UA126731C2 - Холоднокатаний відпалений сталевий лист із високим ступенем роздачі отвору та спосіб його виготовлення - Google Patents

Холоднокатаний відпалений сталевий лист із високим ступенем роздачі отвору та спосіб його виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA126731C2
UA126731C2 UAA202103667A UAA202103667A UA126731C2 UA 126731 C2 UA126731 C2 UA 126731C2 UA A202103667 A UAA202103667 A UA A202103667A UA A202103667 A UAA202103667 A UA A202103667A UA 126731 C2 UA126731 C2 UA 126731C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
rolled
temperature
cold
steel
Prior art date
Application number
UAA202103667A
Other languages
English (en)
Inventor
Жан-Крістоф Хел
Жан-Кристоф Хел
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 UA126731C2 publication Critical patent/UA126731C2/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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing 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
    • C21D6/008—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
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/22—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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—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

Abstract

Холоднокатаний відпалений сталевий лист, який має хімічний склад, що включає в масових відсотках: 0,30≤С≤0,50, 1,00≤Mn≤2,50, 1,00≤Si≤2,00, Al≤2,00, Cr≤0,100, 0,100≤Mo≤0,500, 0,020≤Nb≤0,200, В≤0,0005, P≤0,02, S≤0,005, N≤0,01, причому решту складає Fe і неминучі домішки, при цьому процентні вмісти вуглецю, марганцю, хрому, молібдену та бору є такими, що для сплаву виконується наступна умова: 250%C+120%Mn-200%Cr+200%Mo-10000%B≥320, і його мікроструктура містить в частках поверхні від 35 до 45 % острівців мартенситу та залишкового аустеніту (M-A), і загальна кількість залишкового аустеніту дорівнює 24 % або більше, при цьому інша частина складається з бейнітного фериту.

Description

Даний винахід відноситься до холоднокатаного відпаленого сталевого листа, який має мікроструктуру, що містить в основному бейнітний ферит. Даний сталевий лист можна використовувати для виготовлення структурних елементів автомобільних транспортних засобів.
Однією з головних проблем в автомобільній промисловості є зменшення маси транспортних засобів з метою зниження викидів СО, не нехтуючи вимог безпеки. Для задоволення зазначених потреб, в сталеливарній промисловості постійно розробляються нові високоміцні сталі. Зі збільшенням інтенсивності використання високоміцних сталей в автомобільних галузях застосування зростає потреба в сталях, які б характеризувалися як підвищеною міцністю, так і поліпшеними показниками роздачі отвору. Таким чином, представлено кілька родин сталей, у яких пропонуються різні рівні міцності.
У публікації М/О2015011554 пропонується холоднокатаний сталевий лист із міцністю на розтяг вище 900 МПа й межею міцності вище 700 МПа. Мікроструктура зазначеного холоднокатаного сталевого листа включає від 13595 до 3095 острівців мартенситу й залишкового аустеніту, від 13 95 до 25 95 залишкового аустеніту, при цьому решта представлена бейнітом і феритом. Зазначена частка острівців мартенситу й залишкового аустеніту обумовлює низьку пластичність сталі при рівномірному видовженні менше 16 95.
Згідно з публікацією УМО2012164579, отриманий гарячекатаний лист із бейнітної сталі з міцністю на розтяг вище 1300 МПа й загальним видовженням більше 20 95. Зазначена сталь не містить легуючих елементів, але в неї додано велику кількість хрому для підвищення прожарюваності сталі. Однак при зварюванні може знижуватися розм'якшення сталі в зоні теплового впливу з утвором карбідів хрому.
У публікації ЕР1676933 описаний холоднокатаний і відпалений сталевий лист із міцністю на розтяг вище 1180 МПа, а його мікроструктура містить більш 90 95 бейнітного фериту й мартенситу, а також, щонайменше, 3905 залишкового аустеніту. Згадана мікроструктура підвищує прожарюваність сталі, але знижує пластичність при видовженні менше 15 95.
Згідно з публікацією М/О2014040585 отримана низьколегована бейнітна сталь, яка не містить карбідів, зокрема, з комбінацією високого вмісту хрому, який уповільнює перетворення феритної фази, і алюмінію, що дозволяє контролювати кінетику утворення бейніту й фериту.
З урахуванням вищесказаного, ціль даного винаходу полягає в одержанні сталевого листа,
Зо який має міцність на розтяг вище 1100 МПа, рівномірне видовження більше 16 95 і ступінь роздачі отвору вище 15 95.
У кращому варіанті реалізації сталевий лист запропонований даним винаходом характеризується ступенем роздачі отвору, який дорівнює 24 95 або вище. У кращому варіанті реалізації запропонований даним винаходом сталевий лист має міцність на розтяг вище 1180
МПа.
Зазначена мета досягається шляхом одержання сталевого листа описаного у п. 1. Сталевий лист також може мати характеристики за пп. 2-7. ЮІнша мета досягається шляхом розробки способу за пп. 8-10.
Далі винахід буде описаний більш докладно, але без обмежень.
Для досягнення бажаних характерних мікроструктурних і механічних особливостей важливе значення мають хімічний склад і параметри процесу. Склад сталі, виражений у масових відсотках, є наступним: - 0,30 95 хх Сб ох 0,50 96: якщо вміст вуглецю нижче 0,30 95, частка залишкового аустеніту є недостатньою для досягнення рівномірного видовження, яке б становило більше 16 95. Якщо вміст вуглецю перевищує 0,50 90, може погіршуватися зварюваність сталевого листа. - 1,0095 х Мп х 2,50 96: коли вміст марганцю менше 1,00 95, загальний вміст залишкового аустеніту є недостатнім для досягнення бажаних механічних властивостей. Якщо вміст марганцю перевищує 2,50 95, ризик виникнення сегрегації по центральній лінії підвищується на шкоду межі міцності, міцності на розтяг й коефіцієнту роздачі отвору. У кращому варіанті реалізації даного винаходу вміст марганцю становить від 1,30 95 до 2,10 95 з метою обмеження ризику виникнення мікросегрегації й рядкового розподілу твердих фаз у зонах сегрегації. - 1,00 95 х 5і х 2,00 90: кремній є елементом, який використовується для розкислення сталі на стадії рідини й для досягнення зміцнення при утворенні твердого розчину. Вміст кремнію повинен бути вищим ніж 1,00 95 для стабілізації залишкового аустеніту. Бажано, вміст кремнію становить вище 1,4 95. Якщо вміст кремнію перевищує 2,00 9о, активується утворення фериту й не можуть бути досягнуті бажані величини міцності на розтяг й видовження. - АІ х 2,00 9о: додавання алюмінію сприяє достатньому розкисленню сталі на стадії рідини й сприяє стабілізації фериту. Вміст алюмінію обмежується значенням 2,00 95 для виключення утворення фериту й досягнення за допомогою цього рівнів межі міцності й міцності на розтяг,
необхідних у даному винаході. Бажано, вміст алюмінію становить нижче 1,00 95, а краще, він становить менше 0,50 95 або навіть менше 0,10 95. - Сг х 0,100 95: хром є легуючим елементом, який гальмує динаміку перетворення бейніту й утримує його максимальну частку. Вміст хрому обмежується величиною 0,100 95 з метою доведення до максимуму частки бейніту й забезпечення в такий спосіб високої стабілізації залишкового аустеніту, а також обмеження утворення мартенситу, а, отже, для досягнення механічних характеристик потрібних у даному винаході. Бажано, вміст хрому обмежується величиною 0,05 95, а ще краще, обмежується величиною 0,01 95. - 010095 х Мо х 0,500 95: молібден є елементом, який сприяє стабілізації залишкового аустеніту. При вмісті нижче 0,100 96 такий корисний ефект не досягається. При вмісті вище 0,500 95 зменшується частка бейніту й активується утворення мартенситу, що в такий спосіб призводить до зміцнення листа й зниження пластичності. Крім того, буде гальмуватися динаміка фазового перетворення. Бажано, вміст молібдену становить нижче 0,400 95, або навіть нижче 0,300 95, щоб уникнути стабілізації карбідів, які не будуть розчинятися на стадії витримування при відпалюванні. - 0,020 95 х МЬ х 0,200 95: ніобій є мікролегуючим елементом, який утворює виділення, які затвердівають разом з вуглецем або азотом. Потім мікроструктура стає тонше, що в результаті призводить до досягнення більшої пластичності. Коли вміст ніобію менше 0,020 95, такий корисний ефект не досягається. Однак вміст ніобію обмежують величиною 0,200 95 щоб уникнути впливу надлишкового зміцнення. Бажано, вміст ніобію обмежують величиною 0,100 95. - В х 0,0005 95: бор є елементом, який уповільнює фазове перетворення. Якщо вміст бору перевищує 0,0005 95, зменшується частка бейніту й активується утворення мартенситу, що в такий спосіб приводить до зміцнення листа й зниження пластичності.
Відповідно до даного винаходу, процентний вміст вуглецю, марганцю, хрому, молібдену й бору є таким, що для сплаву виконується наступна умова: 250 95 Сб--120 95 Ми-200 95 Ст--200 95
Мо-10000 95 В 2 320. Вуглець, марганець і молібден є елементами, які сприяють стабілізації залишкового аустеніту, тоді як хром і бор уповільнюють динаміку фазового перетворення й обмежують частку бейніту. - Р х 0,02 96: якщо вміст фосфору перевищує 0,02 95, може з'являтися сегрегація на межі
Зо зерна й зменшуватися видовження сталевого листа. - 5 х 0,005 96: вміст сірки обмежують на рівні 0,005 95 з метою зменшення утворення сульфідів, які впливають на пластичність листа. - М х 0,01 90: якщо вміст азоту перевищує 0,01 95, певні елементи можуть осаджуватися в рідині або у твердому стані сталі у формі нітридів або карбонітридів. Необхідно уникати утворення грубозернистих виділень, оскільки вони знижують пластичність сталевого листа.
Решту сплаву складає залізо й неминучі домішки, які утворюються в результаті плавки, подібні до титану, міді, нікелю й ванадію, за умов їх припустимого вмісту до 0,01 95 для титану, міді й нікелю й до 0,005 95 для ванадію.
Далі буде докладно описана мікроструктура холоднокатаного, відпаленого, прокатаного сталевого листа, запропонованого даним винаходом.
Відповідно до даного винаходу, мікроструктура сталі містить, у частках поверхні, від 35 95 до 4595 острівців мартенситу й залишкового аустеніту (М-А). Якщо вміст М-А нижче 35 95, загальний вміст залишкового аустеніту є недостатнім для досягнення мінімальної величини рівномірного видовження, яка становить 16 95. Якщо вміст М-А перевищує 45 95, ступінь роздачі отвору буде зменшуватися під впливом утворення надлишкового мартенситу.
Відповідно до даного винаходу, для досягнення бажаної міцності на розтяг, рівномірного видовження й ступеня роздачі отвору загальний вміст залишкового аустеніту в сталі повинен становити 24 95 або вище.
У кращому варіанті реалізації мікроструктура сталі містить, у частках поверхні, менше 16 95 мартенситу. Зазначений мартенсит утворюється в ході кінцевого охолодження після стадії перестаріння. Якщо частка мартенситу є вищою за 16 95, ступінь роздачі отвору сталевого листа може зменшуватися внаслідок підвищення прожарюваності сталі.
Інша частина мікроструктури складається з бейнітного фериту.
Запропонований даним винаходом сталевий лист, можна одержувати будь-яким придатним способом виготовлення, і фахівець у даній галузі техніки може його визначити. Однак бажано використовувати запропонований даним винаходом спосіб, який включає наступні стадії: - одержують сталевий напівпродукт із складом, описаним вище; - нагрівають зазначений сталевий напівпродукт за температури, яка становить від 1150 С до 1300 "С для одержання повторно нагрітого сталевого напівпродукту;
- здійснюють гарячу прокатку зазначеного повторно нагрітого сталевого напівпродукту за кінцевої температури прокатки, яка становить 800 "С або вище, для одержання гарячекатаного сталевого листа; - згортають гарячекатаний сталевий лист у рулон за температури Трулон, яка становить від 400 "С до 590 "С, для одержання згорнутого в рулон сталевого листа; - необов'язково, виконують термообробку зазначеного згорнутого в рулон сталевого листа; - здійснюють холодну прокатку згорнутого в рулон сталевого листа зі ступенем обтиснення від ЗО 95 до 80 95 для одержання холоднокатаного сталевого листа; - нагрівають холоднокатаний сталевий лист зі швидкістю нагрівання Мн, яка становить від 2 "С/с до 50 "С/с, до досягнення температури витримування Твитрим, яка перевищує значення
АсЗ3-420 С і є нижчою від 1000 "С, протягом періоду часу Івитрим більше 60 с для одержання відпаленого сталевого листа; - охолоджують відпалений сталевий лист зі швидкістю охолодження Мохл, яка становить від 20 "С/с до 1000 "С/с, до досягнення температури перестаріння Тпс, яка є вищою від 385 С і нижчою від 450 "С, - витримують охолоджений відпалений сталевий лист за температури перестаріння Тпс протягом періоду часу іпс, який становить 270 с або більше.
Запропоновані даним винаходом сталеві листи бажано одержують способом, у якому розливають напівпродукт, такий як сляби, тонкі сляби або смуга, виготовлені зі запропонованої даним винаходом сталі, яка має склад, описаний вище; вихідний матеріал для розливання нагрівають до температури від 1150 "С до 1300 "С або використовують безпосередньо за такої температури після розливання, без проміжного охолодження.
Для одержання гарячекатаного сталевого листа потім виконують гарячу прокатку напівпродукту з кінцевою температурою прокатки, яка становить 800 "С або вище, щоб уникнути будь-яких проблем розтріскування внаслідок недостатньої пластичності, яка виникає в результаті утворення феритних смужок.
Після цього гарячекатаний сталевий лист згортають у рулон за температури Трулон, яка становить від 400 "С до 590 С, для одержання згорнутого в рулон сталевого листа. Якщо температура згортання в рулон є нижчою від 400 "С, твердість сталі після охолодження
Зо підвищується. Якщо температура згортання в рулон вища 590"С, можуть утворюватися небажані поверхневі оксиди. Бажано, температура згортання в рулон становить від 500 "С до 590 76.
Для видалення поверхневих оксидів після згортання в рулон можна додавати стадію травлення.
Термообробку згорнутого в рулон сталевого листа можна виконувати за температури ва термообробки, яка становить від 400 С до 700"С, при цьому тривалість перебування за вказаної температури термообробки становить від 30 з до 200 годин. Тривалість термообробки слід приводити у відповідність із температурою реалізації термообробки, з урахуванням того, що тривалі періоди часу узгоджуються з низькими температурами, а короткі періоди часу узгоджуються з високими температурами.
Після термообробки можна додавати стадію травлення для видалення поверхневих оксидів.
Потім здійснюють холодну прокатку сталі зі ступенем обтиснення від 30 95 до 80 95 для одержання холоднокатаного сталевого листа.
Після цього холоднокатаний сталевий лист нагрівають зі швидкістю нагрівання Мн, яка становить від 2 "С/с до 50 "С/б5. При швидкості нижче 2 "С/с неможливо уникнути глибокої декарбонізації, що приводить до розм'якшення поверхні, а, отже, при цьому не можуть бути досягнуті бажані механічні характеристики. При швидкості вище 50 "С/с фазові перетворення можуть перешкоджати рекристалізації що приводить до утворення частково нерекристалізованої мікроструктури з низькою пластичністю. Бажано, швидкість нагрівання Мн становить від 10 "С/с до 40 "С/с.
Холоднокатаний сталевий лист нагрівають за температури витримування Твитрим, яка перевищує Ас3-20 "С і є нижчою від 1000 "С, протягом періоду часу Івитрим більше 60 с для одержання відпаленого сталевого листа. Якщо Твитрим нижча Ас3--20 "С, активується утворення фериту й не може бути досягнута бажана мікроструктура, а, отже, і механічні характеристики.
Температуру Ас3 розраховують за формулою, отриманою Ендрюсом, опублікованою в журналі дошгпаї ої пе Ігоп апа 5їевї Інвійше, 203, 721-727, 1965:
Ас3 (С) - 910 - 203 х (9523 1/2) - 15,2 х (96Мі) ж 44,7 х (9551) ї- 104 х (95) ж 31,5 х (95Мо) х 13,1 х (95ММ) - 30 х (90Мп) - 11 х (90Сг) - 20 х (96 Си) - 700 х (дФоР) ж 400 х (9бАЇ) ж 120 х (ЧоАв) ж 400 х (95Ті)
Однак, якщо температура Твитрим Є ВИЩОЮ за 1000 "С, надмірно збільшуються розміри зерен аустеніту, що впливає на властивості пружності. Бажано, температура витримування становить нижче 900 "С. Якщо тривалість витримування менша від 60 с, розчинення карбідів виявиться недостатнім. Бажано, час витримування становить більше 100 с.
Після термообробки відпалений сталевий лист охолоджують зі швидкістю охолодження Мохл, що становить вище 20 "С/с щоб уникнути утворення фериту, та нижче 1000 "С/с, до досягнення температури перестаріння Тпс, яка становить від 385"С до 450"С, з метою одержання охолодженого сталевого листа. Бажано, швидкість охолодження становить нижче 500 "С/с, а ще краще, нижче 100 "С/с. Якщо сталь нагрівають до температури нижче 385 "С, вміст бейніту є занадто високим, а вміст залишкового аустеніту недостатнім. Рівномірне видовження не може досягати заданої величини. На противагу цьому, якщо Тпс вища 450 "С, вміст бейніту є занадто низьким і буде відбуватися утворення надлишкового мартенситу, який знижує пластичність.
Сталь витримують за температури Тпс протягом періоду часу Іпс, який становить 270 с або більше, для досягнення стабілізації аустеніту й потоншення острівців М-А. Тривалість перестаріння менша від 270 с обмежує утворення бейніту, отже, ускладнює стабілізацію аустеніту й у такий спосіб активує утворення надлишкового мартенситу, що знижує пластичність. Сталевий лист охолоджують до кімнатної температури.
Після зазначеної кінцевої стадії охолодження, необов'язково, можна виконувати операцію нанесення металевого покриття на сталевий лист для поліпшення його захисту від корозії.
Може бути використаний будь-який спосіб нанесення покриття, який є придатним для сталі даного винаходу. Можна згадати електролітичне осадження або фізичне осадження з парової фази, з особливим акцентом на струминевому осадженні пари. Металеве покриття може бути, наприклад, покриттям на основі цинку або алюмінію.
Далі винахід буде проілюстрований наведеними нижче прикладами, які жодним чином не є обмежувальними.
Приклади
Представлені напівпродукти із складами, докладно описаними в Таблиці 1, вираженими в масових відсотках. Сталі А-О відповідають складу запропонованому даним винаходом.
У Таблиці 2 докладно викладені застосовані умови виготовлення. Випробування 1-5 відповідають винаходу.
Таблиця!
Склад сталі (мас. 95) семееівін|ею в» з ків) х юр
Сталь С Мп зі А! Сг Мо Мо 5 М ті Си Мі У відношен- ня в 10,39Ц11,77|1,4910,025| 0,002 | 0,189 | 0,065 | 0,010 | 0,001 | 0,005 (0,0003| 0,002 | 0,002 0,002|0,002| 345 ор 10,40|11,71|11,6810,024| 0,002 | 0,186 | 0,057 | 0,010 | 0,002 | 0,004 (0,0003| 0,002 |0,00210,002|0,002| 340 1 10,4011,5011,4610,007| 0,560 1 0.002 | 0,060 | 0,013 | 0,002 | 0,007 (0.0006
К 10,40|1,70|1,68 (0,021 0,002 | 0,185 ) 0,058 | 0,012 | 0,002 | 0,005 |0.0025
Підкреслені значення: не відповідають винаходу
Таблиця 2
Умови виготовлення ше жен : нагріван- гарячої сс о Ступінь сс) (Гвитрим) / Івитрим. о, Тпе їпс ня тв Тнва (С) обтискання сс) (с) Мохоп. ("С/с) сс) (о з в | 1250 | 800 |550| 650 | 50 | 12 Щ|860| 120 | 50 |400) з00 821. 87 Е | 1248. | 955 |570| 650 | 67 | 5 |830| 180. | 95 1400 500 |830) 8 а | 1270 | 950 |550| 550 | 67 | 5 Щ|850| 120 | 95 |400)1 500 |8О9 9 Н | 1270 | 950 Щ|5501 550 / 50 | 5 |850Ї 120 | 95 /|425І| 500 |В81З) 10 1 1 1270 | 950 Щ|5501 550 / 50 | 5 (|850Ї 120 | 95 /|400| 500 |ВОВІ 111 1 | 71270, 950 |550| 550 | 50 | 5 Щ|850| 120 | 95 5 щ |4251 500 |ВОВ 14| 0 1 1250 | 800 450, 650 | 50 | 12 |860| 120 | 50 |370| 450 |829)
Підкреслені значення: не відповідають винаходу
Таблиця З
Характерні риси мікроструктури готового термообробленого сталевого листа. 2 Її 77171760 7117 111171171740117 11111131 3 11117601 1111717117174011711111111147111111111111111111611 6 ЇЇ 77 7173 2 щЩ | з б /!/ бю мМ Ї '- 78 71117176 7717 7717111739 111120 1111111111111117181111 8 ЇЇ ..Ю..р.5В 2 Щщ (м | 4 2 Щ | 5 | мМ
Підкреслені значення не відповідають винаходу.
Мікроструктуру термообробленого сталевого листа визначали на полірованих зразках, протравлених реактивом Клема, і спостерігали за допомогою скануючого електронного мікроскопа. Вимірювали поверхневу частку загальної кількості залишкового аустеніту з використанням рентгенівської дифракції й уточнення методом Рітвельда, а також визначали поверхневу частку острівців М-А методом аналізу зображень. Частки компонентів представлені в Таблиці 3. У Таблиці 4 наведені механічні характеристики готового термообробленого сталевого листа. Міцність на розтяг Т5 і рівномірне видовження Шеє! визначили відповідно до стандарту ІЗО 6892-1:2016. Ступінь роздачі отвору НЕК визначили відповідно до стандарту ІЗО 16630:2017.
Метод визначення роздачі отвору полягає у вимірюванні початкового діаметра бі отвору до штампування (номінально: 10 мм), а потім кінцевого діаметра Ої отвору після штампування, який визначається з появою наскрізних тріщин у напрямку товщини листа на краях отвору.
Ступінь роздачі отвору НЕК визначають за наступною формулою: НЕК-100(0О1-0)/Оі. З урахуванням вищесказаного, НЕК використовують для кількісної оцінки здатності листа протистояти штампуванню на рівні вирізаного отвору.
Таблиця 4
Механічні характеристики готового сталевого листа. 11176117 Г77111111111111191111111117111111111241 11111137 11781111 |71111111212 11111131 81111178 ЇЇ 11026017 Г17111111111111135871 77717116 !1111111111118сСс21
Підкреслені значення не досягають заданих величин Т5, ОЕЇ. або НЕК.
У тестах 1-5 склади й умови виготовлення відповідають даному винаходу. Таким чином, бажана мікроструктура й механічні характеристики досягаються. Результати тестів 6-13 їі 15 не відповідають запропонованому даним винаходом складу сталі. Результати тестів 6-13 показують дуже маленький вміст молібдену, який є стабілізуючим елементом для залишкового аустеніту. Таким чином, бажаний рівень загального вмісту залишкового аустеніту не досягається, а рівномірне видовження зменшується.
Крім того, результати тестів б і 9 не відображають кількості ніобію, достатнього для потоншення мікроструктури, що приводить до низького значення рівномірного видовження.
У тестах 8, 10 і 11 надлишок бору й особливо надлишок хрому призводять до утворення небажаної мікроструктури з високою часткою мартенситу й низькою часток сумарного залишкового аустеніту, що знижує пластичність мікроструктури, обумовлюючи низьке рівномірне видовження. На додачу до цього, велика кількість мартенситу також ускладнює досягнення адекватного ступеня роздачі отвору, оскільки мартенсит є крихким і при роздачі отвору призводить до руйнування на ранній стадії.
У тесті 15 сталь містить велику кількість бору. Утворення мартенситу активується, зменшуючи кількість бейніту, роблячи в такий спосіб лист міцнішим і знижуючи пластичність.
У тестах 12 ії 14 температура перестаріння є нижчою від граничного значення даного винаходу, що підсилює зниження концентрації залишкового аустеніту, знижуючи пластичність мікроструктури й приводячи в результаті до низького рівномірного видовження. У тесті 13 період часу витримування при перестарінні є занадто коротким для досягнення стабілізації аустеніту й потоншення острівців М-А. У результаті сталевий лист не відповідає необхідним механічним характеристикам.

Claims (11)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатаний відпалений сталевий лист, який має хімічний склад, що включає в масових відсотках: Зо 0,30хСх0,50, 1,00:Мпх2,50, 1,00:5і:2,00, Аїк2,00, Ст«0,100, о 100:Мох0,500, 0,020:МЬ20,200, Вх0,0005, Рх0,02, «0,005, М2х0,01, Ее і неминучі домішки - решта, при цьому відсоткові вмісти вуглецю, марганцю, хрому, молібдену та бору є такими, що сплав задовольняє наступній умові: 250950-412095Мп-20095С1-20095Мо-100009582:320, і його мікроструктура містить в частках поверхні від 35 до 45 95 острівців мартенситу та залишкового аустеніту (М-А), загальна кількість залишкового аустеніту становить 24 95 або більше, при цьому інша частина складається з бейнітного фериту.
2. Сталевий лист за п. 1, який відрізняється тим, що вміст марганцю становить від 1,30 до 2,10.
3. Сталевий лист за п. 1 або 2, який відрізняється тим, що вміст молібдену становить від 0,100 до 0,400.
4. Сталевий лист за будь-яким із пп. 1-3, який відрізняється тим, що мікроструктура містить менше 16 95 мартенситу в частках поверхні.
5. Сталевий лист за будь-яким із пп. 1-4, який відрізняється тим, що міцність на розтяг Т5 вища від 1100 Мпа, рівномірне видовження Ше! дорівнює 16 95 або більше, а ступінь роздачі отвору вищий від 15 95.
6. Сталевий лист за будь-яким із пп. 1-5, який відрізняється тим, що ступінь роздачі отвору становить 24 95 або вище.
7. Сталевий лист за будь-яким із пп. 1-6, який відрізняється тим, що міцність на розтяг Т5 є вищою від 1180 МПа.
8. Спосіб одержання сталевого листа, який включає наступні стадії: одержують сталевий напівпродукт із складом за будь-яким із пп. 1-3, нагрівають зазначений сталевий напівпродукт до температури, яка становить від 1150 до 1300 "С для одержання нагрітого сталевого напівпродукту; здійснюють гарячу прокатку зазначеного нагрітого сталевого напівпродукту за кінцевої температури прокатки, яка становить 800 С або вище, для одержання гарячекатаного сталевого листа; згортають гарячекатаний сталевий лист у рулон за температури Трулон від 400 до 590 "С для одержання згорнутого в рулон сталевого листа; необов'язково виконують термообробку зазначеного згорнутого в рулон сталевого листа; здійснюють холодну прокатку згорнутого в рулон сталевого листа зі ступенем обтиснення від 30 до 80 95 для одержання холоднокатаного сталевого листа; нагрівають холоднокатаний сталевий лист зі швидкістю Мн, яка становить від 2 до 50 "С/с, до досягнення температури витримування Твитрим яка вища від значення Ас3-20 "С ії нижча від 1000 "С, протягом періоду часу івитрим, ЯКИЙ Становить більше 60 с для одержання відпаленого сталевого листа; охолоджують відпалений сталевий лист зі швидкістю Мохол,, яка становить від 20 до 1000 "С/с до досягнення температури перестаріння Тпс, вищої за 385 "С і нижчої за 450 "С; витримують охолоджений відпалений сталевий лист за температури перестаріння Тпс протягом періоду часу іпс, який становить 270 с або більше.
9. Спосіб за п. 8, який відрізняється тим, що температура згортання в рулон становить від 500 до 59076.
10. Спосіб за п. 8 або 9, який відрізняється тим, що виконують термообробку згаданого згорнутого в рулон сталевого листа за температури термообробки, яка становить від 400 до 700 "С, при цьому тривалість зазначеної термообробки становить від 30 с до 200 год.
11. Застосування холоднокатаного відпаленого сталевого листа за будь-яким із пп. 1-7 або отриманого за будь-яким із пп. 8-10 для виготовлення структурних елементів транспортних засобів.
UAA202103667A 2018-11-30 2018-11-30 Холоднокатаний відпалений сталевий лист із високим ступенем роздачі отвору та спосіб його виготовлення UA126731C2 (uk)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2018/059510 WO2020109850A1 (en) 2018-11-30 2018-11-30 Cold rolled annealed steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA126731C2 true UA126731C2 (uk) 2023-01-11

Family

ID=64902147

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202103667A UA126731C2 (uk) 2018-11-30 2018-11-30 Холоднокатаний відпалений сталевий лист із високим ступенем роздачі отвору та спосіб його виготовлення

Country Status (17)

Country Link
US (1) US20220010398A1 (uk)
EP (1) EP3887556B1 (uk)
JP (1) JP7213973B2 (uk)
KR (1) KR102544854B1 (uk)
CN (1) CN112930409B (uk)
BR (1) BR112021005688B1 (uk)
CA (1) CA3115030C (uk)
ES (1) ES2939457T3 (uk)
FI (1) FI3887556T3 (uk)
HU (1) HUE061197T2 (uk)
MA (1) MA54266B1 (uk)
MX (1) MX2021005866A (uk)
PL (1) PL3887556T3 (uk)
RU (1) RU2768717C1 (uk)
UA (1) UA126731C2 (uk)
WO (1) WO2020109850A1 (uk)
ZA (1) ZA202101829B (uk)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111647820B (zh) * 2020-06-15 2022-01-11 山东建筑大学 一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用
CN114107791B (zh) * 2020-08-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法

Family Cites Families (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3003451B2 (ja) * 1992-03-11 2000-01-31 日本鋼管株式会社 加工性および溶接性に優れた耐摩耗鋼
JP4188581B2 (ja) * 2001-01-31 2008-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4091894B2 (ja) * 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
CA2531616A1 (en) 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property and high workability
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
JP5483859B2 (ja) * 2008-10-31 2014-05-07 臼井国際産業株式会社 焼入性に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性及び耐内圧疲労特性に優れたディーゼルエンジン用燃料噴射管及びコモンレールの製造方法
JP5598157B2 (ja) * 2010-08-20 2014-10-01 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性及び衝突安全性に優れたホットプレス用鋼板及びその製造方法
WO2012164579A1 (en) 2011-05-30 2012-12-06 Tata Steel Limited Bainitic steel of high strength and high elongation and method to manufacture said bainitic steel
WO2012168564A1 (fr) * 2011-06-07 2012-12-13 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle
CA2843180C (en) * 2011-07-29 2017-08-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet excellent in shapeability and methods of production of same
CA2858507C (en) * 2011-11-28 2020-07-07 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo S.L. Martensitic steels with 1700-2200 mpa tensile strength
PE20151042A1 (es) 2012-09-14 2015-07-27 Salzgitter Mannesmann Prec Gmbh Aleacion de acero para un acero de alta resistencia, de baja aleacion
WO2015011511A1 (fr) * 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
EP2840159B8 (de) * 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
CN103695618B (zh) * 2013-12-16 2016-03-02 北京科技大学 一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法
JP6149778B2 (ja) * 2014-03-31 2017-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗性に優れた厚鋼板およびその製造方法
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
JP6179461B2 (ja) * 2014-05-27 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
WO2016001705A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and ductility and sheet obtained
WO2016001706A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
CN105506478B (zh) * 2014-09-26 2017-10-31 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
CN104388821B (zh) * 2014-12-08 2017-01-04 钢铁研究总院 TiC粒子增强型复相组织高塑性耐磨钢板及制造方法
JP6348436B2 (ja) * 2015-02-27 2018-06-27 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
JP6472692B2 (ja) 2015-03-23 2019-02-20 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
JP6620474B2 (ja) * 2015-09-09 2019-12-18 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2017109539A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated 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
JP6696208B2 (ja) * 2016-02-18 2020-05-20 日本製鉄株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN106636899B (zh) * 2016-12-12 2018-08-03 东北大学 一种1000MPa级高扩孔型冷轧贝氏体钢的制造方法
EP3543367B1 (en) * 2017-01-06 2020-12-02 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same
WO2018203111A1 (en) * 2017-05-05 2018-11-08 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having high ductility, formability and weldability, and obtained steel sheet
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
PL3887556T3 (pl) 2023-05-15
US20220010398A1 (en) 2022-01-13
FI3887556T3 (fi) 2023-03-25
HUE061197T2 (hu) 2023-05-28
CA3115030C (en) 2023-06-27
MX2021005866A (es) 2021-07-16
CN112930409A (zh) 2021-06-08
ZA202101829B (en) 2022-01-26
EP3887556B1 (en) 2023-02-01
JP2022510809A (ja) 2022-01-28
WO2020109850A1 (en) 2020-06-04
BR112021005688A2 (pt) 2021-06-22
JP7213973B2 (ja) 2023-01-27
MA54266A (fr) 2022-03-09
MA54266B1 (fr) 2023-03-31
EP3887556A1 (en) 2021-10-06
CA3115030A1 (en) 2020-06-04
KR102544854B1 (ko) 2023-06-19
KR20210068090A (ko) 2021-06-08
RU2768717C1 (ru) 2022-03-24
CN112930409B (zh) 2023-01-31
ES2939457T3 (es) 2023-04-24
BR112021005688B1 (pt) 2023-05-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110088320B (zh) 具有优异的可成形性的经回火和涂覆的钢板及其制造方法
JP6475861B2 (ja) ホットスタンピングに使用される鋼板、ホットスタンピングプロセスおよびホットスタンピングコンポーネント
KR102314590B1 (ko) 높은 성형성을 갖는 고강도의 냉간 압연된 강 시트 및 그의 제조 방법
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
RU2757020C1 (ru) Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления
KR20180014093A (ko) 고강도 강 및 제조 방법
KR20170015303A (ko) 고강도 다상 강, 제조 방법 및 용도
CA3110823C (en) Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
US20130160907A1 (en) High strength cold rolled steel sheet having excellent stretch flangeability and method for manufacturing the same
KR101714930B1 (ko) 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
UA126731C2 (uk) Холоднокатаний відпалений сталевий лист із високим ступенем роздачі отвору та спосіб його виготовлення
KR20230016218A (ko) 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101523966B1 (ko) 강판 제조 방법
KR101586893B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
KR101505293B1 (ko) 강판
KR20140003014A (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법