 35 мкм. бо.
Час витримування їдг при температурі другого відпалу Таг знаходиться в межах 30-500 с. у випадку, якщо час витримування їд»г не перевищує 30 с, будуть досягатися недостатнє стабілізований аустеніту під впливом Мп і недостатнє розчинення карбідів. Час витримування їд2, який перевищує 500 с, буде приводити до укрупнення структури. Особливо час витримування їд», який перевищує 500 с, буде приводити до одержання середнього розміру феритного зерна, який перевищує 1,3 мкм, і добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнього розміру феритного зерна, який перевищує 35 мкм.95, тобто, що не будуть одержані цільові властивості, особливо цільові коефіцієнт збільшення отвору, границя текучості 60 на розтягі сума У5 "ШЕ - 5 ТЕ я- Т57 НЕК.
загартування холоднокатаної листової сталі зі швидкістю охолодження Мс, укладеної в межах 1 еС/с і 100 "С/с, щоб уникнути утворення перліту при охолодженні, до температури загартування ОТ, меншої, ніж температура перетворення М5 для аустеніту. Температура загартування ОТ знаходиться в межах 20 2С і М5 - 50 "б. Для кожної конкретної композиції сталі і кожної структури фахівці у відповідній галузі техніки знають, як визначити температуру початку перетворення М5 для аустеніту з використанням дилатометрії. Температура 20 С зазвичай є більшою Мі20 20.
Під час проведення цієї стадії загартування аустеніт частково перетворюється на мартенсит.
Температуру загартування ОТ вибирають так, щоб одержати одразу після проведення загартування структуру, яка складається з 8-38 905 аустеніту, 10-45 95 фериту, 12-82 95 мартенситу і, можливо, цементиту.
Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як визначити температуру загартування, адаптовану для одержання бажаної структури.
У разі, якщо температура загартування ОТ не перевищує 202С, часткова концентрація підданого перерозподілу мартенситу у кінцевій структурі буде надмірно великою для стабілізування достатньої кількості залишкового аустеніту, яка перевищує 8 95. Додатково до цього, у разі температури загартування ОТ, більше, ніж М5 - 50 "С, часткова концентрація підданого перерозподілу мартенситу у кінцевій структурі буде надмірно маленькою для одержання бажаної границі міцності на розрив. необов'язкове витримування загартованого листа при температурі загартування. ОТ протягом часу витримування (о, який знаходиться в межах діапазону 2-200 с, переважно 3-7 с, таким чином, щоб уникнути утворення епсилон-карбідів в мартенситі, яке призвело б в результаті до зменшення відносного подовження сталі. повторного нагрівання холоднокатаної листової сталі до температури перерозподілу Тв, яка знаходиться в межах 350-500 С, і витримування холоднокатаної листової сталі при температурі перерозподілу Тер протягом часу перерозподілу іР, який знаходиться в межах 3-1000 с.
Під час проведення цієї стадії перерозподілу вуглець дифундує з мартенситу в аустеніт, і тим самим, забезпечує досягнення збагачення аустеніту на С.
Зо У разі, якщо температура перерозподілу Тє перевищує 500 2С або є меншою 350 2С, відносне подовження кінцевої продукції буде недостатнім.
Необов'язкове нанесення на лист покриття в результаті занурення в розплав у ванні при температурі, меншій або рівній, наприклад, 480 Сб. Може бути використаний будь-який тип покриттів, а, зокрема, з цинку або цинкових сплавів, подібних цинково-нікелевому, цинково- магнієвому або цинково-магнієво-алюмінієвого сплавів, алюмінію або алюмінієвих сплавів, наприклад, алюмінієво-кремнієвого сплаву.
Безпосередньо після проведення стадії перерозподілу або безпосередньо після проведення стадії нанесення покриття в результаті занурення в розплав у разі проведення такого охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури для одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі. Швидкість охолодження переважно становить понад 1 еС/с, знаходиться, наприклад, в межах діапазону 2-20 еС/с.
Під час проведення цієї стадії охолодження частина аустеніту може перетворюватися на свіжий мартенсит. Однак, поверхнева часткова концентрація свіжого мартенситу залишається меншою або рівною 8 95 внаслідок стабілізування аустеніту під впливом С і Мп. необов'язково після проведення охолодження до кімнатної температури у разі не проведення стадії нанесення покриття в результаті занурення у розплав на лист може бути нанесене покриття з використанням електрохімічних способів, наприклад, електрогальванізації або в результаті здійснення будь-якого технологічного процесу нанесення покриття виробу у вакуумі, подібного способу ФОПФ або струменевого нанесення покриття осадженням парів.
Може бути використаний будь-який тип покриттів, а зокрема, з цинку або цинкових сплавів, подібних цинково-нікелевому, цинково-магнієвому або цинково-магнієво-алюмінієвого сплавів.
Необов'язково після нанесення покриття в результаті електрогальванізації лист може бути підданий дегазації. необов'язково після проведення охолодження до кімнатної температури і необов'язкового нанесення покриття лист може бути підданий додатковій відпускній термообробці при температурі, яка знаходиться в межах 150-450, протягом часу витримування, який знаходиться в межах 1-20 хв., (чим більшою буде температура, тим меншим буде час витримування). Призначення даної відпускної термообробки полягає в покращенні деформованості листа.
Цей спосіб виготовлення уможливлює одержання кінцевої структури, так, що після проходження перерозподілу і охолодження до кімнатної температури, вона складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): - від 10 95 до 45 95 фериту, - від 8 95 до 30 95 остаточного аустеніту, - найбільше, 8 95 свіжого мартенситу, - підданого перерозподілу мартенситу і - щонайбільше, 2,5 95 цементиту.
Ферит є міжкритичнім феритом.
Присутність міжкритичного фериту в структурі замість фериту, який міг би бути утворений під час проведення охолодження нижче температури другого відпалу Та, (далі в цьому документі "одержаний в результаті перетворення ферит") уможливлює досягнення збагачення за Мп аустеніту під час проведення цього другого відпалу. Дійсно, присутність одержаного в результаті перетворення фериту замість міжкритичного фериту буде мати на увазі неможливість проходження достатнього стабілізування залишкового аустеніту під впливом Мп під час проведення другого відпалу тобто, що не будуть досягнуті бажані властивості, особливо бажане повне відносне подовження.
Ферит характеризується середнім розміром зерна, який становить щонайбільше 1,3 мкм. На додаток до цього, добуток поверхневої часткової концентрації фериту виражений у і середнього розміру феритних зерен виражений у мкм не перевищує 35 мкм. 95.
Середній розмір зерна є результатом наявності дрібної структури гарячекатаної і відпаленої листової сталі і проведення подальшої термообробки, особливо деформування листа під час проведення холодної прокатки і подальшої рекристалізації.
Залишковий аустеніт є збагаченим на Мп, при цьому це збагачення є результатом, зокрема, перерозподілу Мп з фериту в аустеніт під час проведення витримування при температурі другого відпалу Тдаге. Особливо це збагачення на Мп є результатом проведення міжкритичного відпалу при Тдг в температурному діапазоні, що сприяє дифундуванню Мп з фериту в аустеніт.
Тому рівень вмісту Мп в залишковому аустеніті є більшим 1,1 х Мпо.
В загальному випадку залишковий аустеніт є збагаченим на С, при цьому це збагачення є
Зо результатом перерозподілу вуглецю з мартенситу в аустеніт під час проведення витримування при температурі перерозподілу Тр.
В загальному випадку середній рівень вмісту С в залишковому аустеніті становить, щонайменше, 0,4 95, переважно знаходиться в межах 0,4-1,0 Об.
Залишковий аустеніт має форму острівців, при цьому середній розмір острівців залишкового аустеніту не перевищує 500 нм.
Підданий перерозподілу мартенсит утворюється при охолодженні нижче температури перетворення М5 після проведення другого відпалу і подальшого нагрівання і витримування при температурі перерозподілу Тр, яка знаходиться в межах 350-500 ес.
Підданий перерозподілу мартенсит характеризується середнім рівнем вмісту С, строго меншим, ніж номінальний рівень вмісту С в сталі. Такий низький рівень вмісту С являє собою результат перерозподілу вуглецю з мартенситу, утвореного при загартуванні нижче температури М5 сталі, в аустеніт під час проведення витримування при температурі перерозподілу Тр.
Свіжий мартенсит може утворюватися при охолодженні від температури перерозподілу Тр до кімнатної температури. Однак, внаслідок стабілізування залишкового аустеніту під впливом
Мп часткова концентрація свіжого мартенситу в структурі є меншою або рівною 8 95.
Мартенсит, в тому числі підданий перерозподілу мартенсит і свіжий мартенсит, у разі присутності таких, містить невелику кількість карбідів. Особливо в загальному випадку поверхнева щільність карбідів в мартенситі, площа поверхні яких перевищує 10х60 нм, є
БО меншою або рівною 0,057105 /мм.
Ця невелика кількість карбідів в мартенситі є результатом перерозподілу С з мартенситу в аустеніт під час проведення витримування при температурі перерозподілу Тв. Ця невелика кількість карбідів дає свій внесок в одержання високої комбінації границі міцності на розрив і повного відносного подовження.
Дійсно, чим меншим буде кількість карбідів, тим меншою буде часткова концентрація вуглецю і марганцю у формі карбідів, і тим більшою буде часткова концентрація вуглецю і марганцю в аустеніті. На противагу цьому, поверхнева щільність карбідів в мартенситі, площа поверхні яких перевищує 10х60 нм", яка становить понад, 0,057105 /мм", буде мати на увазі не втримання аустенітом достатньої кількості вуглецю і марганцю, і відсутність достатнього 60 стабілізування.
При охолодженні від температури відпалу і під час проходження перерозподілу може бути утворена маленька часткова концентрація цементиту. Однак, часткова концентрація цементиту в кінцевій структурі у будь-якому випадку буде залишатися меншою 2,595. У загальному випадку часткова концентрація цементиту в кінцевій структурі не перевищує 1 95, а переважно є меншою 0,3 95.
На додаток до цього, в загальному випадку середній розмір частинок цементиту в кінцевій структурі не перевищує 150 нм.
У разі, якщо перший відпал є безперервним відпалом, кінцева структура буде містити, щонайбільше, 0,3 95 цементиту, при цьому частки цементиту, у разі присутності таких, будуть характеризуватися середнім розміром, який не перевищує 50 нм. Дійсно, безперервний відпал призводить до утворення дуже маленької часткової концентрації цементиту, при цьому гарячекатана і відпалена листова сталь характеризується частковою концентрацією цементиту, яка становить щонайбільше 1 95. На додаток до цього, частки цементиту є дуже дрібними, при цьому середній розмір часток становить щонайбільше 150 нм. Тому цементит повністю або майже повністю розчиняється під час проведення подальшого відпалу при температурі другого відпалу.
Одержують листові сталі, які характеризуються границею текучості на розтяг У5, яка лежить в межах 1000-1300 МПа, границею міцності на розтяг Т5, яка лежить в межах 1200-1600 МПа, рівномірним відносним подовженням ШЕ, більшим або рівним 1095, повним відносним подовженням ТЕ, більшим або рівним 14 95, коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, який становить, щонайменше, 20 95, і сумою добутку границі текучості на розтяг УЗ і рівномірного відносного подовженням ШЕ (УЗ " СЕ), добутку границі міцності на розтяг Т5 і повним відносним подовженням ТЕ (Т5 " ТЕ) і добутку границі міцності на розтяг Т5 і коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, (5 х НЕК) 5" ЦЕ ї- Т5" ТЕ я Т5 " НЕК, яке становить, щонайменше, 56000
МПазбо. В загальному випадку добуток границі текучості на розтяг х на рівномірне відносне подовження (5 х ШОЕ) становить, щонайменше, 11000 МПаббо, а добуток границі міцності на розтяг х на повне відносне подовження (Т5х ТЕ) становить, щонайменше, 19000 МПабо.
Ще однією метою винаходу є зварну збірну конструкцію, яка включає першу листову сталь і другу листову сталь, зварені одну з одною з використанням контактного точкового зварювання
Зо опором. Перша листова сталь є холоднокатаною і термообробленою листовою сталлю, відповідною винаходу, а друга листова сталь може бути відповідною винаходу або характеризуватися іншою композицією. Зокрема перша і друга листові сталі можуть характеризуватися ідентичними композиціями або різними композиціями і ідентичними товщинами або різними товщинами.
Зварену збірну конструкцію виготовляють в результаті виробництва першої і другої листових сталей і контактного точкового зварювання опором першої і другої листових сталей.
Одержане з використанням зварних швів контактного точкового зварювання опором з'єднання першої листової сталі і другої листової сталі характеризується високим опором у випробуванні на поперечний розтяг, визначеним альфа-числом, яке становить, щонайменше, 50 даН/мм-, а переважно, щонайменше, 70 даН/мм-, особливо після проведення післязварювальної термообробки.
В цьому випадку альфа-число позначає максимальне навантаження у випробуванні на поперечну дію, поділену на діаметр зварного шва і його товщину. Це наведене навантаження для контактного точкового зварювання опором і виражене у даН/мм".
Приклади
Як приклади і порівняльні приклади були виготовлені листи, утворені з композицій сталей, відповідних таблиці І, при цьому рівні вмісту виражені у масових відсотках.
В цій таблиці "зал.» позначає присутність елемента лише в якості залишку і відсутність будь- якого навмисного додавання цього елемента.
Температури перетворення сталей Ае!1 і АеЗ вимірювалися з використанням дилатометрії і представлені в таблиці І.
В цій таблиці підкреслені значення не відповідають винаходу.
Таблиця І но То146)| 3,78 М,46| 0,79 | 2.25 | 0,187 (0,001 0,00910,004| зал. | зал. /0,058| зал. | зал. | 0,25 16501 900 2 0174| 3,8 П,52|0,757| 2,277 | 0,201 Ю,00150,013|0,008| зал. | зал. | 0,03 | зал. | зал. | 0.291650 900 4 (ол84| 3721121 0,791 1,991 0,2 Щ0,00110,0130,0036 зал. | зал. Г0,032| зал. (0,0006| 0,29 |640. 900
З |0145| 3,82 11,47 0,79 | 2,26 | зал. 10,0010,00910,005| зал. | зал. Г0,058| зал. | зал. | 0,35 1650. 900 ва Голав) 3,86 14810,02811,508. зал. 10,00110.009(0.0041 зал. | зал. | 0.06 | зал. | зал. | 039-640 780 но |0113| 4,75 10,5) 145 | 1,95 | зал. (0,001 |0,012|0,004| зал. | зал. | 0,03 | зал: | зал. | 0,32 | 600) 950
Сталі розливали так, щоб одержувати злитки. Злитки піддавали повторному нагріванню при температурі Теенеаз 1250 "С, гарячій прокатці при температурі більшій Аг3, для одержання гарячекатаної сталі і щавленню.
Після цього гарячекатані сталі піддавали змотуванню в рулон при температурі Тсої 450 С або 20 С, відпалу в камерній печі або безперервному відпалу при температурі першого відпалу
Тді протягом часу їд: для одержання, в такий спосіб, гарячекатаних і відпалених листових сталей.
Мікроструктурний аналіз проводився на зразках, взятих з гарячекатаних і відпалених листових сталей.
Після цього гарячекатані і відпалені листові сталі піддавали щавленню і холодній прокатці зі ступенем обтискання при холодній прокатці 5095 для одержання холоднокатаних листів товщиною 1,2 мм.
Холоднокатані листи піддавали повторному нагріванню до температури другого відпалу Тадг зі швидкістю нагрівання Мі-102С/с і витримуванню при температурі другого відпалу Тад2 протягом часу витримування їд».
Після цього холоднокатані листи піддавали загартуванню зі швидкістю охолодження
Ме-5 2С/б до температури загартування ОТ і витримуванню при температурі ОТ протягом часу їо-3 с.
Слідом за цим листи піддавали повторному нагріванню до температури перерозподілу Тр і витримуванню при температурі перерозподілу Тв протягом часу перерозподілу ігр, після цього безпосередньому охолодженню до кімнатної температури.
Умови обробки представлені в таблиці ІЇ.
В цій таблиці стовпець "Тип відпалу" вказує на проведення відпалу у камерній печі або безперервний відпал.
Таблиця ІЇ
ТесоїїЇ . Тді Ід Тд2 Те ЇР
ПА | 11 | 450 |Відпал вкамернійпечі | 600 |18000 840 | 100 | 255 | 130 | 400 | 220 в | 1 1450 |Відпал вкамернійпечі | 600 |18000 840 | 100 | 255 | 110| 400 | 220
МС 1 я | 450 |Відпал в камерній печі | 600 |18000 870 | 100 | 283 | 140 | 400 | 220
Мо | 1 | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |18000 870 | 100 | 283 | 120 | 400 | 220
МЕ | М | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |18000 900 | 200 | 337 | 215| 400 | 220 12гА | 12 | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |18000 810 | 200 | 230 | 110 | 400 | 220 2В | 12 | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |18000 840 | 100 | 285 | 140 | 400 | 220
ЗВ | ІЗ 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |21600 840 | 120 | 290 | 150 | 425 | 220
ІЗС 01 ІЗ | 20 |Безперервнийвідпал. | 700) 600 / 770 | 120 | 200 | 40 | 450 | 220 30 | ІЗ | 20 |Безперервнийвідпал. |700)| 600 / 830 | 120 | 280 | 130 | 450 | 220
МА | 14 | 450 |Відпалвкамернійпечі | 600 |18000 840 | 100 | 290 | 140 | 400 | 220
ВАТА | ВІ | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |21600 775 | 200 | 265 | 140| 400 | 220 нгА | В2 | 450 |Відпал в камерній печі | 600 |21600 775 | 200 | 270 | 140| 400 | 230 нав | вВ2 | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |21600 775 | 200 | 270 | 140| 400 | 230
ВЗА | ВЗ | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |21600 840 | 100 | 260 | 140 | 400 | 220
ЗВ | ВЗ | 450 |Відпал в камерній печі | 600 |21600 870 | 100 | 320 | 150| 400 | 220
ВЯА | ВА | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |21600 775 | 100 | 250 | 160 | 450 | 100 вав | ВА | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |21600 775 | 200 | 250 | 120 | 400 | 230
ВБА | В5 | 450 |Відпал вкамерній печі | 600 |21600 830 | 200 | 210 | 120 | 400 | 220 (| вьВ | вВ5 | 450 |Відпал в камерній печі | 600 |21600 860 | 200 | 260 | 150 | 400 | 220
В таблиці ІІ підкреслені значення, які не відповідають винаходу.
Мікроструктури гарячекатаних і відпалених листових сталей представлені в таблиці ПІ.
Таблиця ЇЇ нин и п: З ОО ПИ: ТО ОО оо ши т: з ПО: т З ПО ПИ ВО ПО Зо в 98111111111151 11111122 в 11117111111198111111111151 11111122 ши т З ПО: З ПО ПИ ВО ПО Зо
ВА111111111111198111111111151 11111122 нини жІиннннишши ши ши лишили пили вб111111111196111111111125 | 2 С 18В11111711111198111111111151 11111122 пи т: зр п: Тел ПО З ПОЛЯ ПО Ко ХО нини: ти и: з ПО Я ПО оо нини нишшни нишшишшшиши пиши пили 111Вев771777117117981111111111151 11111122 ни: ти Ши си По МОЯ ПО по них: ЗІ ПИ: З ПО ОО ПО оо нини ши ши сли Пи Кп ПО по нини: зи ПО: я ПО Я ОО оо нити ши си ПО КО ПО по пи: С: З п: З ПО ПИ ВО ПО ЗО
У таблиці ШІ Ру являє собою поверхневу часткову концентрацію аустеніту виражену в процентах, Бсє є поверхневою частковою концентрацію фериту виражену у процентах, і ба є середнім розміром феритних зерен вираженому у мікрометрах.
Мікроструктури холоднокатаних і термооброблених листових сталей аналізували в результаті досліджень з використанням сканувального електронного мікроскопа з автоемісійною гарматою ("АЕП-СЕМ") при збільшенні, більше 5000, у поєднанні з пристроєм дифракційного зворотного розсіювання електронів ("ДОРЕ") і просвічуваної електронною мікроскопією (ПЕМ).
Мікроструктури холоднокатаних і термооброблених листових сталей представлені в таблиці
ЇМ. В цій таблиці:
Еу позначає поверхневу часткову концентрацію залишкового аустеніту, виражену у часткових процентних концентраціях, ру являє собою середній розмір острівців залишкового аустеніту виражену в нм,
Еа позначає поверхневу часткову концентрацію фериту виражену у процентах,
Ба є середнім розміром феритного зерна вираженим в мкм,
Еа 7 Оса є добутком поверхневої часткової концентрації фериту вираженої у 95, і середнім розміром зерна фериту вираженим у мкм,
ЕМ є поверхневою частковою концентрацію свіжого мартенситу виражену у процентах,
РМ є поверхневою частковою концентрацію підданого перерозподілу мартенситу виражену у процентах, ас є поверхневою щільністю карбідів в мартенситі, які характеризуються площею поверхні, яка перевищує 10 х 60 нм2 і виражена у 106/мм-.
Таблиця ЇМ
МА 1 15 | 400 | 33 | 8 | 2664 | 6 | 46 | 0 в ' | 12 | 380 | 33 | 08 | 26,4. | з | 52 | 0 сої ло | 350 | 25 | 1 | 25 | 6 | 59 | 0 /
Мо 1 9 | 350 | 25 | 1 | 25 | 4 | 62 | 0
МЕ | 82 | 450 | 0 | внз | нз | 10 | 81,8 | 5 /
А 1725 | 450 | 44 | 06 | 26,4 | 2 | 29 | 0 2 1 18 | 350 | 32 | 08 | 25,6 | з | 47 | 0 ас 114 | 500 | 24 | 12 | 285,08 | 6 | 56 | 0 /
ЗА 1713 | 500 | 25 | 12 | 30 | 7 | 55 | 0 зв 1 15 | 400 | 23 | 06 | 13,8 | 5 | 57 | 0 3С 1125 | 250 | 42 | 05 | 21 | 2 | зі | 0 30 1 17 | 300 | 15 / 0,7 | 1065 | 2 | 66 | 0
МА | 16 | 400 | 28 | 17.2 | 33,6 | 2 | 54 | 0 / мВ | 17 | 500 | 30 / 2 | 60 | з | 50 | 0
ВАТА | 18 | 480 | 6 | 0,5 | з | 10 | 66 | 005 нгА 1 16 | 450 | щ-ХхмБ | 0,5 | 3,5 | 5 | 72 | 005 нав | 19 | 480 | -: | 0,5 | 3,5 | 10 | 64 | 005
ВАЗА | 13 | 700 | 35 | 3 | 105 | 8 | 44 | 0
ЗВ | 11 | 800 | 25 | 2,8 | 20 | 6 | 58 | 0
ВА | 15 | 500 | 6 | 0,5 | з | 12 | 67 | 005 вав | 15 | 450 | 6 | 05 | з | 7 | 72 | 005
ВАБА | 15 | 600 | 50 | 1 | 50 | 8 | 27 | 0 вв | 12 | 600 | 40 | 1,3 | 52 | 6 | 42 | 0 /
В цій таблиці підкреслені значення не відповідають винаходу. "нв" позначає "не визначене", а "нз" позначає "не застосовується".
На додаток до цього, визначали середній рівень вмісту Мп в залишковому аустеніті для прикладів від ІТА до 110 і від І2А до ІА. Всі наведені приклади характеризуються середнім рівнем вмісту Мп, більшим 1,1 х МпоБ.
Зо Часткова концентрація цементиту для цих прикладів від ІА до 110 ії від І2А до ІА не перевищує 2,5 95.
Також визначали механічні властивості холоднокатаних і термооброблених листових сталей. Особливо границя текучості на розтяг У5, границя міцності на розтяг Т5, рівномірне відносне подовження ЦЕ і повне відносне подовження ТЕ вимірювали відповідно з документом
ІБО 6892-1, опублікованим в жовтні 2009 року. Коефіцієнт збільшення отвору НЕК вимірювали відповідно до документа 5іапаага ІБО 16630:2009.
Механічні властивості представлені в таблиці У.
Таблиця М ув | т8 ув) тво) НЕВО|УвХОЄ| техтЕ | ТехНЕВ Ши (МПа) | (МПа) й й (95) |(МПабде)| (МПабдо) | (МПаббо) МПас
МЕ | 17126 | 1303 | 9.5 / 13.2 | н.в. | 10697 | 1719961 нв | нв о Ізс | 1098 | 1290 | 12.3 | 15.4 | н.в. (135054) 19866 | нв | нв
ВЗА | 734 | 1148 | 124 | 16.8 | н.в. | 9102 | 19286 | нв | нв вЗВ | 956 | 1160 | 72 / 16.5 | н.в. | 11472) 19140 | нв | нв (о вов | 960 | 1169 | 10.2 | 714 | 24 | 9792 | 16366 | 28056 | 54214
В цій таблиці підкреслені значення не відповідають винаходу. "нв" позначає "не визначене".
Приклади ІТА-110 і І2А-І4А одержували зі сталей, відповідних винаходу, і виробляли з використанням способу виготовлення, відповідного винаходу. Всі наведені приклади характеризуються границею текучості на розтяг 5, укладеними в межах 1000-1300 МПа, границею міцності на розтяг Т5, укладеними в межах 1200-1600 МПа, рівномірним відносним подовженням ШЕ, яка становить, щонайменше, 10 95, повним відносним подовженням ТЕ, згідно вимірюванню відповідно з документом ІЗБО 6892-1 становило, щонайменше, 14 95, коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, згідно вимірюванню відповідно з документом І5О 16630:2009 становлять, щонайменше, 20 95, і сумою 5" ШОЕ ж Т5 ТЕ я Т5 " НЕК, яка перевищує 56000
МпПабрб.
На противагу цьому, приклад І1Е, незважаючи на його одержання зі сталі, яка характеризується композицією, відповідної винаходу, піддавали другому відпалу при температурі другого відпалу, рівній Ае3. В результаті кінцева структура холоднокатаної і термообробленої листової сталі не містить фериту тобто, не досягаються цільові рівномірне і повне відносні подовження.
Приклад І4В також одержували зі сталі, яка характеризується композицією, відповідною винаходу, але піддавали відпалу в камерній печі при температурі 6802С. Як наслідок розмір феритних зерен гарячекатаної листової сталі після проведення відпалу в камерній печі перевищує 4 мкм. Тому холоднокатана і термооброблена листова сталь має структуру, в якій середній розмір феритного зерна перевищує 1,3 мкм, а добуток Ба " Юа поверхневої часткової концентрації фериту вираженої в 95 і середнього розміру фериту вираженим у нм, перевищує 35
Зо мкм. бо. В результаті границя текучості на розтяг для прикладу І4В не перевищує 1000 МПа.
На додаток до цього, приклади АКТА, К2В і К4А виробляли з сталей, що містять менш, ніж 0,3 96 АЇ і менш, ніж 0,1 95 Мо. Як наслідок температура АеЗ для цих сталей була надмірно низькою, що уможливлює проведення другого відпалу в температурному діапазоні, котрий сприяє збагаченню аустеніту за Мп, при одночасному утворенні структури при відпалі, яка містить 10-45 96 фериту їі 55-90 95 аустеніту. Тому навіть незважаючи на проведення для сталі відпалу при температурі другого відпалу Тдг2 7752С, тобто, меншої температури другого відпалу для прикладів, відповідних винаходу, структура містила більше 90 95 аустеніту і менше 10 95 фериту при відпалі тобто, кінцева структура містить менше, ніж 10 95 фериту.
На додаток до цього, температура другого відпалу Тадг2 7752С навіть не була достатньою для забезпечення значного дифундування Мп в аустеніт. Внаслідок наявності великої часткової концентрації аустеніту, утвореної при відпалі, і маленького дифундування Мп в цей аустеніт під час проведення другого відпалу аустеніт не був достатньо збагачений на Мп. В результаті кінцеві структури для прикладів КТА, К2В і К4А містили більше 8 95 свіжого мартенситу.
Внаслідок наявності надмірно маленької часткової концентрації фериту і надмірно великої часткової концентрації свіжого мартенситу границі текучості на розтяг У5 для прикладів КА,
К2В і К4А становили менше 1000 Мпа, а їх коефіцієнти збільшення отвору НЕК становили менше 20 95. На додаток до цього, повні відносні подовження ТЕ для прикладів КТА ії К4А не досягають 14 95.
Приклад К2А виробляли з використанням тих самих умов, що і приклад К2В, за винятком використання температури загартування, яка була меншою для прикладу К2А (1202), ніж для прикладу К2В (14022). Як наслідок приклад К2А містить більше підданого перерозподілу мартенситу і менше 8 95 свіжого мартенситу. Проте, часткова концентрація фериту залишається меншою, ніж 10 95 тобто, досягається коефіцієнт збільшення отвору НЕК, що не перевищує 20 95, і сума 5" ШОЕ - 5" ТЕ я Т5 " НЕК, становить менше, ніж 56000 МПабрб.
Приклади КЗА і КЗВ виробляли зі сталі, яка не містить Мо. Як наслідок розмір феритних зерен в кінцевій структурі перевищує 1,3 мкм, а границя міцності на розтяг не досягає 1200
МПа.
Приклад К4В виробляли зі сталі, яка містить менше, ніж 0,3 95 АЇ і менш, ніж 0,1 95 Мо. Як наслідок температура АеЗ цієї сталі була надмірно низькою, що уможливлює проведення другого відпалу в температурному діапазоні, котрий сприяє збагаченню аустеніту за Мп, при одночасному утворенні структури при відпалі, яка містить 10-45 95 фериту і 55-90 9о аустеніту.
Тому навіть незважаючи на проведення відпалу сталі при температурі другого відпалу
Тд2 7752, тобто, меншої температури другого відпалу для прикладів, відповідних винаходу, структура містила більше 90 95 аустеніту і менше 10 95 фериту при відпалі так, що кінцева структура містить менше 10 95 фериту.
Внаслідок наявності надмірно маленької часткової концентрації фериту коефіцієнт збільшення отвору НЕК для прикладу К4В не перевищує 20 95.
Приклади Е5А і К5В виробляли зі сталі, яка містить більше 1,0 95 АЇ і не містить Мо.
Приклад К5А піддавали відпалу при 8302С так, що кінцева структура містить більше 45 95 фериту. На додаток до цього, внаслідок відсутності Мо в сталі добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнього розміру зерна фериту перевищує 35 мкм. о. Як наслідок жодна з цільових властивостей не досягається.
Для К5В проводили відпал при більш високій температурі другого відпалу (860 С) так, що кінцева структура містить менше, ніж 45 95 фериту. Однак, добуток поверхневої часткової концентрацією фериту і середнього розміру зерна фериту залишається більшим 35 мкм. 95. Як наслідок не досягаються цільові границі міцності і текучості на розтяг, і сума 5" ЦЕ - 5 ТЕ Ж
Т5 7 НЕК залишається меншою 56000 МПабо.
Додатково до цього, автори оцінили зварюваність листових сталей, одержаних з використанням умов виготовлення, описаних вище.
Особливо стосовно деяких листових сталей проводили випробування на контактне точкове зварювання опором. Холоднокатані і термооброблені листові сталі, вироблені за різних умовах випробування, піддавали контактному точковому зварюванню опором з використанням зварювального зусилля 400 дан.
Проводили випробування на поперечний розтяг і визначали альфа-число.
В цьому випадку альфа-число позначає максимальне навантаження у випробуванні на поперечну дію, поділену на діаметр зварного шва і його товщину. Це наведене навантаження для контактного точкового зварювання опором і виражене у данН/мм-.
Параметри і результати представлені в таблиці МІ, де: - "Умова випробування" позначає холоднокатану і термооброблену листову сталь, стосовно 60 якої проводили випробування на контактне точкове зварювання опором,
- "альфа" позначає альфа-число, тобто, максимальне навантаження у випробуванні на поперечний вплив, поділене на діаметр зварного шва і товщину виражену у дан/мм-.
Таблиця МІ
Приклади І1В, І28, ІЗВ ії І4А одержували з сталей, які характеризуються композицією, відповідній винаходу, і виробляли з використанням умов виготовлення, відповідних винаходу.
Як наслідок зварні шви контактного точкового зварювання опором, вироблені з використанням контактного точкового зварювання опором для цих сталей, демонстрували високу тягучість, характеризуються альфа-числом, яке становить, щонайменше, 50 дан/мм: до проведення будь- якої після зварювальної термообробки.
Холоднокатані і термооброблені листові сталі, відповідні винаходу і виготовлені відповідно з винаходом, можуть бути використані при досягненні вигоди стосовно виготовлення конструктивних деталей або деталей для забезпечення безпеки транспортних засобів.

Claims (31)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатана і термооброблена листова сталь, одержана зі сталі, яка має наведений далі хімічний склад, мас. бо: о ло-с0,25, З, 5-Мп6,0, 0, Бевік2,0, 0, ЗхАс1,2, при цьому 5іжА/»0,8, 010-Мо-0,50, З-0,010, Р-О,020, М-0,008, решта - залізо і неминучі домішки, при цьому зазначена листова сталь має мікроструктуру, яка складається з (при вираженні у Зо поверхневих часткових концентраціях): від 10 до 45595 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який становить щонайбільше 1,3 мкм, причому добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнього розміру зерен фериту становить щонайбільше 35 мкм. 95, від 8 до 30 96 залишкового аустеніту, причому залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1:Мпо», де Мпоо позначає рівень вмісту Мп у листовій сталі, щонайбільше 8 95 свіжого мартенситу, щонайбільше 2,5 95 цементиту і підданого перерозподілу мартенситу.
2. Листова сталь за п. 1, в якій зазначена сталь додатково містить один або кілька елементів, вибраних з Ст, Ті, МБ, М і В, мас. 90: о О1кСс1,0, 0,010-Ті:0,080, 0,010-Мо-0,080, 0,01о-М0,30, 0,0005:8:0,004.
3. Листова сталь за п. 1 або 2, в якій залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмістом С, який становить щонайменше 0,4 95.
4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, в якій свіжий мартенсит і підданий перерозподілу мартенсит містять карбіди, причому поверхнева щільність карбідів, площа поверхні яких становить понад 10х60 нм, не перевищує 0,05-106/мм.
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, в якій залишковий аустеніт має форму острівців, причому острівці залишкового аустеніту характеризуються середнім розміром, який не перевищує 500 нм.
б. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій мікроструктура містить найбільше 0,3 95 цементиту, при цьому частки цементиту, у разі присутності таких, характеризуються середнім розміром, який не перевищує 50 нм.
7. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-6, яка характеризується границею текучості на розтяг У5, що знаходиться в межах між 1000 та 1300 МПа, границею міцності на розтяг Т5, що знаходиться в межах між 1200 та 1600 МПа, рівномірним відносним подовженням ШОЕ, яке становить щонайменше 10 95, повним відносним подовженням ТЕ, яке згідно з вимірюванням відповідно до стандарту ІЗО 6892-1 становить щонайменше 14 95, коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, згідно з вимірюванням відповідно до стандарту ІЗО 16630:2009, який становить щонайменше 20 95, і сумою добутку границі текучості на розтяг У5 і рівномірного відносного подовження ОЕ (У5:ШЕ), добутку границі міцності на розтяг Т5 і повного відносного подовження ТЕ (Т5-ТЕ) і добутку границі міцності на розтяг Т5 і коефіцієнта збільшення отвору НЕК (Т5-НЕК) У5:0Е-Т5-ТЕТ5- НЕК, який становить щонайменше 56000 МПабб.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, на яку нанесене покриття з 7п або сплаву 2п.
9. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, на яку нанесене покриття з АЇ або сплаву АЇ.
10. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-9, в якій сталь характеризується вуглецевим еквівалентом Сед, який не перевищує 0,4 95, при цьому вуглецевий еквівалент визначають як Сед-С--5ідв/55--СтУв/20--Мпов/19-АЇ95/182,2-Роб-3,24. 8965-01 33Мпос: Моб.
11. Зварне з'єднання, одержане контактним точковим зварюванням опором щонайменше двох листових сталей, в якому щонайменше одна зі зазначених двох листових сталей є холоднокатаною і термообробленою листовою сталлю за будь-яким з пп. 1-10.
12. Зварне з'єднання за п. 11, в якому альфа-число до проведення будь-якої після зварювальної термообробки становить щонайменше 50 дан/мм-. Зо
13. Зварне з'єднання за п. 11 або 12, в якому альфа-число становить щонайменше 70 дан/мм-.
14. Спосіб виготовлення холоднокатаної і термообробленої листової сталі, який включає такі послідовні стадії: розливання сталі з одержанням сляба, при цьому сталь має наступний хімічний склад, мас. бо: о ло-с0,25, 35 З, 5-Мп6,0, 0, Бевік2,0, 0, ЗхАс1,2, причому 5іжА1/»0,8, 010-Мо-0,50, 40 З-0,010, Р-О,020, М-0,008, решта - залізо і неминучі домішки, нагрівання сляба до температури Тенеа, яка становить 1150-1300 "С, 45 гарячу прокатку нагрітого сляба при температурі, більшій ніж Аг3, для одержання гарячекатаної листової сталі, змотування в рулон гарячекатаної листової сталі при температурі змотування в рулон Т'-ої, ЩО знаходиться в межах між 20 та 600 "С, відпал гарячекатаної листової сталі при температурі першого відпалу Тдлі, що знаходиться в 50 межах від 500 "С до Тдітах, Причому Тадтітах Є температурою, при якій при нагріванні утворюється щонайбільше 30 95 аустеніту, при цьому гарячекатану листову сталь витримують при зазначеній температурі першого відпалу Талі протягом часу її, знаходиться в межах 3-50000 с, для одержання гарячекатаної і відпаленої листової сталі, холодну прокатку гарячекатаної і відпаленої листової сталі для одержання холоднокатаної 55 листової сталі, повторне нагрівання холоднокатаної листової сталі до температури другого відпалу Тдг, ЩО знаходиться в межах від Аеї до АеЗ, і витримування холоднокатаної листової сталі при температурі другого відпалу Таг2 протягом часу витримки їА, який знаходиться в межах діапазону та 500 с, для одержання при відпалі мікроструктури, яка містить 55-90 9о аустеніту і від 10 до 60 45 95 фериту,
загартування холоднокатаної листової сталі зі швидкістю охолодження Мс, що знаходиться в межах від 1 до 100 "С/с, до температури загартування ОТ, що знаходиться в межах між 20 "С і М5-50 С, повторне нагрівання холоднокатаної листової сталі до температури перерозподілу Те, що знаходиться в межах 350 та 500 "С, і витримування холоднокатаної листової сталі при зазначеній температурі перерозподілу Тв протягом часу перерозподілу ір, який знаходиться в межах 3-1000 с, охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури для одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі.
15. Спосіб за п. 14, в якому зазначена сталь додатково містить один або кілька елементів, вибраних з Ст, Ті, МБ, М і В, мас. 9б: о О1кСс1,0, 0,010-Ті:0,080, 0,010-М6-:0,080, 0,01о-М0,30, 0,0005:8:0,004.
16. Спосіб за п. 14 або 15, в якому гарячекатана і відпалена листова сталь має структуру, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше 67 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, щонайбільше 30 95 залишкового аустеніту, щонайбільше 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше З 95 цементиту.
17. Спосіб за будь-яким з пп. 14-16, в якому холоднокатана і термооброблена листова сталь має мікроструктуру, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): від 10 до 45595 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який становить щонайбільше 1,3 мкм, при цьому добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнього розміру зерен фериту становить щонайбільше 35 мкм. 95, від 8 до 3095 залишкового аустеніту, причому зазначений залишковий аустеніт Зо характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1-Мп9», при цьому Мпоо позначає рівень вмісту Мп в сталі, найбільше 8 95 свіжого мартенситу, щонайбільше 2,5 95 цементиту і підданого перерозподілу мартенситу.
18. Спосіб за п. 17, в якому залишковий аустеніт характеризується середнім рівнем вмісту С, який становить щонайменше 0,4 95.
19. Спосіб за будь-яким з пп. 14-18, в якому відпал гарячекатаної листової сталі є відпалом в камерній печі, при цьому температура першого відпалу Талі знаходиться в межах 500 та 670 С, причому гарячекатану листову сталь витримують при зазначеній температурі першого відпалу Ти: протягом часу, який знаходиться в межах між 1000 та 50000 с.
20. Спосіб за п. 19, в якому гарячекатана і відпалена листова сталь має мікроструктуру, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше 75 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, щонайбільше 10 95 залишкового аустеніту, щонайбільше 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше З 95 цементиту, при цьому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, що перевищує 1,5-Мп9», причому Мпо» позначає рівень вмісту Мп в сталі.
21. Спосіб за будь-яким з пп. 14-18, в якому відпал гарячекатаної листової сталі є безперервним відпалом, при цьому температура першого відпалу Тді знаходиться в межах між 650 2С і максимальною температурою безперервного відпалу Тісдлтах, яка є температурою, при якій при нагріванні одержують 30 95 аустеніту, причому гарячекатану листову сталь витримують при зазначеній температурі першого відпалу Тулі протягом часу, який знаходиться в межах між З та 500 с.
22. Спосіб за п. 21, в якому гарячекатана і відпалена листова сталь має структуру, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): щонайменше 67 95 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який не перевищує 4 мкм, бо щонайбільше 30 95 залишкового аустеніту,
щонайбільше 2 95 свіжого мартенситу і щонайбільше 1 95 цементиту, при цьому частки цементиту, у разі присутності таких, мають середній розмір, який не перевищує 150 нм.
23. Спосіб за п. 21 або 22, в якому холоднокатана і термооброблена листова сталь має мікроструктуроу, яка складається з (при вираженні у поверхневих часткових концентраціях): від 10 до 45595 фериту, який характеризується середнім розміром зерен, який становить щонайбільше 1,3 мкм, при цьому добуток поверхневої часткової концентрації фериту і середнього розміру зерна фериту становить щонайбільше 35 мкм. 95, від 8 до 3095 залишкового аустеніту, причому зазначений залишковий аустеніт характеризується рівнем вмісту Мп, який перевищує 1,1-Мп9», при цьому Мпоо позначає рівень вмісту Мп в сталі, найбільше 8 95 свіжого мартенситу, щонайбільше 0,3 95 цементиту, причому частинки цементиту, у разі присутності таких, мають середній розмір, який не перевищує 50 нм, і підданого перерозподілу мартенситу.
24 Спосіб за будь-яким з пп. 14-23, в якому між витримуванням при температурі перерозподілу Те і охолодженням до кімнатної температури на холоднокатану листову сталь наносять покриття в результаті занурення у ванну з розплавом.
25. Спосіб за будь-яким з пп. 14-23, в якому після проведення витримування холоднокатаного листа при температурі перерозподілу Те холоднокатану листову сталь безпосередньо охолоджують до кімнатної температури.
26. Спосіб за п. 25, в якому після проведення стадії охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури на холоднокатану і термооброблену листову сталь наносять покриття з використанням електрохімічного способу або в результаті здійснення технологічного процесу нанесення покриття виробу у вакуумі.
27. Спосіб за п. 24 або 26, в якому на холоднокатану і термооброблену листову сталь наносять покриття з 2п або сплаву 2п.
28. Спосіб за п. 24 або 26, в якому на холоднокатану і термооброблену листову сталь наносять покриття з АЇ або сплаву АЇ. Зо
29. Спосіб за будь-яким з пп. 14-28, в якому сталь характеризується вуглецевим еквівалентом Сед, який не перевищує 0,495, при цьому вуглецевий еквівалент визначають як Сед-С--5ідв/55--СтУв/20--Мпов/19-АЇ95/182,2-Роб-3,24. 8965-01 33Мпос: Моб.
30. Спосіб одержання зварного з'єднання, одержаного контактним точковим зварюванням щонайменше двох листових сталей, який включає: забезпечення наявності холоднокатаної і термообробленої листової сталі за будь-яким з пп. 1- 10 або холоднокатаної і термообробленої листової сталі, одержаної способом за будь-яким з пп. 14-29, забезпечення наявності другої листової сталі, контактне точкове зварювання зазначеної холоднокатаної і термообробленої листової сталі і зазначеної другої листової сталі.
31. Спосіб за п. 30, в якому другою листовою сталлю є холоднокатана і термооброблена листова сталь за будь-яким з пп. 1-10 або холоднокатана і термооброблена листова сталь, одержана способом за будь-яким з пп. 14-29.
UAA202003658A 2017-12-19 2018-12-18 Високоміцна та високодеформівна листова сталь і спосіб її виготовлення UA125158C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/058122 WO2019122961A1 (en) 2017-12-19 2017-12-19 High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
PCT/IB2018/060247 WO2019123245A1 (en) 2017-12-19 2018-12-18 High strength and high formability steel sheet and manufacturing method

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA125158C2 true UA125158C2 (uk) 2022-01-19

Family

ID=60972275

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202003658A UA125158C2 (uk) 2017-12-19 2018-12-18 Високоміцна та високодеформівна листова сталь і спосіб її виготовлення

Country Status (16)

Country Link
US (2) US11920208B2 (uk)
EP (2) EP4219782A1 (uk)
JP (1) JP7154298B2 (uk)
KR (1) KR102384100B1 (uk)
CN (1) CN111492077B (uk)
CA (1) CA3085669C (uk)
ES (1) ES2949979T3 (uk)
FI (1) FI3728670T3 (uk)
HU (1) HUE062069T2 (uk)
MA (1) MA51296B1 (uk)
MX (1) MX2020006342A (uk)
PL (1) PL3728670T3 (uk)
RU (1) RU2746997C1 (uk)
UA (1) UA125158C2 (uk)
WO (2) WO2019122961A1 (uk)
ZA (1) ZA202003532B (uk)

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019111028A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
WO2021123889A1 (en) 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2021123888A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
KR102350536B1 (ko) * 2020-04-01 2022-01-17 (주)삼양컴텍 고경도 방탄 강판의 제조방법
WO2022018500A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and double annealed steel sheet
WO2022018497A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018504A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018498A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018499A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018502A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018503A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
CN112359290B (zh) * 2020-10-30 2022-03-01 东北大学 一种低屈强比2000MPa级超高强度钢及其制备方法
SE545209C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
CN112962021B (zh) * 2021-01-25 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 激光拼焊后用于整体热冲压成形的强塑钢板及生产方法
CN114134424B (zh) * 2021-12-03 2023-05-02 中国科学院合肥物质科学研究院 一种超高屈服强度中锰合金钢及其制备方法
CN114351055A (zh) * 2022-01-12 2022-04-15 马鞍山钢铁股份有限公司 一种280MPa级冷轧焊管钢及其生产方法
WO2023170245A1 (en) * 2022-03-10 2023-09-14 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel sheet with excellent hole expandability and method of producing the same
CN115198072B (zh) * 2022-06-13 2024-09-10 首钢集团有限公司 一种具有良好成形性高碳冷轧板及其制备方法
CN117887932B (zh) * 2024-01-30 2024-08-13 桂林理工大学 一种提高C-Mn-Si系双相钢综合力学性能的热处理工艺及热处理双相钢

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101601566B1 (ko) * 2011-07-29 2016-03-08 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
US9896751B2 (en) 2011-07-29 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet excellent in shapeability and methods of production of same
JP5440672B2 (ja) * 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2015001367A1 (en) 2013-07-04 2015-01-08 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Cold rolled steel sheet, method of manufacturing and vehicle
WO2015011510A1 (en) 2013-07-25 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Spot welded joint using high strength and high forming and its production method
WO2016001699A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained
CN107109571B (zh) * 2015-01-15 2018-12-04 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN104928568B (zh) 2015-06-30 2017-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种铁素体低密度高强钢及其制造方法
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
WO2017109538A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
US11414720B2 (en) * 2016-01-29 2022-08-16 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet for warm working and method for manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
CA3085669C (en) 2021-12-28
CN111492077A (zh) 2020-08-04
FI3728670T3 (fi) 2023-07-04
JP7154298B2 (ja) 2022-10-17
US20210087646A1 (en) 2021-03-25
ES2949979T3 (es) 2023-10-04
US11920208B2 (en) 2024-03-05
EP4219782A1 (en) 2023-08-02
MA51296A (fr) 2021-03-31
MX2020006342A (es) 2020-09-03
BR112020010018A2 (pt) 2020-11-03
US20230416864A1 (en) 2023-12-28
KR102384100B1 (ko) 2022-04-11
WO2019123245A1 (en) 2019-06-27
JP2021507994A (ja) 2021-02-25
CN111492077B (zh) 2022-03-15
PL3728670T3 (pl) 2023-08-21
EP3728670B1 (en) 2023-06-07
ZA202003532B (en) 2021-07-28
EP3728670A1 (en) 2020-10-28
WO2019122961A1 (en) 2019-06-27
MA51296B1 (fr) 2023-06-28
HUE062069T2 (hu) 2023-09-28
RU2746997C1 (ru) 2021-04-23
KR20200084037A (ko) 2020-07-09
CA3085669A1 (en) 2019-06-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA125158C2 (uk) Високоміцна та високодеформівна листова сталь і спосіб її виготовлення
US11578381B2 (en) Production method for high-strength steel sheet
CA2805834C (en) High-strength cold rolled sheet having excellent formability and crashworthiness and method for manufacturing the same
EP2762582B1 (en) High-strength galvannealed steel sheet of high bake hardenability, high-strength alloyed galvannealed steel sheet, and method for manufacturing same
EP2823905B2 (en) Warm press forming method and automobile frame component
KR101913530B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
EP3517643A1 (en) Steel plate
KR20190039424A (ko) 고강도 및 고성형성의 냉간 압연 및 열 처리된 강판 및 제조 방법
EP3366797A1 (en) Hot press member and method for producing same
EP3221476A1 (en) Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
EP3508601B1 (en) High-strength steel plate and production method thereof
KR101913529B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20180126564A (ko) 용융 아연 도금 강판
UA125547C2 (uk) Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення
WO2021124136A1 (en) Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2023032225A1 (ja) 熱延鋼板