UA127239C2 - Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, спосіб його виготовлення та застосування у виробництві деталей транспортних засобів - Google Patents

Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, спосіб його виготовлення та застосування у виробництві деталей транспортних засобів Download PDF

Info

Publication number
UA127239C2
UA127239C2 UAA202103762A UAA202103762A UA127239C2 UA 127239 C2 UA127239 C2 UA 127239C2 UA A202103762 A UAA202103762 A UA A202103762A UA A202103762 A UAA202103762 A UA A202103762A UA 127239 C2 UA127239 C2 UA 127239C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
sheet according
temperature
content
austenite
Prior art date
Application number
UAA202103762A
Other languages
English (en)
Inventor
Дієґо Кальдерон Ірен де
Диего Кальдерон Ирэн де
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 UA127239C2 publication Critical patent/UA127239C2/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
    • 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
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • 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
    • C21D8/0447—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
    • C21D8/0468—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 between cold rolling steps
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

Landscapes

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

Abstract

Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, який містить, мас. %: 0,6<C<1,3, 15≤Mn<35, 6≤Al<15, Si≤2,40, S≤0,03, P≤0,1, N≤0,1, можливо один або кілька необов’язкових елементів, вибраних з Ni, Cr і Cu в індивідуальній кількості до 3 мас. %, і можливо один або кілька елементів, вибраних з B, Ta, Zr, Nb, V, Ti, Mo і W в сукупній кількості до 2,0 мас. %, інша частина композиції складається із заліза і неминучих домішок, що виникають в результаті обробки, мікроструктура зазначеного листа складається з впорядкованого фериту 1-10 %, необов’язково до 10 % каппа-карбідів, інша частина складається з аустеніту, і щільність зазначеного сталевого листа дорівнює або нижче 7,2, а значення FWHM аустенітної матриці становить 0,700-1,100°.

Description

Винахід стосується сталевого листа низької густини, мікроструктура якого складається в основному з аустеніту. Сталевий лист згідно винаходу особливо придатний для виготовлення елементів безпеки або конструктивних елементів транспортних засобів, таких як-от наземні автотранспортні засоби.
Екологічні обмеження змушують автовиробників постійно знижувати викиди СО» їхніми автомобілями. Для цього у автовиробників є кілька варіантів, основними з яких є зменшення ваги автомобілів або підвищення ефективності систем двигунів. Прогрес часто досягається за рахунок поєднання обох підходів. Винахід відноситься до першого варіанта, а саме до зменшення ваги автотранспортних засобів. У цій дуже специфічній сфері є альтернатива з двома шляхами: перший шлях полягає у зменшенні товщини тонколистової сталі при одночасному збільшенні її механічної міцності. На жаль, це рішення має свої обмеження через неприпустиме зниження твердості деяких автомобільних деталей і виникнення акустичних проблем, які створюють незручні умови для пасажира, не кажучи вже про неминучу втрату пластичності, пов'язаної із збільшенням механічної міцності, другий шлях полягає в зниженні густини сталей за рахунок їх легування іншими, більш легкими металами. Серед цих сплавів сплави з низькою густиною володіють привабливими механічними і фізичними властивостями, що дозволяє значно знизити вагу.
Зокрема, О5 2003/0145911 розкриває легку сталь Бе-АІ-Мпи-5і, яка має хорошу придатність до формування і високу міцність. Однак границя міцності таких сталей не перевищує 800 МПа, що не дозволяє у повній мірі використовувати їх низьку густину для деталей будь-якої геометрії.
Отже, метою винаходу є одержання сталевого листа з густиною нижче 7,2, границею міцності на розтяг, щонайменше 1000 Мпа і відносним подовженням на розтяг, щонайменше, 15 95.
У переважному здійсненні сталевий лист відповідно з винаходом має густину, рівну або нижче 7,1 або навіть рівну або нижче 7,0, границю міцності на розтяг не менше 1000 МПа, границю текучості не менше 750 МПа і відносне подовження на розтяг не менш п 18 95.
Ця мета досягається створенням сталевого листа згідно з п. 1 формули винаходу. Сталевий лист також може мати характеристики пп. 2-16 формули винаходу. Інша мета досягається
Зо шляхом пропозиції способу згідно з пп. 17-21 формули винаходу. Інший аспект досягається створенням деталей або транспортних засобів за пп. 22-24.
Інші характеристики і переваги винаходу стануть очевидними з подальшого докладного опису винаходу.
Щоб не бути пов'язаними з будь-якої теорією, представляється, що сталевий лист з низькою густиною відповідний винаходу дозволяє поліпшити механічні властивості завдяки цій специфічній мікроструктурі.
Що стосується хімічного складу сталі, вуглець відіграє важливу роль у формуванні мікроструктури і досягненні заданих механічних властивостей. Його основна роль полягає в стабілізації аустеніту, який є основною фазою мікроструктури сталі, а також у забезпеченні зміцнення. Вміст вуглецю нижче 0,6 95 буде зменшувати частку аустеніту, що призведе до зниження як пластичності, так і міцності сплаву.
В якості основного компонента каппа-карбіду (Ге, Мп)зАІСх вуглець сприяє виділенню таких карбідів. Однак вміст вуглецю вище 1,3 95 може сприяти виділенню крупнодисперсних таких карбідів на границях зерен, що призводить до зниження пластичності сплаву.
Переважно вміст вуглецю становить 0,8-1,3 95, більш переважно 0,8-1,0 95 мас., щоб одержати достатню міцність.
Марганець є важливим легуючим елементом в цій системі, в основному через те, що легування з дуже великою кількістю марганцю і вуглецю стабілізує аустеніт до кімнатної температури, який потім може витримувати великі кількості алюмінію без дестабілізації і перетворення на ферит або мартенсит. Щоб сплав мав відповідну пластичність, вміст марганцю має становити 15 95 або вище. Однак, коли вміст марганцю перевищує 35 95, виділення фази р-
Мп погіршує пластичність сплаву.
Тому вміст марганцю слід контролювати на рівні 15 95 або більше, але не перевищував 35 95. У переважному здійсненні він дорівнює або більше 15,5 95 або навіть більше 16 95. Його вміст більш переважно становить 18-30 95 і навіть 18-25 95.
Додавання алюмінію до аустенітної сталі з високим вмістом марганцю ефективно знижує густина сплаву. Крім того, це значно збільшує енергію дефекту упаковки (ЕДУ) аустеніту, що, в свою чергу, призводить до зміни характеристик деформаційного зміцнення сплаву. Алюміній також є одним з компонентів нанорозмірного каппа-карбіду (Бе, Мп)зАЇїСх, і тому його додавання бо значно збільшує утворення таких карбідів. Концентрація алюмінію в цих сплавах повинна бути відрегульована з одного боку так, щоб гарантувати стабільність аустеніту і виділення каппа- карбідів, а з іншого боку так, щоб контролювати утворення фериту. Тому вміст алюмінію має бути рівним або більшим 6 95, але не перевищував 1595. У переважному здійсненні вміст алюмінію складає 6-12 95, переважно 6-10 95.
Кремній є звичайним легуючим елементом для сталей з високим вмістом марганцю і алюмінію. Він дуже сильно впливає на утворення упорядкованого фериту 0Оз. Крім того, було показано, що кремній збільшує активність вуглецю в аустеніті і збільшує розподіл вуглецю у каппа-карбіди. Крім того, кремній був описаний як ефективний легуючий елемент, який можна використовувати для затримки або запобігання виділення крихкої фази р-Мп. Однак при вмісті вище 2,40 95 він знижує відносне подовження і може призводити до утворення небажаних оксидів під час певних процесів складання, і тому його вміст слід підтримувати нижче цієї границі. Переважно вміст кремнію становить менше 2,0 95 і переважно менше 1,0 95.
Сірка і фосфор є домішками, які роблять границі зерен крихкими. Їх відповідний вміст не повинен перевищувати 0,03 95 і 0,1 95, щоб підтримувати достатню пластичність в гарячому стані.
Вміст азоту не перевищувати 0,1 95, щоб запобігти виділенню АЇМ і утворенню об'ємних дефектів (пухирців) під час затвердіння.
Нікель позитивно впливає на проникнення водню в сталь, тому його можна використовувати в якості дифузійного бар'єра для водню. Нікель також можна використовувати в якості ефективного легуючого елемента, оскільки він сприяє утворенню впорядкованих з'єднань у фериті, таких як-от компонент В2, який призводить до додаткового зміцнення. Однак бажано, серед іншого, з міркувань вартості обмежити додавання нікелю максимальним вмістом 4 95 або менше і переважно 0,1-2,0 95. В іншому здійсненні вміст нікелю становить менше 0,1 95.
Хром може бути використаний в якості необов'язкового елемента для підвищення міцності сталі за рахунок загартування на твердий розчин. Він також підвищує стійкість до високотемпературної корозії сталей відповідних винаходу. Однак, оскільки хром знижує енергію дефекту упаковки, його вміст не повинен перевищувати 4 95, переважно 0,1-2,0 95 або 0,1-1,0 9.
В іншому здійсненні вміст хрому становить менше 0,1 Фо.
Аналогічним чином необов'язкове додавання міді з вмістом, що не перевищує 4 95, є одним із способів зміцнення сталі за рахунок виділення багатих міддю виділень. Однак вище цього вмісту мідь є причиною виникнення поверхневих дефектів в гарячекатаному листі. Переважно кількість міді становить 0,1-2,0 95 або 0,1-1,0 95. В іншому здійсненні вміст міді становить менше 0,1 95.
Бор має дуже низьку розчинність в твердих речовинах і виражену тенденцію до сегрегації на границях зерен, значно взаємодіючий з дефектами решітки. Тому бор може використовуватися для обмеження виділення міжкристалічних каппа-карбідів. Переважно вміст бору не перевищує 0,1 95.
Ніобій може одночасно збільшувати міцність і ударну в'язкість сталі, оскільки він є ефективним подрібнювачем зерна. Крім того, тантал, цирконій, ніобій, ванадій, титан, молібден і вольфрам також є елементами, які необов'язково можуть бути використані для досягнення збільшення твердості і зміцнення шляхом виділення нітридів, карбонітридів або карбідів. Однак, коли їх сукупний вміст перевищує 2,0 95, переважно більше 1,0 95, існує ризик того, що надмірне виділення може спричинити зниження ударної в'язкості, чого слід уникати.
Мікроструктура сталевого листа відповідно до винаходу містить 1-10905 фериту, необов'язково до 10 95 каппа-карбідів, решта є аустенітом.
Аустенітна матриця присутня в якості первинної фази сталі за цим винаходом і присутня в сталі за цим винаходом у кількості мінімум 90 95 за об'ємом і переважно 90-98 95 за об'ємом.
Аустеніт винаходу переважно має середній розмір зерна менше 12 мкм їі більш переважно менше 10 мкм. Деформований стан аустеніту цього винаходу оцінюється з допомогою дифракції рентгенівських променів шляхом вимірювання повної ширини на напіввисоті (ЕМУ/УНМ) дифракційного піку, відповідного площинам 3311). Рентгенівська дифракція є неруйнівним аналітичним методом, який надає детальну інформацію про внутрішню решітку кристалічних речовин, включаючи розміри решітки, довжини зв'язків, валентні кути і деталі впорядкованості решітки. З цим безпосередньо пов'язане подрібнення монокристалів, коли дані, одержані в результаті рентгеноструктурного аналізу, інтерпретуються і уточнюються для визначення кристалічної структури. Зазвичай рентгенівський дифрактометр є інструментом, використовуваним для ідентифікації такої кристалічної структури. Згідно 3 цим винаходом сталевий лист має аустенітну матрицю, причому аустенітна матриця має гранецентровану кубічну систему. Таким чином, аналізований дифракційну пік, повна ширина якого вимірюється бо на половині максимуму ЕМУНМ, відповідає площинам 3311), які вважаються найбільш чутливими до деформованого стану аустенітної решітки, і таким чином найкращим чином відображають вплив густини дислокацій. ЕМУНМ аустеніту цього винаходу становить 0,700-1,100"7.
Ферит присутній в мікроструктурі листа відповідного винаходу у кількості 1-10 95 об'ємних часток, переважно 2-10 95 або більш переважно 3-995. Однак ферит цього винаходу має морфологію, яка обмежена геометрією зерна, за винятком фериту в формі смуг, оскільки вони різко погіршують пластичність і придатність до формування сталі. Переважно зерна фериту мають середній розмір зерна менше 5 мкм і більш переважно менше 1 мкм. Такий ферит може бути у вигляді регулярного неупорядкованого фериту а або упорядкованої структури В2 складу (Ге, Мп)АЇ або структури Оз складу (Бе, Мп)зАї, так що структури а, В2 ії рОз, як правило, можна спостерігати в сталі, винаходу.
Каппа-карбіди (Бе, Мп)зАІЇСх можуть бути присутніми в мікроструктурі сталевого листа відповідного винаходу в об'ємній частці до 10 95, переважно менше 5 95, переважно менше 4 95 і більш переважно більше 1 95. Каппа-карбіди даного винаходу включають як внутрізернові каппа-карбіди (тобто, які виділяються всередині аустенітних зерен, так звані внутрізернові каппа-карбіди), так і міжзернові каппа-карбіди (тобто, які виділяються на границях аустенітних зерен, так звані міжзернові каппа карбіди). Однорідне і когерентне виділення нанорозмірного каппа-карбіду збільшує міцність сплаву.
Для захисту сталевого листа відповідного винаходу від корозії у переважному здійсненні сталевий лист покривають металевим покриттям. Металеве покриття може бути покриттям на основі алюмінію або покриттям на основі цинку.
Переважно покриття на основі алюмінію містить менше 1595 5і, менше 5,095 Ее, необов'язково 0,1-8,0 95 Мао і необов'язково 0,1-30,0 905 7п, інше становить АЇ.
Переважно покриття на основі цинку містить 0,01-8,0 95 АЇ, необов'язково 0,2-8,0 95 Ма, а інше становить 2п.
Сталевий лист згідно з винаходом може бути виготовлений будь-яким придатним способом і фахівець в цій галузі техніки може визначити один з них. Однак переважно використовувати спосіб відповідний винаходу, який включає такі стадії: - приготування сляба, склад якого відповідає цьому винаходу, - повторне нагрівання такого сляба до температури понад 1000 "С і його гарячу прокатку з
Зо кінцевою температурою прокатки не менше 800 "С, - змотування гарячекатаного сталевого листа при температурі нижче 600 "С, - першу холодну прокатку такого гарячекатаного сталевого листа з обтисканням 30-80 95, - перший відпал такого холоднокатаного листа шляхом його нагрівання до температури відпалу в діапазоні 700-1000 "С, витримування при такій температурі протягом менш 5 хв. і охолодження зі швидкістю не менше 30 "С/с, - другу холодну прокатку такого відпаленого сталевого листа з обтисканням 10-50 95, - другий відпал такого холодного листа шляхом його нагрівання до температури відпалу, яка становить 700-880 "С, витримування його при такій температурі протягом від 1 хв. до 150 год. і охолодження зі швидкістю, щонайменше, 30 "С/с.
Сталеві листи в відповідно до цього винаходу переважно виробляються способом, в якому напівфабрикат, такий як-от сляб, тонкий сляб або смуга, виготовлений із сталі відповідної цьому винаходу, яка має описаний вище склад, відливають, при цьому виливки нагрівають до температури понад 1000 "С, переважно вище 1050 "С і білош переважно вище 1100 "С або 1150 "С або використовують безпосередньо при такій температурі після лиття без проміжного охолодження.
Стадія гарячої прокатки виконується при температурі вище 800 "С. Щоб уникнути проблем з розтріскуванням за рахунок недостатньої пластичності через утворення фериту в смугах, кінцева температура прокатки переважно повинна бути вище або дорівнювати 850 "С.
Після гарячої прокатки смуга повинна бути змотана при температурі нижче 600 "с, переважно вище 350 "С. У переважному здійсненні змотування проводять при температурі 350- 450 "С, щоб уникнути надмірного виділення каппа-карбідів.
Гарячекатаний продукт, одержаний описаним вище способом, піддають холодній прокатці після того, як травлення було виконано звичайним способом, і травлення бажано проводити з допомогою піскоструминної обробки.
Першу стадію холодної прокатки виконують з обтисканням 30-80 95, переважно 40-70 95.
Після цієї стадії прокатки виконують перший відпал шляхом нагрівання листа до температури відпалу в діапазоні 700-1000 С, витримування його при такій температурі протягом менш 5 хв. і охолодження зі швидкістю не менше 30 "С/с, більш переважно, щонайменше, 50 "С/с і ще більш переважно, щонайменше, 70 "С/с. Переважно цей відпал 60 проводити безперервно.
Контролюючи температуру і час відпалу, можна одержати повністю аустенітну або двофазну структуру з зазначеними вище характеристиками.
Після цієї першої стадії відпалу виконують попереднє деформування матеріалів з допомогою другої стадії холодної прокатки з обтисканням 10-50 95, переважно 15-40 95.
Сталевий лист може мати підвищену міцність за рахунок деформаційного зміцнення при проходженні цієї другої стадії холодної прокатки.
Після цієї другої стадії прокатки проводять другий відпал, нагріваючи лист до температури відпалу в діапазоні 700-880 "С, витримуючи його при такій температурі протягом від 1 хв. до 150 год. і охолоджуючи його зі швидкістю, щонайменше, 30 "С/с, більш переважно, щонайменше, 50 "С/с і ще більш переважно, щонайменше, 70 "С/с. Переважно цей відпал проводять безперервно. Під час цього другого відпалу аустенітна матриця відновлюється і, можливо, рекристалізується, так що щільність дислокацій знижується. Непряме вимірювання цих змін визначається повною шириною на половині висоти дифракційного піку рентгенограми, відповідного площинам 1311). Тим часом відбувається виділення твердих фаз, таких як-от каппа-карбіди і ферит. Більш того, ферит може піддаватися реакції упорядкування, збільшуючи роз ії В2. Комбінація цих мікрокомпонентів забезпечує для сталі компроміс між надвисокою міцністю і пластичністю.
Після цих двох стадій відпалу на сталевий лист необов'язково можна нанести металеве покриття для поліпшення його захисту від корозії. Використовуваний спосіб нанесення покриття може бути будь-яким процесом, адаптованим до сталі відповідної винаходу. Можна згадати електролітичне або фізичне осадження з парової фази, особливо виділяючи струменеве парофазне осадження. Металеве покриття може бути, наприклад, на основі цинку або алюмінію.
Приклади
Дві марки сталі, склади яких наведено в таблиці 1, відливають у сляби і обробляють відповідно до параметрів процесу, зазначеними в таблиці 2.
Таблиця 1
Склади о Зразоксталі | Со | Мп | А | Р | 5 | м | 5 / 72.1 096 | 199 | 572 | 0007 | 0005 | 0007 | 005
Таблиця 2
Параметри процесу сталі нагрівання ("С) ес) (сис) рулону олодної прокатки 1 и 777771л1ю717Ї77717171119997777 | 7777780. | ..ЮюЮюрюрж400 2 4 ЮюЮ| 58 2 Жзежж) 1 02 7177771717111170777777|777171711198977777 77717717 807 77711400 | 58 2 щ 1 03 77777717 Ї7777171711799977777 | ...юЮюЮю.8024юЮюБк к | 400 | юДщ(58 1 047 7777ллю 77 77777117999.77.7.7юЮ | ..ЮюЮюЮюь80 4 4Ююк | щ400 2 | ющ 58 ( 1 (82 | лю | 77777999. | ....юю.8024юЮюБж жфф | 400 2 2 2 щЩ| 58 2 кВзБ 1. Ї83 | 170 | 77 7985.7ЮЙЙЦ|.ЮЙИю804южк о | 400 | 58 н?нН"ОІШІИКККІШЛОТОВОДЛДДЛООООДЛГДЛООВООТВТДОВДІВАВВВВИВНВНВВВВИИТИТЬ.ВВВВ 11111111 Першийвідпал/////77777/ | 77777777 71711111 Другийвідпал/7/-:
Зразок | Швидкість | Темпера- Час Швидкість Обтискання Швидкість Темпера- Час - роцес : охолоджен-| холодної нагрівання витримування сталі нагрівання | тура витримування | у дісля прокатки 2 | при відпалі . тура при відпалі 2 при відпалі 1| відпалу 1 |Іпри відпалі, хв. відпалу 1 о/, 2 відпалу 2 (хв)
І 1 83 | 15 | 850 | з | 355 | 20 | 25 | 900 | 15
Зо Потім одержані зразки аналізують і відповідні елементи мікроструктури і механічні властивості відповідно представлені в таблицях З і 4.
Повну ширину на половині максимального значення ЕМ/НМ аустеніту даного винаходу вимірюють рентгенографічно на дифракційному піку, відповідному площинам 1311). Це відповідає розширенню дифракційного піку на половині його максимальної інтенсивності.
Таблиця З . Упорядкований ферит) Каппа-карбід ою ЕМУНМ піка 5311) 11047 Ї17777111714 11171110 196 | ющ 07082 щЩ 72 |В Її 77777770 1771110 1 л00 | 0606 7 711182 | 77747 | 27 | 926 | 1129 Щ 71183 Ї 77717707 1771110 1 л00 | 06474
Таблиця 4
Властивості
Зразок Границя плинності | Міцність на розтяг (Подовження на розтяг
Приклади показують, що тільки сталеві листи відповідно до винаходу демонструють всі задані властивості завдяки своєму особливому складу і мікроструктурі.

Claims (26)

10 ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, який містить, мас. 90: О,б«Се1,3, 155:Мпе35, 15 бхдіс15, 5ік2,40, 50,03, РехО1, МО, 1, 20 решта - залізо і неминучі домішки, мікроструктура вказаного листа містить 1-10 96 впорядкованого фериту та решта - аустеніт, причому щільність вказаного сталевого листа складає 7,2 або менше, а значення ЕМ/УНМ аустенітної матриці складає 0,700-1,1007, де ЕМ/УНМ належить до показника деформованого стану аустеніту, оціненого за допомогою дифракції рентгенівських променів при вимірі повної 25 ширини на піввисоті (ЕМУНМ) дифракційного піку, що відповідає площинам 3311).
2. Сталевий лист за п. 1, в якому хімічний склад сталевого листа додатково містить один або кілька елементів, вибраних з Мі, Ст і Си в індивідуальній кількості до З мас. 95.
3. Сталевий лист за п. 1 або 2, в якому хімічний склад сталевого листа додатково містить один або кілька елементів, вибраних з В, Та, 2г, МБ, М, Ті, Мо і МУ в сукупній кількості до 2,0 мас. 95. 30
4. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-3, в якому вміст вуглецю становить 0,8-1,0 мас. 95.
5. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, в якому вміст марганцю становить 18-30 мас. 95.
6. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-5, в якому вміст алюмінію становить 6-10 мас. 95.
7. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, в якому сталевий лист має межу міцності на розрив щонайменше 1000 Мпа і межу плинності щонайменше 700 МПа. 35
8. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-7, в якому вміст аустеніту становить 90-98 95.
9. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, в якому аустеніт має середній розмір зерна менше
12 мкм.
10. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-9, в якому аустеніт має середній розмір зерна менше 10 мкм.
11. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-10, в якому вміст фериту 2-10 95, а середній розмір зерна не перевищує 5 мкм.
12. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-11, в якому вміст фериту становить 3-9 95, а середній розмір зерна не перевищує 1 мкм.
13. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-12, в якому мікроструктура вказаного листа додатково містить до 10 95 каппа-карбідів.
14. Сталевий лист за п. 13, в якому вміст каппа-карбідів не перевищує 5 95.
15. Сталевий лист за п. 14, в якому вміст каппа-карбідів не перевищує 4 95.
16. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-15, в якому сталевий лист покритий металевим покриттям.
17. Сталевий лист за п. 16, в якому сталевий лист має покриття на основі алюмінію або покриття на основі цинку.
18. Спосіб виготовлення сталевого листа, що включає такі стадії: приготування сляба, який має склад за будь-яким з пп. 1-4, нагрівання зазначеного сляба до температури понад 1000 "С і його гарячу прокатку з кінцевою температурою прокатки щонайменше 800 "С, змотування гарячекатаного сталевого листа при температурі нижче 600 "С, першу холодну прокатку зазначеного гарячекатаного сталевого листа з обтисканням 30-80 95, перший відпал зазначеного холоднокатаного листа шляхом його нагрівання до температури відпалу в діапазоні 700-1000 "С, витримування при такій температурі протягом менше 5 хвилин і охолодження зі швидкістю не менше 30 "С/с, другу холодну прокатку зазначеного відпаленого сталевого листа з обтисканням 10-50 95, другий відпал зазначеного холоднокатаного листа шляхом його нагрівання до температури відпалу, яка становить 700-880 "С, витримування його при зазначеній температурі протягом від 1 хв. до 150 год. і охолодження зі швидкістю щонайменше 30 "С/с.
19. Спосіб за п. 18, в якому температура першого відпалу становить 800-950 "С. Зо
20. Спосіб за п. 18 або 19, в якому температура змотування становить 350-500 "С.
21. Спосіб за будь-яким з пп. 18-20, в якому час витримування другого відпалу становить від 2 хв. до 10 год.
22. Спосіб за будь-яким з пп. 18-21, в якому здійснюють піскоструминне очищення гарячекатаного сталевого листа.
23. Спосіб за будь-яким з пп. 18-22, який включає додаткову стадію нанесення кінцевого покриття.
24. Застосування сталевого листа за будь-яким з пп. 1-17 або сталевого листа, одержаного способом за будь-яким з пп. 18-23, для виготовлення конструктивних деталей або елементів безпеки транспортного засобу.
25. Деталь, одержана гнучкою прокаткою зазначеного сталевого листа за будь-яким з пп. 1-17.
26. Транспортний засіб, що містить деталь за п. 25.
UAA202103762A 2018-12-04 2019-12-02 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, спосіб його виготовлення та застосування у виробництві деталей транспортних засобів UA127239C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2018/059625 WO2020115526A1 (en) 2018-12-04 2018-12-04 Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
PCT/IB2019/060361 WO2020115637A1 (en) 2018-12-04 2019-12-02 Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA127239C2 true UA127239C2 (uk) 2023-06-14

Family

ID=65013732

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202103762A UA127239C2 (uk) 2018-12-04 2019-12-02 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, спосіб його виготовлення та застосування у виробництві деталей транспортних засобів

Country Status (12)

Country Link
US (1) US11987857B2 (uk)
EP (1) EP3891310A1 (uk)
JP (2) JP2022510409A (uk)
KR (2) KR20210087059A (uk)
CN (1) CN113166826A (uk)
BR (1) BR112021010096A2 (uk)
CA (1) CA3121427C (uk)
MA (1) MA54371A (uk)
MX (1) MX2021006508A (uk)
UA (1) UA127239C2 (uk)
WO (2) WO2020115526A1 (uk)
ZA (1) ZA202103425B (uk)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113549840A (zh) * 2021-06-29 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 一种780MPa级的高强塑积Fe-Mn-Al-C系轻质钢及其制备方法
CN113832408A (zh) * 2021-10-19 2021-12-24 成都先进金属材料产业技术研究院股份有限公司 Fe-15Mn-8Al-0.3C铁素体-奥氏体双相低密度钢及其热处理方法
CN114395732A (zh) * 2021-12-24 2022-04-26 钢铁研究总院 用于轴承保持架的高强韧高耐磨低密度钢及制备工艺
CN114703429B (zh) * 2022-04-12 2022-09-23 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法
CN114752866B (zh) * 2022-04-24 2022-11-04 燕山大学 一种耐腐蚀抗低温冲击奥氏体轻质钢及其制备方法和应用
CN117327991A (zh) * 2023-11-09 2024-01-02 中南大学 一种具有多级纳米结构强化效应的高强韧低密度钢及其制备方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4865662A (en) * 1987-04-02 1989-09-12 Ipsco Inc. Aluminum-manganese-iron stainless steel alloy
BR8907902A (pt) * 1989-08-31 1992-09-01 Ipsco Enterprises Inc Liga de aco substancialmente austenitica e processo de producao da mesma
DE10128544C2 (de) 2001-06-13 2003-06-05 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs
JP4464811B2 (ja) * 2004-12-22 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
KR101461727B1 (ko) 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 연성이 우수한 저비중 강재 및 그 제조방법
CN106068333B (zh) 2013-12-26 2018-07-06 Posco公司 高强度低比重钢板及其制造方法
CN103820735B (zh) * 2014-02-27 2016-08-24 北京交通大学 一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法
EP3423608B1 (en) * 2016-03-01 2019-11-13 Tata Steel Nederland Technology B.V. Austenitic, low-density, high-strength steel strip or sheet having a high ductility, method for producing said steel and use thereof
WO2017203311A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203312A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017203313A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
WO2017203315A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
KR101836714B1 (ko) 2016-10-12 2018-03-09 현대자동차주식회사 고망간강
US10521977B2 (en) 2017-03-27 2019-12-31 GM Global Technology Operations LLC Methods and systems for integrated vehicle sensor calibration and maintenance

Also Published As

Publication number Publication date
CN113166826A (zh) 2021-07-23
JP2023153940A (ja) 2023-10-18
CA3121427C (en) 2023-09-12
MA54371A (fr) 2022-03-16
JP2022510409A (ja) 2022-01-26
WO2020115526A1 (en) 2020-06-11
WO2020115637A1 (en) 2020-06-11
US11987857B2 (en) 2024-05-21
MX2021006508A (es) 2021-07-06
CA3121427A1 (en) 2020-06-11
BR112021010096A2 (pt) 2021-08-24
KR20210087059A (ko) 2021-07-09
US20220025478A1 (en) 2022-01-27
KR20240025037A (ko) 2024-02-26
EP3891310A1 (en) 2021-10-13
ZA202103425B (en) 2022-02-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA127239C2 (uk) Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, спосіб його виготовлення та застосування у виробництві деталей транспортних засобів
KR101544298B1 (ko) 열간 압연 강판 및 연관된 제조 방법
JP6854833B2 (ja) 冷間圧延され及び焼鈍された鋼板、その製造方法、並びに自動車部品を製造するためのそのような鋼の使用
CN110959049B (zh) 具有良好耐老化性的扁钢产品及其制造方法
JP5053157B2 (ja) プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP6811788B2 (ja) 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用
JP7022703B2 (ja) 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用
KR20130126612A (ko) 열간 압연 또는 냉간 압연 스틸 플레이트, 이를 제조하기 위한 방법 및 자동차 산업에서의 이의 용도
JP7232252B2 (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
EP3728678B1 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
TWI655299B (zh) High-strength steel plate and manufacturing method thereof
RU2796905C2 (ru) Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
CA3236022A1 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2023073410A1 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
EP4217517A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR20240075880A (ko) 냉연 열처리 강판 및 그 제조 방법