UA125547C2 - Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення - Google Patents

Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA125547C2
UA125547C2 UAA202004044A UAA202004044A UA125547C2 UA 125547 C2 UA125547 C2 UA 125547C2 UA A202004044 A UAA202004044 A UA A202004044A UA A202004044 A UAA202004044 A UA A202004044A UA 125547 C2 UA125547 C2 UA 125547C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
rolled
cold
heat
treated steel
Prior art date
Application number
UAA202004044A
Other languages
English (en)
Inventor
Канйін Чжу
Канйин ЧЖУ
Астрід Перлад
Астрид Перлад
Коралі Цзун
Корали ЦЗУН
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 UA125547C2 publication Critical patent/UA125547C2/uk

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • B23K20/00—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating
    • B23K20/12—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding
    • B23K20/122—Non-electric welding by applying impact or other pressure, with or without the application of heat, e.g. cladding or plating the heat being generated by friction; Friction welding using a non-consumable tool, e.g. friction stir welding
    • B23K20/1265—Non-butt welded joints, e.g. overlap-joints, T-joints or spot welds
    • 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
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

Винахід стосується холоднокатаного і термообробленого сталевого листа, одержаного зі сталі, який характеризується композицією, яка містить, у масових відсотках: С 0,03-0,25 %, Mn 3,5-8 %, Si 0,1-2,0 %, Al 0,03-2,0 %, Ti <0,080 %, Nb 00,080 %, V <0,2 %, V+Ti+Nb >0,01 %, S <0,010 %, P <0,020 %, N <0,008 % і необов'язково містить один або кілька таких елементів, у масових відсотках: Mo: 0,1-0,5 %, Cr: 0,01-1 %, B: 0,0005-0,004 %, решта є залізом і неминучими домішками, одержаними в результаті плавки, причому зазначений холоднокатаний сталевий лист має мікроструктуру, яка складається з (у частках поверхні): від 10 до 30 % залишкового аустеніту, при цьому зазначений залишковий аустеніт присутній у вигляді плівок, які характеризуються аспектним відношенням щонайменше 3, і у вигляді мартенситно-аустенітних острівців, при цьому менше 8 % таких мартенситно-аустенітних острівців мають розмір, більший 0,5 мкм, щонайбільше 10 % свіжого мартенситу і регенерованого мартенситу, який містить виділення одного елемента з ніобію, титану і ванадію. Винахід також стосується способу його виготовлення.

Description

домішками, одержаними в результаті плавки, причому зазначений холоднокатаний сталевий лист має мікроструктуру, яка складається з (у частках поверхні): від 10 до 30 95 залишкового аустеніту, при цьому зазначений залишковий аустеніт присутній у вигляді плівок, які характеризуються аспектним відношенням щонайменше 3, і у вигляді мартенситно-аустенітних острівців, при цьому менше 8595 таких мартенситно-аустенітних острівців мають розмір, більший 0,5 мкм, щонайбільше 10 95 свіжого мартенситу і регенерованого мартенситу, який містить виділення одного елемента з ніобію, титану і ванадію.
Винахід також стосується способу його виготовлення.
Винахід стосується високоміцного сталевого листа, який характеризується високими пластичністю і деформовністю і способу одержання такого сталевого листа.
Як це відомо, для виготовлення різних видів продукції, таких як-от деталі елементів кузова і панелей кузова механічних транспортних засобів, використовують листи, виготовлені з ОР (двофазних) сталей або ТРІР (з пластичністю, наведеною перетворенням) сталей.
Для зменшення маси автомобіля і для покращення коефіцієнта корисної дії за паливом з урахуванням глобального збереження навколишнього середовища бажано мати листи, які характеризуються покращеними границями текучості і міцності на розтяг. Але такі листи також повинні характеризуватися хорошою пластичністю і хорошою деформовністю, а, кажучи більш конкретно, хорошою придатністю до відбортовування внутрішніх крайок.
Тому призначення винаходу полягає в пропозиції сталевого листа, який досягає границі текучості на розтяг, яка становить, щонайменше, 700 Мпа, границі міцності на розрив, що становить щонайменше, 900 МПа, рівномірного відносного подовження, що становить щонайменше 12 9б5, і коефіцієнта збільшення отвору, який становить щонайменше 20 95.
Досягнення мети винаходу домагаються в результаті пропозиції сталевого листа, відповідного пункту 1 формули винаходу. Сталевий лист також може включати характеристики будь-якого з пунктів від 2 до 12 формули винаходу. Досягнення ще однієї мети домагаються в результаті пропозиції способу, відповідного пункту 13 формули винаходу, спосіб також може включати характеристики будь-якого з пунктів від 14 до 15 формули винаходу. Досягнення ще однієї мети домагаються в результаті пропозиції точкового зварного з'єднання і відповідного пунктам 16 або 17 формули винаходу.
Далі винахід буде описаний детально і проілюстрований з використанням необмежувальних прикладів.
Нижче в цьому винаході Ае1 позначає рівноважну температуру перетворення, нижче якої аустеніт є повністю нестабільним, АеЗ3 позначає рівноважну температуру перетворення, вище якої аустеніт є повністю стабільним, Аг3 позначає температуру, аж до якої мікроструктура залишається повністю аустенітною при охолодженні, ТО позначає температуру, вище якої цементит стає розчиненим при нагріванні, а М5 позначає температуру початку мартенситного перетворення, тобто, температуру, при якій при охолодженні аустеніт починає перетворюватися
Зо на мартенсит.
Всі рівні процентного вмісту для композицій наведені у масових відсотках (мас. 95), якщо тільки не буде вказуватися на інше.
Композиція сталі, відповідної винаходу, містить у масових відсотках: 00396 «х С ох 0,25 96 для забезпечення задовільної міцності і покращення стабільності залишкового аустеніту, що необхідно для одержання достатнього відносного подовження.
Переважно вміст вуглецю більше або дорівнює 0,1 95. У разі надмірно високого вмісту вуглецю гарячекатаний лист буде занадто твердим для холодної прокатки, а зварюваність буде недостатньою. У разі вмісту вуглецю, що становить менш, ніж 0,03 96, границя міцності на розтяг не досягне цільових значень. 3,596 - Мп ох 895 для забезпечення задовільної міцності і досягнення стабілізації щонайменше частини аустеніту для одержання достатнього відносного подовження. Нижче 3,590 кінцева структура характеризується недостатньою часткою залишкового аустеніту і недостатнім рівнем вмісту Мп у залишковому аустеніті в результаті чого не досягається бажана комбінація пластичності і міцності. Максимум визначають виходячи з проблем, пов'язаних з ліквацією, які є шкідливими для пластичності. Переважно вміст марганцю є більшим або рівним 3,7 Ув. 01 ок 5Біх2,0965і 0,03 90 « АЇ « 2,0 95. 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 у кількості, що становить, щонайменше, 0,1 95, сприяє стабілізації достатньої кількості залишкового аустеніту. Зі, крім того, забезпечує одержання твердо-розчинного зміцнення і уповільнює утворення карбідів під час проходження перерозподілу вуглецю з мартенситу в аустеніт, який відбувається в результаті стадії безпосереднього повторного нагрівання і витримування, які проводяться після проходження часткового мартенситного перетворення. При надмірно високому вмісті на поверхні утворюються оксиди кремнію, що погіршує придатність сталі до нанесення покриття. Тому вміст зі не перевищує 2,0 95.
Алюміній є елементом, який 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 сталі Ае1ї і Ае3. Тобто, внаслідок додавання щонайменше бо 0,03 95 АІ міжкритичний домен (тобто, між Ае1 і Ае3) знаходиться в температурному діапазоні,
який сприяє перерозподілу Мп в аустеніті відповідно більш докладному опису винаходу, представленому нижче. Вміст АЇ становить не більше ніж 2,0 95, переважно не більше ніж 1,2 95, для того щоб уникнути появи включень, виникнення проблем, пов'язаних з окисленням, і забезпечити зміцнюваність матеріалу.
Сталь, відповідна винаходу, повинна містити щонайменше один елемент, який обирається з числа ніобію, титану і ванадію, при мінімальному об'єднаному рівні вмісту, який становить щонайменше 0,01 95. Таке додавання уможливить зміцнення регенерованого мартенситу в результаті накладення обмежень на зростання мартенситних рейок в результаті утворення виділень.
МО « 0,080 95 може бути доданий для подрібнення аустенітних зерен під час проведення гарячої прокатки і для одержання дисперсійного зміцнення. В одному переважному варіанті здійснення мінімальна кількість доданого ніобію становить 0,010 95. Додавання більше 0,080 95 не забезпечує одержання границі текучості на розтяг, відносного подовження і коефіцієнта збільшення отвору на бажаному рівні.
Ті х 0,080 95 може бути доданий для одержання дисперсійного зміцнення. В одному переважному варіанті здійснення мінімальна кількість доданого титану становить 0,010 95.
Однак, при його кількості, яка перевищує 0,080 95, не забезпечується одержання границі текучості на розтяг, відносного подовження і коефіцієнта збільшення отвору на бажаному рівні.
М ох 0,295 може бути доданий для одержання дисперсійного зміцнення. В одному переважному варіанті здійснення мінімальна кількість доданого ванадію становить 0,010 95.
Однак, при його кількості, яка перевищує 0,2 95, не забезпечується одержання границі текучості на розтяг, відносного подовження і коефіцієнта збільшення отвору на бажаному рівні.
Інша частина композиції сталі є залізом і домішками, які являють собою результат плавки. В цьому відношенні Мі, Си, 5, Р Її М щонайменше розглядаються як залишкові елементи, які являють собою неминучі домішки. Тому рівні їх вмісту становлять менше, ніж 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.
До композиції сталі, відповідної винаходу, необов'язково можуть бути додані деякі елементи: 0195 «х Мо «х 0,5 95. Молібден збільшує прогартованість, стабілізує залишковий аустеніт, зменшуючи, в такий спосіб, розкладання аустеніту під час перерозподілу і зменшує осьову
Зо ліквацію, яка може являти собою результат високого вмісту марганцю, і є шкідливою для коефіцієнта збільшення отвору. Крім того, Мо сприяє подрібненню структури. Вище 0,5 95 додавання Мо є дорогим і неефективним з урахуванням властивостей, одержання яких домагаються. 00195 «х Стос 195 для затримування розчинення карбідів і стабілізації залишкового аустеніту. Допускається максимум 1 90 хрому, вище відзначається ефект насичення, і додавання хрому є як марним, так і дорогим. 0,0005 Фо « В « 0,004 95 для збільшення загартованості сталі.
Переважно композиція сталі є такою, що сталь характеризується вуглецевим еквівалентом
Сед, меншим або рівним 0,4 95, при цьому вуглецевий еквівалент визначають у вигляді Сед-:Со9ю я- Зідв/55--СтУв/20--Мпов/19 - АІдв/18-42,2 и Роб - 3,247 Во - 0,133 " Мпоь " Моб.
Далі буде описана мікроструктура холоднокатаного і термообробленого сталевого листа, відповідного винаходу.
Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист має структуру, виражену у частках поверхні, яка складається з: від 1095 до 3095 залишкового аустеніту, при цьому зазначений залишковий аустеніт присутній у вигляді плівок, які характеризуються аспектним відношенням, яке становить щонайменше 3, і у вигляді мартенситно-аустенітних острівців (так званих острівців МА), причому менш, ніж 8 95 таких острівців МА мають розмір, який перевищує 0,5 мкм, щонайбільше, 10 95 свіжого мартенситу, і регенерованого мартенситу, який містить виділення щонайменше одного елемента, обраного з числа ніобію, титану і ванадію.
Частки поверхні і аспектне відношення визначають з використанням наступного методу: зразок відрізують від холоднокатаного і термообробленого сталевого листа, полірують і декапірують з використанням відомого реагенту, щоб виявити мікроструктуру. 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 5000х, у поєднанні з пристроєм дифракційного зворотного розсіювання електронів (ДЗРЕ") ї з просвічуваної електронної мікроскопії (ПЕМ).
Мікроструктура холоднокатаного і термообробленого сталевого листа містить щонайменше 10 95 аустеніту, який при кімнатній температурі є залишковим аустенітом. У разі якщо частка поверхні становить щонайменше 10 95, залишковий аустеніт дає свій внесок у збільшення пластичності. Вище 30 95 необхідний рівень коефіцієнта збільшення отвору НЕК, відповідного документу ІБО 16630:2009 становить менше 20 95.
Залишковий аустеніт присутній у вигляді плівок, які характеризуються аспектним відношенням, яке становить, щонайменше 3, і у вигляді острівців МА (мартенситно-аустенітних), причому менш ніж 8 95 таких острівців МА мають розмір, який перевищує 0,5 мкм.
Для одержання необхідного рівня коефіцієнта збільшення отвору НЕК, відповідного документу ІБО 16630:2009 повинні бути додержані конкретне мінімальне значення аспектного відношення для плівок залишкового аустеніту і максимальний рівень процентного вмісту острівців МА, які мають розмір, який перевищує 0,5 мкм.
В одному переважному варіанті здійснення холоднокатаний і термооброблений сталевий лист, відповідний винаходу, є таким, що відношення між поверхневими частками острівців МА, що мають розмір більш ніж 0,5 мкм, і аустенітною плівкою не перевищувало б 1,0 або більш переважно 0,5.
У ще одному переважному варіанті здійснення холоднокатаний і термооброблений сталевий лист, відповідний винаходу, є таким, що менше, ніж 5 95 таких острівців МА мали б розмір, який перевищу 0,5 мкм.
У ще одному переважному варіанті здійснення холоднокатаний і термооброблений сталевий лист, відповідний винаходу, є таким, що частка поверхні аустенітних плівок, яка характеризуються аспектним відношенням, що перевищує 3, становила б щонайменше 5 95.
Мікроструктура холоднокатаного і термообробленого сталевого листа містить щонайбільше, 10 95 свіжого мартенситу. Дійсно, поверхнева частка свіжого мартенситу, яка перевищує 10 9бо, приводила б до одержання коефіцієнта збільшення отвору НЕК, який становить відповідно до документа ІЗБО 16630:2009 менше ніж 20 95.
У ще одному переважному варіанті здійснення холоднокатаний і термооброблений сталевий лист, відповідний винаходу, є таким, що частка поверхні свіжого мартенситу становить менше 5 ор.
Зо Мікроструктура холоднокатаного і термообробленого сталевого листа містить регенерований мартенсит, який включає виділення щонайменше одного елемента, обраного з числа ніобію, титану і ванадію. У разі відсутності таких виділень марка сталі не може досягати мінімального значення границі міцності на розрив, яка є метою винаходу.
Регенерований мартенсит можна відрізнити від свіжого мартенситу на поперечному перерізі, підданому поліруванню і декапіруванню з використанням відомого самого по собі реагенту, наприклад, реагенту ніталя, при спостереженні з використанням сканувальної електронної мікроскопії (СЕМ) і дифракції зворотно розсіяних електронів (ДЗРЕ).
Сталевий лист, відповідний винаходу, може бути виготовлений з використанням будь-якого належного способу виготовлення, і фахівці у відповідній галузі техніки можуть визначити цей спосіб. Однак, переважним є використання способу, відповідного винаходу, який включає наступні стадії:
Гарячекатана сталь, що має товщину в діапазоні, наприклад, від 1,8 до 6 мм, може бути одержана в результаті виливання сталі, яка характеризується композицією, яка відповідна вищезгаданій, з одержанням сляба, повторного нагрівання сляба при температурі Трповторне нагрівання, В Діапазоні між 1150 С і 1300 "С, і гарячої прокатки повторно нагрітого сляба, при цьому температура чистової прокатки, яка є більшою, ніж Аг3, для одержання гарячекатаної сталі.
Температура чистової прокатки переважно становить щонайбільше 1000 "С щоб уникнути укрупнення аустенітних зерен.
Після цього гарячекатану сталь охолоджують зі швидкістю охолодження, наприклад, в діапазоні між 1 "С/с і 120 "С/с, і змотують в рулон при температурі Т змотування в рулон, В ДІапазоні між 20"С1600 с.
Після проведення змотування в рулон лист піддають травленню.
Після цього гарячекатаний сталевий лист піддають відпалу для покращення прогартованості при холодній прокатці і в'язкості гарячекатаного сталевого листа і одержання гарячекатаного і відпаленого сталевого листа, який є відповідним для використання у виробництві холоднокатаного і термообробленого сталевого листа, який володіє високими механічними властивостями, зокрема, високою міцністю і високою пластичністю.
В одному переважному варіанті здійснення відпал гарячекатаного сталевого листа, є відпалом в камерній печі, проведеним при температурі в діапазоні між 500 "С і 680 "С, протягом 1000-50000 с.
Після цього гарячекатаний і відпалений сталевий лист необов'язково піддають травленню.
Слідом за цим гарячекатаний і відпалений сталевий лист піддають холодній прокатці для одержання холоднокатаного сталевого листа, який має товщину, яка може перебувати в діапазоні, наприклад, між 0,7 мм і З мм або більш переважно в діапазоні від 0,8 мм до 2 мм.
Ступінь обтискання при холодній прокатці переважно знаходиться в межах між 20 95 і 80 Об.
Величина нижче 2095 не сприяє рекристалізації під час проведення подальшої термічної обробки, що може погіршити пластичність холоднокатаного і термообробленого сталевого листа. Вище 80 95 існує ризик розтріскування крайок під час проведення холодної прокатки.
Після цього холоднокатаний сталевий лист піддають термообробці в технологічній лінії безперервного відпалу.
Термообробка включає стадії: повторного нагрівання холоднокатаного сталевого листа до температури першого відпалу, яка перевищує 860"С, і витримування холоднокатаного сталевого листа при згаданій температурі відпалу протягом часу витримування в діапазоні 30-600с, так, щоб одержати при відпалі повністю аустенітну структуру.
Швидкість повторного нагрівання до температури першого відпалу переважно лежить в діапазоні між 1 "С/с і 200 "С/с. загартування холоднокатаного сталевого листа зі швидкістю охолодження в діапазоні між 0,5"С/с і 200 С/сб, до температури загартування в діапазоні між 20"С і М5 -5072С, і витримування його при згаданій температурі загартування протягом часу витримування в діапазоні 1-200 с.
Швидкість охолодження вибирають так, щоб уникнути утворення перліту при охолодженні.
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.
Під час проведення цієї стадії загартування аустеніт частково перетворюється на
Зо мартенсит.
У разі температури загартування менше ніж 20 "С, частка поверхні регенерованого мартенситу в кінцевій структурі буде надмірно високою для стабілізації достатньої кількості залишкового аустеніту, яка перевищує 1095. На доданок до цього, у разі температури загартування більшої ніж М5 - 50 "С, частка поверхні регенерованого мартенситу в кінцевій структурі буде надмірно низькою для одержання бажаного коефіцієнта збільшення отвору. необов'язкового витримування загартованого листа при температурі загартування протягом часу витримування в діапазон 1-200 с, переважно 3-7 с, так, щоб уникнути утворення епсилон- карбідів в мартенситі, яке привело б в результаті до зменшення відносного подовження сталі. повторного нагрівання холоднокатаного сталевого листа до температури другого відпалу в межах між ТО і 720"С, і витримування холоднокатаного сталевого листа при згаданій температурі відпалу протягом часу в діапазоні 100-2000 с.
Під час проведення цієї стадії другого відпалу цементит стає розчиненим, а вуглець і Мп дифундує з мартенситу в аустеніт, що, тим самим, забезпечує досягнення збагачення аустеніту за вуглецем і Мп, і регенерування мартенситу. необов'язкового нанесення на лист покриття в результаті занурення у розплав у ванні при температурі, яка не перевищує 480 С. Може бути використаний будь-який тип покриття, зокрема, покриття з цинку або цинкових сплавів, подібних цинково-нікелевому, цинково- магнієвому або цинково-магнієво-алюмінієвого сплавів, алюмінію або алюмінієвих сплавів, наприклад, алюмінієво-кремнієвого сплаву.
БО безпосередньо після проведення стадії другого відпалу або безпосередньо після проведення стадії нанесення покриття в результаті занурення у розплав, у разі її проведення, охолодження холоднокатаного сталевого листа до кімнатної температури для одержання холоднокатаного і термообробленого сталевого листа. Швидкість охолодження переважно перевищує 1 "С/с, наприклад, лежить в діапазоні між 2 "С/с і 20 "С/с.
Під час проведення цієї стадії охолодження частина аустеніту може перетворюватися на свіжий мартенсит. Однак, частка поверхні свіжого мартенситу залишається меншою або рівною 10 95 внаслідок стабілізування аустеніту з використанням вуглецю і марганцю. - необов'язково після охолодження до кімнатної температури, у разі відсутності стадії нанесення покриття шляхом занурення у розплав, на лист може бути нанесене покриття з бо використанням електрохімічних способів, наприклад, електрогальванізації або з використанням будь-якого способу нанесення покриття у вакуумі, подібного способу РМО (фізичне осадження з парової фази) або струменевого нанесенні покриття осадженням парів. Може бути використаний будь-який тип покриттів, зокрема, з цинку або цинкових сплавів, подібних цинково-ніселевому, цинково-магнієвому або цинково-магнієво-алюмінієвого сплавів.
Необов'язково після нанесення покриття шляхом електрогальванізації лист може бути підданий дегазації.
Приклади
Два види сталі, композиції яких показані в таблиці 1, відливали у вигляді напівфабрикатів і піддавали переробці для одержання сталевих листів відповідно до технологічних параметрів, показаних в таблиці 2. Переробку проводили через нагрівання, контрольовану гарячу прокатку і подальше водяне охолодження, досягнуте шляхом загартування і самовідпускання.
Таблиця 1
Композиції
Піддані випробуванням композиції показані в наступній таблиці, де рівні вмісту елементів виражені у масових відсотках:
Сталь| С | Мп | 5 | А |тТі| Мо ЇМУу| 5 | Р | м /(Ае1| те | лдез
А | 0146| 3,86 1,48 0,03) - 0,059) - (0,001|0,009| 0,004 645 | 660 | 780 в |026| 500 10,51 1,78) - |0,027| - |0,002|0,009| 0,005 580 | 660 | 950
Со фото 57 051181) - | - | -|0б001|0,017| 0,005 | 580 | 660 | 950
Сталі А і В відповідають винаходу, в той час як сталь С являє собою порівняльний приклад.
Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як для заданої сталі визначити температури Аеї,
Аез і ТО з використанням дилатометричних випробувань і металографічного аналізу.
Таблиця 2
Технологічні параметри
Сталеві напівфабрикати безпосередньо після проведення виливки піддавали повторному нагріванню при 1250 "С, гарячої прокатки, а після цього охолодження при 550 "С, травленню, відпалу при 600 "С протягом 5 годин, травленню і холодній прокатці при ступені обтискання 50 95.
Слідом за цим їх піддавали переробці за наступних умов:
Швидкість Час
ССС) ССС) Т загартування (с) 1 ГАЇ ло | 900 |ї120| 5 | 180 | з | 680 |/ зо0 2 |АЇ| ло | 900 |ї120| 5 | 180 | з | 680 |/бо0
З ГАЇ 0 | 900 |ї120| 5 | 210 | з | 680 |/бо00 4 А ло | 900 |ї20| 5 | з0 | з | 680 |/бо0 6 |АЇ| 0 | 860 |ї120| 5 | 210 | з | 690 /т150 7 ГАЇ ло | 820 |ї120| 5 | 20 | з | 690 /т150 8 |в 0 | 950 |ї120| 5 | 200 | з | 670 |/бо0 9 |в 0 | 950 |ї120| 5 | з0 | з | 690 |/ зо ло |в ло | 950 |ї120| 5 | 200 | з | 680 |/бо0 мів ло | 950 |ї20| 5 | з0 | з | 700 |/ зо 12|8в| 15 ЇЇ - 1-1 - 1 - 1 - 1 730 /500 13 |в! 15 | - 1-1 - 1 - 1 - 1 740 | 5001 14 |в! 15 | - 1-1 - 1 - 1 - 1 750 /500
Після цього проаналізували одержані в результаті зразки, відповідні елементи мікроструктури і механічні властивості показані, відповідно, в таблицях З і 4.
Таблиця З
Мікроструктура і виділення
Визначили частки поверхні фаз в мікроструктурах одержаного сталевого листа:
Аспектне Чи присутні для фази у вм? "1714 6 | з | 2 | 8 | 0 | так. 2 151 щющя66 | з | 2 | 8 | 0 | так. 3 |714| 6 | з | 2 | 8 | 0 | так. 4 | 13 6 | 2 1Ююж фщ2 | 8 |ЩБюж хо | так.0Щ 75 |8 ЇЇ 6 | 712 | 7 | 85 1 БЮюжю К«З0 | Так. 6 |16Ї 5 | 22 | 10 | 74 | 0 | так. 77 |716Ї 4 | 25 | 15 | 69 | 0 | Ттак.0Щ 8 | 20 | п з 1 1 | 73 юЮДжщ фо | Так. 8 | 22 | 0 | 4 | 2 | 76 |ДЮЙЖжк0 | Так. 10720 т 713 1 1 | 19 1 0 | так. 17 231 9 | 5 1 Б жф 4 | 7 | 0 | так. 12 | 21 | 15 | 714 1ЙЮЖж 9 | 0 | 7 | Ттак.0Щ 13 | 23| 15 | 18 | 10 | 0 | 67 | Так.0Щ 14 | 23| 15 | 23 | 14 | 0 | 63 | Ттак.0Щ |20 | щ пт | 2 1юЮюжщ1т1 | 19 | 0 | Немає 16 | 20 | 13 | 2 | 1 | 19 | 0 | Немає 17 |717|Ї 13 | 2 1 1 | 82 1 0 | Немає 7: пробні зразки, відповідні винаходу, у: позначає частку поверхні аустеніту, аспектне відношення для фази у: позначає аспектне відношення для аустенітних плівок,
МА: позначає частку поверхні острівців МА, які мають розмір більший 0,5 мкм,
ЕМ: позначає частку поверхні свіжого мартенситу,
ТМ: позначає частку поверхні відпущеного мартенситу,
ЕМ: позначає частку поверхні регенерованого мартенситу або рекрісталлізованного фериту,
КЕ: позначає частку поверхні рекрісталлізованного фериту,
Чи присутні виділення в фазі КМ?: позначає присутність виділень МО в регенерованому мартенситі.
Таблиця 4
Механічні властивості
Визначили механічні властивості зразків, які підлягають випробуванням, результати яких були показані в наступній таблиці: 77766585 2 щ-Г | їз | 7777743 /1777173
Таблиця 4
Механічні властивості
Визначили механічні властивості зразків, які підлягають випробуванням, результати яких були показані в наступній таблиці: х; дослідні зразки, відповідні винаходу
Границя текучості на розтяг У5, границя міцності на розтяг Т5 і рівномірне відносне подовження ШЕ вимірюють відповідно з документами І5БО 5іапаага ІЗО 6892-1, опублікованими у жовтні 2009 року. Коефіцієнт збільшення отвору НЕК вимірюють відповідно до документа «апаага ІЗО 16630:2009. Внаслідок відмінностей в методах вимірювання значення коефіцієнта збільшення отвору НЕК, відповідних документу ІБО 5іапдага 16630:2009, які дуже сильно відрізняються від значень коефіцієнта збільшення отвору А, відповідних документу УЕ5 Т 1001 (дарап Ігоп апа 5(ееєї! Редегаїйоп 5іапааго), і не можуть бути з ними зіставлені.
Як це демонструють приклади, сталеві листи, відповідні винаходу, а саме, приклади від 1 до 4 і від 8 до 11, є єдиними прикладами, що демонструють всі цільові властивості, завдяки своїм конкретним композиції і мікроструктури.

Claims (17)

  1. ФОРМУЛА ВИНАХОДУ 15 1. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист, одержаний зі сталі, яка має композицію, яка містить, у масових відсотках: (о; 0,03-0,25 Мп 3,5-8 зі 0,1-2,0 А 0,03-2,0 Ті «0,080 Мо «0,080 У «02 У--Ті-М6 20,01 «0,010 Р «0,020 М «0,008, і необов'язково один або кілька наступних елементів, у масових відсотках: Мо 0,1-0,5 Сг 0,01-1 в 0,0005-0,004, решта являє собою залізо і неминучі домішки, що виникають в результаті плавки, причому зазначений холоднокатаний лист має мікроструктуру, яка складається у частках поверхні: - від 10 до 30 до залишкового аустеніту, при цьому зазначений залишковий аустеніт присутній у вигляді плівок, які характеризуються аспектним відношенням щонайменше З і наявні у вигляді мартенситно-аустенітних острівців, при цьому менше 8 95 таких острівців МА мають розмір, який перевищує 0,5 мкм, - щонайбільше 1 95 свіжого мартенситу, і - регенерований мартенсит, який містить виділення щонайменше одного елемента, вибраного з ніобію, титану і ванадію.
  2. 2. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за п. 1, в якому вміст алюмінію становить щонайменше 1,2 95.
  3. 3. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за п. 1 або 2, в якому вміст ніобію становить щонайменше 0,010 95.
  4. 4. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-3, в якому вміст вуглецю становить щонайменше 0,10 Об.
  5. 5. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, в якому відношення між частками поверхні мартенситно-аустенітних острівців, які мають розмір більше 0,5 мкм, і зазначеною аустенітною плівкою становить менше 1,0.
  6. б. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за п. 5, в якому відношення між частковими концентраціями матенситно-аустенітних острівців, які мають розмір більше 0,5 мкм, і зазначеною аустенітною плівкою становить менше 0,5.
  7. 7. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, в якому поверхня свіжого мартенситу становить менше 5 95.
  8. 8. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-7, в якому менше ніж 5 95 мартенситно-аустенітних острівців мають розмір більше 0,5 мкм.
  9. 9. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, в якому частка поверхні аустенітних плівок з аспектним відношенням, більшим 3, становить щонайменше 8 95.
  10. 10. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-9, в якому на холоднокатаний і термооброблений сталевий лист нанесене покриття з 2п або сплаву 2п.
  11. 11. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-9, в якому на холоднокатаний і термооброблений сталевий лист нанесене покриття з АЇ або сплаву АЇ.
  12. 12. Холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-11, в якому холоднокатаний і термооброблений сталевий лист характеризується границею текучості на розтяг 5, яка становить щонайменше 700 МПа, границею міцності на розтяг Т5, яка становить щонайменше 900 МПа, рівномірним відносним подовженням ШОЕ, яке становить щонайменше 12 95, і коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, який перевищує 20 95.
  13. 13. Спосіб виготовлення холоднокатаного і термообробленого сталевого листа, який включає наступні послідовні стадії: - відливання сталі таке, щоб одержати сляб, при цьому зазначена сталь характеризується композицією, вказаною у будь-якому з пп. 1-4, - повторне нагрівання сляба при температурі Т повторного нагрівання, В ДІапазоні між 1150 і 1300 2С, - гарячу прокатку повторно нагрітого сляба при температурі, більшій ніж Аг3, з одержанням гарячекатаного сталевого листа, - змотування в рулон гарячекатаного сталевого листа при температурі змотування в рулон Т змотування в рулон В ДІапазоні між 20 і 600 ес, - відпал гарячекатаного сталевого листа для одержання гарячекатаного і відпаленого сталевого листа, - холодну прокатку гарячекатаного і відпаленого сталевого листа для одержання холоднокатаного сталевого листа, - повторне нагрівання холоднокатаного сталевого листа до температури першого відпалу, яка перевищує 860 "С, і витримування холоднокатаного сталевого листа при згаданій температурі витримування протягом часу витримування 30-600 с так, щоб одержати при відпалі повністю аустенітну структуру, - загартування холоднокатаного сталевого листа зі швидкістю охолодження в діапазоні між 0,5 і 200 "С/с, до температури загартування в діапазоні між 20 С їі М5 -50 "С, і витримування його при згаданій температурі загартування протягом часу витримування в діапазоні 1-200 с; - повторне нагрівання холоднокатаного сталевого листа до температури другого відпалу в діапазоні між ТО і 720 "С, де ТО позначає температуру, вище якої цементит стає розчиненим при нагріванні, і витримування холоднокатаного сталевого листа при зазначеній температурі відпалу протягом часу в діапазоні 100-2000 с, - охолодження холоднокатаного сталевого листа до кімнатної температури для одержання холоднокатаного і термообробленого сталевого листа.
  14. 14. Спосіб за п. 13, в якому відпал гарячекатаного сталевого листа є відпалом у камерній печі, який проводиться при температурі в діапазоні між 500 і 680 "С, протягом 1000-50000 с. БО
  15. 15. Спосіб за будь-яким з пп. 13 або 14, в якому швидкість нагрівання зазначеного холоднокатаного сталевого листа знаходиться в діапазоні між 1-200 гС/с.
  16. 16. Спосіб виробництва точкового зварного з'єднання із щонайменше двох сталевих листів, який включає стадії: - забезпечення наявності холоднокатаного і термообробленого сталевого листа за будь-яким з пп. 1-12 або холоднокатаного і термообробленого сталевого листа, виготовленого способом за будь-яким з пп. 13-15; - забезпечення наявності другого сталевого листа, - контактного точкового зварювання холоднокатаного і термообробленого сталевого листа і другого сталевого листа. 60
  17. 17. Спосіб за п. 16, в якому сталевий лист являє собою холоднокатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-12 або холоднокатаний і термооброблений сталевий лист, виготовлений способом за будь-яким з пп. 13-15.
UAA202004044A 2017-12-05 2018-11-21 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення UA125547C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/001517 WO2019111028A1 (en) 2017-12-05 2017-12-05 Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
PCT/IB2018/059159 WO2019111083A1 (en) 2017-12-05 2018-11-21 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA125547C2 true UA125547C2 (uk) 2022-04-13

Family

ID=60888546

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202004044A UA125547C2 (uk) 2017-12-05 2018-11-21 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення

Country Status (14)

Country Link
US (1) US11530459B2 (uk)
EP (1) EP3720980B1 (uk)
JP (1) JP7220714B2 (uk)
KR (1) KR102383627B1 (uk)
CN (1) CN111373061B (uk)
BR (1) BR112020007989B1 (uk)
CA (1) CA3081159C (uk)
FI (1) FI3720980T3 (uk)
MA (1) MA50999A (uk)
MX (1) MX2020005585A (uk)
RU (1) RU2736374C1 (uk)
UA (1) UA125547C2 (uk)
WO (2) WO2019111028A1 (uk)
ZA (1) ZA202002387B (uk)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
JP7168072B2 (ja) * 2019-10-23 2022-11-09 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
MX2022004669A (es) * 2019-10-23 2022-05-25 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
KR20220068245A (ko) * 2019-10-23 2022-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법
CN112063931B (zh) * 2020-09-07 2021-11-26 清华大学 一种低碳中锰高残奥高强韧钢及其热处理方法
CN113388779B (zh) * 2021-05-21 2022-07-22 鞍钢股份有限公司 1.5GPa级超高强高塑性高扩孔DH钢板及制备方法
CN115198165A (zh) * 2022-06-17 2022-10-18 首钢集团有限公司 一种降低980MPa级冷轧高强钢的带状组织的方法

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS56149649A (en) 1980-04-22 1981-11-19 Hitachi Ltd Hardware state control system
EP1749895A1 (fr) * 2005-08-04 2007-02-07 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites
KR101498398B1 (ko) 2010-08-23 2015-03-03 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5408386B2 (ja) 2011-04-13 2014-02-05 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
PL2700728T3 (pl) 2011-04-21 2018-03-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na zimno o wysokiej wytrzymałości, wysoce jednorodnej rozciągliwości i doskonałej podatności na powiększanie otworu oraz sposób jej wytwarzania
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
WO2012168564A1 (fr) 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle
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
WO2015011511A1 (fr) 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2015088523A1 (en) 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2016063098A1 (en) 2014-10-20 2016-04-28 Arcelormittal Method of production of tin containing non grain-oriented silicon steel sheet, steel sheet obtained and use thereof
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
EP3219821B1 (en) 2015-01-15 2019-11-13 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
JP6245386B2 (ja) * 2015-08-11 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法
WO2017109542A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
KR101714930B1 (ko) 2015-12-23 2017-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
EP3550047A4 (en) * 2016-12-05 2020-06-17 Nippon Steel Corporation HIGH MECHANICAL STRENGTH SHEET
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019122961A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method

Also Published As

Publication number Publication date
US11530459B2 (en) 2022-12-20
BR112020007989A2 (pt) 2020-10-20
BR112020007989B1 (pt) 2023-02-23
FI3720980T3 (fi) 2024-05-28
KR20200078617A (ko) 2020-07-01
CN111373061A (zh) 2020-07-03
CA3081159C (en) 2022-08-30
JP7220714B2 (ja) 2023-02-10
KR102383627B1 (ko) 2022-04-08
MX2020005585A (es) 2020-09-14
ZA202002387B (en) 2021-08-25
JP2021505764A (ja) 2021-02-18
RU2736374C1 (ru) 2020-11-16
EP3720980B1 (en) 2024-05-15
MA50999A (fr) 2021-03-17
CA3081159A1 (en) 2019-06-13
WO2019111083A1 (en) 2019-06-13
EP3720980A1 (en) 2020-10-14
US20200347471A1 (en) 2020-11-05
CN111373061B (zh) 2022-03-11
WO2019111028A1 (en) 2019-06-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2714455C1 (ru) Высокопрочный и высокодерформируемый холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
KR102446210B1 (ko) 고강도 강 제품을 제조하는 방법 및 그로 인해 얻어지는 강 제품
UA125547C2 (uk) Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення
KR102548555B1 (ko) 냉간 압연 및 열 처리된 강판 및 냉간 압연 및 열 처리된 강판의 제조 방법
UA125158C2 (uk) Високоміцна та високодеформівна листова сталь і спосіб її виготовлення
JP7220715B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
UA127583C2 (uk) Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення
RU2775990C1 (ru) Холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2795542C1 (ru) Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2798140C1 (ru) Высокопрочный горячекатаный и отожжённый стальной лист и способ его изготовления
KR20220066947A (ko) 높은 인성의 열간 압연 및 어닐링된 강판 및 이 강판을 제조하는 방법
JP2023534111A (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法