UA126518C2 - Гарячекатаний сталевий лист з високим відношенням збільшення отвору і спосіб його виробництва - Google Patents

Гарячекатаний сталевий лист з високим відношенням збільшення отвору і спосіб його виробництва Download PDF

Info

Publication number
UA126518C2
UA126518C2 UAA202102062A UAA202102062A UA126518C2 UA 126518 C2 UA126518 C2 UA 126518C2 UA A202102062 A UAA202102062 A UA A202102062A UA A202102062 A UAA202102062 A UA A202102062A UA 126518 C2 UA126518 C2 UA 126518C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
range
heat treatment
hot
cooling
Prior art date
Application number
UAA202102062A
Other languages
English (en)
Inventor
Суджай Саркар
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 UA126518C2 publication Critical patent/UA126518C2/uk

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/12—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties
    • C21D8/1244—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest
    • C21D8/1261—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of articles with special electromagnetic properties the heat treatment(s) being of interest 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electromagnetism (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Гарячекатаний сталевий лист, який має хімічний склад, що містить, мас. %: 0,15≤C≤0,20, 0,50≤Mn≤2,00, 0,25≤Si≤1,25, 0,10≤Al≤1,00, з умовою 1,00≤(Al+Si)≤2,00, 0,001≤Cr≤0,250, P≤0,02, S≤0,005, N≤0,008, і необов'язково один або кілька елементів серед: 0,005≤Mo≤0,250, 0,005≤V≤0,250, 0,0001≤Ca≤0,003 і 0,001≤Ti≤0,025, в якому решта становить Fe і неминучі домішки, і в якому мікроструктура включає частку поверхні фериту і бейніту, сума якої перевищує 5 % і суттєво менша 20 %, причому решта складається з відпущеного мартенситу.

Description

Галузь техніки, до якої належить винахід
Винахід стосується гарячекатаного сталевого листа, який має границю плинності в діапазоні між 780 Мпа і 1000 Мпа, опір розриву в діапазоні між 950 МПа і 1150 МПа, переважно між 980
МПа і 1150 МПа, збільшення отвору перевищує 4595, і який може бути використаний у виробництві конструкційних деталей механічних транспортних засобів.
Рівень техніки
Зниження маси транспортних засобів для зменшення викидів СОг є головною проблемою в автомобільній промисловості. Зазначене зниження маси має бути пов'язане з вимогами безпеки. У промисловому виробництві сталі безперервно розробляються нові сталі для того, щоб задовольнити зазначеним вимогам. Оскільки застосування сталей підвищеної міцності в автомобільній промисловості зростає, існує зростаючий попит на сталі, які мають підвищену міцність, а також покращені характеристики збільшення отвору. Отже, було запропоновано кілька марок сталі, які мають різний рівень міцності.
В опублікованому патенті ЕР 1138796 описаний гарячекатаний сталевий лист з опором розриву вище 1000 МПа застосовуваний для автомобільних деталей. Для виробництва зазначеного гарячекатаного сталевого листа обов'язково потрібні коштовні легуючі елементи, такі як-от молібден, який, завдяки ефекту підвищення міцності, забезпечує одержання повністю бейнітної структури і характеристики високої механічної міцності, і ванадій, який уможливлює одержання високодисперсних нітридів і карбідів і високий рівень характеристик механічного розтягування.
В опублікованому документі МО 2018108653 одержують гарячекатаний плоский сталевий лист, який має опір розриву 800-1500 МПа, границю плинності, що перевищує 700 МПа, подовження 7-25 95, збільшення отвору, що перевищує 2095. Зазначений мартенситний гарячекатаний сталевий лист одержують з допомогою так званого процесу загартовування і розподілу, в якому спочатку сталевий лист охолоджують в діапазоні, в якому мартенситне перетворення є незавершеним. Після цього сталевий лист повторно нагрівається в температурному діапазоні, в якому вуглець розподіляється, тобто дифундує з мартенситу і збагачує аустеніт, який, в такий спосіб, стабілізується. Далі сталевий лист охолоджується до кімнатної температури. Тобто, кінцевий сталевий лист містить розподілений мартенсит, свіжий
Зо мартенсит і утримуваний аустеніт. Однак, для здійснення зазначеного способу потрібний спеціальний пристрій і технологічна лінія.
В опублікованому документі УМО 2012130434 описана термічна обробка, яка змінюється по всій ширині покритого листа, який має подвійну або мартенситну мікроструктуру, для того, щоб одержати металевий лист із заданими механічними характеристиками по ширині металевої смуги. Однак, для зазначеного способу потрібне спеціальне і складне виробниче обладнання.
Крім того, локалізовані термічні обробки можуть створювати залишкові напруження і проблеми площинності.
Розкриття суті винаходу
Однією задачею винаходу є забезпечення високої міцності гарячекатаного сталевого листа без необхідності великої кількості добавок коштовних елементів.
Іншим завданням цього винаходу є виробництво гарячекатаного сталевого листа з використанням традиційної технологічної лінії і без збільшення коштовності виробництва.
Отже, винахід має на увазі розробку плоскої гарячекатаної високоміцної сталі з границею плинності, укладеною між 780 МПа і 1000 МПа, опором розриву (Т5) в діапазоні між 950 МПа і 1150 МПа, переважно між 980 МПа і 1150 МПа, сумарним подовженням більшим 8 95 і коефіцієнтом збільшення ВЗО вищім, ніж 45 95.
Іншим завданням цього винаходу є надання сталевого листа, який має високий опір до тріщіноутворення, так що, є можливість запобігти будь-якому крихкому руйнуванню деталей, виготовлених із сталевого листа. З цією метою, винахід має на увазі розробку плоского гарячекатаного сталевого листа з енергією руйнування за Шарпі, яка визначається на зразках з
М-подібним надрізом (енергія руйнування Шарпі) вище 50 Дж/см? при 20 "С.
Винахід стосується гарячекатаного сталевого листа, який має хімічний склад, що містить у мас. У6:0,15906 хх 0,20 95, 0,50 906 х Мп х 2,00 У, 0,25 90 х Бі х 1,2595,0,10 90 х АЇ х 1,00 Фо, за умови 1,00 х (АЇн5і) х 2,00, 0,001 95 х Ст х 025095, Р х 0,0295, 5 х 0,005, М «х 0,008 95 і необов'язково один або кілька елементів в межах: 0,00595 х Мо х 0,25095, 000595 х М 0,250 95, 0,0001 95 х Са х 0003095 10,001 95 х Ті х 0,025 95, причому решта залізо і неминучі домішки, і в якому мікроструктура включає в себе частку поверхні фериту і бейніту, сума яких перевищує 5 95 і зазвичай менша 20 95, причому решта складається з відпущеного мартенситу.
У переважному варіанті здійснення вміст кремнію в діапазоні між 0,40 9б ї 0,90 95. 60 В іншому переважному варіанті здійснення вміст алюмінію в діапазоні між 0,30 95 і 0,90 Об.
В іншому переважному варіанті здійснення сума вмісту алюмінію і кремнію знаходиться між 1209612,00 95.
Гарячекатаний сталевий лист винаходу має границю плинності УЗ в діапазоні між 780 МПа і 1000 Мпа і опір розриву Т5 між 950 МПа і 1150 МПа, переважно між 980 Мпа і 1150 МПа.
Згідно винаходу сумарне подовження сталі перевищує 8 95.
Згідно винаходу величина збільшення отвору в сталі перевищує 45 95.
Згідно винаходу енергія руйнування за Шарпі сталі перевищує 50 Дж/см? при 20 76.
Товщина сталі виноходу укладена в діапазоні між 1,8 і 4,5 мм, переважно між 1,8 і 3,5 мм.
Згідно винаходу гарячекатаний сталевий лист містить феритний шар на поверхні, завтовшки менше, ніж 5 95 від товщини зазначеного гарячекатаного сталевого листа.
Згідно винаходу гарячекатаний сталевий лист покритий цинком або сплавом на основі цинку.
У першому варіанті здійснення, покриття на основі цинку містить від 0,01 до 8,0 95 за масою
АЇ, необов'язково від 0,2 до 8,0 95 за масою Мо, причому решту становить 2п.
У другому варіанті здійснення, покриття на основі цинку містить між 0,15 їі 0,40 96 за масою
АІ, решта припадає на 2п.
Цей винахід надає спосіб одержання гарячекатаного сталевого листа, який включає такі послідовні стадії: - одержання сталевого напівпродукту із зазначеним вище складом, потім - гарячу прокатку зазначеного сталевого напівпродукту при кінцевій температурі прокатки, в межах між 875 "С і 950 "С для того, щоб одержати сталевий лист, потім - охолодження зазначеного сталевого листа при швидкості охолодження Мні вище, ніж 50 "С/с, для того, щоб одержати охолоджений сталевий лист, потім - змотування в рулон при температурі Тзмот нижче 160 "С і нижче МІ для того, щоб одержати згорнутий сталевий лист, потім - термічну обробку зазначеного згорнутого листа до температури термічної обробки вд протягом часу їх, причому значення б і їд є таким, що величина
Ра - вд (22-нНодноїд) укладена в діапазоні між 15400 і 17500, де бл виражена в градусах"К і їА виражений в годинах.
Зо У першому варіанті здійснення винаходу, стадію термічної обробки способу виробництва здійснюють шляхом періодичної обробки в інертній або НМХ (суміші Нео і Мг) атмосфері, при температурі термічної обробки бух, в діапазоні між 400 "С і 475 "С, і тривалість її термічної обробки при зазначеній температурі в діапазоні між 10 і 25 год.
У другому варіанті здійснення винаходу, зазначена стадія термічної обробки здійснюється на безперервній лінії відпалу, при температурі термічної обробки 84, в діапазоні між 500 С і 600 "С, причому тривалість їд термічної обробки при вказаній температурі укладена між 40 с і 100 с, переважно між 50 с і 100 с.
У переважному варіанті здійснення винаходу параметр Ра знаходиться в діапазоні 15500- 17000.
Спосіб виробництва додатково включає в себе стадію травлення після зазначеної стадії змотування і до термічної обробки.
Спосіб виробництва додатково включає в себе стадію травлення після зазначеної термічної обробки.
У першому варіанті здійснення схеми охолодження винаходу, охолодження проводиться шляхом водяного охолодження при швидкості охолодження Мні вище 75 "С/с.
У другій схемі охолодження, при швидкості охолодження Мк, охолодження проводиться до досягнення проміжної температури Т, в діапазоні між 500 і 550 С, потім, починаючи з температури Т,, - крім того, повітряне охолодження проводиться протягом часу їз тривалістю 1-5 с, потім - лист охолоджується зі швидкістю охолодження Мнг вище 40 "С/с.
У переважному варіанті здійснення винаходу, вказане повітряне охолодження проводиться протягом часу г тривалістю 2-3 с.
Згідно винаходу сталевий лист може бути використаний для виробництва конструкційних деталей механічних транспортних засобів.
Тепер, винахід буде описаний більш докладно, але без введення обмежень, з посиланням на прикладені креслення.
Короткий опис креслень
Фіг. 1 описує зміну відношення збільшення отвору (ВЗО) в залежності від параметра термічної обробки РА - вад (22-1одо їх), для складу сталі відповідного винаходу.
Фіг. 2 описує зміну опору розриву в залежності від параметра Ра, для складу сталі відповідного винаходу.
Фіг. З ілюструє приклад мікроструктури гарячекатаного сталевого листа відповідного винаходу.
Фіг. 4 ілюструє приклад мікроструктури гарячекатаного сталевого листа, який не відповідає винаходу.
Фіг. 5 ілюструє мікроструктуру сталевого листа варіанта відповідного винаходу, який містить феритний шар на поверхні.
У подальшому описі винаходу, границя плинності У5, опір розриву Т5 і сумарне подовження сталевого листа відносяться до стандарту Японії 15 22241. Відношення збільшення отвору
ВЗО відноситься до стандарту ІБО 16630:2009.
Для досягнення бажаних мікроструктурних і механічних характеристик, хімічний склад і технологічні параметри мають істотне значення. Склад сталі, виражений в процентах за масою, є таким: -0,1595 х С х 0,20 95: якщо вміст вуглецю менше, ніж 0,15 95, то не можна досягти величини опору розриву 950 МПа. Якщо вміст вуглецю перевищує 0,20 95, то границя плинності і опір розриву можуть перевищувати 1000 Мпа і 1150 Мпа, відповідно, і сумарне подовження може бути менше, ніж 8 95. - 0,50956 хх Мп ох 2,0095: коли вміст марганцю нижче 0,50 95, здатність сталі до загартовування знижується і сума часток фериту і бейніту на поверхні безумовно не може бути менше, ніж 20 95, таким чином, опір розриву може бути менше, ніж 950 МПа. Якщо вміст марганцю більший, ніж 2,00 95, то ризик центральної сегрегації підвищується, тобто, погіршуються значення границі плинності, опору розриву і збільшення отвору. - 025595 х Бі х 1,25 96: кремній є елементом, який використовується для розкиснення в рідкому стані і для досягнення зміцнення при утворенні твердого розчину. Якщо вміст 5і менший 0,25 95, то знижується здатність сталі до загартовування. Однак, якщо вміст 5і перевищує 1,25 95, уповільнюється кінетика утворення карбідів. Таким чином, вміст фериту може бути вищим 20 95, і опір розриву може бути меншим 950 МПа. У переважному варіанті здійснення вміст кремнію укладається між 0,40 9б і 0,90 Об. - 0,10 95 к АЇ х 1,00 95: добавка алюмінію дає внесок в ефективне розкиснення в рідкому стані і сприяє стабілізації фериту. Якщо вміст алюмінію нижче 0,10 95, то сума часток фериту і бейніту на поверхні гарячекатаного листа може бути меншою 5 95, і таким чином, сумарне подовження листа може бути меншим 8 95. За межами 1,00 96 може утворитися дуже багато фериту при охолодженні, тому в такий спосіб, не можна досягти величин границі плинності і опору розриву, які потрібні у винаході. У переважному варіанті здійснення вміст алюмінію знаходиться в діапазоні між 0,30 9б і 0,90 Фо. - 1,00 х Ані х 2,00: коли сума вмісту кремнію і алюмінію знаходиться в діапазоні між 1,00 95 і 2,00 965, уможливлюється одержання мікроструктури, яка містить більше 5 95 і менше 20 95 фериту і бейніту, в такий спосіб, досягається підвищена пластичність і подовження. У переважному варіанті здійснення сумарний вміст кремнію і алюмінію в діапазоні між 1,20 95 і 2,00 95, щоб сприяти утворенню феритного шару на основній поверхні сталевого листа.
Феритний шар уможливлює одержання величини відношення радіуса вигину до товщини листа менше 1 у напрямку прокатки, і менше, ніж 1,5 в зворотному напрямку. - Р х 0,02 96: якщо вміст фосфору перевищує 0,02 95, то може відбуватися сегрегація на границях зерен і може зменшитися подовження сталевого листа. Більш того, при такому високому вмісті фосфор може спричиняти крихкість при відпусканні, коли згорнутий сталевий лист піддається додатковій термічній обробці. Переважно вміст фосфору перевищує 0,0005 95 оскільки досягнення вмісту фосфору на більш низькому рівні є коштовною операцією в сталеплавильному цеху, без відповідного значного покращення механічних властивостей. - 5 х 0,005 96: вміст сірки обмежений величиною 0,00595 для того, щоб придушити утворення сульфідів, які погіршують пластичність листа. Переважно вміст сірки перевищує 0,0005 95, оскільки досягнення вмісту сірки на більш низькому рівні є досить коштовною операцією при виплавці сталі, без відповідного значного покращення механічних властивостей. - М х 0,008 95: якщо вміст азоту перевищує 0,008 95, то деякі елементи можуть осідати в рідкому або твердому стані у формі нітридів або карбонітридів. Необхідно уникати осадження крупних частинок, оскільки це знижує пластичність гарячекатаного сталевого листа. Переважно вміст азоту перевищує 0,001 95. Однак, зниження вмісту азоту до рівня менше, ніж 0,001 95 є коштовною операцією і не призводить до значного покращення механічних властивостей. - 0,001 95 х Ст х 0,250 95: хром підвищує здатність до загартовування. Якщо вміст Ст менше, бо ніж 0,001 95, то здатність до загартовування не покращується. Якщо вміст Сг перевищує
0,250 95, то зростає ризик макро- і мікросегрегації, тобто, опір розриву може стати меншим 950
МПа. - 0,005 95 х Мо х 0,250 95: молібден може бути доданий як необов'язковий елемент для того, щоб підвищити здатність сталі до загартовування, тобто, створити можливість для більш легкого утворення мартенситу при охолодженні. Нижче 0,005 96 вказаний корисний ефект не досягається. Однак, оскільки молібден є коштовним елементом, його вміст обмежений 0,250 95 для того, щоб виробництво сталевого листа було рентабельним. - 0,00595 хх М « 0,250 96: ванадій, як необов'язковий елемент, уможливлює одержання сталевого листа з високою ударною в'язкістю після періодичної термічної обробки. Однак, добавка ванадію більше 0,250 95 є нерентабельною. - 0,0001 95 х Са х 0,0030 90: кальцій також може бути доданий, як необов'язковий елемент.
Добавка кальцію в рідкому стані уможливлює одержання дрібнозернистих оксидів або оксисульфіду. Зазначені частки діють як зародки при подальшому осадженні дрібнозернистих часток нітридів/карбонітридів титану. Зменшення розміру часток карбонітридів уможливлює досягнення покращеної здатності збільшення отвору. - 0,001 95 х Ті х 0,025 95: титан також може бути доданий, як необов'язковий елемент: коли вміст Ті перевищує 0,025 95, титан схильний осідати в рідкій фазі в формі великих часток нітридів титану, що знижує пластичність листа. Однак, зниження вмісту титану до рівня менше 0,001 95, важко здійснити у промисловому масштабі і не призводить до додаткового покращення механічних властивостей.
Решта складу припадає на залізо і неминучі домішки, що з'являються при плавленні.
Тепер буде деталізована мікроструктура гарячекатаного сталевого листа відповідного винаходу.
Згідно винаходу, сума вмісту фериту і бейніту перевищує 5 95 і істотно менше 20 95. Якщо зазначена сума не істотно менша 2095, то величини границі плинності і опору розриву знижуються і не можуть досягати мінімальних значень 780 МПа і 950 МПа відповідно. Крім того, відношення збільшення отвору буде невеликим. Пластичність сталевого листа знижується, коли вміст фериту і бейніту менше 5 95.
Решта мікроструктури складається з відпущеного мартенситу. В рамках винаходу,
Зо відпущений мартенсит визначається як витягнутий мартенсит, який містить осаджений цементит, який може коалесцентрувути при найбільш високій температурі відпускання. Його характерні риси відповідають, так званій З3-ій стадії відпускання мартенситу, описаної в публікації А. Сопвіапі, 0. Непгу, уУ.С. Спагроппіег: "Основні принципи термічної, термомеханічної і термохімічної обробки сталі", вид-во РУС Еайіоп, 1992, с. 190-191.
Згідно винаходу, сталевий лист виробляється в процесі гарячої прокатки. Це уможливлює одержання сталевого листа з двома основними паралельними і протилежними поверхнями, причому сталевий лист також має кромки, які можуть бути визначені як вторинні поверхні. Згідно варіанта здійснення винаходу, гарячекатаний сталевий лист містить феритний шар на основних поверхнях листа і має товщину менше 5 95 від товщини зазначеного гарячекатаного сталевого листа.
Тепер буде описаний спосіб виробництва гарячекатаного листа.
Надано напівпродукт, який може бути підданий додатковій гарячій прокатці, і який має склад сталі, описаний вище. Зазначений напівпродукт може бути у формі злитка або сляба, які одержані шляхом безперервного розливання, зазвичай з товщиною приблизно 200 мм. В якості альтернативи, цей напівфабрикат також може мати форму тонкої пластини завтовшки близько кілька десятків міліметрів або лист, одержаний шляхом прямого виливання між протилежно обертовими валками. Напівпродукти нагрівають до температури вище, 1150 "С, щоб мати можливість легко проводити гарячу прокатку, причому кінцева температура гарячої прокатки укладена між 875 "С і 950 "С. Гаряча прокатка при температурі нижче 875 "С сприяє утворенню аустеніту і подальшому утворенню надлишкового фериту під час охолодження, що погіршує штампованість. Якщо температура гарячої прокатки перевищує 950 "С, то зростає тенденція утворення окалини, тобто, якість поверхні продукту є недостатньою.
Потім гарячекатаний продукт охолоджується зі швидкістю охолодження Мні, щонайменше, рівною 50 "С/с, щоб уникнути утворення фериту, до температури змотування менше 160 "С, а також менше, ніж Мі, де Мі означає температуру кінця перетворення аустеніту на мартенсит.
Відповідно до публікації (довідник) МаїЇсот Віаїг ї Тпотаз Г. біемеп5, "Зіееї! сазіїпд5 Напароок - бе видання", температура кінця мартенситу Мі на 245"С менша температури початку мартенситу М5, значення якої можна розрахувати за формулою, виведеною Апагемв і опублікованою в Уоишгпаї ої Те Ігоп апа 5їевї Інвійшіе, т. 203, с. 721-727, 1965: 60 М5(С)-785-453 950-16,9 95Мі-15 96б1-9,5 96Мож217 (95232 -71,5 950» У5Мп-67,6 96» 950
У переважному варіанті здійснення, гарячекатаний продукт змотують при температурі, яка менше, ніж 160 "С і менше, ніж (МІ-10 "С). Таким чином, виходить висока мікроструктурна однорідність по всій сталевій смузі.
В одному варіанті здійснення схеми охолодження, зазначена стадія охолодження проводиться шляхом одноступеневого охолодження, з водяним охолодженням зі швидкістю охолодження Мні вище 75 "С/с, щоб одержати матрицю мартенситної мікроструктури, яка містить ферит і бейніт, сума яких перевищує 5 95 і значно менша 20 95 в області поверхні.
В іншому варіанті здійснення схеми охолодження, зазначена стадія охолодження проводиться шляхом багатоступінчастого охолодження, з першим ступенем охолодження при зазначеній швидкості охолодження Мні для досягнення проміжної температури Ті, в діапазоні між 500 і 550 "С. Потім безпосередньо проводиться охолодження повітрям протягом часу б, в діапазоні між 1 ії 5 с, переважно протягом 2-3 с, до останнього ступеня охолодження при швидкості охолодження вище, ніж 40 "С/с. Багатоступінчасте охолодження уможливлює досягнення часткового феритного або бейнітного перетворення, так, що виходить від 5 до 20 95 (ферит плюс бейніт) всередині мартенситної матриці.
У будь-якій схемі охолодження, в подальшому гарячекатана сталь піддається термообробці після змотування, при температурі вх, протягом часу ід, де їх означає тривалість витримування при температурі бл, причому величини ба і їд є такими, що значення параметра термообробки,
Рд- бА (22-одіо їх), знаходиться в діапазоні між 15400 ії 17500. Таким чином, параметр РА враховує комбінований вплив температури і тривалості витримування.
З рівня техніки відомо, що деякі механічні характеристики, такі як-от величина збільшення отвору і сумарне подовження, покращуються при високому значенні параметра Ра. Навпаки, коли параметр Ра зростає, значення границі плинності і опору розриву знижуються. Для мартенситних сталей, в публікації М/О 2012130434 описано, що механічні характеристики є оптимальними, коли значення РА знаходиться між 13000 і 15000. Зокрема, величина збільшення отвору безперервно збільшується зі зростанням Ра. Несподіваним чином, як показано на Фіг. 1, в цьому винаході представлені докази того, що величина збільшення отвору значно знижується при Ра вище конкретного значення -«- 16000. Тобто, як продемонстровано на фіг. 1 і 2, винахід забезпечує можливість одержання бажаних механічних властивостей, коли величина РА знаходиться в діапазоні між 15400 і 17500, і зокрема між 15500 і 17000.
Згідно винаходу, стадія термічної обробки може бути здійснена у переривчастому (періодичному) або у безперервному режимі.
У першому варіанті здійснення винаходу етап термічної обробки способу виробництва сталі проводиться шляхом періодичної обробки рулону гарячекатаного листа в печі з інертним газом або в атмосфері НМХ, при температурі термічної обробки бА4, в діапазоні між 400 "С і 475 С, причому час витримування їА при зазначеній температурі термічної обробки знаходиться між 10 і 25 год., для того щоб одержати матрицю відпущеного мартенситу, в якій поєднуються характеристики хорошої штампованості і розтягування.
У другому варіанті здійснення винаходу вказаний етап термічної обробки проводиться на безперервній лінії відпалу, до температури термічної обробки ба, в діапазоні між 500 "Сі 600 с, причому час витримування їА при вказаній температурі термічної обробки знаходиться між 40 с і 100 с, переважно між 50 с і 100 с, для того щоб одержати матрицю відпущеного мартенситу, в якій поєднуються характеристики хорошої штампованості і розтягування.
Перша стадія травлення може бути додана після змотування, і друга стадія додається після термічної обробки з метою видалення поверхневих оксидів.
З рівня техніки відомо, що послідовно відпущені і повільно охолоджені мартенситні сталі, можуть демонструвати низьку ударну в'язкість. У винаході складу сталі і умови термічної обробки визначаються так, щоб одержати для кінцевого гарячекатаного сталевого листа енергію Спагру М (ударний вигин по Шарпі з М-подібним вирізом) щонайменше, 50 Дж/см" при 20 "С. Одержаний в такий спосіб сталевий лист не проявляє крихкості при відпусканні.
Зазвичай товщина гарячекатаного сталевого листа укладена в діапазоні між 1,8 ї 4,5 мм, переважно між 1,8 і 3,5 мм.
Тепер винахід буде ілюстрований наступними прикладами, які жодним чином не є обмежувальними.
Приклад 1
Були надані напівпродукти в формі виливки, яка має товщину в діапазоні між 28 і 40 мм, і докладний склад, зазначений в таблиці 1. Для різних складів вміст кальцію становив 0,002 мас. 96, решта складу являє собою залізо і домішки, що з'являються при плавленні. Кінцеву температуру мартенситу розраховували за початковою температурою мартенситу, як: МЕ-М5- бо 245 "С. Зазначені напівпродукти нагрівали при температурі вище 1150 "С ї далі піддавали гарячій прокатці до товщини в діапазоні між 1,8 і 4,5 мм. У таблиці 2 наведені використані докладні умови виробництва. Випробування 1-15 відповідали варіанту першої схеми охолодження, описаної вище, випробування 16-18 відповідали умовам другої схеми охолодження, описаної вище. Стадії травлення здійснювали після змотування і після термічної обробки. У випробуваннях 4 і 9 гарячекатані сталеві листи були гальванізовані (С).
Таблиця 1
Склади сталей (мас. 95) і температури мартенситного перетворення
Сорт! С | Мп | 5 | А | Сг| Р | 5 | м | Мої ті | БА | мМгсс
А 0181 7,65)|0,75| 0,87 |0,026| 001 |000110003| - | - | 762 | 172 в |о0л18/|7,64)|068)|0,81|0,023| 001 |0001|10002| - | - | 149 | 169 со 01717661 0,71 | 080 |0020| 001 |0004|0004| - | - | т51 | 174 о 0171766) 0,77 | 0,85 |0,028| 0,01 |0,001|0,004|0,006Ї - | тТ62 | 173
Е |021|220| 15оО | 005|0200| 001 |0001|10005| - | - | 755 | 142
Е 047,58) 0,71 | 0,78 |0,056| 001 |000110004| - | - | 149 | 190 се оз 730|0л2|0003|0270| 002 |0,004|0,007| - |001| 015 | 193 но 020 |260Щ|07 |0,56|0020| 002 |0001|0005| - | - | 773 | 147
Підкреслені значення, які не відповідають винаходу.
Таблиця 2
Підкреслені значення, невідповідні винаходу робу- | Стале- - вуван-|вий лист Кінцева Мві Мв2 | Тзмот ня температура ("с/с) ТСО) | Ьь (с) (с/с) СС) в8АСО)Ї РА прокатки (С) 1 ТА | 8807 | 71151 - | - | - 1 80 | 425 М 5годі16177| - 2 ТА | 900.7... 90 | - | - | - 1 120 | 450 МІ5годі16756| -
З ІВ | 880 |71151| - | - | - 1 80 | 425 М І5годі16177| - 4 Ів | 895 2 щЩ |7051| - | - | - 1 35 | 525| 90с |16278|с! щ 5 С (| 900 2 |90 1 - | - | - 1 120 |450 М І5годі16756| - 6 19 | 90072 |7151| - | - | - 1 95 | 450 ІгОогоді16847| - 7 19. 935 |710| - | - | - 1 75 | 450 ІгОогоді16847| - 8 ТА | 900. |700| - | - | - 7 400 | - | - | - | - 9 ІВ | 895 2 Щ |951| - | - | - 1 40 |625)| Збс|17960|0і ло с | 900,77. | 90 - | - | - 1 155 | 500 М5годігосо!! -:М лі 10 | в8бо | 80 | - | - | - 1 125 | 450 М5годі16756| - 712 1Е | 935 | 710| - | - | - 1 75 | 450 ІгОогоді16847| - 13 ЕЕ | 900,77 | 901 - | - | - 1 120 | 450 М5годі16756| - 714 16 | 900,7... 90 - | - | - 1 120 | 450 МІ5годі16756| - 715 ІН | 880 | 71151 - | - | - 1 80 | 425 М 5годі16177| - 716 ТА | 910 | 95 |540| з | 65 85 | 400 М І5годії5598| - 717.10 | 885 | 110 |525| 2 | 751 90 | 425 МОгодітбоБя|. - і л18 Ів | 880 | 700 |550| 8 | 75) 125 | 400 | І5годії5598| -
Мікроструктуру термічно обробленого сталевого листа досліджували на полірованих зразках, протравленого розчином азотної кислоти і спирту (МіаїЇ), з використанням оптичного і сканувального електронного мікроскопа. Частки поверхні різних компонентів мікроструктури вимірювали за допомоги аналізу зображень у поєднанні з кількісним визначенням. Крім того, оцінювали можливу присутність феритного шару на основних поверхнях сталевого листа.
Частки компонентів і товщина можливого феритного шару наведені в таблиці 3. У таблиці 4 зібрані механічні властивості кінцевого термічно обробленого сталевого листа. Границю плинності 5, граничний опір розриву Т5 і сумарне подовження визначали відповідно до стандарту 915 22241. Відношення збільшення отвору визначали відповідно до стандарту ІЗО 16630:2009.
Енергію Шарпі М вимірювали при 20 "С на зразках суброзмірної товщини, виміряну енергію руйнування ділили на площу зв'язки під М-вирізом випробуваного зразка.
Спосіб збільшення отвору полягає у вимірюванні вихідного діаметра Оі отвору до (номінального: 10 мм), потім кінцевого діаметра ОЇ отвору після штампування, який визначається при розгляді через тріщини у напрямку товщини листа на крайках отвору.
Здатність збільшення отвору Ас, 9о визначали за такою формулою:
Ас-100(01-0)/Ої. Отже, Ас використовується для кількісної оцінки здатності листа витримувати штампування на рівні розрізаного отвору.
Таблиця З
Мікроструктурні характеристики термічно обробленого кінцевого сталевого листа
Випро- | Товщина | (ФеритяБей-| Відпущений Наявнють Відношення товщини шару бування | листа (мм) ніт) (90) мартенсит (95) Мо фериту до товщини листа (95) 6 ЇЇ 29 | 15 | 85 |так/ | (185 77 | 295 | 1 | 89 (так. | (12 78 ЇЇ 28 | 65 | 935 |так. (па 79 ЇЇ 27 | 20 | 80 |(па (па 710 | 27 | 20 | 80 (|(па (па 11 1 29 | 40 | 60 (так (па 16 | 21 | 719 | 81 (так | 08 г
Підкреслені значення, що не відповідають винаходу п-а: не оцінювались
Таблиця 4
Механічні характеристики термічно обробленого кінцевого сталевого листа
Відношення й й 111111111926 |71114| (її 717786 4 4 77772... 1 832 |7029| 2 ЮщЩщ 13 | 5 | - 77798. .1 846 |лов0| 12 | 77777755 777741 942 |71046|! (ло 7777773 17777898 2 2щ 77775 ЮюЮЦМ | 788 |7028| 12 2 | 66 2 щЩ | 9 777761 850 |7000,| (їз | щ 7 | - 778 1 821 |91Ї щ КХ95 ! щ з 9 /!/ - 77778. 823 |907| щЩщфК8 Ф | 47 | - 77107777 1809 | 873 | щ13зЗ | 5 | - 2л1111111111764 | 944 | 2 щЦМл15. |777777/736 |! 177121 71159 | 71205, 8 Ющф| щ 2 |! - 2131819 | 9211... 11177111 85.... |. 17771477 17791 | 881| 2 щ їз | щ 3 | - 715... 952 |1150| (14 | 77/40 | - 716.1 806 |л013| щ-л4/ |Ї.777771759 |! 17717... 1 838 |7054| (9 2 2 Щ(| щЩщф(БУ8 9 Щ | - 18 | 78 | 957 | щ 15 2 | 4 | -
Підкреслені недостатні значення: Т5, У5, сумарного подовження або ВЗО
У випробуваннях 1-7 і 16-17, склади і умови виробництва відповідають винаходу. Таким чином, одержана бажана мікроструктура. Фіг. З ілюструє мікроструктуру, одержану у випробуванні 7, яка містить 89 95 відпущеного мартенситу і 11 95 фериту і бейніту. В результаті одержані відмінні характеристики розтягування і відношення збільшення отвору. Ударна в'язкість листів є високою, оскільки енергія Шарпі при 20 "С значно перевищує 50 Дж/см".
У випробуваннях 1-3, 6-7, 16-17 на основний поверхні сталевого листа присутній феритний шар, тобто, є можливість досягнення підвищених характеристик згинання. Зокрема, для випробування 7 радіус вигину листа, віднесений до його товщини, становить менше, ніж 1 у напрямку прокатки і менше, ніж 1,5 в зворотному напрямку, що вказує на відмінні характеристики згинання.
Фігури 5 а) і Б) ілюструють феритний шар, присутній відповідно на двох протилежних основних поверхнях виробленого сталевого листа у випробуванні 7.
У випробуваннях 8-11 і 18 листи не відповідають умовам виробництва відповідно до винаходу. В результаті термічно оброблений сталевий лист не задовольняє вимогам за механічними характеристиками.
Дійсно, у випробуванні 8 температура змотування перевищує 160С і перевищує температуру кінця мартенситного перетворення. Таким чином, створюється надлишок фериту, що знижує значення опору розриву і відношення збільшення отвору.
У випробуваннях 9 і 10 параметр Ра перевищує 17500, і температура періодичної термічної обробки перевищує 475 "С. В кінцевій мікроструктурі присутні 80 95 відпущеного мартенситу, тобто, опір розриву не відповідає величині 950 МПа.
У випробуванні 11 кінцева температура гарячої прокатки нижча 875"С. Що сприяє утворенню аустеніту і надлишкового фериту під час охолодження. Фіг. 4 ілюструє мікроструктуру, одержану у випробуванні 11, яка містить 60 95 відпущеного мартенситу і 40 95 фериту і бейніту. Отже, значення границі плинності, опору розриву і збільшення отвору є недостатніми.
Зо У випробуванні 18 проміжне витримування їг в схемі охолодження перевищує 5 с. Тобто, утворюється надлишок фериту і бейніту, що знижує границю плинності, опір розриву і величину збільшення отвору.
У випробуваннях 12-15 склади сталі знаходяться за межами винаходу. Тому кінцевий сталевий лист має незадовільні механічні і мікроструктурні характеристики.
У випробуванні 12 вміст вуглецю, марганцю і кремнію в складі сталі перевищує значення, вказані у винаході Таким чином, присутня недостатня кількість фериту і бейніту, характеристика збільшення отвору є незадовільною.
Навпаки, в випробуванні 13 вміст вуглецю становить менше 0,15 95, в результаті одержані незадовільні значення опору розриву збільшення отвору.
У випробуванні 14 вміст вуглецю, кремнію, алюмінію і хрому в сталі, не відповідає винаходу.
Зокрема, через низький вміст вуглецю, утворюється надлишок фериту і бейніту, що унеможливлює одержання задовільних значень напруження розтягнення і збільшення отвору.
Остаточно, у випробуванні 15 вміст марганцю перевищує 2 95. Таким чином, утворюється недостатня кількість фериту і бейніту, і величина збільшення отвору не досягає 45 95.
Сталевий лист згідно винаходу може бути вигідно використаний у виробництві конструкційних деталей механічних транспортних засобів.

Claims (23)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Гарячекатаний сталевий лист, який має хімічний склад, який містить, мас. Фо: 015:С:0,20, 0,50е:Мпх2,00, 0,2525і«1,25, 20 о 1охАїк1,00, причому 1,00х(АЇн5)2х2,00, 0,001хСтг0,250, Рх0,02, «0,005, 25 Мх0,008, і необов'язково один або кілька елементів з: 0,005:Мо:0,250, 0, 005хМ«0,250, 0,0001:Сах0,003 їі Коо) о,001«Тіх0,025, решта - Ге і неминучі домішки, при цьому мікроструктура сталевого листа містить ферит і бейніт, сума яких в частках поверхні перевищує 5 95 і менша 20 95, причому решта складається з відпущеного мартенситу.
2. Сталевий лист за п. 1, в якому вміст 5і знаходиться в діапазоні між 0,40 і 0,90. 35
3. Сталевий лист за п. 1 або 2, в якому вміст АЇ знаходиться в діапазоні між 0,30 їі 0,90.
4. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-3, в якому вміст АЇж5і знаходиться в діапазоні між 1,20 і 2,00.
5. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, в якому границя плинності У5 знаходиться в діапазоні між 780 і 1000 Мпа і опір розриву Т5 знаходиться в діапазоні між 950 і 1150 МПа. 40
6. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-5, в якому сумарне подовження перевищує 8 95.
7. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, в якому збільшення отвору ВЗО є вище ніж 45 95.
8. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-7, в якому енергія руйнування за Шарпі перевищує 50 Дж/см? при 20 76.
9. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, в якому товщина знаходиться в діапазоні між 1,8 і 4,5 45 ММ.
10. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-9, який має феритний шар на поверхні завтовшки менше 95 від товщини зазначеного гарячекатаного сталевого листа.
11. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-10, в якому гарячекатаний сталевий лист покритий цинком або сплавом на основі цинку.
12. Сталевий лист за п. 11, в якому покриття на основі цинку містить від 0,01 до 8,0 мас. 95 АЇ, необов'язково від 0,2 до 8,0 мас. 95 Мо, причому решту становить 2п.
13. Сталевий лист за п. 11, в якому покриття на основі цинку містить між 0,15 і 0,40 мас. 95 АЇ, решта - 2п.
14. Спосіб одержання гарячекатаного сталевого листа, який включає такі послідовні стадії: надання сталевого напівпродукту, який має хімічний склад за будь-яким з пп. 1-4, потім гарячу прокатку зазначеного сталевого напівпродукту при кінцевій температурі прокатки в межах 875 і 950 "С для одержання сталевого листа, потім охолодження зазначеного сталевого листа при швидкості охолодження Мн: щонайменше 50 "С/с для одержання охолодженого сталевого листа, потім змотування в рулон при температурі Тзмот нижче 160 "С ії нижче МІ для одержання 60 згорнутого сталевого листа, потім термічну обробку зазначеного згорнутого сталевого листа при температурі термічної обробки бл протягом часу її, причому значення бд і їд є такими, що значення параметра Ра-:9д(22-Нодоїх) знаходяться між 15400 і 17500, причому бл виражена в градусах Кельвіна і їл виражений в годинах.
15. Спосіб за п. 14, в якому етап термічної обробки проводять за допомогою розміщення сталевого листа в інертній атмосфері або в суміші Не і Мо (НМХ), при температурі термічної обробки 864, в діапазоні між 400 і 475 "С, і протягом часу витримування їх, при вказаній температурі відпалу, в діапазоні між 10 і 25 год.
16. Спосіб за п. 14, в якому зазначений етап термічної обробки проводять на безперервній лінії відпалу до температури термічної обробки 845, в діапазоні між 500 ії 600 "С, і протягом часу витримування ід, при вказаній температурі термічної обробки, в діапазоні між 40 і 100 с.
17. Спосіб за будь-яким з пп. 14-16, в якому значення РА знаходиться в діапазоні між 15500 і 17000.
18. Спосіб за будь-яким з пп. 14-17, який додатково включає стадію травлення після зазначеного етапу змотування до зазначеного етапу термічної обробки.
19. Спосіб за будь-яким з пп. 14-18, який додатково включає стадію травлення після зазначеного етапу термічної обробки.
20. Спосіб за будь-яким з пп. 14-19, в якому вказане охолодження здійснюється шляхом водяного охолодження, причому швидкість охолодження Мві перевищує 75 "С/с.
21. Спосіб за будь-яким з пп. 14-20, в якому етап охолодження при зазначеній швидкості охолодження Мн: здійснюють так, щоб досягти проміжної температури Ті, в діапазоні між 500 і 550 "С, потім здійснюють етап додаткового повітряного охолодження протягом часу б, в діапазоні між 1 і 5 с, потім лист охолоджують при швидкості охолодження Мнг, що перевищує 40 "б/в.
22. Спосіб за п. 21, в якому зазначений етап повітряного охолодження здійснюють протягом часу 2, в діапазоні між 2 і З с.
23. Застосування гарячекатаного сталевого листа за будь-яким з пп. 1-13 або способу одержання гарячекатаного сталевого листа за будь-яким з пп. 14-22 у виробництві конструкційних деталей транспортних засобів. ОБ ві ; з ше ни З п нн и Я ЧЕ гу нн нн нн в : ! заво 7500 їде мо Зоб теє ою : Ви Я ад І (В. в Кельвіна, її ЗГОДнНяХІ «ріг. 1
АЮ, т кт. ї чо | ' ши в | Шк зоеДовєвн юю в ютювет козюте пножюакк сс т питна да т в Кожен и ки ятсжнх ся ти леж ех тя тя ле жнжня ка т т і з : й ни и а Ши а т5ю : заао зо 35300 ухва п і заяв В, в'Кальвіна, 2, вгодинах)
Фіг. 2 о г кт та бейніт 11111111 ще ОБ ХХ ХК ОХ КОХ М КОХ ОК Ж х с о ОО МО . с ОХ З п М а о. ОКХ о. ОККО, с ОХ ОК о ооооохсех я ОКХ КОКО ОК ОО о й І ООКЕВХ М я ОО 5 о. ши 0 г відпущений ОК ОКХ ОКО МКМ ПК ОКХ а ' і с з мартенсит с о Ма КО а . ЗВО Ох ОКО а С с с. с о с п. КО о. . ОО. п КОКО ПО ХУКХ ХЕ З
ОН . и. о. с ЗОВ о. ХО МО ЗОЗ МК ОХ СЕ В ОО . о. . .
Фіг. З
UAA202102062A 2018-09-20 2019-09-09 Гарячекатаний сталевий лист з високим відношенням збільшення отвору і спосіб його виробництва UA126518C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2018/057246 WO2020058747A1 (en) 2018-09-20 2018-09-20 Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
PCT/IB2019/057571 WO2020058801A1 (en) 2018-09-20 2019-09-09 Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA126518C2 true UA126518C2 (uk) 2022-10-19

Family

ID=63794566

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202102062A UA126518C2 (uk) 2018-09-20 2019-09-09 Гарячекатаний сталевий лист з високим відношенням збільшення отвору і спосіб його виробництва

Country Status (16)

Country Link
US (1) US20220056543A1 (uk)
EP (1) EP3853388B1 (uk)
JP (1) JP7239685B2 (uk)
KR (2) KR20210044260A (uk)
CN (1) CN112673117A (uk)
BR (1) BR112021003523A2 (uk)
CA (1) CA3110823C (uk)
ES (1) ES2958809T3 (uk)
FI (1) FI3853388T3 (uk)
HU (1) HUE063244T2 (uk)
MA (1) MA53649B1 (uk)
MX (1) MX2021002972A (uk)
PL (1) PL3853388T3 (uk)
RU (1) RU2768710C1 (uk)
UA (1) UA126518C2 (uk)
WO (2) WO2020058747A1 (uk)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN114107790B (zh) * 2020-08-31 2023-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级超低碳马氏体高扩孔钢及其制造方法
CN114107793B (zh) * 2020-08-31 2023-11-14 宝山钢铁股份有限公司 一种1180MPa级低碳马氏体高扩孔钢及其制造方法
EP4222998A1 (en) 2020-09-29 2023-08-09 Shield AI Technologies Pte. Ltd. Continuous risk assessment for mobile devices
WO2023007876A1 (ja) * 2021-07-27 2023-02-02 日本製鉄株式会社 熱延鋼板

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ATE490349T1 (de) * 1999-09-29 2010-12-15 Jfe Steel Corp Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung
FR2807068B1 (fr) 2000-03-29 2002-10-11 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute limite d'elasticite et resistance mecanique utilisable notamment pour la realisation de piece de vehicules automobiles
JP4109609B2 (ja) * 2003-11-18 2008-07-02 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性と２次加工割れ性に優れた高強度熱延鋼板
JP4682822B2 (ja) * 2004-11-30 2011-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5609383B2 (ja) * 2009-08-06 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2012130434A2 (en) 2011-03-30 2012-10-04 Tata Steel Nederland Technology B.V. Method of heat treating a coated metal strip and heat treated coated metal strip
MX361690B (es) * 2011-05-25 2018-12-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Láminas de acero laminadas en frío y proceso para la producción de las mismas.
JP2013129879A (ja) * 2011-12-22 2013-07-04 Jfe Steel Corp 耐硫化物応力割れ性に優れた油井用高強度継目無鋼管およびその製造方法
KR101412247B1 (ko) * 2012-03-29 2014-06-27 현대제철 주식회사 초고강도 강판 제조 방법
KR20150029736A (ko) * 2012-07-31 2015-03-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법
BR112015011302B1 (pt) 2013-02-26 2020-02-27 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente e seu processo para produção
PL3000905T3 (pl) 2013-05-21 2020-04-30 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania
US10329636B2 (en) * 2014-03-31 2019-06-25 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet with excellent material homogeneity and production method therefor
JP6354268B2 (ja) 2014-04-02 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
MX2016009009A (es) * 2014-06-09 2017-01-16 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Tubo de acero de baja aleacion para un pozo petrolifero.
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
JP6048620B1 (ja) * 2015-02-27 2016-12-21 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
KR101989262B1 (ko) * 2015-04-01 2019-06-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
WO2017109542A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017125773A1 (en) * 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
CN110088326B (zh) 2016-12-14 2022-06-24 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 热轧扁钢产品及其生产方法
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
CN112673117A (zh) 2021-04-16
MA53649A (fr) 2022-03-30
CA3110823A1 (en) 2020-03-26
HUE063244T2 (hu) 2024-01-28
ES2958809T3 (es) 2024-02-15
KR20240000646A (ko) 2024-01-02
JP2022501503A (ja) 2022-01-06
US20220056543A1 (en) 2022-02-24
WO2020058801A1 (en) 2020-03-26
PL3853388T3 (pl) 2024-01-03
FI3853388T3 (fi) 2023-10-02
KR20210044260A (ko) 2021-04-22
WO2020058747A1 (en) 2020-03-26
RU2768710C1 (ru) 2022-03-24
BR112021003523A2 (pt) 2021-05-18
JP7239685B2 (ja) 2023-03-14
MA53649B1 (fr) 2023-11-30
EP3853388B1 (en) 2023-08-09
MX2021002972A (es) 2021-05-12
CA3110823C (en) 2023-01-24
EP3853388A1 (en) 2021-07-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CA3047945C (en) Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
KR101677396B1 (ko) 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102446210B1 (ko) 고강도 강 제품을 제조하는 방법 및 그로 인해 얻어지는 강 제품
US11655516B2 (en) Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
US10597745B2 (en) High strength steel and manufacturing method
RU2606361C2 (ru) Стальной лист с высокой механической прочностью, пластичностью и формуемостью, способ изготовления и применение таких листов
JP5283504B2 (ja) 優れた延性を有する高強度鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板
JP6236078B2 (ja) 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法
UA126518C2 (uk) Гарячекатаний сталевий лист з високим відношенням збільшення отвору і спосіб його виробництва
EP3556894A1 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent bendability and manufacturing method therefor
US20210317554A1 (en) Ultra high strength and high ductility steel sheet having excellent yield ratio and manufacturing method for same
KR20070113140A (ko) 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판과 그의 제법
KR20220005572A (ko) 냉간압연된 마르텐사이트계 강 시트 및 그 제조 방법
JP2023139168A (ja) 熱間圧延鋼板及びその製造方法
JP2023506387A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
US11001906B2 (en) High-strength steel sheet and production method therefor
JP2023506395A (ja) 熱間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
KR101639914B1 (ko) 인산염처리성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
RU2768717C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления
KR20230016218A (ko) 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
RU2785760C1 (ru) Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения мартенситной стали
JP5988000B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20240052782A (ko) 열간 압연 강판 및 그 제조 방법