UA125769C2 - Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення - Google Patents

Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA125769C2
UA125769C2 UAA202003333A UAA202003333A UA125769C2 UA 125769 C2 UA125769 C2 UA 125769C2 UA A202003333 A UAA202003333 A UA A202003333A UA A202003333 A UAA202003333 A UA A202003333A UA 125769 C2 UA125769 C2 UA 125769C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
cold
temperature
rolled sheet
steel
Prior art date
Application number
UAA202003333A
Other languages
English (en)
Inventor
Саманех Алібейґі
Саманех Алибейги
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 UA125769C2 publication Critical patent/UA125769C2/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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Холоднокатана і термооброблена листова сталь, яка характеризується композицією, яка містить елементи, при вираженні у масових відсотках: 0,11 %1 вуглець 0,15, 1,11 марганець 1,8, 0,55 кремній 0,9, 0,0022 фосфор 0,02, 0 сірка 0,003, 0 алюміній 0,05, 0 азот 0,007, і яка може містити один або кілька необов'язкових елементів: 0,055 хром 1, 0,0011 молібден 0,5, 0,0011 ніобій 0,1, 0,0011 титан 0,1, 0,011 мідь 2, 0,011 нікель 3, 0,00011 кальцій 0,005, 0 ванадій 0,1, 00 бор 0,003, 0 церій 0,1, 0 магній 0,010, 0 цирконій 0,010, решта композиції утворена залізом і неминучими домішками, зумовленими переробкою, причому мікроструктура зазначеної листової сталі містить від 50 до 80 % фериту, від 10 до 30 % бейніту, від 1 до 10 % залишкового аустеніту і від 1 до 5 % мартенситу, де сукупні кількості бейніту і залишкового аустеніту є більшими або рівними 25 %.

Description

Винахід стосується холоднокатаних і термооброблених листових сталей, придатних для використання в якості листової сталі для автомобілів.
Від автомобільних деталей вимагають, щоб вони задовольняли двом неузгодженим одна з одною умовам, а саме, легкість формування і міцність, але за останні роки з урахуванням проблем з навколишнім середовищем в глобальному масштабі, до автомобілів також була висунута і третя умова у вигляді покращення споживання палива. Таким чином, в наш час автомобільні деталі повинні бути виготовлені з матеріалу, який характеризується високою деформовністю, для задоволення критеріїв легкості, відповідності хитромудрого складання автомобілів і в той самий час урахування необхідності покращення міцності для безпеки при аварії і довговічності при одночасному зменшенні маси транспортного засобу для покращення коефіцієнта корисної дії по паливу.
Тому робляться інтенсивні спроби у галузі науково-дослідних і дослідно-конструкторських розробок для зменшення кількості матеріалу, який використовується в автомобілі, за рахунок збільшення міцності матеріалу. Навпаки, збільшення міцності листових сталей зменшує придатність до деформування, і тому, необхідною є розробка матеріалів, які характеризуються як високою міцністю, так і високою деформовністю.
Ранні науково-дослідні і дослідно-конструкторські розробки у сфері листових сталей, які характеризуються високою міцністю і високою деформовністю, в результаті призвели до появи кількох способів виробництва листових сталей, які характеризуються високою міцністю і високою деформовністю, деякі з яких перелічуються в цьому документі для остаточного оцінювання цього винаходу.
Публікація О5 20140234657 є патентною заявкою, яка заявляє гальванізовану в результаті занурення у розплав листову сталь, яка володіє мікроструктурою, утвореною у сукупності одним або двома представниками, вибраними з мартенситу і бейніту, у кількості, при вираженні через об'ємну часткову концентрацію, рівну або більшу 20 95 і рівну або меншу 99 95, решта структури містить один або два представника, які обираються з фериту, аустеніту, у кількості, що становить менше 8 95, при вираженні через об'ємну часткову концентрацію, і перліт у кількості, що становить менше 10 95, при вираженні через об'ємну часткову концентрацію. Крім того, в публікації 05 20140234657 домагаються досягнення границі міцності на розрив 980 МПа, але не здатні домогтися досягнення відносного подовження 25 95.
Публікація 5 8657969 заявляє високоміцну гальванізовану листову сталь, яка характеризується границею міцності на розтяг, яка становить 590 МПа або більше, і чудовою придатністю до переробки. Компонентний склад містить, при вираженні у 95 (мас.), С: від 0,05 95 до 0,3 95, 5і: від 0,7 95 до 2,7 95, Мп: від 0,5 95 до 2,895, Р: 0,1 95 і менше, 5: 0,01 95 менше, АЇ: 0,1 95 ї менше і М: 0,008 95 і менше і решту: Ге або неминучі домішки. Мікроструктура містить застосовано до поверхневої часткової концентрації феритні фази: від 30 95 до 90 95, бейнітні фази: від З 9о до 30 95 і мартенситні фази: від 5 95 до 40 95, в числі яких серед мартенситних фаз мартенситні фази, що характеризуються аспектним відношенням, яке становить З або більше, присутні з часткою, яка становить 30 95 або більше.
Задача цього винаходу полягає у вирішенні цих проблем шляхом надання у розпорядження листових холоднокатаних сталей, які характеризуються одночасно: границею міцності на розрив, не менше 630 МПа, а переважно не менше 650 МПа, загальним відносним подовженням, не меншим 26 95, а переважно не меншим 28 95.
В одному переважному варіанті здійснення листові сталі, відповідні винаходу, можуть також характеризуватися границею плинності на розтяг, яка становить 320 МПа або більше.
В одному переважному варіанті здійснення листові сталі, відповідні винаходу, можуть також характеризуватися відношенням границі текучості на розтяг до границі міцності на розтяг, яке становить 0,5 або більше.
Переважно така сталь також характеризується хорошою придатністю для використання при формуванні, зокрема, під час прокатки, разом з хорошою придатністю до зварювання і придатністю для нанесення покриття.
Ще одне завдання цього винаходу, також полягає в наданні способу виготовлення таких листів, який є сумісним зі звичайними промисловими галузями застосування при одночасній демонстрації надійності стосовно відхилень за виробничими параметрами.
Холоднокатана і термооброблена листова сталь цього винаходу необов'язково може мати покриття з цинку або цинкових сплавів, або з алюмінію або алюмінієвих сплавів для покращення її стійкості до корозії.
Вуглець присутній в сталі при рівні вмісту в діапазоні 0,11-0,15 ую. Вуглець є елементом, який необхідний для збільшення міцності листової сталі в результаті виробництва фаз, які бо характеризуються низькотемпературним перетворенням, таких як-от бейніт, додаткова кількість вуглецю також відіграє ключову роль при стабілізуванні аустеніту, вуглець, і, таким чином, він являє собою елемент, необхідний для забезпечення присутності залишкового аустеніту. Тому вуглець відіграє дві ключові ролі, одна полягає в збільшенні міцності, а інша полягає в збереженні аустеніту для надання тягучості. Але рівень вмісту вуглецю менший 0,11 95, не буде уможливлювати стабілізування аустеніту в належній кількості, необхідній для сталі винаходу. З іншого боку, при рівні вмісту вуглецю, який перевищує 0,15 95, сталь демонструє незадовільну придатність до зварювання з використанням контактного точкового зварювання, що накладає обмеження на можливість її застосування для автомобільних деталей.
Рівень вмісту марганцю в сталі цього винаходу знаходиться в діапазоні від 1,1 95 до 1,8 95.
Цей елемент стимулює формування гамма-фази. Призначення додавання марганцю по суті полягає в одержанні структури, яка містить аустеніт і додає міцності сталі. Для одержання міцності і зміцнюваності листової сталі, а також стабілізування аустеніту була виявлена необхідна для цього кількість, яка становить, щонайменше, 1,1 95 (мас.) марганцю. Але у разі рівня вмісту марганцю, що перевищує 1,8 95, це буде призводити до одержання несприятливих ефектів, таких як-от затримування перетворення аустеніту на бейніт під час проведення перестарювального витримування для бейнітного перетворення. На додаток до цього, рівень вмісту марганцю, що перевищує 1,895, також призводить до зменшення тягучості, а також погіршення зварюваності цієї сталі, тобто, неможливо домогтися досягнення цілей по відносному подовженню. Переважний рівень вмісту за цим винаходом може бути витриманий в діапазоні 1,2-1,8 95, більш переважно 1,3-1,7 9».
Рівень вмісту кремнію в сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,5 9о до 0,9 95. Кремній є складовою частиною, яка може затримувати формування виділень карбідів під час здійснення перестарювання, тому внаслідок присутності кремнію аустеніт, збагачений на вуглець, стабілізується при кімнатній температурі. Крім того, внаслідок незадовільної розчинності кремнію в карбіді кремнію він ефективно пригнічує або затримує утворення карбідів і, в такий спосіб, також промотує утворення бейнітної структури, від чого у відповідності з цим винаходом намагаються домогтися надання сталі її істотних ознак. Однак, невідповідний рівень вмісту кремнію не надає згаданого ефекту і призводить до виникнення проблеми, такої як-от відпускне окрихчування. Тому концентрацію контрольовано витримують в межах верхнього граничного
Зо значення у 0,995. Переважний рівень вмісту для цього винаходу може бути витриманий в діапазоні 0,6-0,8 Об.
Кількість фосфору в сталі винаходу знаходиться в діапазоні 0,002-0,02 906. Фосфор погіршує зварюваність при контактному точковому зварюванні і тягучість в гарячому стані, зокрема, внаслідок його тенденції до ліквації на границях зерен або до спільної ліквації з марганцем.
Через ці причини на його рівень вмісту накладають обмеження значенням 0,03 95, а переважно значенням, які не перевищують 0,014 95.
Сірка не є суттєвим елементом, але може міститися в сталі в якості домішки, і з точки зору цього винаходу рівень вмісту сірки переважно є за можливістю найбільш низьким, але становить 0,003 95 і менше з точки зору виробничої собівартості. Крім того, у разі присутності вищого рівня вмісту сірки в сталі вона буде об'єднуватися з утворенням сульфідів особливо з марганцем і зменшувати її сприятливий вплив на сталь винаходу.
Алюміній не є суттєвим елементом, але може міститися в сталі в якості технологічної домішки внаслідок додавання алюмінію у розплавленому стані сталі для очищення сталі винаходу в результаті видалення кисню, який існує у розплавленій сталі, для запобігання утворення киснем газової фази, і, таким чином, він може бути присутнім у кількості, що доходить аж до 0,05 95, як залишковий елемент. Але з точки зору цього винаходу рівень вмісту алюмінію переважно є за можливістю найбільш низьким.
На кількість азоту накладають обмеження значенням в 0,007 95, щоб уникнути старіння матеріалу і для зведення до мінімуму формування виділень нітридів під час проходження затвердіння, які є згубними для механічних властивостей сталі.
Хром є необов'язковим елементом для цього винаходу. Рівень вмісту хрому, який може бути присутнім в сталі винаходу, знаходиться в діапазоні 0,05-1 95. Хром є суттєвим елементом, який надає сталі міцність і зміцнення, але при використанні більше, ніж 1 95 він погіршує якість обробки поверхні сталі. Крім того, рівні вмісту хрому, які складають менше 1 95, укрупнюють характер диспергування карбіду у бейнітних структурах, тобто, зберігають незначну щільність карбідів в бейніті.
Нікель може бути доданий в якості необов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 95 до З 95 для збільшення міцності сталі і покращення її в'язкості. Для одержання таких ефектів потрібно мінімум в 0,01 95. Однак, у разі його рівня вмісту, що перевищує З 95, нікель бо буде спричиняти погіршення тягучості.
Ніобій є необов'язковим елементом для цього винаходу. Рівень вмісту ніобію може бути в сталі винаходу в діапазоні 0001-0,1 95, його додають до сталі винаходу для одержання карбонітридів для надання міцності сталі винаходу в результаті дисперсійного зміцнення. Ніобій також буде впливати і на розмір компонентів мікроструктури в результаті формування його виділень у вигляді карбонітридів і в результаті затримування рекристалізації під час здійснення технологічного процесу нагрівання. Таким чином, більш дрібна мікроструктура, одержана наприкінці впливу температури витримування і як наслідок після проведення повного відпалу, буде призводити до зміцнення сталі винаходу. Однак, рівень вмісту ніобію, який перевищує 0,1 95, не має економічного інтересу, оскільки для його впливу спостерігається ефект насичення, і це означає те, що додаткова кількість ніобію в результаті не призводить до одержання будь- якого покращення міцності продукції.
Титан є необов'язковим елементом, який може бути доданий до сталі винаходу у кількості в діапазоні 0,001-0,1 95. Як і ніобій, він втягується в утворення карбонітридів і, таким чином, відіграє роль при зміцненні сталі винаходу. На додаток до цього, титан також утворює нітрид титану, що проявляється під час проходження затвердіння відлитої продукції. Отже, на кількість титану накладають обмеження значенням в 0,1 95, щоб уникнути формування великих частинок нітридів титану, згубних для придатності до деформації. У разі рівня вмісту титану, який не перевищує 0,001 95, він не буде мати будь-якого впливу на сталі винаходу.
Рівень вмісту кальцію у сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,0001 95 до 0,005 95.
Кальцій додають до сталі винаходу в якості необов'язкового елемента, особливо під час проведення обробки для утворення включень. Кальцій дає свій внесок в рафінування сталі шляхом купіювання згубного рівня вмісту сірки в її глобулярній формі, що, тим самим, затримує прояв шкідливого впливу сірки.
Мідь може бути додана в якості необов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 95 до 2 95 для збільшення міцності сталі і для покращення її корозійної стійкості. Для одержання таких ефектів потрібно мінімум в 0,001 95 міді. Однак, у разі рівня її вмісту більше 2 95, вона може погіршувати зовнішній вигляд поверхні.
Молібден є необов'язковим елементом, який має від 0,001 95 до 0,595 в сталі винаходу; молібден відіграє ефективну роль при визначенні можливості зміцнення і твердості, уповільнює
Зо появу бейніту і забезпечує уникнення формування виділень карбідів у бейніті. Однак, додавання молібдену надлишково збільшує вартість додавання легуючих елементів так, що з економічних причин на його рівень вмісту накладають обмеження значенням в 0,5 95.
Ванадій є ефективним при покращенні міцності сталі в результаті утворення карбідів або карбонітридів, і з економічних причин верхнє граничне значення становить 0,1 95. Інші елементи, такі як-от церій, бор, магній або цирконій, можуть бути додані окремо або в комбінації в наведених далі масових частках: церій « 0,1 95, бор «х 0,003 95, магній « 0,010 9о ї цирконій « 0,010 95. Аж до зазначених максимальних рівнів вмісту ці елементи уможливлюють подрібнення зерна під час проходження затвердіння. Решта композиції сталі складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті переробки.
Мікроструктура листової сталі містить:
Ферит, який становить від 50 95 до 80 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, для сталі винаходу. Ферит становить основну фазу сталі в якості матриці. В цьому винаході ферит кумулятивно містить полігональний ферит і голчастий ферит.
Ферит надає сталі винаходу високу міцність, а також відносне подовження. Для забезпечення наявності відносного подовження, яке становить 2695, а переважно 2895 або більше, обов'язковим є присутність 5095 фериту. Ферит утворюється в сталі винаходу під час проведення охолодження після відпалу. Але кожен раз при наявності в сталі винаходу рівня вмісту фериту, який перевищує 80 95, міцність досягатися не буде.
Бейніт становить від 10 95 до 30 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, для сталі цього винаходу. В цьому винаході бейніт кумулятивно складається з рейкового бейніту і гранулярного бейніту. Для забезпечення наявності границі міцності на розрив, яка становить 630 МПа, а переважно перевищує 650 МПа, обов'язковим є наявність 1095 бейніту. Бейніт утворюється під час проведення перестарювального витримування.
Залишковий аустеніт складає 1-10 95 у сталі, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Залишковий аустеніт, як це відомо, характеризується більшою розчинністю вуглецю у зіставленні з бейнітом і, отже, виконує функцію ефективної пастки вуглецю, оскільки затримує утворення карбідів у бейніті. Рівень процентного вмісту вуглецю всередині залишкового аустеніту цього винаходу переважно перевищує 0,9 95 і переважно не перевищує бо 1,1 95. Залишковий аустеніт надає сталі винаходу покращену тягучість.
Мартенсит становить 1-5 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, і зустрічається у невеликій кількості. Мартенсит для цього винаходу містить як свіжий мартенсит, так і відпущений мартенсит. В цьому винаході мартенсит утворюється внаслідок проведення охолодження після відпалу і надання впливу відпускання під час проведення перестарювального витримування. Свіжий мартенсит також утворюється під час проведення охолодження після нанесення покриття на холоднокатану листову сталь.
Мартенсит буде надавати тягучості і міцності сталі винаходу у разі, якщо його кількість не перевищує 5 95. У разі перевищення кількістю мартенситу 5 95 він буде надавати надлишкову міцність, але зменшувати відносне подовження понад прийнятного граничного значення.
На додаток до вищезгаданої мікроструктури, мікроструктура холоднокатаної і термообробленої листової сталі вільна від компонентів мікроструктури, таких як-от перліт, ферит і цементит без погіршення механічних властивостей листових сталей.
Листова сталь, відповідна винаходу, може бути одержана з використанням будь-якого придатного способу. Один переважний спосіб складається з одержання відлитого напівфабрикату із сталі, яка характеризується хімічним складом, відповідним винаходу. Виливок може бути виготовлений в результаті або розливання в злитки, або безперервного розливання в формі тонких слябів або тонких штрипсів, тобто, за наявності товщини, наприклад, в діапазоні від приблизно 220 мм для слябів до декількох десятків міліметрів для тонких штрипсів.
Наприклад, сляб, що характеризується описаним вище хімічним складом, виготовляють безперервним литтям, причому сляб переважно зазнавав прямого м'якого обтискання під час здійснення технологічного процесу безперервного розливання для уникнення можливої осьової ліквації і для забезпечення витримування співвідношення між локальною кількістю вуглецю і номінальною кількістю вуглецю на рівні, який становить менш, ніж 1,10. Сляб, одержаний з використанням технологічного процесу безперервного розливання, може бути використаний безпосередньо при високій температурі після проведення безперервного розливання або може бути спочатку охолоджений до кімнатної температури, а після цього повторно нагрітий для проведення гарячої прокатки.
Температура сляба, який піддають гарячій прокатці, переважно становить, щонайменше, 1150 "С і має не перевищувати 1280 "С. У разі температури сляба, яка не перевищує 1150 "С, на прокатний стан буде діяти надлишковий тиск, і, крім того, температура сталі може зменшитися до температури феритного перетворення під час закінчення прокатки, в результаті чого сталь піддаватиметься прокатці в стані, в якому в структурі містився б перетворений ферит. Тому температура сляба переважно є досить високою для того щоб гаряча прокатка могла б бути здійснена в температурному діапазоні від АсЗ3 до Ас3-100 "С, і кінцева температура прокатки залишалася б більшою Ас3. Необхідно уникати повторного нагрівання при температурах, які перевищують 1280 "С, оскільки вони є витратними для промислового виробництва.
Для одержання структури, яка є сприятливою для рекристалізації і прокатки, переважним є діапазон кінцевих температур прокатки між АсЗ і Ас3-100 "С. Кінцевий прохід прокатки необхідно проводити при температурі більшій, ніж Ас3, оскільки нижче цієї температури листова сталь демонструє значне падіння придатності до прокатки. Після цього лист, одержаний в такий спосіб, охолоджують зі швидкістю охолодження, яка перевищує 30 "С/с, до температури змотування в рулон, яка має не перевищувати 570 "С. Переважно швидкість охолодження буде меншою або рівною 200 "С/с.
Після цього гарячекатану листову сталь змотують в рулон при температурі змотування в рулон, яка не перевищує 570 "С, щоб уникнути овалізації, а переважно, менше, ніж 550 "С, щоб уникнути утворення окалини. Переважний діапазон такої температури змотування в рулон укладений в межах між 350 "С і 550 "С. Змотана в рулон гарячекатана листова сталь може бути охолоджена до кімнатної температури до проведення для неї необов'язкового відпалу гарячої штаби.
Гарячекатана листова сталь може бути піддана впливу необов'язкової стадії видалення окалини для видалення окалини, яка утворилася під час проведення гарячої прокатки до необов'язкового відпалу гарячої штаби. Після цього гарячекатаний лист може бути підданий необов'язковому відпалу гарячої штаби при температурах в діапазоні між 400-750 "С протягом, щонайменше, 12 годин і не більше, ніж 96 годин, але витримується температура, яка не перевищує 750 "С, щоб уникнути часткового перетворення гарячекатаної мікроструктури і тому втрати гомогенності мікроструктури. Після цього може бути проведена необов'язкова стадія видалення окалини для цієї гарячекатаної листової сталі, наприклад, шляхом декапування такої листової сталі. Цю гарячекатану листову сталь піддають холодній прокатці для одержання 60 холоднокатаної листової сталі при обтисканні за товщиною в діапазоні від 35 95 до 90 95. Після цього холоднокатану листову сталь, одержану в технологічному процесі холодної прокатки, піддають впливу відпалу для надання сталі винаходу мікроструктури і механічних властивостей.
При проведенні відпалу холоднокатану листову сталь піддають дії двох стадій нагрівання для досягнення температури томління в діапазоні між Ас1-30 "С і АсЗ, і Ас3, де значення Ас! і
Асз для цієї сталі розраховують з використанням наступних формул:
Ас1-723-10,7|(Мп|-16(Мі29,1(511-16,9(ІСИ-6,38ГУМ|1-290ІАв)
Ас3-910-203|С1(1/2)-15,2(М--44,71511--1041М1-31,5(Мої--13,1 ГММ1-30(Мп1-11|С7-20
ІСшІ-700ГРІ-4ОФГАЦ-АТ2О(А5|-409Г1Ї, в яких рівні вмісту елементів наведені у вираженні у масових відсотках.
На першій стадії, холоднокатану листову сталь нагрівають зі швидкістю нагрівання в діапазоні між 110 "С/с і 40 "С/с до температурного діапазону 550-650 "С. Після цього на наступній другій стадії нагрівання, холоднокатану листову сталь нагрівають зі швидкістю нагрівання в діапазоні 1 "С/с і 5 "С/с до температури томління при відпалі.
Після цього холоднокатану листову сталь витримують при температурі томління протягом 10-500 с для забезпечення проходження, щонайменше, 30 95-го перетворення в аустенітну мікроструктуру сильно механічно-зміцненої первісної структури. Слідом за цим холоднокатану листову сталь охолоджують при проведенні двостадійного охолодження до температури перестарювального витримування. На стадії один охолодження холоднокатану листову сталь охолоджують зі швидкістю охолодження, яка не перевищує 5 "С/с, до температурного діапазону 600-720 "С. Під час проведення цієї першої стадії охолодження утворюється феритна матриця цього винаходу. Після цього на наступній другій стадії охолодження холоднокатану листову сталь охолоджують до температурного діапазону перестарівання 420-480 "С зі швидкістю охолодження в діапазоні 10-100 "С/с. Слідом за цим холоднокатану листову сталь витримують в температурному діапазоні перестарівання протягом 5-500 с. Після цього холоднокатану листову сталь доводять до температури з температурного діапазону ванни для нанесення покриття 420- 480 "С для полегшення нанесення покриття на холоднокатану листову сталь. Слідом за цим на холоднокатану листову сталь наносять покриття з використанням будь-якого з відомих промислових технологічних процесів, таких як-от електрогальванізація, СОПФ (струминне осадження з парової фази), ФОПФ (фізичне осадження з парової фази), (гальванізація в
Зо результаті занурення у розплав/гальванізація в результаті занурення у розплав з відпалом) тощо.
Приклади
Подальші випробування, приклади, ілюстративний опис зображувальними засобами і таблиці, які представлені в цьому документі, є не обмежувальними за самою своєю природою і повинні бути розглянуті для цілей лише ілюстрації і демонструватимуть вигідні ознаки винаходу.
Листові сталі, виготовлені з сталей, які характеризуються різними композиціями, зібрані в таблиці 71, де листові сталі виготовляють відповідно до технологічних параметрів, які встановлені, відповідно, в таблиці 2. Після цього в таблиці З зібрані мікроструктури листових сталей, одержаних під час створення пробних зразків, а в таблиці 4 зібраний результат оцінок одержаних властивостей.
Таблиця 1
ВЕ ИСН Сл Нст Сл ся ст НСЯЯ зразків елементи и 1ол48)| 1,54 | 0707 | 0014 | 00027 | 0 Щ|00045| - 12 0748) 1,54 | 0707 | 0014 | 00027 | 0 Щ|00045| - 13 048) 1,54) 0707 | 0014 | 00027 | 0 Щ|00045| - 14 031147 | 0677 | 0014 | 00022 10003|00053| - ві ол48| 152 0698 | 0013 00027 | 0 Щ|00044| - вне 0748) 1,52| 0698 | 0013 00027 | 0 Щ|00044| -
ВЗ 048) 1,52 0698 | 0013 00027 | 0 Щ|00044| -
Іх«відповідно з винаходом; К-довідковий варіант; підкреслені значення: не у відповідності з винаходом.
Таблиця 2
У таблиці 2 зібрані технологічні параметри відпалу, втілені стосовно сталей з таблиці 1.
Композиції сталей від 11 до І4 використовуються для виготовлення листів, відповідних винаходу.
В цій таблиці також вказуються і довідкові сталі, які позначені в таблиці символами від КІ до
К4. У таблиці 2 також демонструються і табульовані значення Асі і Ас3. Ці значення Ас! і АсЗ3 визначаються для винайдених сталей і довідкових сталей наступним чином:
Ас1-723-10,7|(Мп|-16(Мі29,1(511-16,9(ІСИ-6,38ГУМ|1-290ІАв)
Ас3-910-203|С1(1/2)-15,2(М--44,71511--1041М1-31,5(Мої--13,1 ГММ1-30(Мп1-11|С7-20
ІСшІ-700ГРІ-4О0ГАЦ-АТ2О(А5|-400ГЇ, в яких рівні вмісту елементів наведені у вираженні у масових відсотках.
Всі сталі охолоджували зі швидкістю охолодження 34 "С/с після проведення гарячої прокатки і наприкінці доводили до температури 460 "С до нанесення покриття.
Таблиця 2 представляє собою наступне: й Швид-
Швидкість Темпе- Швид- вид
Т змоту- | обтурс- | нагрівання ратура //Ксть Тем- | Час | повіль-
Т завер- | вання в кання для припи- повіль- пера- | том- ного
Зра- | Т повтор. шення ) рулон при хо- швидкого | нення ного тура | ління | охолод- зок | ного нагрі- | гарячої після -Ї лодній нагрівання швид- нагрі- томлін-| для ження сталі| вання ("С) | прокатки | гарячої | до прове- вання до : : ес) прокатки прокатці дення кого прове- ня при | від- після (с) (бо) відпалу нагрі- дення відпалі | палу прове- (Ссс) вання відпалу дення відпалу м 1 1200 | 860 | 520 | 65 | 10 | 600 | 12 | 770 | 238| 05 12 1 1200: | 860 | 520 | 65 | 22 | 600 | 26 | 770 | мо| чт
Із | 7200 | 860 | 5го | 65 | 22 | 600 | 26 | 770 | по| чт 4 11200 | 850 | 500 | 65 | 22 | 600 | 26 | 770 | мо | т
ВІ! 1200 | 850 | 500 | 65 | 14 | 600 | 13 | 740 | 179| 04
З 1200 | 850 | 50 | 65 | 14 | 600 | 1,6 | 770 / 293| з0 ва | 200 | 920 | 55 | 65 | 10 | 600 | 12 | 770 | 238 | 05
Температура Швидкість Температура Темпе- припинення Час
Зразок припинення швидкого ШВИДКОГО ратура витриму- АсЗ Ас1 сталі повільного охолодження витриму- СС) сс) о о охолодження о вання (с) охолодження ("С) (С/с) со вання (С) 12 | 70 2 2 юЮщ | 50 | 400 | 400 | 66 | 827 | 727 13 | 70 2ЮюЮюБМЙМ| 75 | 250 | 250 | 66 | 827 | 727 4 | 70 щ | 58 | 350 | 350 | 66 | 834 | 727
ВЗ; 7/7 - 777717 Ї177780 1 475 | 475 | 107 | 827 | 727
Іх«відповідно з винаходом; К-довідковий варіант; підкреслені значення: не у відповідності з винаходом.
Таблиця З
В таблиці З проілюстровані на прикладах результати випробувань, проведених у відповідності до стандартів з використанням різних мікроскопів, як-от сканувальний електронний мікроскоп, для визначення мікроструктур як сталей винаходу, так і довідкових сталей.
Результати в цьому документі встановлені у вигляді: аустеніт (90) до 7111859 111130 11111171771171 11111418 12 | 163 ЇЇ 29 | 6 | 2 | 9 3 71176011 28 | 7777 | .5 |! 8 Ф / 7471173 | 18 | 8 | 1 | м"
В 772 | 23 | щЩщфхкБ | 0 | 95 ва | 63 | з | щ7 | 0 їЇ 9 Ф 83 | 60 | з | з | 0 | 9" і в8е | 62 | з | 5 5 5 / 0 |! 95 /
Іх«відповідно з винаходом; К-довідковий варіант; підкреслені значення: не у відповідності з винаходом.
Таблиця 4
В таблиці 4 проілюстровані на прикладах механічні властивості як сталі винаходу, так і порівняльних сталей. Для визначення границі міцності на розрив, границі текучості на розтяг і загального відносного подовження проводять випробування на розтяг відповідно до стандартів
ЛЗ 22241.
Зібрані результати різних механічних випробувань, проведених відповідно до стандартів.
Таблиця 4 зразків розтяг (Т5) (МПа) розтяг) (МПа) подовження (95)
Іх«відповідно з винаходом; К-довідковий варіант; підкреслені значення: не у відповідності з винаходом.

Claims (17)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатана і термооброблена листова сталь, яка має наступний хімічний склад, виражений у 95 мабс.: 011 свуглецьхоО,15, 1,1хмарганецьх1,8, О,охкремнійс0,9, о, 002хфосфорго,02, О«сірках0,003, Охалюмінійс0,05, Охазоте0,007, і яка містить один або кілька наступних необов'язкових елементів: 0, О05сххром-1, 0, 001«молібденесо,5,
0,001 «ніобійсО,1, 0,001«ститансО,1, о, О1емідьсаг, 0,01 «енікель-3, 0,0001«кальційс0,005, О«ванадійхо,1, О«кбор-0,003, Оо«церійхО,1, О«магнійхО,010, О«цирконійхсО,010, решта є залізом і неминучими домішками, причому мікроструктура зазначеної листової сталі містить, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, від 50 до 80 95 фериту, від 10 до 30 95 бейніту, від 1 до 10 95 залишкового аустеніту і від 1 до 5 95 мартенситу, причому сукупна кількість бейніту і фериту не перевищує 94 95.
2. Листова сталь за п. 1, в якій склад містить від 0,6 до 0,8 95 кремнію.
3. Листова сталь за п. 1 або 2, в якій склад містить від 0,12 до 0,15 95 вуглецю.
4. Листова сталь за п. 3, в якій склад містить від 0 до 0,04 95 алюмінію.
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, в якій склад містить від 1,2 до 1,8 95 марганцю.
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій склад містить від 1,3 до 1,7 95 марганцю.
7. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-6, в якій сукупні кількості відпущеного фериту і бейніту є більшими або рівними 65 95, і рівень процентного вмісту бейніту становить більше 15 95.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, в якій рівень вмісту вуглецю у залишковому аустеніті знаходиться в діапазоні від 0,9 до 1,1 95.
9. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-8, яка характеризується границею міцності на розрив, яка є не меншою 630 МПа, і загальним відносним подовженням, яке не менше 26 965.
10. Листова сталь за п. 9, в якій зазначена листова сталь характеризується межею міцності на розрив, яка становить 640 МПа або більше, і загальним відносним подовженням, більшим або рівним 28 95.
11. Спосіб одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі, який включає такі послідовні стадії: одержання сталі зі складом за будь-яким з пп. 1-6; повторне нагрівання згаданого напівфабрикату до температури в діапазоні між 1150 і 1280 ес; прокатку зазначеного напівфабрикату в аустенітному діапазоні, причому температура завершення гарячої прокатки перевищує АсЗ для одержання гарячекатаної листової сталі; охолодження гарячекатаної листової сталі зі швидкістю охолодження, яка перевищує 30 "С/с, до температури змотування в рулон, яка не перевищує 570 С; і змотування в рулон гарячекатаної листової сталі; охолодження гарячекатаної листової сталі до кімнатної температури; необов'язково здійснення видалення окалини з гарячекатаної листової сталі; необов'язково проведення відпалу гарячекатаної листової сталі при температурі в діапазоні від 400 до 750 ес; необов'язково здійснення видалення окалини з гарячекатаної листової сталі; холодну прокатку гарячекатаної листової сталі при ступені обтискання в діапазоні 35-90 95 для одержання холоднокатаної листової сталі; після цього проведення відпалу при температурі витримування в діапазоні між Ас1 30 2 і АсЗ3 протягом 10-500 с в результаті нагрівання холоднокатаної листової сталі в ході двостадійного нагрівання; на першій стадії нагрівання холоднокатану листову сталь нагрівають до 550-650 2С зі швидкістю 10-40 2б/с; після цього на другій стадії нагрівання холоднокатану листову сталь нагрівають зі швидкістю 1-5 207 від 550-650 "С до температури витримування при відпалі; після цього здійснюють охолодження холоднокатаної листової сталі в ході двостадійного охолодження, при якому на першій стадії охолодження холоднокатану листову сталь охолоджують зі швидкістю охолодження, яка не перевищує 5 "С/с, до температурного діапазону 600-720 2С; після цього згадану холоднокатану листову сталь охолоджують від температурного діапазону в межах між 600 і 720 "С до температури перестарювання зі швидкістю охолодження в діапазоні між 10 ї 100 еС/с; після цього зазначену холоднокатану листову сталь перестарівають в температурному діапазоні 250-470 "С протягом 5-500 с і потім згадану холоднокатану листову сталь доводять до температурного діапазону 420-480 "С для полегшення нанесення покриття; після цього нанесення покриття на холоднокатану листову сталь для одержання холоднокатаної листової сталі з нанесеним покриттям.
12. Спосіб за п. 11, в якому температура змотування в рулон не перевищує 550 ес.
13. Спосіб за п. 11 або 12, в якому температура завершення прокатки знаходиться в діапазоні між Ас3 і Ас3--100 2б.
14. Спосіб за будь-яким з пп. 11-13, в якому швидкість охолодження після проведення відпалу становить менше З "С/с в температурному діапазоні 600-700 С.
15. Спосіб за будь-яким з пп. 11-14, в якому холоднокатану листову сталь піддають відпалу в діапазоні між Асі-30 С і Ас3, а температуру відпалу вибирають так, щоб забезпечити присутність щонайменше 30 95 аустеніту під час проведення відпалу.
16. Застосування листової сталі за будь-яким з пп. 1-10 або листової сталі, виробленої способом за будь-яким з пп. 11-15, для виготовлення конструкційних деталей або деталей, які відповідають за безпеку, в транспортному засобі.
17. Транспортний засіб, який містить деталь, одержану за п. 16. 000 КомпютернаверсткаА Крулевськийї (00000000 ДП "Український інститут інтелектуальної власності", вул. Глазунова, 1, м. Київ - 42, 01601
UAA202003333A 2017-12-19 2018-10-22 Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення UA125769C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/058131 WO2019122965A1 (en) 2017-12-19 2017-12-19 Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
PCT/IB2018/058188 WO2019123034A1 (en) 2017-12-19 2018-10-22 Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA125769C2 true UA125769C2 (uk) 2022-06-01

Family

ID=61007725

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202003333A UA125769C2 (uk) 2017-12-19 2018-10-22 Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення

Country Status (13)

Country Link
US (1) US20200392596A1 (uk)
EP (1) EP3728668A1 (uk)
JP (1) JP7117381B2 (uk)
KR (1) KR102471559B1 (uk)
CN (1) CN111448329A (uk)
BR (1) BR112020008666B1 (uk)
CA (1) CA3081941C (uk)
MA (1) MA51269A (uk)
MX (1) MX2020006340A (uk)
RU (1) RU2020117987A (uk)
UA (1) UA125769C2 (uk)
WO (2) WO2019122965A1 (uk)
ZA (1) ZA202002411B (uk)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3877557A2 (en) * 2018-11-08 2021-09-15 Coskunoz Kalip Makina Sanayi ve Ticaret A.S. Steel production method providing high energy absorption with mn partitioning and rapid heating
WO2021070951A1 (ja) * 2019-10-10 2021-04-15 日本製鉄株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
CA3163376C (en) * 2019-12-13 2024-02-27 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN115181890B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 1180MPa级别低碳低合金双相钢及快速热处理制造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005325393A (ja) * 2004-05-13 2005-11-24 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP1960562B1 (en) * 2005-12-09 2015-08-26 Posco High strenght cold rolled steel sheet having excellent formability and coating property, zinc-based metal plated steel sheet made of it and the method for manufacturing thereof
JP4811288B2 (ja) * 2007-02-05 2011-11-09 住友金属工業株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4998756B2 (ja) * 2009-02-25 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102712973B (zh) * 2010-01-13 2016-06-08 新日铁住金株式会社 成型性优良的高强度钢板及其制造方法
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
CN103562428B (zh) * 2011-05-25 2015-11-25 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
RU2585889C2 (ru) * 2011-09-30 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный горячеоцинкованный стальной лист, имеющий превосходное сопротивление замедленному разрушению, и способ его изготовления
CA2850044C (en) * 2011-09-30 2016-08-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
CA2879540C (en) * 2012-08-06 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same, and hot-stamp formed body
JP5920118B2 (ja) * 2012-08-31 2016-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2016001699A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and sheet obtained
WO2016001705A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and ductility and sheet obtained
JP6265108B2 (ja) * 2014-11-07 2018-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
JP6417977B2 (ja) * 2015-01-29 2018-11-07 新日鐵住金株式会社 鋼板ブランク
JP6586776B2 (ja) * 2015-05-26 2019-10-09 日本製鉄株式会社 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
EP3318652B1 (en) * 2015-06-30 2021-05-26 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength galvannealed steel sheet
JP6237962B1 (ja) * 2016-01-22 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2017164346A1 (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板および高強度亜鉛めっき鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
ZA202002411B (en) 2021-03-31
US20200392596A1 (en) 2020-12-17
RU2020117987A (ru) 2021-12-01
CA3081941C (en) 2022-09-20
CN111448329A (zh) 2020-07-24
RU2020117987A3 (uk) 2021-12-01
EP3728668A1 (en) 2020-10-28
WO2019122965A1 (en) 2019-06-27
BR112020008666B1 (pt) 2023-11-07
CA3081941A1 (en) 2019-06-27
KR102471559B1 (ko) 2022-11-25
BR112020008666A2 (pt) 2020-10-06
MA51269A (fr) 2021-03-31
KR20200083599A (ko) 2020-07-08
MX2020006340A (es) 2020-09-03
WO2019123034A1 (en) 2019-06-27
JP2021507993A (ja) 2021-02-25
JP7117381B2 (ja) 2022-08-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA3080680C (en) Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102325721B1 (ko) 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법
KR102325717B1 (ko) 우수한 성형성을 갖는 템퍼링되고 코팅된 강 시트 및 이의 제조 방법
CA3047696C (en) High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
CA3080436C (en) Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
RU2757020C1 (ru) Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления
JP2017048412A (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
CA3110629C (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2022018481A1 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
CA3138625A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
RU2784454C2 (ru) Холоднокатаная термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления