UA126200C2 - Високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується високою деформованістю, і спосіб її виготовлення - Google Patents

Високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується високою деформованістю, і спосіб її виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA126200C2
UA126200C2 UAA201908294A UAA201908294A UA126200C2 UA 126200 C2 UA126200 C2 UA 126200C2 UA A201908294 A UAA201908294 A UA A201908294A UA A201908294 A UAA201908294 A UA A201908294A UA 126200 C2 UA126200 C2 UA 126200C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
rolled sheet
hot
temperature
range
Prior art date
Application number
UAA201908294A
Other languages
English (en)
Inventor
Жан-Марк Піпар
Жан-Марк ПИПАР
Марк Олівьє Тено
Марк Оливье Тено
Пьєр Таржи
Пьер Таржи
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 UA126200C2 publication Critical patent/UA126200C2/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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—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
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

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

Description

Даний винахід стосується холоднокатаної листової сталі, що характеризується високою міцністю і високою деформованістю і демонструє високу межу міцності при розтягуванні, яка становить 1150 Мпа і більше, і коефіцієнт роздачі отвору, що становить більше, ніж 30 95, яка є придатною для використання в якості листової сталі для транспортних засобів.
Від автомобільних деталей потрібно, щоб вони задовольняли б дві неузгоджені між собою потреби, а саме, легкість формування і міцність, але в останні роки з урахуванням проблем з навколишнім середовищем в глобальному масштабі до автомобілів також була пред'явлена і третя вимога у вигляді поліпшення споживання палива. Таким чином, в даний час автомобільні деталі повинні бути виготовлені з матеріалу, що характеризується високою деформованістю, з метою задоволення критеріїв легкості відповідності хитромудрій збірці автомобілів і в той же самий час врахування необхідності поліпшення міцності для безпеки при аварії і довговічності транспортного засобу при одночасному зменшенні маси транспортного засоби для поліпшення коефіцієнта корисної дії за паливом.
Тому робляться інтенсивні спроби в області науково-дослідних і дослідно-конструкторських розробок для зменшення кількості матеріалу, що використовується в автомобілі, в результаті збільшення міцності матеріалу. Навпаки, збільшення міцності листових сталей зменшує деформованість, і, таким чином, необхідною є розробка матеріалів, що характеризуються як високою міцністю, так і високою деформованістю.
Ранні науково-дослідні і дослідно-конструкторські розробки в сфері листових сталей, що характеризуються високою міцністю і високою деформованістю, в результаті привели до появи декількох способів виробництва листових сталей, що характеризуються високою міцністю і високою деформованістю, деякі з яких перераховуються в цьому документі для остаточної оцінки даного винаходу.
У публікації О5 9 074 272 описуються сталі, які характеризуються хімічним складом: 0,1- 0,28 95 С, 1,0-2,0 95 5, 1,0-3,0 96 Мп і залишок, що складається з заліза і неминучих домішок.
Мікроструктура включає залишковий аустеніт в кількості в діапазоні від 5 до 20 95, бейнітний ферит в кількості в діапазоні від 40 до 65 95, полігональний ферит в кількості в діапазоні від 30 до 50 95 і менше, ніж 5 95 мартенситу. Публікація О5 9074272 відноситься до холоднокатаної листової сталі, яка характеризується чудовим відносним подовженням, але винахід, описаний в ній, не може дозволити досягти міцності 900 МПа, яка є обов'язковою для зменшення маси при одночасному збереженні надійності складної автомобільної деталі.
На відомий рівень техніки, що відноситься до виготовлення листових сталей, які характеризуються високою міцністю і високою деформованістю, впливає недолік того чи іншого з двох параметрів: таким чином, існує потреба в холоднокатаній листовій сталі, що характеризується високою міцністю і високою деформованістю, і спосіб її виготовлення.
Мета винаходу полягає в рішені даних проблем в результаті надання в розпорядження холоднокатаних листових сталей, які одночасно характеризуються: - граничним опором розтягування, більшим або рівним 1150 МПа, а переважно більше, ніж 1180 Па або навіть більше, ніж 1220 МПа. - загальним відносним подовженням, більшим чи рівним 13 95, а переважно більшим або рівним 14 965, - коефіцієнтом роздачі отвору, що становить 30 95 і більше, а переважно 40 95 і більше.
В одному переважному варіанті здійснення листова сталь, відповідна винаходу, може характеризуватися значенням межі текучості, більшим або рівним 850 МПа.
Переважно така сталь також характеризується хорошою придатністю для використання при формуванні, зокрема, під час прокатки, спільно з хорошими здатністю до зварювання і придатністю для нанесення покриття.
Ще одна мета цього винаходу також полягає в наданні в розпорядження способу виготовлення даних листів, який є сумісним зі звичайними промисловими областями застосування при одночасній демонстрації надійності щодо відхилень за виробничими параметрами.
Ця мета досягається в результаті пропозиції листової сталі, що відповідає пункту 1 формули винаходу. Листова сталь також може включати характеристики з пунктів від 2 до 8 формули винаходу. Ще однієї мети досягають в результаті пропозиції способу, відповідного пунктам від 9 до 12 формули винаходу. Ще одного аспекту досягають в результаті пропозиції деталей або транспортних засобів, які відповідають пунктам від 13 до 15 формули винаходу.
Інші характеристики і переваги винаходу стануть очевидними виходячи з наступного докладного опису винаходу.
Вуглець присутній в сталі при рівні вмісту в діапазоні від 0,19 95 до 0,24 95. Вуглець це бо елемент, необхідний для збільшення міцності листової сталі в результаті виробництва фази,
яка характеризується низькотемпературним перетворенням, такої як мартенсит. Додаткова кількість вуглецю також грає ключову роль при стабілізації аустеніту. Рівень вмісту вуглецю, що становить менш, ніж 0,19 95, не дав би можливості ні стабілізувати аустеніт, ні зафіксувати, щонайменше, 5 95 мартенситу, що, тим самим, зменшує міцність, а також тягучість. З іншого боку, при рівні вмісту вуглецю, що перевищує 0,24 95, зона зварювання і зона термічного впливу значно зміцнюються, і, таким чином, механічні властивості зони зварювання погіршуються.
Рівень вмісту марганцю в сталі даного винаходу знаходиться в діапазоні від 1,9 95 до 2,2 95.
Марганець є елементом, який впливає на міцність, а також стабілізує аустеніт з утворенням аустеніту. З метою отримання міцності і прокалюваності листової сталі, а також стабілізації аустеніту було встановлено кількість яка складає, щонайменше, приблизно 1,995 (мас. марганцю. Таким чином, кращим є більш високий рівень процентного вмісту марганцю, такий як величина в діапазоні від 2,0 до 2,2 95. Але в разі рівня вмісту марганцю, що становить більше, ніж 2,295, це буде приводити до отримання несприятливих ефектів, таких як уповільнення перетворення аустеніту в бейніт під час ізотермічної витримки для бейнітного перетворення, що призводить до зменшення тягучість. Крім цього, рівень вмісту марганцю, що становить більше, ніж 2,2 95, також привів би до зменшення зварюваності даної сталі.
Рівень вмісту кремнію в сталі даного винаходу знаходиться в діапазоні від 1,4 95 до 1,6 95.
Кремній в якості складової частини уповільнює утворення виділень вуглецю з аустеніту. Тому внаслідок присутності 1,495 кремнію аустеніт, збагачений вуглецем, стабілізується при кімнатній температурі. Однак, додавання більш, ніж 1,6 95 кремнію не покращує згаданий ефект і призводить до появи проблем, таких як крихкість під час гарячої прокатки. Тому концентрацію контрольовано витримують в межах верхнього граничного значення в 1,6 95.
Рівень вмісту алюмінію в сталі даного винаходу знаходиться в діапазоні від 0,01 до 0,06 95.
У межах такого діапазону алюміній зв'язується з азотом в сталі з утворенням нітриду алюмінію таким чином, що зменшується розмір зерна. Але всякий раз при перевищенні рівнем вмісту алюмінію значення в 0,06 95 в даному винаході це буде збільшувати температуру АсЗ3, що, тим самим, зменшить продуктивність.
Рівень вмісту хрому в сталі даного винаходу знаходиться в діапазоні від 0,2 95 до 0,5 95.
Хром є суттєвим елементом, який надає сталі міцність і зміцнення, але при використанні більш,
Зо ніж 0,5 95 погіршує якість обробки поверхні сталі.
Рівень вмісту фосфору в сталі винаходу обмежується значенням 0,02 95. Фосфор є елементом, який здійснює зміцнення в твердому розчині, а також створює перешкоди для утворення карбідів. Тому вигідним може виявитися невелика кількість фосфору, що становить, щонайменше, 0,002 96, але фосфору також властивий і свій несприятливий ефект, такий як погіршення зварюваності при точковому зварюванні і тягучість в гарячому стані, зокрема, внаслідок його тенденції до ліквації на кордонах зерна або до спільної ліквації з марганцем. За даними причинами його рівень вмісту переважно обмежується максимумом в 0,013 95.
Сірка не представляє собою суттєвий елемент, але може міститися в сталі в якості домішки.
Рівень вмісту сірки переважно є по можливості найбільш низьким, але становить 0,03 95 і більше, а переважно, щонайбільше, 0,003 95, з точки зору вартості виготовлення. Крім того, в разі присутності більшого рівня вмісту сірки в сталі вона буде об'єднуватися з утворенням сульфіду особливо з Мп і Ті і зменшувати їх сприятливий вплив на даний винахід.
Ніобій є необов'язковим елементом, який може бути доданий до сталі в кількості, що доходить до 0,06 95, переважно знаходиться в діапазоні від 0,0010 до 0,06 95. Він є підходящим для використання при отриманні карбонітридів з метою додання міцності сталі, відповідної винаходу, в результаті дисперсійного зміцнення. Оскільки ніобій затримує рекристалізацію під час нагрівання, мікроструктура, отримана в кінці впливу температури витримки і як наслідок після повного відпалу, є більш дрібною, це призводить до зміцнення продукції. Але в разі рівня вмісту ніобію, що становить більше, ніж 0,06 95, кількість карбонітридів не буде сприятливою для даного винаходу, оскільки велика кількість карбонітридів має тенденцію до зменшення тягучість сталі.
Титан є необов'язковим елементом, який може бути доданий до сталі даного винаходу в кількості, що доходить до 0,08 956, переважно знаходиться в діапазоні від 0,001 до 0,08 95. Як і ніобій, він включається в карбонітриди і, таким чином, відіграє роль при зміцненні. Але він також включений і в утворення ТІМ, що проявляється під час затвердіння відлитою продукції. Кількість
Ті, таким чином, обмежують значенням в 0,08 95, щоб уникнути утворення великих часток ТІМ, згубних для роздачі отвору. У разі рівня вмісту титану, що становить менш, ніж 0,001 95, він не буде надавати будь-якого ефекту щодо сталі даного винаходу.
Ванадій є необов'язковим елементом, який може бути доданий до сталі даного винаходу в 60 кількості, що доходить до 0,1 95, переважно знаходиться в діапазоні від 0,001 до 0,01 95. Як і ніобій, він включається в карбонітриди і, таким чином, відіграє роль при зміцненні. Але він також включений і в утворення УМ, що проявляється під час затвердіння відлитою продукції. Кількість
М, таким чином, обмежують значенням 0,195, щоб уникнути утворення великих часток ММ, згубних для роздачі отвору. У разі рівня вмісту ванадію, що становить менш, ніж 0,001 95, він не буде надавати будь-якого ефекту щодо сталі даного винаходу.
Кальцій є необов'язковим елементом, який може бути доданий до сталі даного винаходу в кількості, що доходить до 0,005 96, переважно знаходиться в діапазоні від 0,001 до 0,005 95.
Кальцій додають до сталі винаходу в якості необов'язкового елемента особливо під час обробки для утворення включень. Кальцій вносить свій внесок в рафінування сталі в результаті усунення згубного рівня вмісту сірки при її глобуляризації.
Інші елементи, такі як церій, бор, магній або цирконій, можуть бути додані окремо або в комбінації в наступних далі частках: Сех0,1 95, В«0,01 95, Мас0,05 95 и 21:0,05 95. До зазначених максимальних рівнів вмісту дані елементи уможливлюють подрібнення зерна під час затвердіння.
Залишок композиції сталі складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті переробки.
Мікроструктура листової сталі, відповідної винаходу, включає від 5 95 до 15 95 відпущеного мартенситу, від 10 до 1595 залишкового аустеніту і необов'язково аж до 595 фериту при вираженні в частках площі поверхні, при цьому залишок утворений з бейніту, причому рівень вмісту бейніту складає, щонайменше, 70 9.
Бейніт є матрицею сталі і міститься при мінімальній кількості в 70 906, переважно 75 95.
В рамках цього винаходу бейніт складається з рейкового бейніту і гранулярного бейніту.
Гранулярним бейнітом є бейніт, що характеризується дуже низькою щільністю карбідів, що означає включення в сталь менш, ніж 100 карбідів при розрахунку на одиницю площі поверхні в 100 мкм2. Рейковий бейніт має форму тонких рейок фериту при утворенні карбіду між рейками.
Розмір карбідів, присутніх між рейками, є таким, щоб кількість карбідів, більших, ніж 0,1 мікрона, становила б менш, ніж 50000/мм2. Рейковий бейніт надає сталі належну роздачу отвору, в той час як гранулярний бейніт надає поліпшене відносне подовження.
Відпущений мартенсит міститься в кількості в діапазоні від 5 до 15 95. У разі рівня вмісту
Зо відпущеного мартенситу, що становить менш, ніж 5 95, було б важко досягти рівня міцності в 1150 МПа, а в разі досягнення кількістю мартенситу більше, ніж 15 95, це було б згубним для зварюваності сталі, а також зробило б несприятливий вплив на тягучість.
Залишковий аустеніт міститься в кількості в діапазоні від 10 до 15 95. Як це відомо, він характеризується більшою розчинністю вуглецю в зіставленні з бейнітом і, таким чином, виконує функцію ефективної пастки вуглецю, тому уповільнює утворення карбідів в бейніті. Залишковий аустеніт даного винаходу переважно містить вуглець в кількості в діапазоні від 0,9 до 1,15 95, при цьому середній рівень вмісту вуглецю в аустеніті складає 1,00 95. Таким чином, баланс вуглецю між бейнітом і аустенітом полегшує гарячу прокатку в аустенітному діапазоні при одночасному забезпеченні надання бейнітними зернами механічних властивостей, таких як деформованість і відносне подовження. На додаток до цього, аустеніт також надає даній сталі тягучість.
Відпущений мартенсит і залишковий аустеніт можуть бути присутніми в сталі, відповідної винаходу, в якості ізольованих фаз або у вигляді мартенситно-аустенітних островів, що є кращим.
Ферит може бути присутнім в мікроструктурі сталі, відповідної винаходу, в якості випадкової мікроструктури внаслідок, наприклад, низької швидкості охолодження. Такий ферит може включати полігональний ферит, рейковий ферит, голчастий ферит, пластинчастий ферит або епітаксіальний ферит. Присутність фериту в цьому винаході може надавати сталі деформованість і відносне подовження, а також певною мірою опір втомного руйнування. Але вона також може і шкідливо діяти внаслідок збільшення феритом перепаду твердостей з твердими фазами, такими як мартенсит і бейніт, і локального зменшення тягучість, що в результаті призводить до отримання меншого коефіцієнта роздачі отвору. Тому його присутність обмежують максимумом в 5 95.
Листова сталь, відповідна винаходу, може бути отримана при використанні будь-якого належного способу. Однак, кращим є використання способу, відповідного винаходу, який включає наступні далі послідовні стадії: - формування композиції сталі, відповідної винаходу, для отримання напівфабрикату; - повторне нагрівання зазначеного напівфабрикату до температури в діапазоні від 1000 до 1280 2С;
- прокатка зазначеного напівфабрикату повністю в аустенітному діапазоні, де температура кінця гарячої прокатки є більшою або рівною 8501 "С, для отримання гарячекатаної листової сталі; - охолодження листа при швидкості охолодження, що становить більше, ніж 30 еС/с, до температури скочування в рулон, яка є меншою або рівною 600 С, і скочування в рулон зазначеного гарячекатаного листа; - охолодження зазначеного гарячекатаного листа; - необов'язково здійснення технологічного процесу видалення окалини щодо згаданої гарячекатаної листової сталі; - проведення, щодо гарячекатаної листової сталі відпалу при температурі в діапазоні від 400 до 750 "С протягом періоду часу від 1 години до 96 годин; - необов'язково здійснення технологічного процесу видалення окалини щодо згаданої гарячекатаної відпалений листової сталі; - холодна прокатка згаданої гарячекатаної листової сталі при ступені обтиску в діапазоні від 35 до 90 95 для отримання холоднокатаної листової сталі; - після цього безперервний відпал згаданої холоднокатаної листової сталі з швидкістю в діапазоні від 1 до 20 "С/с до температури томління в діапазоні від АсЗ до Ас3--50 "С протягом, щонайменше, 100 секунд, при цьому температуру і час вибирають для отримання рівня процентного вмісту в 100 95 аустеніту; - після цього охолодження листа при швидкості, що становить більше, ніж 20 2С/с, до температури в діапазоні від М5-10 до М5-10 "С, де М5 є температурою М5 для початкового аустеніту до охолодження, а після цього - витримка холоднокатаної листової сталі в діапазоні від 350 до 450 С протягом періоду часу від 250 до 1000 секунд; після цього - охолодження листа до кімнатної температури при швидкості охолодження, що становить не більше, ніж 2002С/с.
Такий технологічний процес включає отримання напівфабрикату зі сталі, яка характеризується хімічним складом, відповідним винаходу. Напівфабрикат може бути виготовлений в результаті або розливання в злитки, або безперервного розливання у вигляді тонких слябів або тонких штрипсів, тобто, при наявності товщини, наприклад, в діапазоні від приблизно 220 мм для слябів до декількох десятків міліметрів для тонких штрипсів.
Для цілей спрощення цього винаходу в якості напівфабрикату буде розглядатися сляб.
Сляб, що характеризується описаним вище хімічним складом, виготовляють безперервним литтям, де сляб переважно зазнавав пряме м'яке обтиснення під час розливання для забезпечення виключення осьової ліквації і зменшення пористості. Сляб, отриманий при використанні технологічного процесу безперервного розливання, може бути використаний безпосередньо при високій температурі після безперервного розливання або може бути спочатку охолоджений до кімнатної температури, а після цього повторно нагрітий для гарячої прокатки.
Температура сляба, який піддають гарячої прокатки, переважно становить, щонайменше, 1000 С, переважно більш, ніж 1200 9С, і повинна становити менше, ніж 128020. У разі температури сляба, що становить менше, ніж 1000 2С, на прокатний стан буде впливати надлишковий тиск, і, крім того, температура сталі може зменшитися до температури феритного перетворення під час чистової прокатки, в результаті чого сталь піддаватиметься прокатці в стані, в якому в структурі містився б перетворений ферит. Крім того, температура не повинна становити більше, ніж 1280 "С, оскільки це представляло б собою ризик утворення феритних зерен неправильної форми, приводячи в результаті до отримання великого феритного зерна, що зменшує здатність даних зерен рекристалізуватися під час гарячої прокатки. Чим більшим буде початковий розмір феритних зерен, тим з меншою легкістю ферит буде рекристалізуватися, що означає необхідність уникнення температур повторного нагрівання більш, ніж 1280 С, оскільки вони є дорогими з точки зору промисловості та несприятливими стосовно рекристалізації фериту.
Температура сляба переважно є досить високою таким чином, щоб гаряча прокатка могла б бути завершена повністю в аустенітному діапазоні, при цьому температура кінця гарячої прокатки залишається більш, ніж 850 С, а переважно більш, ніж 900 "С. Чистову прокатку необхідно проводити при більш, ніж 850 С, оскільки нижче цієї температури листова сталь демонструє значне падіння прокочуваності. Для отримання структури, яка є сприятливою для рекристалізації і прокатки, кращою є температура чистової прокатки в діапазоні від 900 до 950 26.
Після цього лист, отриманий даними чином, охолоджують при швидкості охолодження, що становить більше, ніж 30 "С/с, до температури скочування в рулон, яка становить менше, ніж 600 С. Переважно швидкість охолодження буде меншою або рівною 65 2С/с і становити більше, ніж 35 "С/б5. Температура скочування в рулон переважно становить понад, ніж 350 С для уникнення перетворення аустеніту в ферит і перліт і внесення вкладу у формування гомогенної мікроструктури бейніту і мартенситу.
Скачана в рулон гарячекатана листова сталь може бути охолоджена до кімнатної температури до проведення для неї відпалу гарячої смуги або може бути безпосередньо відправлена на відпал гарячої смуги.
Гарячекатана листова сталь у міру потреби може бути піддана необов'язкового травленню для видалення окалини, що утворилися під час гарячої прокатки. Після цього гарячекатаний лист піддають відпалу при температурі в діапазоні від 400 «С до 750 "С протягом періоду від 1 до 96 годин. Температуру такого відпалу гарячої смуги визначають відповідно до цільового рівня процентного вмісту бейніту, оскільки чим більшою буде температура, тим вищим буде рівень процентного вмісту бейніту, а, зокрема, гранулярного бейніту. Це запускається в результаті подрібнення розміру колишнього аустенітного зерна. Після цього при необхідності може бути проведено травлення даної гарячекатаної і відпаленої листової сталі для видалення окалини.
Слідом за цим гарячекатані і відпалені листи піддають холодній прокатці при стисненні по товщині в діапазоні від 35 до 90 95. Після цього холоднокатану листову сталь піддають відпалу для надання сталі винаходу цільової мікроструктури і механічних властивостей.
Для проведення безперервного відпалу холоднокатаної листової сталі її спочатку нагрівають при швидкості нагрівання, що знаходиться в діапазоні від 1 до 20 "С/с, переважно більш, ніж З С/с, до температури томління в діапазоні від АсЗ3 до АсЗ3-50 С протягом, щонайменше, 100 секунд, а переважно не більше, ніж 1000 секунд. Температуру і час вибирають для забезпечення досягнення повної рекристалізації, тобто, для отримання рівня процентного вмісту в 10095 аустеніту. АсЗ для сталі, відповідної винаходу, зазвичай знаходиться в діапазоні від 840 до 900 ес.
Після цього лист охолоджують при швидкості охолодження, що становить більше, ніж 20 Сус, аж до досягнення М5--/-10 "С, де М5 є температурою М5 для початкового аустеніту до охолодження. Температура припинення охолодження повинна бути по можливості найбільш близькою до М5. В одному переважному варіанті здійснення швидкість охолодження становить більш, ніж 30 еС/с.
Після цього температуру холоднокатаної листової сталі збільшують до значення в діапазоні від 350 до 4502С, при цьому збільшення температури від М5-ж/-10 С до температури в діапазоні від 350 до 450 "С обумовлюється явищем рекалесценції. Слідом за цим листову сталь витримують при температурі в діапазоні від 350 до 450 С протягом періоду часу, що становить, щонайменше, 250 секунд, але не більше, ніж 1000 секунд. Дане термічне старіння стабілізує аустеніт, збагачений вуглецем, і вносить свій вклад в утворення і стабілізацію карбідного бейніту низької щільності, що надає сталі даного винаходу цільові механічні властивості.
Після цього холоднокатану листову сталь охолоджують до кімнатної температури при швидкості охолодження, що становить не більше, ніж 200 2С/с. Під час даного охолодження нестабільний залишковий аустеніт може перетворитися в свіжий мартенсит в формі островів
МА.
На даній стадії може бути проведена необов'язкова операція прокатки в валах дресирувальної кліті при ступені обтиску, що становить менше, ніж 0,6 95.
Після цього на термооброблений холоднокатаний лист необов'язково може бути нанесено покриття при використанні електроосадження або вакуумного нанесення покриття або будь- якого іншого відповідного для використання технологічного процесу.
З метою зменшення градієнта твердості між фазами і забезпечення дегазації продукції з нанесеними покриттями необов'язково після відпалу щодо продукції без нанесеного покриття або після нанесення покриття щодо продукції з нанесеним покриттям може бути проведено наступний відпал в камерній печі, переважно проводиться при температурі в діапазоні від 170 до 210 "С протягом періоду від 12 годин до 30 годин.
Приклади
Наступні далі випробування і приклади, представлені в цьому документі, є не обмежуючими за своєю природою і повинні розглядатися тільки в цілях ілюстрування і демонструватимуть вигідні ознаки винаходу і роз'яснювати значення параметрів, обраних винахідниками після проведення багатьох експериментів, і додатково визначати властивості, яких можна досягнути при використанні сталі, відповідної винаходу.
Зразки листових сталей, відповідних винаходу і деяким порівняльним маркам, отримували при використанні композицій, зібраних в таблиці 1, і технологічних параметрів, зібраних в таблиці 2. Відповідні мікроструктури даних листових сталей були зібрані в таблиці 3, а властивості - в таблиці 4.
Таблиця 1 ілюструє сталі, які характеризуються композиціями, що виражені в рівнях масового процентного вмісту.
Таблиця 1
Композиції в дослідах (Марка, С Ма ЧІ АГ ст | в 1 5 М 0 М ЛІ 0 М са
ШЕ 0352 бої 0002 00071 00101 00051 п ша 0002 ою аж 0213240 11,510 0037 0343 0002 0092.
Я 0204 | 1. 15000035. вич тм 5 0207209 1 148010026 06750010 00020405 0002 0004-х 65.60.95 37 590 0020 0540 0012 0002 0005 0502 0004 шЕоя ВАВ ОДЯ90 0021 0650. вн повела сов пише 8 106208 2,09 1,500 Ф028)0363 0,011 0002)000510002 0004) х Е відповідність винаходу; підкреслені значення: невідповідність винаходу.
Таблиця 2 збирає параметри технологічного процесу відпалу, втілені у відношенні сталей з таблиці 1.
Таблиця 1 також демонструє температури бейнітного перетворення В5 і мартенситного перетворення М5 для сталі даного винаходу і еталонної сталі. Обчислення значень В5 і М5 проводять при використанні формул Ван Бохем, опублікованих в публікації Маїегіа!5 Зсіепсе апа ТесНпоіоду (2012) мої. 28, по. 4, рр. 487-495, які представляють собою наступне:
В5-839 - (867|Мпі я 237151) 4 677|СИ я- ЗЗ"МІЇ - 757ЇМої) - 27011 - ЕХРІ(- 1,3371С1Ї))
М5-565 - (З17ІМпї - 137151) 4 10 я 1871МІ - 127ЇМої) - 6001 - ЕХРІ- 0,9671С1))
Крім того, до проведення обробки відпалом, щодо сталей даного винаходу, а також еталонних сталей зразки нагрівали до температури в діапазоні від 1000 до 1280 2С, а після цього піддавали гарячій прокатці при температурі кінця прокатки, що становить більше, ніж 850 С, і слідом за цим їх скачували в рулон при температурі, що становить менше, ніж 600 2С.
Після цього гарячекатаний рулон піддають переробці відповідно до формули винаходу, а слідом за цим холодній прокатці при стисненні по товщині в діапазоні від 35 до 90 95.
Таблиця 2
Технологічні параметри в дослідах
Відпал ! Старіння нн що тТоонво щи СОТ двиджєть вії на ВУ ! Не: внз) Ме я. Швидкість і Єтомлен-! «фо видкеть я
СЕ 0533 36х аю 6201 55 0 86бЯ 155 135851 39 40140 366
М її 5 15551 366 450 БА а 85 15 350 за 1392 405 366
СЯ 45381 570 | 560 14505857 155 | 367 155398 Я 366
СВІ 8 4514) 306 БО 560601 80120 40050800 400 300 3 1150336 560 056060 85000950 00 00 300
ВА в 550 560 б 830 0 20 1 375 | 50 375 400 300
ГВ5 11015341 306 550 5601 24 872 1 16 348 | 34 334 404 1439 підкреслені значення: невідповідність винаходу.
НВА: відпал гарячекатаної листової сталі
Таблиця З збирає результати випробування, проведеного відповідно до стандартів по відношенню до різних мікроскопів, таких як скануючий електронний мікроскоп, для визначення композиції мікроструктури з дослідів як зі сталлю винаходи, так і з еталонною сталлю.
Таблиця З
Мікроструктури в дослідах 1 Досліди Бейніт Відпущений Залишковий (996 в аустеніт! | Ферит виш пн --МавенсиВЕН ! І 75 15 ! 13 | НО) | о вна шк уч ДЕ их
З 74 15 | 12 | -То8 2
АВ я о ко 69 | 12 : ЦИ мб 8
В ВВ ої | в 16 10 12 | Еш МИ У підкреслені значення: невідповідність винаходу.
Таблиця 4 збирає механічні властивості як сталі даного винаходу, так і еталонної сталі.
Випробування на межу міцності при розтягуванні, межу плинності і загальне відносне подовження проводять відповідно до стандартів УІ5 22241, в той час як для оцінки роздачі отвору використовують так зване випробування на роздачу отвору, відповідно до стандарту
ІБО16630: 2009. В даному випробуванні зразок піддають пробиванню для отримання отвору в 10 мм (- бі) ї деформації. Після деформування вимірювали діаметр отвору Ої і коефіцієнт роздачі отвору (НЕК) розраховували при використанні представленої нижче формули:
НЕН 95 - 1000-0110
Таблиця 4
Механічні властивості в дослідах : : Межа Загальне
Досліди Ме розтягуванні Ма) плинності відносне ООНЕВ(Ю) р у (МІВ (ОМПг) 0 подовження (95) і 102 559 | 14,5 41,0 ши 1227 ' 13 | 1235 КУЩ 135. 45,2 : шия 869 | 143 40,0
В 287
КО | 1252 83 | 15,7 98.7
За 74 У 16,8 23,5 підкреслені значення: невідповідність винаходу.
Як це демонструють приклади, листові сталі, відповідні винаходу, являють собою єдині матеріали, що демонструють всі цільові властивості, завдяки своїм конкретним композиції і мікроструктурам.

Claims (18)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатана листова сталь, при цьому сталь містить в масових відсотках: 019свуглецьхо,24, 1,9хмарганецьхг 2, 1,4«кремній-1,6, 0,01х«алюмінійс0О,06, б 2схромхо,5, фосфор-0,02, сіркає0,03, решта - залізо і неминучі домішки, при цьому листова сталь має мікроструктуру, що включає від 5 до 1595 відпущеного мартенситу, від 10 до 15 95 залишкового аустеніту при вираженні в частках площі поверхні, при цьому залишок утворений з бейніту, причому рівень вмісту бейніту становить щонайменше 70 о.
2. Листова сталь за п. 1, в якій склад сталі додатково містить один або декілька наступних елементів: ніобійсО,06, титанес0,08, ванадійхО,1, кальційсО0,005.
3. Листова сталь за п. 1 або 2, в якій хімічний склад містить від 2,0 до 2,2 марганцю.
4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, в якій склад містить максимум 0,013 фосфору. Зо
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, в якій мікроструктура додатково містить аж до 5 95 фериту при вираженні в частках площі поверхні.
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій мікроструктура включає більше ніж 75 95 бейніту.
7. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-6, в якій залишковий аустеніт характеризується концентрацією вуглецю в діапазоні від 0,9 до 1,15 95.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, що характеризується межею міцності при розтягуванні, більшою або рівною 1150 МПа, коефіцієнтом роздачі отвору, більшим або рівним 30 95, і загальним відносним подовженням, більшим або рівним 13 95.
9. Листова сталь за п. 8, яка характеризується межею міцності при розтягуванні, що становить більше ніж 1200 МПа, і коефіцієнтом роздачі отвору, більшим або рівним 40 95.
10. Листова сталь за п. 9, що характеризується загальним відносним подовженням, що становить щонайменше 14 95.
11. Спосіб виготовлення холоднокатаної листової сталі, який включає наступні послідовні стадії: забезпечення наявності складу сталі за будь-яким з пп. 1-4 для отримання напівфабрикату; нагрівання зазначеного напівфабрикату до температури від 1000 до 1280 С; прокатка зазначеного напівфабрикату повністю в аустенітному діапазоні, при цьому температура кінця гарячої прокатки є більшою або рівною 850 "С, для отримання гарячекатаної листової сталі; охолодження гарячекатаної листової сталі при швидкості охолодження, що становить більше ніж 30 "С/с, до температури скочування в рулон, яка є меншою або рівною 600 "С, і скочування в рулон гарячекатаної листової сталі; охолодження гарячекатаної листової сталі; відпал гарячекатаної листової сталі при температурі в діапазоні від 400 до 750 "С протягом періоду від 1 до 96 годин; холодна прокатка згаданої гарячекатаної листової сталі при ступені обтиску в діапазоні від 35 до 90 95 для отримання холоднокатаної листової сталі; після цього безперервний відпал згаданої холоднокатаної листової сталі з швидкістю в діапазоні від 1 до 20 "С/с до температури томління в діапазоні від АсЗ3 до АсЗ3 -50 С протягом щонайменше 100 секунд, при цьому температуру і час вибирають для отримання рівня процентного вмісту в 100 95 аустеніту; після цього охолодження холоднокатаної листової сталі зі швидкістю, що становить більше ніж 20 "Сус, до температури в діапазоні від М5-10 "С до М5--10 "С, де М5 є температурою М5 для початкового аустеніту до охолодження, а після цього витримка холоднокатаної листової сталі в діапазоні від 350 до 450 "С протягом періоду часу від 250 до 1000 секунд; після цього охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури при швидкості охолодження, що становить не більше ніж 200 "С/с.
12. Спосіб за п. 11, в якому після змотування в рулон і охолодження гарячекатаної листової сталі і до відпалу гарячекатаної листової сталі при температурі в діапазоні від 400 до 750 С Зо здійснюють технологічний процес видалення окалини з гарячекатаної листової сталі.
13. Спосіб за п. 11 або 12, в якому після відпалу гарячекатаної листової сталі і до холодної прокатки гарячекатаної листової сталі здійснюють видалення окалини з гарячекатаної відпаленої листової сталі.
14. Спосіб за будь-яким з пп. 11-13, в якому температуру скочування в рулон гарячекатаної листової сталі встановлюють в діапазоні від 350 до 600 "С.
15. Спосіб за будь-яким з пп. 11-14, в якому холоднокатану листову сталь піддають безперервному відпалу при температурі в діапазоні від 840 до 900 "С протягом від 100 до 1000 секунд.
16. Спосіб за будь-яким з пп. 11-15, в якому на холоднокатану листову сталь також наносять покриття з цинку або сплаву на цинковій основі.
17. Застосування листової сталі за будь-яким з пп. 1-10 або листової сталі, отриманої способом за будь-яким з пп. 11-16, для виготовлення конструкційних деталей або деталей, що відповідають за безпеку, транспортного засобу.
18. Транспортний засіб, що містить деталь за п. 17.
UAA201908294A 2016-12-21 2017-12-19 Високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується високою деформованістю, і спосіб її виготовлення UA126200C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/057903 WO2018115933A1 (en) 2016-12-21 2016-12-21 High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
PCT/IB2017/058119 WO2018116155A1 (en) 2016-12-21 2017-12-19 High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA126200C2 true UA126200C2 (uk) 2022-08-31

Family

ID=57796768

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201908294A UA126200C2 (uk) 2016-12-21 2017-12-19 Високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується високою деформованістю, і спосіб її виготовлення

Country Status (12)

Country Link
US (1) US11279984B2 (uk)
EP (1) EP3559299A1 (uk)
JP (2) JP7107939B2 (uk)
KR (1) KR102314590B1 (uk)
CN (1) CN110088342B (uk)
BR (1) BR112019011097B1 (uk)
CA (1) CA3047696C (uk)
MX (1) MX2019007170A (uk)
RU (1) RU2750309C2 (uk)
UA (1) UA126200C2 (uk)
WO (2) WO2018115933A1 (uk)
ZA (1) ZA201903335B (uk)

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109852887B (zh) * 2019-03-28 2020-10-02 唐山钢铁集团有限责任公司 一种超高强塑积冷轧钢板及其生产方法
EP3754036B1 (en) * 2019-06-17 2022-03-02 Tata Steel IJmuiden B.V. Heat treatment of high strength cold rolled steel strip
ES2911656T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
ES2911655T3 (es) * 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
PT3754037T (pt) * 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
CN110499461B (zh) * 2019-08-22 2021-10-08 唐山钢铁集团有限责任公司 一种汽车座椅焊管用超高强钢板及其生产方法
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
CA3156318A1 (en) * 2019-11-18 2021-05-27 Arcelormittal STEEL FORGED PIECE AND METHOD OF MANUFACTURING IT
MX2022007053A (es) * 2019-12-13 2022-07-11 Arcelormittal Hoja de acero laminada en frio tratada termicamente y un metodo de fabricacion de la misma.
WO2021123877A1 (en) * 2019-12-17 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
WO2021200169A1 (ja) * 2020-04-02 2021-10-07 日本製鉄株式会社 鋼板
CN113802051A (zh) 2020-06-11 2021-12-17 宝山钢铁股份有限公司 一种塑性优异的超高强度钢及其制造方法
SE545210C2 (en) 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
SE545209C2 (en) 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
WO2024048133A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
WO2024048132A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
WO2024048131A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS62182224A (ja) * 1986-02-05 1987-08-10 Nippon Steel Corp 延性の良好な高強度鋼板の製造方法
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4716359B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
JP5418047B2 (ja) 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5883211B2 (ja) * 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN103154279B (zh) * 2010-10-12 2015-09-23 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 热成形钢坯的方法和热成形的部件
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
CA2843180C (en) * 2011-07-29 2017-08-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet excellent in shapeability and methods of production of same
EP2738276B1 (en) * 2011-07-29 2019-04-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength galvanized steel sheet and high-strength steel sheet having superior moldability, and method for producing each
JP5348268B2 (ja) 2012-03-07 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5632904B2 (ja) * 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
IN2014DN11262A (uk) 2012-07-31 2015-10-09 Jfe Steel Corp
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
KR101912512B1 (ko) * 2014-01-29 2018-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP6306481B2 (ja) * 2014-03-17 2018-04-04 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
JP2015200013A (ja) * 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN103993226B (zh) * 2014-05-12 2016-01-13 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种高强度的冷轧钢板及其制备方法
JP6179461B2 (ja) 2014-05-27 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
JP6282577B2 (ja) 2014-11-26 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
JP6540162B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-10 日本製鉄株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2018115933A1 (en) 2018-06-28
WO2018116155A1 (en) 2018-06-28
US20190338385A1 (en) 2019-11-07
EP3559299A1 (en) 2019-10-30
US11279984B2 (en) 2022-03-22
JP2022084632A (ja) 2022-06-07
JP7431873B2 (ja) 2024-02-15
BR112019011097A2 (pt) 2019-10-01
RU2019122579A (ru) 2021-01-22
KR20190087506A (ko) 2019-07-24
CA3047696A1 (en) 2018-06-28
CN110088342B (zh) 2021-11-09
KR102314590B1 (ko) 2021-10-20
MX2019007170A (es) 2019-08-29
JP7107939B2 (ja) 2022-07-27
CA3047696C (en) 2022-07-12
BR112019011097B1 (pt) 2023-03-28
RU2750309C2 (ru) 2021-06-25
JP2020509199A (ja) 2020-03-26
CN110088342A (zh) 2019-08-02
RU2019122579A3 (uk) 2021-01-22
ZA201903335B (en) 2020-01-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA126200C2 (uk) Високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується високою деформованістю, і спосіб її виготовлення
RU2757020C1 (ru) Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления
JP2021502488A (ja) 冷間圧延鋼板及びその製造方法
WO2006107066A1 (ja) 熱延鋼板、その製造方法および熱延鋼板成形体
US11795519B2 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR20240000646A (ko) 구멍 확장비가 높은 열간 압연된 강 시트 및 이의 제조 방법
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
JP2023139168A (ja) 熱間圧延鋼板及びその製造方法
EP3983568A1 (en) A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
US20220033925A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US20220325369A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CA3138625C (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2022009032A1 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR20230016218A (ko) 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
US20230340630A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof