UA126244C2 - Холоднокатана термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення - Google Patents

Холоднокатана термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA126244C2
UA126244C2 UAA202002616A UAA202002616A UA126244C2 UA 126244 C2 UA126244 C2 UA 126244C2 UA A202002616 A UAA202002616 A UA A202002616A UA A202002616 A UAA202002616 A UA A202002616A UA 126244 C2 UA126244 C2 UA 126244C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
temperature
range
hot
rolled
Prior art date
Application number
UAA202002616A
Other languages
English (en)
Inventor
Жан-Марк Піпар
Жан-Марк ПИПАР
Артем Арлазаров
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 UA126244C2 publication Critical patent/UA126244C2/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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • 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
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—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
    • C21D2211/008—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, що має склад, який містить наступні елементи, виражені у масових відсотках: 0,10івуглецьв0,5, 10марганецьм3,4, 0,53кремнійк2,5, 0,032алюмінійн1,5, сіркак0,003, 0,0020фосфорф0,02, азот 0,01, і яка може містити один або декілька таких необов’язкових елементів 0,03 хромх1, 0,0011молібденм0,5, 0,0010ніобійн0,1, 0,0010титант0,1, 0,0010мідьм2, 0,012нікельн3, 0,0001 кальційк0,005, 00ванадійв0,1, 00борб0,003, 00церійц0,1, 0,магнійм0,010, 0,цирконійц0,010, при цьому решту композиції становить залізо і неминучі домішки, зумовлені переробкою, при цьому мікроструктура зазначеної листової сталі містить при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, від 10 до 30 % залишкового аустеніту, від 10 до 40 % бейніту, від 5 до 50 % відпаленого мартенситу, від 1 до 20 % загартованого мартенситу або менше 30 % відпущеного мартенситу, причому сукупні кількості бейніту і залишкового аустеніту становлять не менше 25 %. 2

Description

менше 30 95 відпущеного мартенситу, причому сукупні кількості бейніту і залишкового аустеніту становлять не менше 25 905.
Цей винахід відноситься до холоднокатаної і термообробленої листової сталі, придатної для використання як листова сталь для автомобілів.
Від автомобільних деталей потрібно, щоб вони задовольняли дві неузгоджені одна з одною умови, 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 мають бути виготовлені з матеріалу, який характеризується високою деформованістю для задоволення критеріїв легкості стосовно технології збирання автомобілів і в той самий час урахування необхідності покращення міцності для безпеки при аварії і довговічності транспортного засобу при одночасному зменшенні маси транспортного засобу для покращення коефіцієнта корисної дії за паливом.
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 деформованістю.
Ранні науково-дослідні і дослідно-конструкторські розробки у сфері листових сталей, які характеризуються високою міцністю і високою деформованістю, в результаті призвели до появи кількох способів виробництва листових сталей, які характеризуються високою міцністю і високою деформованістю, деякі з яких перелічуються в цьому документі для остаточного оцінювання цього винаходу.
У публікації ЕР 3128023 згадуються високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується чудовими відносним подовженням, придатністю до збільшення отвору і стійкістю до уповільненого руйнування, і високим співвідношенням між границею плинності на розтяг і границею міцності на розтяг, і спосіб виробництва такої листової сталі. Високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується високим співвідношенням від границею плинності на розтяг і границею міцності на розтяг, характеризується композицією, яка містить, у до (мас.): С від 0,13 95 до 0,25 95, 5і від 1,2 95 до 2,2 95, Мп від 2,0 95 до 3,2 95, Р 0,08 95 або менше, 5 0,005 95 або менше, АЇ від 0,01 95 до 0,08 95, М 0,008 95 або менше, Ті від 0,055 95 до
Зо 0,130 95 і решта, яка являє собою Ре і неминучі домішки. Листова сталь має мікроструктуру, яка містить від 295 до 1595 фериту, який характеризується середнім діаметром кристалічного зерна, який не перебільшує 2 мкм, об'ємною частковою концентрацією від 5 до 20 95 залишкового аустеніту, який характеризується середнім діаметром кристалічного зерна в діапазоні від 0,3 до 2,0 мкм, за об'ємною частковою концентрацією, не більше 10 95 (включаючи
О 95) мартенситу, який характеризується середнім діаметром зерна, який не перебільшує 2 мкм, за об'ємною частковою концентрацією, а решта, являє собою бейніт і відпущений мартенсит, при цьому бейніт і відпущений мартенсит характеризуються середнім діаметром кристалічного зерна, який не перевищує 5 мкм.
У публікації ЕР 3009527 пропонуються високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується чудовим відносним подовженням, чудовою придатністю до відбортування внутрішніх кромок і високим співвідношенням між границею плинності на розтяг і границею міцності на розтяг, і спосіб її виготовлення. Високоміцна холоднокатана листова сталь характеризується композицією і мікроструктурою. Композиція містить від 0,15 95 до 0,27 95 С, від 0,8 до 2,4 95 51, від 2,3 95 до 3,5 95 Мп, 0,08 95 або менше Р, 0,005 95 або менше 5, від 0,01 95 до 0,08 95 АЇ ї 0,010 95 або менше М у перерахунку на масу, при цьому решта являє собою Ге і неминучі домішки. Мікроструктура містить: ферит, який характеризується середнім розміром зерна, який не перевищує 5 мкм, і об'ємною частковою концентрацією в діапазоні від З 95 до 2095, залишковий аустеніт, який характеризується об'ємною частковою концентрацією в діапазоні від 5595 до 2095, і мартенсит, який характеризується об'ємною частковою концентрацією в діапазоні від 595 до 2095, при цьому решта являє собою бейніт і/або відпущений мартенсит. Сукупна кількість залишкового аустеніту, який характеризується розміром зерна, який не перевищує 2 мкм, мартенситу, який характеризується розміром зерна, який не перевищує 2 мкм або їх змішаної фази, яка становить або перевищує 150 у розрахунку на 2000 мкм? поперечного перерізу за товщиною паралельно напрямку прокатки листової сталі.
Публікація ЕР 3144406 являє собою патент, який заявляє високоміцну холоднокатану листову сталь, яка характеризується чудовою тягучістю, яка містить, при вираженні у 9о (мабс.): вуглець (С) від 0,1 95 до 0,3 95, кремній (5і) від 0,1 95 до 2,0 95, алюміній (АІ) від 0,005 95 до 1,5 95, марганець (Мп) від 1,5 95 до 3,0 95, фосфор (Р) 0,04 95 або менше (за виключенням 0 95), сірку (5) 0,015 95 або менше (за виключенням 0 95), азот (М) 0,02 95 або менше (за винятком бо О 95) ії решту, якою є залізо (Ре) і неминучі домішки, в якій сума кількостей б5і ії АЇ (5ІЖАЇ) (90
(мас.)) задовольняє величині, яка дорівнює або перевищує 1,0 95, і в якій мікроструктура містить: при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, 5 95 або менше полігонального фериту, який характеризується відношенням малої осі до великої осі, яке дорівнює або перевищує 0,4 і не перебільшує 7095 (за винятком 095) голчастого фериту, який характеризується відношенням малої осі до великої осі, яке дорівнює або перевищує 0,4 і не перебільшує 2595 (за винятком 095) голчастого залишкового аустеніту і решту, якою є мартенсит. Крім того, в публікації ЕР 3144406 передбачається високоміцна сталь, яка характеризується границею міцності на розтяг не менше 780 МПа, але не здатна забезпечити досягнення границі текучості на розтяг, яка дорівнює щонайменше 600 МПа, тобто не досягає деформованості особливо у випадку автомобільних деталей обшивки і деталей для запобігання несанкціонованого проникнення.
Задача цього винаходу полягає у вирішенні цих проблем шляхом надання у розпорядження листових холоднокатаних сталей, які характеризуються одночасно: - границею міцності на розрив, не менше 900 МПа, а переважно не менше 980 МПа, - загальним відносним подовженням, не менше 14 95, а переважно не менше 18 95, - границею плинності на розтяг не менше 550 МПа.
В одному переважному варіанті здійснення листові сталі, відповідні винаходу, також можуть характеризуватися відношенням між границею текучості на розтяг і границею міцності на розтяг не менше 0,5.
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 термооброблена листова сталь 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 від 0,10 95 до 0,595. Вуглець є
Зо елементом, який необхідний для збільшення міцності листової сталі в результаті утворення фаз, які характеризуються низькотемпературним перетворенням, таких як-от мартенсит, додаткова кількість вуглецю також відіграє ключову роль при стабілізуванні аустеніту, і, таким чином, він є елементом, необхідним для забезпечення наявності залишкового аустеніту. Тому вуглець відіграє дві ключові ролі, одна полягає в збільшенні міцності, а інша полягає в збереженні аустеніту для надання тягучість. Але рівень вмісту вуглецю менший 0,10 95, не буде уможливлювати стабілізування аустеніту в належній кількості, необхідній для сталі винаходу. З іншого боку, при рівні вмісту вуглецю, який перевищує 0,5 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 95 до 3,4 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 придатності до зміцнювання листової сталі, а також стабілізування аустеніту була визначена кількість, яка становить, щонайменше, приблизно 1 95 (мас.) марганцю. Таким чином, переважним в цьому винаході є більш високий рівень процентного вмісту марганцю, аж до 3,495. Але у разі рівня вмісту марганцю, який перевищує 3,495, це буде приводити до одержання несприятливих ефектів, таких як-от затримування перетворення аустеніту на бейніт під час ізотермічного витримування для бейнітного перетворення. На додаток до цього, рівень вмісту марганцю, який перевищує 3,4 95, також призводить до зменшення тягучості, а також погіршення зварюваності такої сталі, таким чином, унеможливлює досягнення цілей за тягучістю. Переважний діапазон кількості марганцю лежить в межах від 1,2 95 до 2,3 95, а більш переважно діапазон знаходиться в межах від 1,2 95 до 2,2 95.
Рівень вмісту кремнію в сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,5 9о до 2,5 95. Кремній є складовою частиною, яка затримує формування виділень карбідів під час перестарення, тому внаслідок присутності кремнію аустеніт, збагачений на вуглець, стабілізується при кімнатній температурі. Крім того, через незадовільну розчинність кремнію у карбіді, кремній ефективно пригнічує або затримує утворення карбідів, і таким чином, також промотує утворення карбідів низької щільності у бейнітній структурі, від чого відповідно до цього винаходу прагнуть 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 значення у 2,5 95.
Рівень вмісту алюмінію знаходиться в діапазоні від 0,03 до 1,5 95. В цьому винаході алюміній видаляє кисень, наявний у розплавленій сталі, що запобігає формуванню киснем газової фази.
Алюміній також фіксує азот в сталі з утворенням нітриду алюмінію так, що зменшується розмір зерен. Підвищений рівень вмісту алюмінію більше 1,595, збільшує температуру Асз до неприйнятно високої температури, що, зменшує продуктивність. Рівень вмісту алюмінію в діапазоні від 1,0 95 до 1,5 96 використовують в цьому винаході при додаванні високого рівня вмісту марганцю для урівноваження впливу марганцю на температури перетворення, такі як-от
Асз, і еволюцію формування аустеніту при зміні температури.
Рівень вмісту хрому в сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,05 95 до 1 95. Хром є суттєвим елементом, який надає сталі міцність і можливість зміцнення, але з використанням більше 1 95 погіршується якість обробки поверхні сталі. Крім того, рівні вмісту хрому, які складають менше 1 95, укрупнюють характер диспергування карбіду в бейнітних структурах, тобто, зберігають незначну щільність карбідів в бейніті.
Кількість складової частини у вигляді фосфору в сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,002 95 до 0,02 95, 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. За цих причин на його рівень вмісту накладають обмеження значенням 0,02 95, а переважно значенням, які не перевищують 0,013 95.
Сірка не є суттєвим елементом, але може міститися у сталі в якості домішки, і з точки зору цього винаходу рівень вмісту сірки переважно є за можливістю найбільш низьким, але становить або перевищує 0,003 95 з точки зору собівартості виробництва. Крім того, у разі присутності вищого рівня вмісту сірки в сталі вона буде об'єднуватися з утворенням сульфіду особливо з марганцем і зменшувати їхній сприятливий вплив на сталь винаходу.
Ніобій присутній в сталі у кількості в діапазоні від 0001 95 до 0,195 додається у сталь 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
Зо рекристалізації під час технологічного процесу нагрівання. Таким чином, більш дрібна мікроструктура, одержана наприкінці впливу температури витримування і як наслідок після повного відпалу, буде призводити до зміцнення продукції. 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 додається до сталі винаходу у кількості в діапазоні від 0,001 95 до 0,1 95. Так само, як і ніобій, він включається в утворення карбонітридів і, таким чином, відіграє роль при зміцненні сталі цього винаходу. На додаток до цього, титан також утворює нітрид титану, що проявляється під час 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 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.
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 потрібний вміст мінімум 0,01 95. Однак, у разі рівня його вмісту більше З 95, він може стимулювати погіршення тягучості.
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 появу бейніту і забезпечує уникнення формування виділень карбідів у бейніті. Однак, додавання молібдену надлишково збільшує вартість додавання легуючих елементів так, що з економічних бо причин на його рівень вмісту накладають обмеження значенням в 0,5 95.
На кількість азоту накладають обмеження значенням 0,01 95, щоб уникнути старіння матеріалу і для зведення до мінімуму формування виділень нітридів алюмінію під час затвердіння, які є згубними для механічних властивостей сталі.
Ванадій є ефективним при покращенні міцності сталі в результаті утворення карбідів або карбонітридів, і з економічних причин верхнє граничне значення становить 0,195. 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 затвердіння. Решта композиції сталі складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті переробки.
Мікроструктура листової сталі містить:
Відпалений мартенсит присутній в сталі винаходу у кількості в діапазоні від 5 95 до 50 95, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Найважливіші складові частини сталі винаходу, стосовно мікроструктури після циклу першого відпалу, являють собою загартований мартенсит або відпущений мартенсит, одержані під час безперервного охолодження від температури витримування і потенційного відпускання. Цей загартований мартенсит або відпущений мартенсит далі піддають відпалу під час другого відпалу. Залежно від температури витримування для другого відпалу поверхнева часткова концентрація відпаленого мартенситу становитиме, щонайменше, 5 95 у разі відпалу, близького до повністю аустенітного домену або буде обмежуватися значенням у 50 95 у разі міжкритичного витримування.
Загартований мартенсит становить від 1 95 до 20 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Загартований мартенсит надає міцність сталі винаходу.
Загартований мартенсит формується під час кінцевого охолодження другого відпалу. Будь- якого мінімуму не потрібно, але у разі наявності загартованого мартенситу у кількості, яка перевищує 20 95, він буде надавати надлишкову міцність, але буде погіршувати інші механічні властивості понад допустимі граничні значення.
Відпущений мартенсит становить від 0 9о до 30 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Мартенсит може бути сформований при охолодженні сталі в діапазоні від ТСмін ДО ТСмак., і його відпускають під час витримування при перестаренні.
Зо Відпущений мартенсит надає тягучості і міцності сталі цього винаходу. У разі присутності відпущеного мартенситу у кількості більше 30 95, він буде надавати міцності, але буде зменшувати відносне подовження понад допустиме граничне значення. Крім того, відпущений мартенсит зменшує зазор за твердістю між м'якими фазами, такими як-от залишковий аустеніт, і твердими фазами, такими як-от загартований мартенсит.
Бейніт становить від 10 95 до 40 9о від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, для сталі цього винаходу. В цьому винаході сукупний бейніт складається з рейкового бейніту і гранулярного бейніту, причому гранулярний бейніт характеризується дуже низькою щільністю карбідів, термін "низька щільність карбідів" в цьому документі позначає наявність одиниць розрахування карбіду, менших або рівних 100 одиниць розрахування карбідів у розрахунку на одиничну площу поверхні на 100 мкм", і характеризується високою щільністю дислокацій, що надає високі міцність і відносне подовження сталі цього винаходу. Рейковий бейніт має форму тонких феритних рейок разом з аустенітом або карбідами, утвореними в проміжку між рейками. Рейковий бейніт сталі цього винаходу надає цій сталі належну придатність до деформації. Для забезпечення наявності відносного подовження, яке становить 14 95, а переважно перевищує 15 95, обов'язковим є присутність 10 95 бейніту.
Залишковий аустеніт складає від 10 95 до 30 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 1,1 95. Залишковий аустеніт надає сталі винаходу покращену тягучість.
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. Виливка може бути виготовлена шляхом розливання у злитки або шляхом безперервного розливання у вигляді тонких слябів або тонких штрипсів, тобто, товщиною, наприклад, в діапазоні від приблизно 220 мм для слябів аж до декількох десятків міліметрів для тонких штрипсів.
Наприклад, сляб, що характеризується описаним вище хімічним складом, виготовляють шляхом безперервного лиття, в якому сляб необов'язково зазнавав пряме м'яке обтиснення під час технологічного процесу безперервного розливання для уникнення виникнення осьової ліквації і для забезпечення додержання співвідношення між локальною кількістю вуглецю і номінальною кількістю вуглецю на рівні що не перевищує 1,10. Сляб, одержаний з використанням 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 гарячій прокатці, переважно становить, щонайменше, 12002 і має не перевищувати 12802С. У разі температури сляба, яка не перевищує 12002С, 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 Асз до Асз-1002С, а кінцева температура прокатки залишалася б більшою Асз. Необхідно уникати повторного нагрівання при температурах, які перевищують 12802С, оскільки вони є витратними для промислового виробництва.
Для одержання структури, яка є сприятливою для рекристалізації і прокатки, переважним є діапазон кінцевих температур прокатки від Асз і Асз-1002С. Кінцевий прохід прокатки необхідно проводити при температурі більшій, ніж Асз, оскільки нижче цієї температури листова сталь демонструє значне падіння придатності до прокатки. Після цього лист, одержаний в такий спосіб, охолоджують зі швидкістю охолодження більше 302С/с, до температури змотування в рулон, яка не має перевищувати 6002С. Переважно швидкість охолодження буде меншою або рівною 2002С/с.
Гарячекатану листову сталь змотують в рулон при температурі змотування в рулон, яка не перевищує 6002С, щоб уникнути овалізації, а переважно, не перевищувати 5702С, щоб уникнути
Зо утворення окалини. Переважний діапазон такої температури змотування в рулон лежить в межах від 350 до 5702С. Змотана в рулон гарячекатана листова сталь може бути охолоджена до кімнатної температури до проведення для неї необов'язкового відпалу гарячої штаби або може бути безпосередньо відправлена на необов'язковий відпал гарячої штаби.
Гарячекатана листова сталь може бути піддана дії необов'язкової стадії видалення окалини для видалення окалини, яка утворилася під час гарячої прокатки до необов'язкового відпалу гарячої штаби. Після цього гарячекатаний лист може бути підданий необов'язковому відпалу гарячої штаби при температурах в діапазоні від 4002 до 7502С протягом, щонайменше, 12 годин і не більше 96 годин, але має бути витримана температура, що не перевищує 7502С, 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 холоднокатаної листової сталі при обтисканні за товщиною в діапазоні від 3595 до 9095. Після цього холоднокатану листову сталь, одержану в технологічному процесі холодної прокатки, піддають дії двох стадій відпалу для надання сталі винаходу мікроструктури і механічних властивостей.
При першому відпалі холоднокатану листову сталь нагрівають зі швидкістю нагрівання, яка перевищує 32С/с, до температури витримування в діапазоні від Асз і Асз--1002С, де значення Асз для цієї сталі розраховують з використанням такої формули:
Асз-901-2627 0-29 Мп-31 7 51-12 Сі-155" МЬ-86 7 АЇ, де рівні вмісту елементів виражаються через рівні масового процентного вмісту.
Листову сталь витримують при температурі витримування протягом періоду часу від 10 с до 500 с для забезпечення проходження завершеної рекристалізації і повного перетворення на аустеніт сильно механічно-зміцненої первісної структури. Після цього лист охолоджують зі швидкістю охолодження більше 202С/сб, аж до досягнення температури менше 5002С, а переважно менше 4002С. Крім цього, для забезпечення надійного формування однофазної мартенситної структури після цього першого відпалу переважною є швидкість охолодження, яка становить, щонайменше, 302С/с.
Після цього холоднокатана листова сталь необов'язково може бути піддана відпусканню при температурі в діапазоні від 1202С і 25026.
Після цього проводять другий відпал холоднокатаної і відпаленої листової сталі шляхом нагрівання її зі швидкістю нагрівання, яка перевищує 32С/с, до температури витримування в діапазоні від Т витримування і Асз, де
Т витримування - 830-260 0-25" Мп-22 7 5і-40 7 АЇ, де рівні вмісту елементів виражаються через рівні масового процентного вмісту, протягом періоду часу від 10 до 500 с для забезпечення проходження належних рекристалізації і перетворення для одержання щонайменше 50 95-ної аустенітної мікроструктури. Після цього лист охолоджують зі швидкістю охолодження, яка перевищує 202С/с, до температури в діапазоні від Т Смакс. і ТСмін... Ці значення Т Смакс. і ТП Смін. ВИЗнНачаються як:
Тосмакс. - 565 - 601 (1 - Ехр(- 0,868 70))- 34" Мп -13 7 51-10 Сі--13 7 АІ-- 361 " Мо
Тсмин. - 565 - 601 7 (1 - Ехр(-1,736702))-34 Ми -137 51-10 Сі4413 АІ-- 361 " МБ, де рівні вмісту елементів виражаються через рівні масового процентного вмісту. Після цього холоднокатану і відпалену листову сталь доводять до діапазону температур від 350 до 5502С і витримують в цьому стані протягом періоду часу від 5 до 500 с для забезпечення формування належної кількості бейніту, а також відпусканню мартенситу для надання сталі винаходу цільових механічних властивостей. Згодом холоднокатану і відпалену листову сталь охолоджують до кімнатної температури зі швидкістю охолодження, яка становить, щонайменше, 12С/с для одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі.
Після цього на холоднокатану і термооброблену листову сталь необов'язково може бути нанесене покриття з використанням будь-яких відомих промислових технологічних процесів, таких як-от електрогальванізація, УМО (струминне осадження з парової фази), РМО (фізичне осадження з парової фази), Ної-дір (СІХЗА) (гальванізація шляхом занурення у розплав/гальванізація шляхом занурення у розплав і відпал) тощо. Електрогальванізація ілюстративно описується просто для належного розуміння цього винаходу.
Електрогальванізація не змінює і не модифікує будь-які механічні властивості або мікроструктуру заявленої холоднокатаної і термообробленої листової сталі.
Електрогальванізація може бути здійснена з використанням будь-якого звичайного промислового технологічного процесу, наприклад, з використанням електролітичного осадження покриття.
Приклади
Подальші випробування, приклади, ілюстративний опис зображувальними засобами і таблиці, які представлені в цьому документі, є необмежувальними 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 експериментів, а в таблиці 4 зібраний результат оцінювання одержаних властивостей.
Таблиця 1
СтальсС |Мпі5і ТА! 5 |Р М |Сфб Мо (Мо |ті Си |мі Са ЇМ |В / 6 Юетеой,500,0380,00250,0100,00520,34400,0020,002І0,00500,0020,02110,00180,0020,0006 8 Юетр22и,440,0400,00100,0110,00600,2120,0020,002І0,00270,0090,02510,001810,0040,0008 9 еле ,470,0420,00300,0120,00380,3670,0020,00110,0038І0,00110,01810,0008І0,0030,0005
Таблиця 1
У таблиці 2 зібрані технологічні параметри відпалу, втілені стосовно сталей з таблиці 1.
Композиції сталей від І1ї до І5 призначені для виготовлення листів, відповідних винаходу. В даній таблиці також наведені порівняльні сталі, які позначаються в таблиці символами від К1 до
К5. У таблиці 2 також продемонстровано табулювання даних для ТсСмін. і ТСмакє. Ці значення
Теомакс. і ТОмін. визначаються для сталей винаходу і порівняльних сталей наступним чином:
Тосмакс. - 565 - 601701 - Ехр(-0,8687С)) - ЗА"Мп - 13751 - 107Ст1--4137АЇ - 3617МЬ
Тсмин. - 565 - 601711 - Ехр(-1,73670)) - ЗА"Мп - 13751 - 101-137 А - 3617МЬ
Крім того, до проведення обробки відпалом стосовно сталей винаходу, а також стосовно порівняльних сталей, сталі нагрівали до температури в діапазоні від 10002 і 12802С, а після цього піддавали гарячій прокатці при кінцевій температурі, яка перевищувала 8502С, а після цього змотували в рулон при температурі, яка не перевищувала 6002С. Далі ці гарячекатані рулони піддавали переробці відповідно до претензій винаходу і після цього холодній прокатці з обтисканням за товщиною в діапазоні від 3095 до 9595. Ці холоднокатані листові сталі піддавали термічним обробкам, в яких швидкість нагрівання у другому відпалі становила 62С/с для всіх сталей, наведених у таблиці 2, а швидкість охолодження після витримування при другому відпалі становила 702С/с для всіх сталей, наведених в таблиці 2:
Таблиця 2 11111111 (Першийвідпал/7/:////С://сСС
Т пов- Ц Т змотування у
Експерименти! Сталь торного завершення рулон при Швидкість Ц ! Швидкість й гарячої, 5 нагрівання, | витримки,| витримки, охолодження, нагрівання, гарячій : о о поокатки. ою Сс)сі Іще) (с) ССС) сс) ес) прокатці, СС) 1275 1275 1220. | 937 | 56 | 6 | 870 | 80 | 1000 1250. | 90 | «450 | 6 | 870 | 80 | 1000 1246 | 904 | 551 | 6 | 820 | 120 | 1000
Ві | 6 | 2 щ л1275 1220. | 937. | 546 | - її - | - 1 -
З 7 | 8 | 1220 | 937. | 546 | 6 | 870 | 80 | 1000 8-4 | 9 | 71250 | 90 | 450 2 | 6 | 870 | 80 | 1000 1246 | 904 | 551 | 6 | 820 | 120 | 1000 11111111 Друийвідпал/7////////////// ЇЇ 77777771 т Ї т т і і
Експерименти! Сталь Суми | Т витримки, АсЗ, витримки, | витримки, | охолодження, витримки,| витримки,| Смакс, сс) сс) сс) сс) (с) (ще) Со) (с) Со) Й и 77777771 71 770 | 80 1 го | 460 | 15 | 370 | 247 | 757 | 830
Пе | 72 | 70 1 80 1 з00 | 400 | 200 | 370 | 247 | 757 | 830 з 777 | 3 | 790 | 80 | 30 | 460 | 15 | 370 | 247 | 754 | 828 47777777 74 | 70 | 80 1 юю юз0 | 400 | 200 | 372 | 249 | 757 | 830
В! 7/6 | 750 1 80 1 240 | 460 | 15 | 370 | 247| 757 | 830 82 | 7 | 70 | 80 | 280 | 400 | 200 | 370 | 247 | 754 | 828
З | 8 | 750 | 80 1 240 | 460 | 15 | 370 | 247| 754 | 828 8. | 9 | 880 1 80 | 330 | 400 | 200 | 372 | 249 | 757 | 830
І х відповідно до винаходу; К - довідковий варіант; підкреслені значення: не відповідно до винаходу.
У таблиці З ілюстративно описуються результати випробування, проведеного відповідно до стандартів стосовно різних мікроскопів, таких як-от сканувальний електронний мікроскоп, для визначення мікроструктур як сталі винаходу, так і порівняльної сталі.
Таблиця З - . - Бейніт аустеніт мартенсит . аустеніт. 77777717 171116 117 | 47 177108 112 | 0| з ( 27777777 Ї11719 1 | 33 45 1 ЮщД з 11 0 |о01 52 37777 713 | 14 | 39 1 Ююфщ15 | Дфт19 |0| 27 4777777 11718 | 25| 4 1 7 | 5 |0| з 57777171 20 | 25 | 12 |ЮюЮюж 13 1 з |о01 545
Ві | 714 | 2 | 60 14.49 115 |о0| 16
Ва | 712 | 7 | 0 1Бж6ж.я«юК21 17. 12 | 48| 719
ВЗ | 12 | 6 | 58 |БЮюБью «їз | | о 718
Ві | 71 118 0 1 16 | 55 |01 5 жщ29
Б 7 Її з | 0ї 0 1 27 1 7 |о0| з /
І хх відповідно з винаходом; К - порівняльний варіант; підкреслені значення: не відповідні винаходу.
У таблиці 4 ілюстративно описуються механічні властивості як сталі винаходу, так і порівняльної сталі. Для визначення границі міцності на розрив, границі текучості на розтяг і загального відносного подовження проводять випробування на розтяг відповідно до стандартів
Л5 22241.
Зібрані результати різних механічних випробувань, проведених відповідно до стандартів.
Таблиця 4
Межа міцності при Межа текучості Загальне відносне
Експерименти розтягуванні (Т5)(в при розтягуванні подовження (в 95) Ул
МПа) (5) (в МПа) 8 7711717111111111711477177711116911177711111153 | 060
І х згідно з винаходом; К - довідковий варіант; підкреслені значення: не згідно з винаходом

Claims (24)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатана і термооброблена листова сталь, яка має склад, який містить такі елементи, виражені у мас. 9о: 0 1освуглецьхо,5, 1«марганецьх3,4, 0, Бекремнійс2, 5, 0,о0Зхалюмінійс1,5, сірках0,003, о, 002хфосфорго,02, азоте0,01, 0 оЗ«схром-1, решта - залізо і неминучі домішки, при цьому мікроструктура зазначеної листової сталі містить, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, від 10 до 30 95 залишкового аустеніту, від 10 до 40 95 бейніту, від 5 до
50 95 відпаленого мартенситу, від 1 до 20 95 загартованого мартенситу, при цьому сукупні кількості бейніту і залишкового аустеніту є рівними або перевищують 25 95.
2. Листова сталь за п. 1, в якій хімічний склад містить один або декілька наступних елементів,
мас. 90: 0, 001«молібденесо,5, 0,001 «ніобійсО,1, 0,001«ститансО,1, 0, 001«мідьсе, 0,01 «енікель-3, 0,0001«кальційс0,005, О«ванадійхо,1, О«кбор-0,003, Оо«церійхО,1, О«магнійхО,010, О«цирконійсО,010.
3. Листова сталь за п. 1, в якій хімічний склад містить від 1 до 2 мас. 95 кремнію.
4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, в якій хімічний склад містить від 0,03 до 1,0 мас. 95 алюмінію.
5. Листова сталь за п. 4, в якій хімічний склад містить від 0,03 до 0,6 мас. 95 алюмінію.
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій хімічний склад містить від 1,2 до 2,3 мас. 95 марганцю.
7. Листова сталь за п. 1, в якій мікроструктура згаданої листової сталі містить, при виражені через поверхневу часткову концентрацію, менш ніж 30 95 відпущеного мартенситу.
8. Листова сталь за п. 7, в якій сукупні кількості відпущеного мартенситу, загартованого мартенситу і відпаленого мартенситу є рівними або перевищують 20 95, а рівень процентного вмісту відпаленого мартенситу перевищує 10 95.
9. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-8, в якій рівень вмісту вуглецю у залишковому аустеніті знаходиться в діапазоні від 0,9 до 1,195.
10. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-9, яка характеризується границею міцності на розрив, яка є не меншою 950 МПа, і загальним відносним подовженням, яке не менше 15 95.
11. Листова сталь за п.10, яка характеризується границею міцності на розрив, не меншою 1000 Мпа, і відношенням границі текучості на розтяг до границі міцності на розрив, не меншим
0,5.
12. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-11, яка не містить фериту.
13. Спосіб одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі, який включає такі послідовні стадії: одержання сталі у вигляді напівфабрикату із складом за будь-яким з пп. 1-6; нагрівання зазначеного напівфабрикату до температури в діапазоні від 1200 до 1280 2С; прокатка зазначеного напівфабрикату в аустенітному діапазоні, причому температура завершення гарячої прокатки перевищує Асз, для одержання гарячекатаного листа; охолодження гарячекатаного листа зі швидкістю охолодження більше 30 2С/с, до температури змотування в рулон менше 600 2С; і змотування в рулон зазначеного гарячекатаного листа; охолодження зазначеного гарячекатаного листа до кімнатної температури; холодна прокатка гарячекатаного листа при ступені обтискання в діапазоні від 35 до 90 95 для отримання холоднокатаної листової сталі; після цього проведення першого відпалу шляхом нагрівання холоднокатаної листової сталі з швидкістю більше З "С/с, до температури витримування в діапазоні від Асз до Асз--100 2С, і витримування протягом періоду часу від 10 до 500 с; після цього охолодження зазначеної листової сталі зі швидкістю, яка перевищує 20 еС/с, до температури менше 500 ес; після цього проведення другого відпалу шляхом нагрівання зазначеної відпаленої холоднокатаної листової сталі зі швидкістю більше З "С/с, до температури витримування в діапазоні від Т витримування ДО Асз, і її витримування протягом періоду часу від 10 до 500 с; після цього охолодження зазначеної листової сталі зі швидкістю більше 25 2С/с, до діапазону температур від ТСмакс. і ТСмін.,, ДЕ: Томакс-265-601-(1-Ехр(-0,868-С))-34-Мп-13-51-10-Ст-13-АІ-361- МБ, Томін-265-601(1-Ехр(-1,736-С))-34-Мп-13:51-10-Сгт-13-АІ-361-МБ, причому рівні вмісту С, Мп, зі, Ст, АІ ї МО виражаються в мас. 95 елементів у сталі,
далі доведення згаданої відпаленої холоднокатаної листової сталі до температури 350-550 С протягом періоду часу від 5 до 500 с і охолодження зазначеної відпаленої і холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури зі швидкістю охолодження щонайменше 1 2С/с, для одержання холоднокатаної термообробленої листової сталі.
14. Спосіб за п. 13, в якому після охолодження вказаного гарячекатаного листа до кімнатної температури здійснюють видалення окалини з гарячекатаного листа.
15. Спосіб за п. 13, в якому після охолодження вказаного гарячекатаного листа до кімнатної температури здійснюють відпал гарячекатаного листа при температурі в діапазоні між 400 ї 750 об;
16. Спосіб за п. 15, в якому після відпалу гарячекатаного листа при температурі в діапазоні між 400 і 750 "С здійснюють видалення окалини з гарячекатаного листа.
17. Спосіб за п. 13, в якому після першого відпалу холоднокатаної листової сталі здійснюють відпускання зазначеної відпаленої листової сталі при температурі в діапазоні від 120 до 250 26.
18. Спосіб за будь-яким з пп. 13-17, в якому температура змотування в рулон не перевищує 570
26.
19. Спосіб за будь-яким з пп. 13-18, в якому температура завершення прокатки знаходиться в діапазоні від Асз до Асз--100 20.
20. Спосіб за будь-яким з пп. 13-19, в якому швидкість охолодження до температури вище 500 б після першого відпалу перевищує 30 2С/с.
21. Спосіб за будь-яким з пп. 13-20, в якому відпалену холоднокатану листову сталь піддають безперервному відпалу в діапазоні від Т витримування ДО Асз, При Цьому температура відпалу є такою, щоб одержати відношення між кількостями аустеніту і відпаленого мартенситу в діапазоні від 50:50 до 90:10 протягом періоду часу від 10 до 500 с.
22. Застосування листової сталі за будь-яким з пп. 1-12 або листової сталі, одержаної способом за будь-яким з пп. 13-21, для виготовлення конструкційних деталей або деталей, які відповідають за безпеку транспортних засобів.
23. Деталь, одержана шляхом рухомої прокатки зазначеної листової сталі за будь-яким з пп. 1-
12.
24. Транспортний засіб, який містить деталь за п. 23. Зо 000 Компютернаверстка!. Скворцова.д (00000000 ДП "Український інститут інтелектуальної власності", вул. Глазунова, 1, м. Київ - 42, 01601
UAA202002616A 2017-11-10 2018-11-05 Холоднокатана термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення UA126244C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/057041 WO2019092482A1 (en) 2017-11-10 2017-11-10 Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
PCT/IB2018/058664 WO2019092576A1 (en) 2017-11-10 2018-11-05 Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA126244C2 true UA126244C2 (uk) 2022-09-07

Family

ID=60582630

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202002616A UA126244C2 (uk) 2017-11-10 2018-11-05 Холоднокатана термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення

Country Status (12)

Country Link
US (2) US11572599B2 (uk)
EP (1) EP3707283A1 (uk)
JP (2) JP2021502486A (uk)
KR (1) KR102466818B1 (uk)
CN (1) CN111315902B (uk)
BR (1) BR112020007406A2 (uk)
CA (1) CA3080436C (uk)
MA (1) MA50558A (uk)
MX (1) MX2020004787A (uk)
UA (1) UA126244C2 (uk)
WO (2) WO2019092482A1 (uk)
ZA (1) ZA202002309B (uk)

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020096555A2 (en) * 2018-11-08 2020-05-14 Coşkunöz Kalip Maki̇na Sanayi̇ Ve Ti̇caret Anoni̇m Şi̇rketi̇ Steel production method providing high energy absorption with mn partitioning and rapid heating
AU2020325050A1 (en) * 2019-08-07 2022-02-24 United States Steel Corporation High ductility zinc-coated steel sheet products
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.
EP4259838A1 (en) * 2020-12-08 2023-10-18 ArcelorMittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN114292996B (zh) * 2021-11-26 2023-12-08 铃木加普腾钢丝（苏州）有限公司 热处理钢丝氧化层工艺
CN114411057B (zh) * 2021-12-30 2022-12-16 钢铁研究总院 一种可烧结摩擦层的高强心板用钢
KR20230166684A (ko) * 2022-05-31 2023-12-07 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN115058658B (zh) * 2022-07-04 2023-10-27 上海五牛金属材料有限公司 曲轴、曲轴用钢及其制备方法
CN115323135B (zh) * 2022-08-12 2023-05-23 华北理工大学 一种强塑积不低于45GPa%的超高强塑积中锰钢的制备方法
CN115874112B (zh) * 2022-11-02 2024-04-30 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种1300兆帕级冷轧马氏体钢的制造方法
CN115637390B (zh) * 2022-11-07 2023-07-14 鞍钢股份有限公司 一种短流程冷轧dh980钢板及其生产方法
CN115584428B (zh) * 2022-11-07 2023-08-18 鞍钢股份有限公司 一种短流程低成本冷轧dh590钢及其生产方法
CN116377334B (zh) * 2023-04-28 2024-04-16 鞍钢股份有限公司 超高塑各向同性的980MPa级冷轧高强钢板及其制备方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101253885B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-16 주식회사 포스코 연성이 우수한 성형 부재용 강판, 성형 부재 및 그 제조방법
ES2665982T3 (es) 2011-03-28 2018-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Lámina de acero laminada en frío y su procedimiento de producción
MX363038B (es) 2011-07-06 2019-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Metodo para producir hoja de acero laminada en frio.
JP5780086B2 (ja) * 2011-09-27 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US9162422B2 (en) 2011-09-30 2015-10-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in bake hardenability, and manufacturing method thereof
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
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN105940134B (zh) 2014-01-29 2018-02-16 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
US10253389B2 (en) * 2014-03-31 2019-04-09 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor
KR101594670B1 (ko) 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
US10544477B2 (en) 2014-07-25 2020-01-28 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet
JP5983895B2 (ja) 2014-08-07 2016-09-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6290074B2 (ja) 2014-12-12 2018-03-07 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高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
EP3219821B1 (en) * 2015-01-15 2019-11-13 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
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
WO2016198906A1 (fr) 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
CN107636184A (zh) * 2015-06-11 2018-01-26 新日铁住金株式会社 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN105039851B (zh) * 2015-08-17 2017-03-01 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 钛合金化tam钢及其制造方法
CN106244918B (zh) 2016-07-27 2018-04-27 宝山钢铁股份有限公司 一种1500MPa级高强塑积汽车用钢及其制造方法
WO2019092483A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof

Also Published As

Publication number Publication date
ZA202002309B (en) 2021-03-31
MX2020004787A (es) 2020-08-13
JP2021502486A (ja) 2021-01-28
EP3707283A1 (en) 2020-09-16
MA50558A (fr) 2020-09-16
CN111315902B (zh) 2022-09-06
CA3080436A1 (en) 2019-05-16
US20230141152A1 (en) 2023-05-11
BR112020007406A2 (pt) 2020-10-27
KR20200064124A (ko) 2020-06-05
KR102466818B1 (ko) 2022-11-14
WO2019092576A1 (en) 2019-05-16
CA3080436C (en) 2022-07-26
US11572599B2 (en) 2023-02-07
WO2019092482A1 (en) 2019-05-16
JP2023011852A (ja) 2023-01-24
US20210207236A1 (en) 2021-07-08
RU2020114990A (ru) 2021-10-28
CN111315902A (zh) 2020-06-19
RU2020114990A3 (uk) 2021-10-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA126244C2 (uk) Холоднокатана термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення
JP7431873B2 (ja) 高成形性を有する高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法
US11920207B2 (en) Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
RU2757020C1 (ru) Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления
KR102470965B1 (ko) 우수한 인성, 연성 및 강도를 갖는 강 시트 및 이의 제조 방법
WO2009116680A1 (ja) 高強度缶用鋼板およびその製造方法
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
US20220033925A1 (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
RU2784454C2 (ru) Холоднокатаная термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления