UA127573C2 - Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення - Google Patents

Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA127573C2
UA127573C2 UAA202202077A UAA202202077A UA127573C2 UA 127573 C2 UA127573 C2 UA 127573C2 UA A202202077 A UAA202202077 A UA A202202077A UA A202202077 A UAA202202077 A UA A202202077A UA 127573 C2 UA127573 C2 UA 127573C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
rolled
steel sheet
cold
temperature
martensite
Prior art date
Application number
UAA202202077A
Other languages
English (en)
Inventor
Жозе Дрійє
Жозе Дрийе
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 UA127573C2 publication Critical patent/UA127573C2/uk

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D1/26—Methods of 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
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—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
    • C21D8/0405—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 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
    • C21D8/04—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
    • C21D8/0421—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
    • C21D8/0436—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
    • C21D8/04—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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

Landscapes

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

Abstract

Сталевий лист має склад, що включає, в мас. %: 0,060≤C≤0,085, 1,8≤Mn≤2,0, 0,4≤Cr≤0,6, 0,1≤Si≤0,5, 0,010≤Nb≤0,025, 3,42N≤Ti≤0,035, 0≤Mo≤0,030, 0,020≤Al≤0,060, 0,0012≤B≤0,0030, P≤0,050, 0,002≤N≤0,007 і необов'язково 0,0005≤Ca≤0,005, решта - залізо і неминучі домішки. Мікроструктура складається з 34-80 % бейніту, 10-16 % мартенситу і 10-50 % фериту. Частка поверхні нерекристалізованого фериту відносно всієї структури становить менше 30 %. Мартенсит складається з мартенситу самовідпускання і свіжого мартенситу, частка поверхні мартенситу самовідпускання становить 4-10 %.

Description

і необов'язково 0,0005:Сах0,005, решта - залізо і неминучі домішки. Мікроструктура складається з 34-80 95 бейніту, 10-16 95 мартенситу і 10-5095 фериту. Частка поверхні нерекристалізованого фериту відносно всієї структури становить менше 3095. Мартенсит рекр фериту від руктур р складається з мартенситу самовідпускання і свіжого мартенситу, частка поверхні мартенситу самовідпускання становить 4-10 95. є п о ї Ох п іх о Ох ЗУ: З с с з ОК КВ ЗХ З ОО КК ОК З с с с с г,
Ми а НН Ї ід шо в КВ вн
Фіг. є
Винахід відноситься до холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, який володіє високою міцністю, відповідною пластичністю і формовністю, а також відповідним коефіцієнтом збільшення отвору. Винахід відноситься до способу виготовлення такого холоднокатаного і відпаленого сталевого листа.
Значного розвитку досягли "двофазні" сталі, оскільки вони поєднують високу міцність з високою здатністю до витягування завдяки своїй мікроструктурі, в якій тверда мартенситна або бейнітна фаза диспергована в м'якій феритній матриці.
Зокрема, перед формуванням ці сталі мають відносно низьку границю плинності у порівнянні з їх границею міцності на розтяг. Як наслідок, ці сталі демонструють повністю відповідний коефіцієнт плинності (співвідношення границі плинності/границі міцності на розтяг) під час операцій формування.
Їхнє деформаційне зміцнення є дуже високим, що дозволяє одержати значно більшу границю плинності на деталях після формування і хороше розподілення деформацій у разі зіткнення. Таким чином, можна виготовляти такі самі складні деталі, як і із звичайних сталей, але з вищими механічними властивостями, так що ті самі функціональні характеристики, що і у звичайних сталей, можуть бути забезпечені при меншій товщині. Таким чином, ці сталі забезпечують ефективну відповідь на вимоги до зниження маси і безпеки транспортних засобів.
Зокрема, завдяки своїй високій здатності поглинати енергію і втомну міцність двофазні сталі особливо добре придатні для виробництва автомобільних конструкційних деталей і деталей, які забезпечують безпеку, таких як-от поздовжні балки, поперечки і зміцнювальні деталі.
Розробка автомобільних деталей, які мають форми підвищеної складності, призвела до підвищеного попиту на сталі, які мають дуже високу пластичність і формовність, особливо дуже високу здатність до витягування, разом з високою границею міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа.
Для забезпечення високої пластичності і високої здатності до витягування бажані границя плинності не менше 350 МПа, але не більше 450 МПа до будь-якої операції дресирування (і не менше 450 МПа їі не більше 550 МПа після дресирування, якщо воно виконується), загальне подовження, щонайменше 15 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, щонайменше 35 95, на додаток до границі міцності на розтяг, щонайменше 780-900 МПа.
Зо Границя міцності на розтяг Т5 і загальне подовження ТЕ вимірюються відповідно стандарту
ІБО 6892-1, опублікованому в жовтні 2009 р. Слід підкреслити, що через відмінності в методах вимірювання, зокрема через відмінності в геометрії використовуваного зразка, значення загального подовження ТЕ відповідно стандарту ІЗО 6892-1 сильно відрізняються і, зокрема, нижче, ніж значення повного подовження відповідно стандарту 915 27 2241.
Крім того, при дресируванні підвищується границя плинності, так що значення границі плинності холоднокатаного листа, який не піддавався дресируванню, не можна порівняти зі значенням границі плинності сталевого листа, підданого дресируванню.
В цьому відношенні слід зазначити, що сталевий лист, підданий дресируванню, явно відрізняється і його легко відрізнити від сталевого листа, який не піддавався дресируванню.
Справді, дресирування впливає на властивості поверхні листа, зокрема, надає явний і загальновизнаний вплив на зміцнення і залишкові деформації на поверхні листа. Крім того, дресирування залишає на поверхні листа унікальні сліди, які ідентифікуються, у вигляді кратерів шорсткості, і мають чітку форму. Ці сліди можна легко візуалізувати з допомогою електронного мікроскопа.
Коефіцієнт збільшення отвору НЕК вимірюється відповідно стандарту ІЗО 16630:2009.
Через відмінності в методах вимірювання значення коефіцієнта збільшення отвору НЕК відповідно стандарту ІЗО 16630:2009 сильно відрізняються і не співставні зі значеннями коефіцієнта збільшення отвору А відповідно УЗ Т 1001 (Чарап Ігоп апа 5їее! ЕРедегайоп веіапаага).
Коефіцієнт збільшення отвору оцінює розтяжність кромки отвору сталі.
Як правило, високі значення коефіцієнта збільшення отвору пов'язані з високими значеннями коефіцієнта плинності (рівного границі плинності, поділеній на границю міцності на розтяг) і, відповідно, для даної границі міцності на розтяг, з високими значеннями границі плинності. Дійсно, високі значення коефіцієнта збільшення отвору зумовлені, зокрема, малою різницею у міцності між компонентами мікроструктури сталі. Однак мала різниця у міцності між компонентами мікроструктури сталі призводить до високого коефіцієнта плинності.
Як наслідок, сталеві листи, що мають границю плинності, щонайменше 780 МПа і високий коефіцієнт збільшення отвору, як правило, матимуть границю плинності вище 450 МПа і навіть вище 500 МПа перед будь-яким дресируванням, що призводить до границі плинності вище, ніж бо 550 навіть вище 600 МПа після дресирування. Навпаки, сталеві листи, що мають границю міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа і границю плинності не більше 450 МПа до дресирування, матимуть низький коефіцієнт збільшення отвору.
Таким чином, залишається бажаним виробляти холоднокатаний сталевий лист з границею міцності на розтяг 780-900 МПа, границею плинності 350-450 МПа перед дресируванням (і 450- 550 МПа після дресирування, якщо його здійснюють), загальне подовження, щонайменше 15 95 і коефіцієнт збільшення отвору, щонайменше 35 95.
Таким чином, одна з цілей винаходу полягає в створенні сталевого листа, який має границю міцності на розтяг в межах 780-900 МПа, границю плинності в межах 350-450 МПа перед будь- якою операцією дресирування (і границю плинності в межах 450-550 МПа після дресирування, якщо його здійснюють), загальне подовження, щонайменше 1595 і коефіцієнт збільшення отвору, щонайменше 35 95, а також способу його виготовлення.
Крім того, як детальніше пояснюється нижче, автори виявили, що коригування складу сталі для одержання цих властивостей недостатньо, оскільки відомі способи виробництва, які застосовуються до сталі, яка має такий склад, призводять до значної неоднорідності механічних властивостей у поздовжньому і поперечному напрямках листа.
Отже, переважно винахід додатково спрямований на створення сталевого листа, який має зазначені вище властивості, причому ці властивості були б однорідними по всьому листу, і на спосіб виготовлення такого сталевого листа.
Крім того, на конкретній виробничій лінії коефіцієнт збільшення отвору зазвичай зменшується із збільшенням товщини листа. Отже, винахід також спрямований на надання способу виготовлення холоднокатаних сталевих листів, які володіють зазначеними вище механічними властивостями, в широкому діапазоні товщин листа 0,7-2,3 мм, наприклад, щонайменше 1,5 мм або, щонайменше 2,0 мм.
Беручи до уваги ці цілі, винахід відноситься до холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, що має склад, який містить і переважно складається у мас. 95 з: 0,060 95 х С х 0,085 95 1,8 95 х Мп х 2,0 96 0,4 96 х Сг х 0,6 96 01 95 х іх 0,5 95
Зо 0,010 95 х МЬ х 0,025 95 3,42М « Ті х 0,035 96
Ох Мо х 0,030 95 0,020 95 х А х 0,060 95 0,0012 95 х В х 0,0030 95
Зх 0,005 95
Р х 0,050 95 0,002 95 х М х 0,007 90 і необов'язково 0,0005 95 х Са х 0,005 95, решта являє собою залізо і неминучі домішки, що утворюються в результаті плавки, причому холоднокатаний і відпалений сталевий лист має мікроструктуру, яка складається в частках поверхні з: - 34-80 95 бейніту, - 10-16 95 мартенситу, і - 10-50 9о фериту, при цьому частка поверхні нерекристалізованого фериту відносно всієї структури становить менше 30 95;
Мартенсит складається з мартенситу самовідпускання і свіжого мартенситу, причому частка поверхні мартенситу самовідпускання відносно всієї структури становить 4-10 Фо.
Переважно бейніт є бейнітом з низьким вмістом карбідів, який включає менше 100 карбідів на одиницю площі поверхні в 100 мкм".
В одному здійсненні холоднокатаний і відпалений сталевий лист не піддається дресируванню, причому цей холоднокатаний і відпалений сталевий лист має границю міцності на розтяг 5 780-900 МПа, границю плинності Х5 350-450 МПа, загальне подовження ТЕ, щонайменше 15 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, виміряний відповідно стандарту ІБО 16630:2009, щонайменше 35 95.
В іншому здійсненні холоднокатаний і відпалений сталевий лист являє собою дресирований лист, який має границю міцності на розтяг Т5 в межах 780-900 МПа, границю плинності 5 в межах 450-550 МПа, загальне подовження ТЕ, щонайменше 15 95, і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, виміряний відповідно стандарту ІЗБО 16630:2009, щонайменше 35 95.
Як правило, холоднокатаний і відпалений сталевий лист має товщину 0,7-2,3 мм, 60 наприклад, щонайменше 2,0 мм.
Переважно холоднокатаний і відпалений сталевий лист має довжину в напрямку прокатки, щонайменше 500 м, а різниця в міцності на розтяг на ділянках з найвищою границею міцності на розтяг і на ділянках з найменшою границею міцності на розтяг холоднокатаного і відпаленого сталевого листа становить не більше 7 95 границі міцності на розтяг на ділянках із найвищою границею міцності на розтяг.
В одному здійсненні холоднокатаний і відпалений сталевий лист має покриття з цинку або сплаву цинку, одержане за допомогою безперервного покриття зануренням.
В іншому здійсненні холоднокатаний і відпалений сталевий лист включає покриття з цинку або сплаву цинку, одержане вакуумним напиленням.
Винахід відноситься до способу виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, який включає такі послідовні стадії: - приготування напівфабрикату зі сталі, що має склад, який містить і переважно складається у мас. 905 з: 0,060 95 х С х 0,085 95 1,8 95 х Мп х 2,0 95 0,4 95 хх Сгх 0,6 95 0,1 95 х іх 0,5 96 0,010 95 х МЬ х 0,025 95 3,42М х Ті х 0,035 95
Ох Мо х 0,030 95 0,020 95 х АЇ х 0,060 95 0,0012 95 х В х 0,0030 95
Зх 0,005 95
Р х 0,050 95 0,002 95 х М х 0,007 90 і необов'язково 0,0005 95 х Са х 0,005 95, решта залізо і неминучі домішки, які утворюються в результаті плавки, - нагрівання зазначеного напівфабрикату до температури Тні вище або рівної 1200 "С, потім гарячу прокатку нагрітого напівфабрикату з кінцевою температурою прокатки Тевт, яка
Зо знаходиться між АгЗ і Тмв, де АгЗ представляє температуру початку перетворення аустеніту при охолодженні сталі, Тмв температура відсутності рекристалізації гарячекатаного сталевого листа, - охолодження сталевого гарячекатаного листа з першою швидкістю охолодження Мсі не менше 10 "С/с до температури змотування Тсої вище температури кінця мартенситного перетворення сталі Мі і нижче 500"С, і змотування гарячекатаного сталевого листа при температурі змотування Тсої для одержання структури, яка складається з бейніту і необов'язково мартенситу і/або перліту, при частці поверхні перліту менше 15 95, - холодну прокатку гарячекатаного сталевого листа зі ступенем обтискання при холодній прокатці, щонайменше 40 95 для одержання холоднокатаного сталевого листа, - повторне нагрівання холоднокатаного сталевого листа до температури відпалу Тнг в діапазоні від Ас3-20 "С до Ас3-15 "С із середньою швидкістю нагрівання Мн до температури відпалу Тнг в діапазоні 1-50 "С/с і середньою швидкістю нагрівання Мн між 600 "С ї Ас1 в межах 1-140С/с, і витримування холоднокатаного сталевого листа при температурі відпалу Тнг протягом часу відпалу їнгь, щонайменше 30 с для одержання структури, яка включає, щонайменше 50 95 аустеніту, - охолодження холоднокатаного сталевого листа до температури Тс в діапазоні 440-480 С при другій швидкості охолодження Мсг в діапазоні 10-50 "С/с, - витримування холоднокатаного сталевого листа в діапазоні температур 440-480" протягом часу витримування їс 20-500 с, - охолодження холоднокатаного сталевого листа до температури навколишнього середовища з третьою швидкістю охолодження Мсз, щонайменше 1 "С/с.
Переважно, час відпалу їнг не перевищує 500 с.
В одному здійсненні температура відпалу Тнг між Ас3З і АсЗ3-15"С і друга швидкість охолодження Мсг становлять 10-20 "С/с.
Як правило, холоднокатаний і відпалений сталевий лист має мікроструктуру, яка складається в частках поверхні з: - 34-80 95 бейніту, - 10-16 95 мартенситу, і - 10-50 9о фериту, при цьому частка поверхні нерекристалізованого фериту відносно всієї структури становить менше 30 95. бо Мартенсит складається з мартенситу самовідпускання і свіжого мартенситу, причому частка поверхні мартенситу самовідпускання відносно всієї структури становить 4-10 Фо.
В здійсненні під час зазначеного витримування в діапазоні температур 440-4807С на холоднокатаний сталевий лист наносять покриття методом занурення у ванні при температурі не більше 480 "С.
Переважно холоднокатаний і відпалений сталевий лист покривають цинком або цинковим сплавом.
В іншому здійсненні після охолодження до температури навколишнього середовища, нанесення покриття з цинку або цинкового сплаву здійснюють вакуумним осадженням.
Переважно ступінь обтискання при холодній прокатці становить 40-80 95.
В здійсненні після охолодження до температури навколишнього середовища сталевий лист піддають дресируванню зі ступенем обтискання дресирування 0,1-0,4 95.
Тепер винахід буде описаний докладно, але без введення обмежень, з посиланням на додані креслення на яких:
Фіг. 1 являє мікрофотографію, яка показує структуру сталевого листа, який не відповідає винаходу;
Фіг. 2 являє мікрофотографію, яка показує структуру сталевого листа відповідну винаходу.
У всьому описі Ас1 означає температуру початку алотропного перетворення при нагріванні.
Ас1 можна виміряти за допомоги дилатометрії або оцінити з допомогою такого рівняння, опублікованого в "ОагеїеЇйшпуд дег Шту/апаІнпдеп їйг їесппізспе Апууепдипдеп ипа МодіїспКейеп інтег ВеєїпПи55ипд", Н.Р. Ноийдагау, УУегквіойкКипде 5їані Вапа 1,198-231, Мепад 5їанівєїзеп, раззеїдоїї, 1984:
Ас1-739-2270 - 7"Мпя2751і-147С1--13"Мо-13"МІ.
В цьому рівнянні Ас1 виражена в градусах Цельсія, а С, Мп, 5і, Ст, Мо і Мі позначають вміст
С, Мп, 5і, Ст, Мо і Мі у складі, виражений у мас. 95.
Крім того, Аг3 означає температуру початку перетворення аустеніту при охолодженні, Тма означає температуру відсутності рекристалізації сталі, а Ас3 означає температуру закінчення аустенітного перетворення при нагріванні.
Температури АгЗ і Ас3 можна виміряти за допомоги дилатометрії або оцінити з допомогою відомого програмного забезпечення Тпепто-СаїЇсФт). Температуру відсутності рекристалізації Тмв
Зо можна виміряти з допомогою випробування на кручення.
Крім того, М; позначає кінцеву температуру мартенситного перетворення, тобто, температуру, при якій завершується перетворення аустеніту на мартенсит при охолодженні. М: можна виміряти за допомоги дилатометрії.
Далі вміст елемента хімічного складу сталі буде виражений у мас. 96 (або частинок на мільйон, тобто ч/млн).
В хімічному складі сталі вуглець відіграє роль у формуванні мікроструктури і механічних властивостей.
Вміст вуглецю становить 0,060-0,085 95 для забезпечення границі міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа, границі плинності 350-450 МПа перед дресируванням (і 450 Мпа ії 550
Мпа після дресирування) і коефіцієнт збільшення отвору, щонайменше 35 95. При вмісті нижче 0,060 956 границя міцності на розтяг не досягає 780 МПа. Якщо вміст вище 0,085 95, під час змотування утворюється занадто висока частка перліту, що призводить до смугастої структури, яка негативно впливає на коефіцієнт збільшення отвору. Крім того, бейніт включає занадто велику кількість карбідів, так що границя плинності може перевищувати 450 МПа (до дресирування), а загальне подовження може не досягати 1595. Переважно вміст С не перевищує 0,075 95.
Щонайменше 1,895 марганцю і не менше 0,495 хрому додають для підвищення загартованості сталі, щоб одержати мікроструктуру, що містить, щонайменше 10 95 мартенситу і має границю міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа.
Зокрема, вміст Мп становить, щонайменше 1,8 95 для одержання достатньої здатності до загартування. Однак, якщо вміст Мп вище 2,095, стабілізація аустеніту є надмірною, а температура М5 занадто високою, тому при охолодженні від температури відпалу утворюватиметься занадто висока частка мартенситу. В результаті границя плинності перевищить 450 МПа (до дресирування). Крім того, вміст Мп вище 2,095 призводить до смугастої структури, що негативно впливає на коефіцієнт збільшення отвору. В результаті коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 95.
На відміну від марганцю хром не впливає на частку аустеніту при відпалі. Таким чином, хром додається на додаток до Мп для подальшого підвищення загартованості сталі, вміст Сг, щонайменше 0,495 разом з вмістом Мп, щонайменше 1,895 забезпечує достатню бо загартованість для одержання границі міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа. Справді,
нижче 0,4 95 частка мартенситу самовідпускання може бути недостатньою, тоді як може бути одержана занадто висока частка фериту. При вмісті Сг вище 0,695, здатність сталі до нанесення покриття знижується, а вартість добавки стає надмірною. Тому вміст Ст становить не більше 0,6 95.
При вмісті, щонайменше 0,1 95 кремній забезпечує зміцнення фериту, що знижує різницю у твердості між складовими мікроструктури і збільшує коефіцієнт збільшення отвору. Кремній сприяє утворенню бейніту із низьким вмістом карбідів, тобто містить менше 100 карбідів на одиницю поверхні в 100 мкм". Однак надлишок 5і знижує придатність до нанесення покриття, сприяючи утворенню оксидів, які прилипають до поверхні листа, і призводить до занадто високої стабілізації фериту. Тому вміст 5і становить не більше 0,5 95.
Титан і ніобій являють собою мікролегуючі елементи, які згідно з винаходом разом використовуються для забезпечення дисперсійного зміцнення і границі міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа при обмеженні частки мартенситу не більше 16 95.
При вмісті між 3,427М і 0,035 95 (М означає вміст азоту у сталі, виражений у мас. 95), титан з'єднується в основному з азотом і вуглецем, виділяючись у вигляді дрібних нітридів і/або карбонітридів, що дозволяє контролювати розмір зерен аустеніту. Титан також позитивно впливає на зварюваність сталі. Якщо вміст титану вище 0,035 95, існує ризик утворення укрупнених нітридів титану, які виділяються в рідкому стані, що призводить до зниження пластичності і раннього руйнування під час випробування на збільшення отвору, тим самим знижуючи коефіцієнт збільшення отвору.
При такому вмісті титан забезпечує повне зв'язування азоту у формі нітридів або карбонітридів, тому бор знаходиться у вільній формі і може відігравати ефективну роль у зміцненні.
При вмісті, щонайменше 0,010 95 ніобій дуже ефективний для утворення дрібних карбонітридів ніобію при відпалі в діапазоні температур близькому до інтервалу міжкритичного перетворення, що призводить до дисперсійного зміцнення. Крім того, МО подрібнює аустенітні зерна і, таким чином, обмежує частку перліту гарячекатаному в листі після змотування. Якщо вміст МОБ нижче 0,010 95, розмір аустенітного зерна буде занадто великим, тому кінцева структура міститиме занадто багато мартенситу самовідпускання. В результаті границя плинності буде занадто великою. Однак вміст ніобію вище 0,025 95 надмірно затримує рекристалізацію фериту під час відпалу, так що структура міститиме більше 30 95 нерекристалізованого фериту, що вже не дозволяє досягти заданого коефіцієнта збільшення отвору.
Щонайменше 0,001295 бору додають для обмеження активності вуглецю, щоб контролювати і обмежувати дифузійні фазові перетворення (перлітне перетворення при охолодженні) і формувати зміцнювальні фази (бейніт або мартенсит), необхідні для одержання необхідної міцності на розтяг. Додавання В також дозволяє обмежити додавання зміцнювальних елементів, таких як Мп, Мо і Ст, і знизити вартість сорту сталі. Однак вище 0,0030 90 В можлива спільна ліквація з С, що призводить до утворення рядкових структур, які погіршують коефіцієнт збільшення отвору. Тому вміст В не перевищує 0,0030 95. Переважно вміст В становить, щонайменше 0,0015 95 і/або не перевищує 0,0025 95.
Композиція може містити до 0,030 95 молібдену як залишкового елемента. Мо затримує виділення МБ ії Ті під час відпалу і затримує рекристалізацію і може спричиняти надмірне подрібнення зерен фериту, якщо він наявний у кількості вище 0,030 95.
Алюміній є дуже ефективним елементом для розкиснення сталі в рідкій фазі під час обробки. Вміст АІ становить, щонайменше 0,020 95, щоб одержати достатнє розкиснення сталі.
Однак вміст АЇ має становити не більше 0,060 95, щоб уникнути підвищення температури АсЗ і дозволити контролювати утворення фериту під час охолодження.
Для утворення задовільної кількості нітридів і карбонітридів потрібний мінімальний вміст азоту 0,002 95. Вміст азоту обмежений 0,007 95, щоб запобігти утворенню укрупнених виділень
ТІМ в рідкому стані, які мають тенденцію знижувати пластичність і призводять до раннього пошкодження під час випробування на збільшення отворів, зменшуючи коефіцієнт збільшення отвору.
Необов'язково, сталь може бути оброблена для одержання глобулізації сульфідів, яка проводиться з використанням кальцію, і призводить до покращення коефіцієнта збільшення отвору, завдяки глобулізації Мп5. Таким чином, склад сталі може містити, щонайменше 0,0005 до Са і аждо 0,005 Фо.
Решту складу сталі становлять залізо і домішки, які утворилися в результаті плавки. В цьому відношенні нікель, мідь, сірка і фосфор вважаються залишковими елементами, які є 60 неминучими домішками. Тому їх вміст відповідно не перевищує 0,05 95 Мі, не більше 0,03 95 Си,
не більше 0,005 95 5 і не більше 0,050 95 Р.
Якщо вміст сірки перевищує 0,005 95, через наявність надлишку сульфідів, таких як-от Мп5, знижується пластичність, зокрема коефіцієнт збільшення отвору. Досягнення вкрай низького вмісту сірки, тобто нижче 0,0001 95 є дуже дорогим і не дає ніякого позитивного ефекту. Тому вміст 5 зазвичай не менше 0,0001 95.
Однак в цьому винаході чутливість коефіцієнта збільшення отвору стосовна вмісту сірки в сталі зменшена, тому коефіцієнт збільшення отвору, щонайменше 35 95 може бути одержаний навіть при вмісті сірки вище 0,001 95, що досягається з меншими витратами. Тому, згідно з здійсненням, вміст 5 становить, щонайменше 0,001 95.
Фосфор є елементом, який знижує здатність до точкового зварювання і гарячу пластичність, зокрема, через його схильність до сегрегації на границях зерен і спільної сегрегації з марганцем. За цих причин його вміст має бути обмежений 0,050 95, а переважно не перевищувати 0,015 95. Проте досягнення дуже низького вмісту фосфору, тобто нижче 0,001 95 є дуже дорогим. Тому вміст Р зазвичай вищий або дорівнює 0,001 95.
Мікроструктура холоднокатаного і відпаленого сталевого листа згідно винаходу складається в частках поверхні з 34-80 95 бейніту, 10-16 95 мартенситу і 10-50 95 фериту.
Частка фериту, щонайменше 10 95 сприяє досягненню загального подовження, щонайменше 15 б.
Ферит може складатися з міжкритичного фериту або може включати міжкритичний ферит і ферит сформований при охолодженні під час відпалу холоднокатаного сталевого листа, як описано нижче. Ферит сформований при охолодженні, надалі називають "перетвореним феритом". Зокрема, якщо температура відпалу Тнг в способі винаходу, як докладно описано вище, нижче Ас3, тобто, знаходиться між Ас3-20 "С і Ас3, ферит містить міжкритичний ферит і може додатково включати перетворений ферит. Іншими словами, якщо температура відпалу
Тнг нижче Ас3, ферит складається з міжкритичного фериту або складається з міжкритичного фериту і перетвореного фериту.
Навпаки, якщо температура відпалу Тнг перевищує Ас3, ферит складається з перетвореного фериту. "Перетворений ферит" відрізняється від міжкритичного фериту, який залишається в
Зо структурі наприкінці стадії відпалу. Зокрема, перетворений ферит збагачений марганцем, тобто має вміст марганцю вищий, ніж середній вміст марганцю в сталі, і вищий, ніж вміст марганцю в міжкритичному фериті. Отже, міжкритичний ферит і перетворений ферит можна відрізнити, аналізуючи мікрофотографію з допомогою мікроскопа РЕЕС-ТЕМ з використанням вторинних електронів після травлення метабісульфітом. На мікрофотографії міжкритичний ферит має середньо-сірий колір, тоді як перетворений ферит має темно-сірий колір через більш високий вміст марганцю.
Частина фериту може бути нерекристалізованою. Іншими словами, ферит може містити нерекристалізований ферит. Однак структура повинна містити (у частках поверхні) менше 30 Фо нерекристалізованого фериту. Цей відсоток виражається відносно всієї структури.
Наявність менше 3095 нерекристалізованого фериту має вирішальне значення для досягнення цільових механічних властивостей, особливо коефіцієнта збільшення отвору, щонайменше 3595. Справді, якщо структура включає більше 3095 нерекристалізованого фериту, то одержується рядкова структура, тому коефіцієнт збільшення отвору не досягатиме 35 Ор.
Переважно частка поверхні нерекристалізованого фериту не перевищує 25 95, переважно не перевищує 20 об.
Мартенсит виникає внаслідок перетворення без дифузії аустеніту нижче температури М5 при охолодженні. Мартенсит зазвичай має форму острівців.
Частка мартенситу, щонайменше 10 95 необхідна для одержання границі міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа. Однак через високу границю плинності мартенситу частка мартенситу вище 16 95 призведе до границі плинності вище 450 МПа до дресирування і вище 550 МПа після дресирування. Крім того, частка мартенситу понад 16 95 погіршить коефіцієнт збільшення отвору. Тому частка мартенситу становить не більше 16 95.
Мартенсит складається з мартенситу самовідпускання і необов'язково свіжого мартенситу (тобто не відпущеного і самовідпущеного).
Частка поверхні мартенситу самовідпускання відносно всієї структури становить 4-10 95.
Зокрема, частка поверхні мартенситу самовідпускання вище 1095 привела б до границі плинності вище 450 до дресирування (і вище 550 МПа після дресирування, якщо її здійснюють).
Крім того, наявність 10-16 906 мартенситу з часткою поверхні мартенситу самовідпускання в бо межах 4-10 95 сприяє досягненню границі плинності, щонайменше 350 МПа, але не більше 450
МпПа перед будь-яким дресируванням і коефіцієнта збільшення отвору НЕК, щонайменше 35 95.
Для мартенситу самовідпускання визначення відноситься до визначення, наданого в "І ев5 ргіпсіре5 де разе де майетепі Іпептідце дев асієетв" А. Сопвеіапі апа б. Непгу, РУС Еайоп 1986, р.157.
Мартенсит зазвичай має вміст С нижче 0,75 95.
Частка бейніту, щонайменше 34 95 сприяє досягненню границі плинності в межах 350-450
МПа перед дресируванням і коефіцієнта збільшення отвору, щонайменше 35 95. Справді, границя плинності бейніту нижче границі плинності мартенситу. Крім того, різниця в твердості між бейнітом і феритом невелика, а бейніт за рахунок фракціонування мартенситних острівців сприяє запобіганню утворення смугастої структури і покращенню коефіцієнта збільшення отвору.
Якщо частка бейніту вище 80 95, структура не міститиме, щонайменше 10 95 мартенситу і, щонайменше 10 95 фериту, і границя міцності на розтяг або загальне подовження будуть надто низькими.
Бейніт утворюється при охолодженні з повністю аустенітної або міжкритичної температурної області вище температури М5. Бейніт є сукупністю бейнітних рейок і частинок цементиту. Його утворення пов'язане з дифузією на короткі відстані.
Нижче буде проведена різниця між бейнітом, що містить карбіди і бейнітом з низьким вмістом карбідів.
Термін бейніт з низьким вмістом карбідів відноситься до бейніту, що містить менше 100 карбідів на одиницю поверхні в 100 мкм-. Бейніт з низьким вмістом карбідів утворюється при охолодженні між 550 "С і 450 "С.
На відміну від бейніту з низьким вмістом карбідів, бейніт, що містить карбіди завжди включає більше 100 карбідів на одиницю поверхні в 100 мкм.
Переважно бейніт в структурі складається з бейніту з низьким вмістом карбідів. Наявність лише бейніту з низьким вмістом карбіду сприяє досягненню границі плинності не більше 450
Мпа перед дресируванням і загального подовження, щонайменше 15 95.
Структура листа не включає аустеніту.
Ці характеристики мікроструктури визначають, наприклад, шляхом вивчення мікроструктури
Зо за допомоги електронної сканувальної мікроскопії з використанням польового емітера (метод
ЗЕМ-ЕЕВ) зі збільшенням більше 12007, з'єднаного з детектором ЕВЗО (дифракція зворотного розсіювання електронів). Потім морфологію рейок і зерен визначають шляхом аналізу зображень з використанням відомих програм, наприклад програми Арпеїїопф).
Частка нерекристалізованого фериту визначається аналізом мікроструктури за допомоги сканувальної електронної мікроскопії після хімічного полірування розчином, який складається з фтористоводневої кислоти і пероксиду водню.
Холоднокатаний і відпалений сталевий лист зазвичай включає дрібні карбонітриди титану іМабо ніобію. Зокрема, поверхнева щільність цих карбонітридів, найбільший розмір яких становить менше 5 нм, переважно не перевищує 10"/мкм". Тут найбільший розмір карбонітридів відноситься до максимального діаметра Фере карбонітридів.
Цю поверхневу щільність можна виміряти, аналізуючи зразок за допомоги просвітної електронної мікроскопії (ПЕМ).
Холоднокатаний і відпалений сталевий лист виготовляють, наприклад, способом, який включає такі послідовні стадії.
Сталь, вищевказаного складу, відливають для одержання сталевого напівфабрикату. Сталь може бути відлита у вигляді зливка або безперервно у вигляді сляба, який має товщину близько 200 мм. На цій стадії напівпродукт включає виділення (ТіМБуСМ).
Сталевий напівфабрикат повторно нагрівають до температури Тні, щонайменше 1200 "С, щоб досяїти в кожній точці температури, сприятливої для великих деформацій, яким піддається сталь під час прокатки. При нагріванні виділення (ТіІМВЬ)(СМ) розчиняються.
Проводять гарячу прокатку напівфабрикату в діапазоні температур, в якому структура сталі повністю аустенітна, а кінцева температура прокатки Тент знаходиться між температурою АгЗ і температурою відсутності рекристалізації Тмя для одержання сталевого гарячекатаного листа.
Якщо Тевт нижче за АгЗ3, зерна фериту утворюються при АгЗ перед закінченням прокатки. Ці зерна зміцнюються під час прокатки і пластичність знижується.
Якщо Тект вище Тмн, борокарбіди заліза Регз(ВС)є будуть виділятися на границях зерен, тим самим перешкоджаючи зміцнювальному ефекту В. Справді, ці виділення не будуть розчинятися на наступних стадіях процесу виготовлення.
Зазвичай кінцева температура Тевт прокатки становить 850-930 70. бо Під час гарячої прокатки зазвичай виділяються дрібні нітриди титану. Їх максимальний розмір зазвичай становить 150-200 нм.
Потім сталевий гарячекатаний продукт охолоджують з першою швидкістю охолодження Мсі, яка становить, щонайменше 10 "С/с, до температури змотування Тсої нижче 500 "С і змотують в рулон.
Перша швидкість охолодження Мсі становить, щонайменше 10 "С/с, щоб уникнути перетворення аустеніту на ферит і перліт при охолодженні і уникнути часткового виділення ніобію.
Температура змотування Тсої повинна бути нижче 500 "С і вище за кінцеву температуру перетворення мартенситу Мі.
Дійсно, автори виявили, що, якщо температура змотування Тсої перевищує 500 "С, механічні властивості листа неоднорідні у поздовжньому і поперечному напрямках, а границя міцності на розтяг не досягає 780 МПа, і навіть нижче 600 МПа, щонайменше на деяких ділянках листа.
Автори досліджували це явище і виявили, що воно спричинене, зокрема, низьким вмістом
Мп в сталі, який необхідний для одержання границі плинності не більше 450 МПа перед дресируванням і коефіцієнта збільшення отвору, щонайменше 35 95.
Зокрема, Мп зазвичай затримує перетворення аустеніту на бейніт і/або мартенсит під час змотування. Зокрема, це стосується сталей із вмістом Мп вище 2,0 95, для яких не потрібна границя плинності не більше 450 МПа до дресирування або не більше 550 МПа після дресирування і/або низький коефіцієнт збільшення отвору.
Коли вміст Мп знижується до 2,0 95, перетворення аустеніту на бейніт під час змотування прискорюється, що призводить до підвищення температури листа під час змотування, особливо в області серцевини і осі рулону.
Серцевина рулону визначається як частина листа, яка проходить вздовж поздовжнього напрямку листа від першого кінця, розташованого в точці 30 96 загальної довжини листа, до другого кінця, розташованого в точці 70 95 загальної довжини листа. Крім того, осьова область визначається як область з центром на середині поздовжньої осі листа, яка має ширину рівну 60 95 від загальної ширини листа.
В області серцевини і осі під час змотування витки стикаються, так що тепло, яке виділяється при перетворенні аустеніту на бейніт, не може розсіюватися значною мірою.
Зо Якщо температура змотування перевищує 500 "С, це підвищення температури призводить до виділення борокарбідів і крупнозернистих карбідів титану і ніобію, тим самим пригнічуючи потенціал дисперсійного зміцнення В, Ті ії МБ. На додаток пригнічується вплив Мр на рекристалізоване подрібнення, так що зерна фериту стають занадто великими. Крім того, це підвищення температури призводить до коалесценції цементиту. Зокрема, цементит розчиняється не повністю, тому кількість вуглецю, доступного для аустеніту, занадто мала.
Отже, в області серцевини і осі рулону під час змотування, утворюється занадто мало аустеніту, що призводить до занадто низької частки мартенситу в цій області в кінцевій мікроструктурі. В результаті цих двох ефектів границя міцності на розтяг в цій області листа не досягає 780 МПа.
Крім того, якщо температура змотування перевищує 500 "С, механічні властивості листа не будуть однорідними ані в поздовжньому, ані в поперечному напрямку листа.
Авторами винаходу встановлено, що при змотуванні при температурі нижче 500 с, незважаючи на підвищення температури за рахунок перетворення аустеніту на бейніт, не відбувається коалесценції цементиту і виділення борокарбідів або великих карбідів титану і ніобію. Отже, границя міцності на розтяг не знижується, а механічні властивості листа є однорідними у поздовжньому і поперечному напрямку листа.
Крім того, змотування при температурі нижче 500 "С дозволяє обмежити частку перліту, який утворюється при змотуванні, тим самим дозволяючи уникнути утворення смугастої структури, яка негативно впливає на коефіцієнт збільшення отвору на наступних стадіях процесу.
Однак, якщо температура змотування нижче Мі, сталь буде занадто твердою для холодної прокатки.
Переважно, температура змотування становить, щонайменше 300 "С, ще більш переважно, щонайменше 350 "С або щонайменше, 400 "С.
Під час змотування аустеніт перетворюється на бейніт і, можливо, мартенсит і/або перліт, так що наприкінці змотування структура всього листа складається з бейніту і, необов'язково, мартенситу і/або перліту, при цьому частка поверхні перліту становить менше 15 95, без фериту. Зокрема, структура є однорідною у поздовжньому і поперечному напрямках листа.
Бейніт є бейнітом з низьким вмістом карбідів, тобто, містить менше 100 карбідів на одиницю поверхні в 100 мкм. бо На цій стадії лист включає В, МБ і Ті, які знаходяться у твердому розчині. Зокрема, вміст МЬ у твердому розчині становить, щонайменше 0,01 95.
Ця мікроструктура гарячекатаного листа після змотування має вирішальне значення для одержання необхідних механічних властивостей. Дійсно, кінетика рекристалізації на наступній стадії відпалу, яка залежить від мікроструктури гарячекатаного листа після змотування, сильно впливає на структуру, яка утворюється при відпалі, особливо на розмір і форму аустенітних зерен. Особливо, якщо структура листа після змотування включає 15 95 або більше перліту, аустеніт в основному виникатиме і зростатиме під час відпалу на ділянках листа, які включають перліт, що призводить до смугастої структури.
Потім проводять холодну прокатку сталевого гарячекатаного листа з одержанням холоднокатаного сталевого листа зі ступенем обтискання при холодній прокатці, щонайменше 40 96. Нижче 40 9о деформація, яка надається структурі, є недостатньою, що призводить до недостатньої рекристалізації при подальшому відпалі і до смугастої структури.
Ступінь обтискання при холодній прокатці зазвичай становить 40-80 95.
Холоднокатаний сталевий лист зазвичай має товщину 0,7-2,3 мм, наприклад, щонайменше 1,5 мм або, щонайменше 2,0 мм.
Потім холоднокатаний сталевий лист повторно нагрівають до температури відпалу Тнг між
Ас3-20 "С і Ас3-15 76.
Середня швидкість нагрівання Мн до температури відпалу Тнг становить 1-50 "С/с. Крім того, середня швидкість нагрівання Мн між 600 "С і Ас1 становить 1-10 "С/с.
Слід зазначити, що середня швидкість нагрівання Мн між 600 "С ї Ас1 відрізняється від середньої швидкості нагрівання між початком процесу нагрівання (наприклад, кімнатна температура) і Ас11, а також відрізняється від середньої швидкості нагрівання Мн до температури відпалу Тн»о.
Середні швидкості нагрівання Мн і Мн" досягаються, наприклад, шляхом нагрівання холоднокатаного листа в печі безперервного відпалу, яка має кілька зон якими проходить лист.
В кожній із цих зон печі параметри печі (наприклад, температура в зоні, потужність нагрівання...) контролюються для досягнення певної заданої швидкості нагрівання у цій зоні. Це регулювання дозволяє досягти середньої швидкості нагрівання Мн до температури відпалу в межах 1-50 "С/с і середньої швидкості нагрівання Мн між 600 "С їі Ас1 в межах 1-10 "С/с.
Зо При нагріванні між 600 "С і Асі! відбувається рекристалізація і в сталі виділяються дрібнодисперсні карбонітриди титану і ніобію. Наявність дрібних виділень дозволяє все ще мати достатню кількість МОБ у твердому розчині для контролю розміру зерен фериту під час рекристалізації, уникаючи надто значного зростання зерен фериту.
Автори виявили, що контроль середньої швидкості нагрівання Мн між 600 "С і Ас! і, таким чином, часу нагрівання між 600 "С ї Ас1, який відповідає часу між початком рекристалізації і кінцем рекристалізації, має вирішальне значення для кінетики наступних фазових перетворень, зокрема, при наступному витримуванні при температурі відпалу Тн».
Зокрема, контроль середньої швидкості нагрівання між 600 "С і Ас1 дозволяє регулювати розмір і співвідношення сторін зерен фериту, одержаних при Ас1. При наступному нагріванні від
Ас1 до температури відпалу зерна аустеніту зароджуються на границі зерен рекристалізованого фериту. Таким чином, контроль середньої швидкості нагрівання між 600 "С і Асі! дозволяє регулювати розмір і перерозподіл аустенітних зерен наприкінці відпалу, а також кінцеву мікроструктуру.
Середня швидкість нагрівання Мн нижче 1 "С/с призвела б до надмірно тривалого часу нагрівання між 600 "С і Ас11, а отже, до надмірного зростання зерен фериту і аустенітних зерен, які утворюються згодом. Надмірний розмір аустенітних зерен призводить до утворення занадто високої частки мартенситу на наступних стадіях способу виготовлення особливо надто високої частки мартенситу самовідпускання в кінцевій структурі. В результаті границя плинності буде занадто високою.
Навпаки, середня швидкість нагрівання Мн вище 10 "С/с призвела б до недостатньої рекристалізації або навіть відсутності рекристалізації фериту при нагріванні від 600 до Ас1. В результаті аустеніт виникає на ділянках, збагачених вуглецем, тобто в смугах перліту і мартенситу, так що кінцева структура має рядкову структуру, що погіршує коефіцієнт збільшення отвору.
Середня швидкість нагрівання Мн від 600 "С до Ас1, яка становить 1-10 "С/с, дозволяє наприкінці процесу виготовлення одержати сталь, мікроструктура якої складається в частках поверхні з 34-80 95 бейніту, 10-16 95 мартенситу і 10-50 95 фериту, тому частка поверхні нерекристалізованого фериту в структурі становить менше 3095, частка відпущеного мартенситу становить 4-10 95. бо Температура відпалу Тно становить від Ас3-20 "С до АсЗж15 "С для одержання наприкінці витримування при температурі відпалу Тнг структури, щонайменше на 50 95 з аустеніту і необов'язково фериту.
Якщо температура відпалу Тнг нижча за Ас3-20 "С, структура може містити занадто багато фериту і/або недостатньо бейніту і/або мартенситу самовідпускання, і коефіцієнт збільшення отвору НЕК не досягне 35 95.
Якщо температура відпалу Тнг вище за Ас3--15 "С, розмір аустенітних зерен буде занадто великим. Цей надмірний розмір аустенітних зерен призводить до утворення надто високої частки бейніту і надто високої частки мартенситу самовідпускання в кінцевій структурі, тоді як при охолодженні буде утворюватися недостатня частка фериту. В результаті границя плинності буде занадто високою, а загальне подовження буде занадто низьким.
Проводять витримування листа при температурі відпалу Тнг протягом часу відпалу Інг, щонайменше 30 с, переважно не більше 500 с. При такому витримуванні при температурі відпалу Тнг відбувається зростання аустенітних зерен і продовжується виділення карбонітридів титану і ніобію.
Якщо час відпалу їнг менше 30 с, аустенітні зерна є надто дрібними. Як наслідок, кінцева структура включає недостатню частку мартенситу і надмірну частку фериту, так що границя міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа не досягається. Якщо час відпалу їнг перевищує 500 с, виділення ніобію і титану можуть зливатись, тим самим перешкоджаючи зміцнювальному ефекту МЬ ії Ті, а аустенітні зерна можуть бути занадто великими. В результаті границя плинності може перевищувати 450 МПа, границя міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа може бути недосяжною і/або може бути одержаний коефіцієнт збільшення отвору нижче 35 95.
Потім лист охолоджують до температури Тс яка становить 440-480 "С з другою швидкістю охолодження Мсг, яка становить 10-50 "С/с. Під час цієї стадії охолодження аустеніт частково перетворюється на бейніт і, необов'язково, на ферит.
Це охолодження може здійснюватися від температури Тьг в одну або кілька стадій і може в останньому випадку включати різні режими охолодження, такі як баня з холодною або киплячою водою, водяні струмені або газові струмені.
Якщо друга швидкість охолодження Мсг» нижче 10 "С/с, кінцева структура може включати надмірну частку фериту і буде включати недостатню частку мартенситу і/або бейніту, так що
Зо границя міцності на розтяг не досягне 780 МПа і коефіцієнт розширення отвору не досягне
Ор.
Якщо температура відпалу знаходиться між АсЗ і Ас3--15 "С, друга швидкість охолодження
Мог переважно не перевищує 20 "С/с, щоб перетворити частину аустеніту на ферит, щоб кінцева структура включала, щонайменше 10 95 фериту. 35 Потім сталевий лист витримують в діапазоні температур 440-4807С протягом часу витримування їс, який становить 20-500 с.
На цій стадії відбувається часткове перетворення залишеного аустеніту на бейніт. Якщо час витримування їс менше 20 с, утворюватиметься недостатня частка бейніту. Якщо час витримування їс більше 500 с, частка бейніту буде занадто великою, а частка мартенситу в кінцевій структурі недостатньою.
Переважно, час витримування їс не перевищує 50 с.
Необов'язково під час витримування в діапазоні температур 440-480 "С на сталевий лист наносять покриття зануренням у розплав в ванні з цинком або сплавом цинку при температурі
Тл нижче 480 "С.
Необов'язково після цинкування сталевий лист може бути підданий відпалу шляхом нагрівання одразу після виходу з ванни цинку або цинкового сплаву до температури Тс, яка становить 490-550 "С протягом часу іс, який зазвичай становить 10-40 с.
Одразу ж після витримування в діапазоні температур 440-480 "С або після цинкування або після цинкування і відпалу лист охолоджують до температури навколишнього середовища при третій швидкості охолодження Мсз, щонайменше 1 "С/б. Під час цієї стадії охолодження залишений аустеніт перетворюється на свіжий мартенсит і/або бейніт.
З допомогою цього методу виготовлення одержують холоднокатаний і відпалений сталевий лист, структура якого складається в частках поверхні з 34-80 95 бейніту, 10-16 95 мартенситу і 10-50 95 фериту. Частка поверхні нерекристалізованого фериту в структурі становить менше 30 96. Мартенсит складається з мартенситу самовідпускання і свіжого мартенситу, частка поверхні мартенситу самовідпускання відносно всієї структури становить 4-10 Фо.
Після охолодження до кімнатної температури, якщо цинкування не проводилося, на холоднокатаний і відпалений сталевий лист може бути нанесене покриття вакуумним напилюванням, наприклад, фізичним осадженням з парової фази (РМО) або струменевим бо осадженням з парової фази (УМО).
Автори показали, що холоднокатаний і відпалений сталевий лист, одержаний за цим способом виготовлення, має границю міцності на розтяг 780-900 МПа, границю плинності 350- 450 МПа, загальне подовження, щонайменше 15 95 або навіть, щонайменше 18 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, щонайменше 35 95.
Границя плинності 350-450 МПа досягається одразу після охолодження до кімнатної температури, без дресирування.
Зокрема, додавання ніобію і титану в композицію і виділення дрібних карбонітридів ніобію і титану під час стадії відпалу дозволяють одержати границю міцності на розтяг, щонайменше 780 МПа при відносно низькій частці мартенситу, яка не перевищує 16 95. Отже, границя плинності залишається не більше 450 МПа, а різниця в твердості між компонентами мікроструктури зменшується, так що коефіцієнт збільшення отвору може перевищувати 35 95.
Необов'язково після охолодження до кімнатної температури проводять дресирування. В цьому випадку холоднокатаний і відпалений сталевий лист має границю міцності на розтяг 780- 900 МПа, границю плинності 450-550 МПа, загальне подовження, щонайменше 15 95 або навіть 18 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, щонайменше 35 95.
Дресирування, наприклад, виконують при ступені обтискання в діапазоні 0,1-0,4 Фр, наприклад, в діапазоні 0,1-0,2 95.
Крім того, ці механічні властивості досягаються в широкому діапазоні товщин холоднокатаного і відпаленого сталевого листа 0,7-2,3 мм. Ці характеристики, зокрема, досягаються при товщині листа, щонайменше 2,0, і аж до 2,3 мм.
Крім того, механічні властивості, зокрема границя міцності на розтяг, є однорідними у поздовжньому і поперечному напрямках листа. Зокрема, при розгляді всього холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, який має довжину у напрямку прокатки, щонайменше 500 м, різниця в міцності на розтяг між ділянками з найвищою границею міцності на розтяг і ділянками з найменшою границею міцності на розтяг в холоднокатаному і відпаленому сталевому листі не перевищує 7 95 границі міцності на розтяг на ділянках із найвищою границею міцності на розтяг.
Приклади
Як приклади і приклади порівняння виготовляють листи зі сталей, склад яких представлений у таблиці І, концентрації елементів виражені у мас. 95 або в ч/млн (частин на мільйон).
Таблиця сталь во | 00) | со (ог е Ме ю т ижю РОС | 80 | го). 2 |00082| 22 025| 0,3 002510,024| 19 0,015 0,001) 0,002 10,019
З |0082| 22 040| 0,3 002510,024| 20 0,015 0,001) 0,002 |0,018 4 Щ|0074| 20 025| 0,5 0,024|0,025 20 |0,01410,002| 0 /Щ0,028| 0,006 | 828
Б |ОЛло| 22 02и| 0,6 10,021| тез / ге5 |0,01510,002| 0 /Щ0,024| 0,005 | 805 6 |0л02| 25 027| 0,3 10,020| тез / ев |001510,001| 0 Щ0,032| 0,007 | 804 7 |оло8| 28 023| 004 0031|0,022 14 |001510,001| 0 0,040) 0,006 | 803 8 Щ|0082| 20 0,25| 0,5 0,024|0,033 17 |0,01410,002| 0 0,020) 0,007 | 821 8 Щ|0,069| 20 023| 0,5 /0,02510,030 15 0,013 0,002 | 0,043 30 |0мл49| 1,9 0,21| 02 «0,00210,022 тез | 0,021 0,001 |«0,00210,025| 0,004 | 798 11 10,070| 20 0,26| 0,5 0,02510,025) 21 |001610001| 0 Щ0,024| 0,007 | 828 32 |0.086! 20 0,27| 0,5 10,02510,025 20 |0,01610001| 0 /0,023| 0,007 | 821 13 |0,074| 21 10,26| 0,5 10,016| тез / тез |0,01610,001| 0 10,03 0,006 | 821 14 |0072| 20 |004| 02 |0010|0008| 7 |016|0,001| ол98 |0,575
В цій таблиці "ге5" означає, що відповідний елемент присутній у залишковій кількості, вміст якого нижче за нижній діапазон, визначений для цього елемента. Зокрема, залишкова кількість
Ті означає, що вміст Ті нижче 3,42 М, а залишкова кількість В означає, що вміст В нижче 0,0012 95. Підкреслені значення не відповідають винаходу.
Величини перетворення Ас3 також наведені в таблиці І. Ас3 оцінюють з допомогою програмного забезпечення ТПпепто-СаїсФ).
Сталі, які мають склади, зазначені в таблиці І, відливають для одержання злитків. Злитки повторно нагрівають до температури Тні, яка дорівнює 1250 "С, потім піддають гарячій прокатці, причому кінцева температура прокатки Тевт знаходиться між АгЗ і Тмв, для одержання сталевих гарячекатаних листів.
Гарячекатані сталеві листи охолоджують з першою швидкістю охолодження Мсі, яка дорівнює 30 "С/с, до температури змотування Тсої і змотують при цій температурі Тсої для одержання структури, яка складається з бейніту і необов'язково мартенситу і/або перліту, частка поверхні перліту становить менше 15 95. Для всіх прикладів і порівняльних прикладів температура змотування вище Мі.
Потім гарячекатані сталі піддають травленню і холодній прокатці зі ступенем обтискання при холодній прокатці 50 956 для одержання холоднокатаних листів товщиною 1,4 мм.
Холоднокатані листи повторно нагрівають до температури відпалу Тн»г при середній швидкості нагрівання Мн і при середній швидкості нагрівання Мн між 600"С і Ас1 до температури відпалу Тнг: і витримують при температурі відпалу Тнг протягом відпалу часу їнг.
Потім листи охолоджують при другій швидкості охолодження Мсог до температури Тс і витримують за цієї температури протягом часу витримування їс. Потім листи оцинковують зануренням у ванну з цинком при температурі не вище 480 "С охолоджують до кімнатної температури з третьою швидкістю охолодження Мсез, щонайменше 1 "С/с.
Нарешті, листи піддають дресируванню зі ступенем обтискання при дресируванні 0,1-0,4 Об.
Умови обробки наведені у таблиці ЇЇ.
Таблиця ЇЇ
Т сої Мн Ми" Ас3- |Ас3-157| щ Тьо Їнг Мег Те їс ла 1 450 | 6 | 2 | 805 | 840 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 ло | 450 | 6 | 2 | 805 | 840 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 га | 450 | 6 | 2 | 793 | 828 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 2 | 450. | 6 | 2 | 793 | 828 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27
За | 450 | 6 | 2 | 796 | 831 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 | 450 | 6 | 2 | 796 | 831 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 жа | 450 | 6 | 2 | 808 | 843 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 46 1 450 .| 6 | 2 | 808 | 843 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 о 5Ба | 450 | 6 | 2 | 785 | 820 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 5Ю | 450 | 6 | 2 | 785 | 820 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 ба | 450 | 6 | 2 | 784 | 819 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 60 | 450 | 6 | 2 | 784 | 819 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 та | 450 | 6 | 2 | 783 | 818 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 76 1 450 .| 6 | 2 | 783 | 818 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27
Ва | 450 | 6 | 2 | 801 | 836 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 80 | 450 .| 6 | 2 | 801 | 836 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 8с | 50 | 6 | 2 | 801 | 836 | 800 | 53 | 29 | 470 | 24 ва | 5БО | 6 | 2 | 801 | 836 | 820 | 53 | 29 | 470 | 24 о 8е | 5БО | 7 | 2 | 801 | 836 | 830 | 53 | 29 | 470 | 24 8 1450 .| 6 | 2 | 801 | 836 | 800 | 53 | 34 | 470 | 24 89 | 450 | 6 | 2 | 801 | 836 | 820 | 53 | 29 | 470 | 24
Ві | 450 | 6 | 2 | 801 | 836 | 820 | 53 | 29 | 550 | 24 8 | 450 .| 6 | 2 | 801 | 836 | 820 | 53 | 29 | 470 | Б 8к | 450 | 6 | го | 801 | 836 | 820 | 53 | 29 | 470 | 27 т | 450 | 6 | 2 | 812 | 847 | 810 | 53 | з30 | 470 | 24 о 10-а 450 | 6 | 2 | 778 | 813 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 306 1 450 | 6 | 2 | 778 | 813 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 іа | 450 | 6 | 2 | 808 | 843 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 1їо | 450 | 6 | 2 | 808 | 843 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 11-с | 550 | 6 | 2 | 808 | 843 | 800 | 53 | 29 | 470 | 24 іга | 450 | 6 | 2 | 801 | 836 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 32 1 450 | 6 | 2 | 801 | 836 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 ї2-с | 550 | 6 | 2 | 801 | 836 | 800 | 53 | 29 | 470 | 24 о 13а | 450 | 6 | 2 | 801 | 836 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27 130 1 450 | 6 | 2 | 801 | 836 | 820 | 59 | 27 | 470 | 27 іа | 450 | 6 | 2 | 876 | 911 | 790 | 59 | 24 | 470 | 27
В таблиці ІІ підкреслені значення не відповідають винаходу. В таблиці ІІ значення Тнг, які не підкреслені, є такими, що їхня структура після відпалу включає, щонайменше 50 95 аустеніту.
Визначають мікроструктуру одержаних таким чином сталевих листів. Частка поверхні мартенситу (включаючи відпущений мартенсит і свіжий мартенсит), частка поверхні бейніту і частка поверхні бейніту з низьким вмістом карбіду кількісно визначені після травлення бісульфітом натрію. Частку поверхні свіжого мартенситу кількісно визначають після травлення реагентом маон-Мамоз.
Частку поверхні фериту також визначають оптичним і сканувальним електронним мікроскопами, де ідентифікують фазу фериту, а частку нерекристалізованого фериту визначають сканувальним електронним мікроскопом після хімічного полірування розчином, який складається з фтористоводневої кислоти і пероксиду водню.
Крім того, визначають механічні властивості листів.
Вимірюваними властивостями є коефіцієнт збільшення отвору НЕК, границя плинності У5, границя міцності на розтяг Т5, рівномірне подовження ШЕ і повне подовження ТЕ.
Границя плинності У5, границя міцності на розтяг Т5, рівномірне подовження ШЕ і загальне подовження ТЕ вимірюють відповідно стандарту ІЗО 6892-1, опублікованого в жовтні 2009 р.
Коефіцієнт збільшення отвору НЕК вимірюють відповідно стандарту ІЗБО 16630:2009.
Крім того, вимірюють різницю АТЗ на ділянках з найвищою і найнижчою границею міцності на розтяг листів.
Мікроструктури сталевих листів і їх механічні властивості представлені у таблиці ЇЇ нижче.
Таблиця ЇЇ
Приклад. Г735--8-М ов ас аа ме ее 1їа 110 | 8 | 2 30 | 60 | так | 100 / 473 | 752 | 19 | 30 З 10 1108 | 233157 | так | 100 / 472 | 748 | 19 | 37 З/ 46 |12| 8 | 4 150 | 38 | так | 100 / 542 | 822 | 19 | 39 /4
Ба 1191151 4 20 | 61 | так | 80 / 590 | 977 | 14 | 15 2 /5Ю 1419 | 5 28 | 58 | так | 70 / 595 | 952 | 16 | 20 /5/ ба /|22|18| 4 | 22 | 56 | так | 80 / 605 | 986 | 15 | 17 5 66 1141915 33 |53| так | 70 / 611 | 953 | 15 | 23 | 4 о йа 116714 2 125159 ні | 70 | 585 | 836 | 16 | 24 | З 76 | 8 | 51 3 46 | 46 | так | 80 / 562 | 761 | 14 | 29 2
Ва (13 | 70 | з 32 | 55 | так | 100 / 490 | 795 | 16 | 30 / 4 86 (121 7 | 5 | 52| 36 | так | 100 / 530 | 835 | 17 | 42 З / 8с | 8 | 7 | 7 130 | 62 | так | 100 / 450 | 741 | 19 | 40 12 ва 917 | 21 36|55)| так | 100 / 470 | 751 | го | зі п
Ве 1101 7 | 3 39 | 51 | так | 100 / 497 | 774 | 18 | 35 9 84 1131 7 | 6 45 |42| так | 100 / 500 | 795 | 18 | 1 З / 8 113 51 8 48 | 39 | так | 100 / 545 | 816 | 15 | 55 2 8 1151 4 | 11140 |45| так | 100 / 572 | 845 | 15 | 32 | 4 8 11614 | 1240 | 44 | так | 100 / 584 | 835 | 16 | 33 2 вк 1118 | 3 /451|44| ні | 7100 / 552 | 829 | 14 | 29 1 т /13|70| 3 32 | 55 ні | 7100 / 556 | 809 | 17 | 38 2 о 4л0-а 12 | 712| 0 58 | 30 | так | 70 / 503 | 807 | 20 | 27 6 лою /14| 714071 |15| так | 6о / 560 | 821 | 16 | 34 2 ла |112| 9 | з 32 | 56 | так | 100 / 494 | 792 | 16 | 27 | З ло 1712 | 6 | 6 43 | 45 | так | 100 / 497 | 788 | 19 | 37 2
Ліс 1 7 | 6 | 7 138 | 55 | так | 100 / 442 | 738 | 19 | 4 8
І лас 118 4 | 14149 | 33 | так | 100 | 635 | 882 | 1188 | 42 | 8
Таблиця ЇЇ
Приклад. Г735--8-М ов ас аа ме ее о їза | 8 | 4 | 4 38 | 54 | так | 100 / 412 | 753 | 201 | 33 | 4 130 9 | 3 | 6 48 | 43 | так | 100 / 407 | 750 | 197 | 37 / З
І їжа | 11 | 8 | з 43 |46| ні | 100 | 472 | 799 | 188 | 25 | 2
В таблиці ІІ М - частка поверхні мартенситу, ЕМ - частка поверхні свіжого мартенситу, ТМ - частка поверхні відпущеного мартенситу, В - частка поверхні бейніту, Е - частка поверхні фериту, стовпець "ОБ «30 95» вказує, чи становить частка поверхні нерекристалізованого фериту менше 30 95, а |! ВС/В являє відсоткову частку бейніту, який є бейнітом з низьким вмістом карбіду.
До складу сталі 1 входить менше 0,4 95 Ст, що призводить до недостатнього загартування, так що частка мартенситу самовідпускання не досягає 4 95, а частка фериту перевищує 50 95.
Ще більша частка фериту досягається в прикладі 1-а, в якому відпал проводять при температурі нижче Ас3-20 "С. В результаті границя міцності на розтяг не досягає 780 Мпа ії, в прикладі 1-а, коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 95.
Склад сталей 2 і З також містить менше 0,4 95 Сг і більше 2,0 95 Мп. Цей високий вміст Мп призводить до занадто значної стабілізації аустеніту, тому при охолодженні від температури відпалу утворюється занадто висока частка мартенситу, а частка бейніту занадто низька. В результаті границя плинності занадто висока. Крім того, цей вміст Мп вище 2,0 95 призводить до смугастої структури, тому коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 95.
Склад сталі 4 відповідає винаходу. Приклад 4-6 одержаний способом згідно з винаходом і має структуру згідно з винаходом, так що досягаються задані механічні властивості. Фіг. 2 ілюструє структуру цього прикладу 46. На цій фігурі М означає мартенсит, СЕВ означає бейніт, який не містить карбідів, а Е означає ферит.
В прикладі 4-а, навпаки, відпал проводять при температурі Тнг нижче за Ас3-20 "С, так що структура не містить достатньої кількості мартенситу самовідпускання, а коефіцієнт збільшення отвору НЕК не досягає 35 9.
Склад сталі 5 містить занадто багато С і Мп і недостатній вміст Ті і В. Склад сталі 6 включає занадто багато С і Мп, недостатній вміст Ті і В і низький вміст Сг. В результаті зразки 5-а, 5-0, 6- а і 6-5 не мають заявленої структури, зокрема, мають занадто високий вміст фериту (ферит утворюється при охолодженні) і занадто низький вміст бейніту, так що границя плинності занадто висока, і коефіцієнт збільшення отвору не сягає 35 95.
Склад сталі 7 також містить дуже багато С і Мп, у той час як вміст Сг занадто низький, а вміст МО занадто високий. Приклад 7-а включає дуже багато фериту, занадто багато нерекристалізованого фериту і занадто мало бейніту, так що задана границя плинності і коефіцієнт збільшення отвору не досягаються.
Склад сталі 8 відповідає винаходу. Приклади 8-0, 8-д і 8-й виготовлені способом згідно винаходу і мають структуру згідно винаходу, тому досягаються задані механічні властивості.
Навпаки, у прикладі ва відпал проводять при температурі Тнг нижче Ас3-20 С, так що структура не включає достатньої кількості мартенситу самовідпускання, недостатньо бейніту і занадто багато фериту. В результаті коефіцієнт збільшення отвору НЕК не досягає 35 95.
В прикладах 8-с, 8-4 і 8-е змотування виконують при надто високій температурі змотування.
В результаті структура не містить достатньої кількості мартенситу, мартенситу самовідпускання, недостатньо бейніту і занадто великої кількості фериту. В результаті границя міцності на розтяг не досягає 780 МПа. Крім того, границя міцності на розтяг нерівномірна, різниця АТ5 в границі міцності на розтяг перевищує 7 95.
В прикладі 8-ї відпал проводять при дуже низькій температурі відпалу Тнг, так що структура містить дуже мало мартенситу самовідпускання і коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 Ор.
В прикладі 8-і витримування проводять при занадто високій температурі після відпалу, так що частка мартенситу самовідпускання занадто велика, границя плинності вище 550 МПа і коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 95.
В прикладі 8- витримування проводять протягом короткого часу витримування їс. В результаті перетворення на бейніт було неповним, так що частка мартенситу самовідпускання занадто велика, границя плинності перевищує 550 МПа, і коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 965.
В прикладі 8-К нагрівання проводять із занадто високою швидкістю нагрівання Мн до температури відпалу. Як наслідок, структура містить понад 30 95 нерекристалізованого фериту, тому коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 95, а границя плинності занадто висока.
Склад сталі 9 містить дуже багато Мо, а в прикладі 9-т відпал проводять при занадто низькій температурі відпалу, так що структура сталі не відповідає винаходу, і задані властивості не досягаються.
Склад сталі 10 містить дуже багато С, недостатньо Ст, МБ і В. В результаті частка мартенситу дуже висока, а коефіцієнт збільшення отвору не досягає 35 95. фіг. 1 ілюструє структуру прикладу 10-а. На цій фігурі М означає мартенсит, СЕВ означає бейніт, який не містить карбідів, а Е означає ферит. Крім того, ВС позначає бейніт, який містить карбіди.
Склад сталі 11 відповідає винаходу. Приклад 11-65 виконують способом згідно винаходу і він має структуру згідно винаходу, тому досягнуті задані механічні властивості.
Навпаки, у прикладі 11-а відпал проводять при температурі Тнг нижче Ас3-20 "С, тому структура не включає достатньо мартенситу самовідпускання, недостатньо бейніту і занадто багато фериту. В результаті коефіцієнт збільшення отвору НЕК не досягає 35 95.
В прикладі 11-с також відпал проводять при температурі Тнг нижче Ас3-20 "С, додатково змотують при занадто високій температурі змотування. Структура не містить ані достатньої кількості мартенситу, ані мартенситу самовідпускання, і надто багато фериту, тому границя міцності на розтяг не досягає 780 МПа. Крім того, границя міцності на розтяг нерівномірна, різниця АТЗ в границі міцності на розтяг перевищує 7 95.
Склад сталі 12 включає більше 0,085 95 С. В результаті, навіть при здійсненні способу згідно винаходу ані цільова структура, ані цільові властивості не досягаються. Приклад 12-с знову показує, що змотування при надто високій температурі змотування призводить до різниці АТЗ в границі міцності на розтяг, яка перевищує 7 95.
Склад сталі 13 містить занадто багато Мп і має недостатній вміст Ті і В. Як наслідок, навіть якщо здійснюється спосіб згідно винаходу, ані цільова структура, ані цільові властивості не досягаються. Зокрема, через недостатній вміст Ті і В частка мартенситу не досягає 10 95, так що границя міцності на розтяг становить менше 780 МПа.

Claims (22)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ 30
1. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, який має склад, що включає, у мас. Фо: 0,060хСх0,085, 1,85:Мп«2,0, о 40,6, 35 ОБО, 5, 0,010: МЬ20,025, 3,42МеТіх0,035, 0,020хАО0,060, 0,0012:8:0,0030, 40 «0,005, Рх0,050, 0,002: Мх0,007, решта - залізо і неминучі домішки, які утворюються в результаті плавки, причому холоднокатаний і відпалений сталевий лист має мікроструктуру, яка складається, в частках 45 поверхні, 3: 34-80 95 бейніту, 10-16 95 мартенситу, і 10-50 95 фериту, при цьому частка поверхні нерекристалізованого фериту відносно всієї структури становить менше 30 95; 50 мартенсит складається з мартенситу самовідпускання і свіжого мартенситу, причому частка поверхні мартенситу самовідпускання відносно всієї структури становить 4-10 Об.
2. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за п. 1, в якому склад також містить, у мас. 95, 0«Мох0,030.
3. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за п. 1 або 2, в якому склад також містить, у 55 мас. 95, 0,0005«Сахо,005.
4. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за пп. 1-3, в якому зазначений бейніт являє собою бейніт з низьким вмістом карбідів, який містить менше 100 карбідів на одиницю площі поверхні у 100 мкм.
5. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, який не піддають бо дресируванню, при цьому холоднокатаний і відпалений сталевий лист має границю міцності на розтяг Т5 в діапазоні 780-900 МПа, границю плинності У5 в діапазоні 350-450 МПа, загальне подовження ТЕ в діапазоні щонайменше 15 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, виміряний відповідно стандарту ІБО 16630:2009, щонайменше 35 905.
6. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за п. 1 або 2, який являє собою дресирований лист, який має границю міцності на розтяг Т5 в діапазоні 780-900 МПа, границю плинності 5 в діапазоні 450-550 МПа, загальне подовження ТЕ щонайменше 15 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК, виміряний відповідно стандарту ІЗБО 16630:2009, щонайменше 35 95.
7. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, який має товщину 0,7-2,3
ММ.
8. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за п. 7, який має товщину щонайменше 2,0 мм.
9. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, який має довжину в напрямку прокатки щонайменше 500 м, при цьому різниця в границі міцності на розтяг між ділянками з найвищою границею міцності на розтяг і ділянками з найменшою границею міцності на розтяг холоднокатаного і відпаленого сталевого листа не перевищує 7 95 від границі міцності на розтяг на ділянках із найвищою границею міцності на розтяг.
10. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-9, який містить покриття з цинку або сплаву цинку, одержане за допомогою безперервного покриття зануренням.
11. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист за пп. 1-9, який має покриття з цинку або сплаву цинку, одержане вакуумним напиленням.
12. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, який включає такі послідовні стадії: - приготування напівфабрикату зі сталі, що має склад, який містить, у мас. 90: 0,06охСх0,085, 1,85:Мп«2,0, о 40,6, ОБО, 5, 0,012 МЬх0,025, 3,42М«Тіх0,035, 0,020хАїЇкО,060, 0,0012:8:0,0030, «0,005, Рх0,050, 0,002: Мх0,007, решта - залізо і неминучі домішки, які утворюються в результаті плавки, - нагрівання зазначеного напівфабрикату до температури Тні вище або рівної 1200 "С, потім гаряча прокатка нагрітого напівфабрикату з кінцевою температурою прокатки Тевт, яка знаходиться між АгЗ і Тмв, де АгЗ представляє температуру початку перетворення аустеніту при охолодженні сталі, Тмя являє температуру відсутності рекристалізації гарячекатаного сталевого листа, - охолодження гарячекатаного сталевого листа з першою швидкістю охолодження Усі, щонайменше 10 "С/с до температури змотування Тсої вище температури закінчення мартенситного перетворення М; сталі і нижче 500 "С, і змотування сталевого гарячекатаного листа при температурі змотування Тсої для одержання структури, бейніту і необов'язково мартенситу і/або перліту, при частці поверхні перліту менше 15 95, - холодну прокатку гарячекатаного сталевого листа зі ступенем обтискання при холодній прокатці щонайменше 40 95 для одержання холоднокатаного сталевого листа, - повторне нагрівання холоднокатаного сталевого листа до температури відпалу Тнг в діапазоні від Ас3-20 "С до Ас3--15 "С з середньою швидкістю нагрівання Мн до температури Тньг відпалу в діапазоні 1-50 "С/с і середньою швидкістю нагрівання Мн: між 600 "С ї Ас1 в межах 1-10 "С/с, і витримування холоднокатаного сталевого листа при температурі відпалу Тног протягом часу відпалу їн?, щонайменше 30 с для одержання структури, яка включає щонайменше 50 95 аустеніту, - охолодження холоднокатаного сталевого листа до температури Тс в діапазоні 440-480 "С при другій швидкості охолодження Мсг в діапазоні 10-50 "С/с, - витримування холоднокатаного сталевого листа в діапазоні температур 440-480 "С протягом часу витримування їс 20-500 с, - охолодження холоднокатаного сталевого листа до температури навколишнього середовища з третьою швидкістю охолодження Мсз, щонайменше 1 "С/с.
13. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за п. 12, у якому склад 60 також містить, у мас. 95, 0:Мох0,030.
14. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за п. 12 або 13, в якому склад також містить, у мас. 95, 0,0005:Сах0,005.
15. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за пп. 12-14, в якому час відпалу їнг складає не більше 500 с.
16. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за пп. 12-15, в якому температура відпалу Тно знаходиться між Ас3 і Ас3--15 "С, а друга швидкість охолодження Мс2 становить 10-20 "С/с.
17. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за будь-яким з пп. 12- 16, в якому холоднокатаний і відпалений сталевий лист має мікроструктуру, яка складається, в частках поверхні, з: 34-80 95 бейніту, 10-16 95 мартенситу, і 10-50 95 фериту, при цьому частка поверхні нерекристалізованого фериту відносно всієї структури становить менше 30 95; мартенсит складається з мартенситу самовідпускання і свіжого мартенситу, причому частка поверхні мартенситу самовідпускання відносно всієї структури становить 4-10 Об.
18. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за будь-яким з пп. 12- 17, в якому при зазначеному витримуванні в діапазоні температур 440-4807С на холоднокатаний сталевий лист наносять покриття методом гарячого занурення у ванну при температурі не більше 480 "С.
19. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за п. 18, в якому на холоднокатаний і відпалений сталевий лист наносять покриття з цинку або цинкового сплаву.
20. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за будь-яким пп. 12-17, в якому після охолодження до температури навколишнього середовища наносять покриття з цинку або сплаву цинку шляхом вакуумного осадження.
21. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за будь-яким з пп. 12- 20, в якому ступінь обтискання при холодній прокатці становить 40-80 95.
22. Спосіб виготовлення холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за будь-яким з пп. 12- 21, в якому після охолодження до температури навколишнього середовища сталевий лист піддають дресируванню зі ступенем обтискання 0,1-0,4 Об. шт шо с вон НН ОХ СО З: -х ОХ З ХОМ 3 с с с п ОО: с о о ще о. и / е
Фіг. 1 г г ХОМ 5 о. ОККО г п.
с.» где ОО ЗО оо ОК ВЕ КО ши с є с с ОК В о З о. о С у Вся в НН ня ;
Фіг. 2
UAA202202077A 2019-12-18 2019-12-18 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення UA127573C2 (uk)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2019/061000 WO2021123880A1 (en) 2019-12-18 2019-12-18 Cold-rolled and annealed steel sheet and manufacturing method

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA127573C2 true UA127573C2 (uk) 2023-10-11

Family

ID=69159859

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202202077A UA127573C2 (uk) 2019-12-18 2019-12-18 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення

Country Status (11)

Country Link
US (1) US20230038535A1 (uk)
EP (1) EP4076946A1 (uk)
JP (1) JP2023509374A (uk)
KR (1) KR20220102640A (uk)
CN (1) CN114829131B (uk)
BR (1) BR112022011703A2 (uk)
CA (1) CA3164036A1 (uk)
MX (1) MX2022007458A (uk)
UA (1) UA127573C2 (uk)
WO (1) WO2021123880A1 (uk)
ZA (1) ZA202206166B (uk)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113667894B (zh) * 2021-08-13 2022-07-15 北京首钢冷轧薄板有限公司 一种具有优良扩孔性能800MPa级双相钢及其制备方法
KR20230085287A (ko) * 2021-12-06 2023-06-14 주식회사 포스코 우수한 용접성, 강도 및 성형성을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2768989B1 (en) * 2011-09-13 2015-11-18 Tata Steel IJmuiden BV High strength hot dip galvanised steel strip
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
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
KR101657847B1 (ko) * 2014-12-26 2016-09-20 주식회사 포스코 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication

Also Published As

Publication number Publication date
ZA202206166B (en) 2023-04-26
US20230038535A1 (en) 2023-02-09
KR20220102640A (ko) 2022-07-20
WO2021123880A1 (en) 2021-06-24
BR112022011703A2 (pt) 2022-09-06
EP4076946A1 (en) 2022-10-26
JP2023509374A (ja) 2023-03-08
CA3164036A1 (en) 2021-06-24
CN114829131A (zh) 2022-07-29
CN114829131B (zh) 2023-11-24
MX2022007458A (es) 2022-06-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102225998B1 (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
KR102140928B1 (ko) 고강도 강 및 제조 방법
JP6599868B2 (ja) 高強度鋼および製造方法
JP6193219B2 (ja) 高強度鋼板製品及びその製造方法
RU2470087C2 (ru) Способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы
US20190211427A1 (en) Steel sheet
CA3081159C (en) Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2016113788A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20180124075A (ko) 고강도 강판 및 그의 제조 방법
CN111433376B (zh) 冷轧退火钢板及其制造方法
US11939642B2 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
UA127573C2 (uk) Холоднокатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення
EP4114994A1 (en) High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
RU2803955C1 (ru) Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ изготовления