UA127583C2 - Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення - Google Patents

Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA127583C2
UA127583C2 UAA202202321A UAA202202321A UA127583C2 UA 127583 C2 UA127583 C2 UA 127583C2 UA A202202321 A UAA202202321 A UA A202202321A UA A202202321 A UAA202202321 A UA A202202321A UA 127583 C2 UA127583 C2 UA 127583C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
hot
rolled
heat
martensite
Prior art date
Application number
UAA202202321A
Other languages
English (en)
Inventor
Астрід Перлад
Астрид Перлад
Канґін Жу
Кангин Жу
Коралі Юнґ
Корали Юнг
Фредерік Кеґель
Фредерик КЕГЕЛЬ
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 UA127583C2 publication Critical patent/UA127583C2/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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B2001/225—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length by 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—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
    • 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)
  • 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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Винахід належить до гарячекатаного і термообробленого сталевого листа, склад якого містить, у мас. %: C 0,12-0,25, Mn 3,0-8,0, Si 0,70-1,50, Al 0,3-1,2, B 0,0002-0,004, S≤0,010, P≤0,020, N≤0,008, решта залізо і неминучі домішки, які утворюються в результаті плавки, і має мікроструктуру, яка складається з таких часток поверхні: 5-45 % фериту, 25-85 % мартенситу перерозподілу, причому зазначений мартенсит перерозподілу має щільність карбідів менше 2×106/мм2, 10-30 % залишкового аустеніту, менше 8 % свіжого мартенситу, причому частина зазначеного свіжого мартенситу об'єднана з залишковим аустенітом у вигляді мартенситно-аустенітних острівців із загальною часткою поверхні менше 10 % і індексом млинчастості менше 5.

Description

Цей винахід належить до гарячекатаного і термообробленого високоміцного сталевого листа з високою пластичністю і способу одержання такого сталевого листа.
Відомо, що для виготовлення різних виробів, таких як-от елементи конструкції кузова і панелі кузова автомобілів, використовують листи, виготовлені із сталей ОР (двофазна) або сталей ТКІР (пластичність, спричинена трансформацією).
Одним з основних завдань в автомобільній промисловості є зниження ваги транспортних засобів з метою підвищення їхньої паливної економічності з урахуванням глобального збереження довкілля, не нехтуючи при цьому вимогами безпеки. Щоб задовольнити цим вимогам, у сталеливарній промисловості постійно розробляються нові високоміцні сталі, які дозволяють мати листи з покращеною плинністю і границею міцності на розтяг, а також з підходящою пластичністю і формовністю.
В УМО 2019123245 описаний спосіб одержання холоднокатаного сталевого листа з високою міцністю і високою формовністю з границею плинності У5 в діапазоні 1000-1300 МПа, границею міцності на розтяг Т5 в діапазоні 1200-1600 МПа, рівномірним подовженням ОЕ, щонайменше, 1095, коефіцієнтом збільшення отвору НЕК, щонайменше, 2095 за рахунок процесу загартування і перерозподілу (О08Р). Мікроструктура холоднокатаного сталевого листа складається з таких часток поверхні: 10-45 95 фериту, який має середній розмір зерна не більше 1,3 мкм, добуток частки поверхні фериту на середній розмір зерна фериту не більше 35 мкмобо, 8-30 95 залишкового аустеніту, при цьому зазначений залишковий аустеніт має вміст Мп більше 1,1-Мп9Ую, де МпУб, позначає вміст Мп в сталі, максимум 8 95 свіжого мартенситу, максимум 2,5 У цементиту і мартенситу, одержаного в результаті процесу перерозподілу в О2Р процесі (далі мартенсит перерозподілу). Для досягнення таких механічних властивостей і одержання цієї мікроструктури гарячекатаний сталевий лист повинен бути спочатку підданий відпалу, холодній прокатці і вторинному відпалу перед стадіями загартування і перерозподілу. Ці процеси, і зокрема, другий відпал, дозволяють контролювати вміст Мп в залишковому аустеніті, одержати поєднання високої пластичності і високої міцності, але ускладнюють процес виготовлення. Таким чином, метою винаходу є створення сталевого гарячекатаного листа з границею плинності У5 більше 950 МПа, границею міцності на розтяг Т5 більше 1180 МПа, рівномірним подовженням ШЕ більше 10 95 і коефіцієнтом збільшення отвору НЕК більше 25 95 і
Зо легко оброблюваним в звичайному технологічному режимі.
Мета цього винаходу досягається пропозицією сталевого листа за п. 1 формули винаходу.
Сталевий лист також може включати характеристики за будь-яким з пп. 2-8. Ще одна мета досягається пропозицією способу за п. 9. Інша мета винаходу досягається пропозицією сталевого листа за п. 10.
Тепер винахід буде докладно описаний і проілюстрований необмежувальними прикладами.
Тут і далі Ае1ї позначає температуру рівноважного перетворення, нижче якої аустеніт є повністю нестабільним, АеЗз позначає температуру рівноважного перетворення, вище якої аустеніт повністю стабільний, Ме позначає температуру початку перетворення мартенситу, тобто. температуру, при якій аустеніт починає перетворюватися на мартенсит при охолодженні і
Тпг температура відсутності рекристалізації. Ці температури можна розрахувати за формулами на основі масових відсотків вмісту відповідних елементів:
Ае1-670-15-965і - 13-95Мп--18-95АЇ
Ае3-890 - 20 - ч95С--20 «9551 - 30 95Мп--130 -95АЇ
М5-560-(30-95Мп-ч-13-9051-15-90АЇч4-12-95Мо)-600. (1-ехр(-0,967950))
Тпі-825-2300.-95М0--710-95 Гі-150.95Мо--120-95М--8.95Мп
Склад сталі, згідно з винаходом, визначений у масових відсотках.
Згідно з винаходом, вміст вуглецю становить 0,12-0,25 95. Додавання вуглецю більше 0,25 95 може знизити зварюваність сталевого листа. Якщо вміст вугледю нижче 0,12 95, фракція залишкового аустеніту не стабілізується достатньо для одержання необхідного подовження. У переважному здійсненні вміст вуглецю становить 0,15-0,25 95.
Відповідно до винаходу, вміст марганцю становить 3,0-8,0 96 для одержання достатнього подовження при стабілізації аустеніту. При додаванні більше 8,095 зростає ризик осьової ліквації за рахунок погіршення границі плинності і границі міцності на розтяг. Нижче 3,0 95 кінцева структура містить недостатню частку залишкового аустеніту, тому необхідне поєднання пластичності і міцності не досягається. У переважному здійсненні вміст марганцю становить 3,0- 4,4 95. В іншому варіанті здійснення вміст марганцю становить 3,0-4,3 о. В іншому варіанті здійснення вміст марганцю становить 3,0-4,2 95. В іншому варіанті здійснення вміст марганцю становить 3,0-4,1 95. В іншому варіанті здійснення вміст марганцю становить 3,0-4,0 Ор.
Вміст кремнію згідно винаходу становить 0,7-1,595. Додавання кремнію у кількості, бо щонайменше, 0,7 956 допомагає стабілізувати достатню кількість залишкового аустеніту. При вмісті більше 1,5 95 на поверхні утворюються оксиди кремнію, що погіршує здатність сталі до нанесення покриття. У переважному здійсненні вміст кремнію становить 08-13 95.
Вміст алюмінію становить 0,3-1,2 95. Алюміній є дуже ефективним елементом для розкиснення сталі в рідкій фазі під час обробки. Вміст алюмінію не перевищує 1,2 95, щоб уникнути появи включень і проблем з окисненням. У переважному здійсненні вміст алюмінію становить 0,3-0,8 9о.
Згідно винаходу, вміст бору становить 0,0002-0,004 95 для підвищення загартовуваності сталі і поліпшення зварюваності.
Необов'язково до складу сталі винаходу можуть бути додані деякі елементи.
Ніобій може бути додатково доданий у кількості до 0,06 96 для подрібнення аустенітних зерен під час гарячої прокатки і забезпечення дисперсійного зміцнення. Переважно мінімальна кількість доданого ніобію становить 0,0010 95. При вмісті більше 0,06 95 границя плинності і відносне подовження не забезпечуються на необхідному рівні.
Молібден може бути додатково доданий у кількості до 0,595. Молібден стабілізує залишковий аустеніт, зменшуючи розпад аустеніту під час перерозподілу (при проведенні РО).
Додавання молібдену більше 0,595 є дорогим і неефективним з точки зору необхідних властивостей.
Ванадій може бути доданий у кількості до 0,2 95 для забезпечення дисперсійного зміцнення.
Титан може бути доданий до 0,0595 для дисперсійного зміцнення. Якщо вміст титану менший 0,05 95, границя плинності і відносне подовження не забезпечуються на необхідному рівні. Переважно на додаток до бору додають мінімум 0,01 95 титану для захисту від утворення
ВМ.
Решту складу сталі становлять залізо і домішки, які утворилися в результаті плавки. У цьому відношенні, щонайменше, Р, 5 і М вважаються залишковими елементами, які є неминучими домішками. Вміст 5 менше 0,010 95, Р менше 0,020 95 і М менше 0,008 95.
Тепер буде описана мікроструктура гарячекатаного і термообробленого сталевого листа згідно винаходу.
Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист має мікроструктуру, яка складається в частках поверхні з 5-45 965 фериту, 25-85 96 мартенситу перерозподілу, при цьому зазначений
Зо мартенсит перерозподілу має щільність карбідів менше 2 х 106/мм", 10-30 95 залишкового аустеніту, менше 8905 свіжого мартенситу, частина свіжого мартенситу поєднуються з залишковим аустенітом з утворенням мартенситно-аустенітних (МА) острівців із загальною часткою поверхні менше 10 95 і індексом млинчастості менше 5.
Мікроструктура гарячекатаного і термообробленого сталевого листа включає 5-45 95 фериту. Цей ферит утворюється під час відпалу між (Ае1їАе3)/2 і Ае3. При вмісті фериту менше ніж 5 95 рівномірне подовження не досягає 10 95. Якщо частка фериту більше 45 965, границя міцності на розтяг 1180 Мпа і границя плинності 950 МПа не досягаються. Переважно мікроструктура включає 10 95 або більше фериту. Більш переважно мікроструктура включає 15 95 або більше фериту.
Мікроструктура гарячекатаного і термообробленого сталевого листа включає 25-85 95 мартенситу перерозподілу, щоб забезпечити високу пластичність сталі. Мартенсит перерозподілу є мартенситом, який утворений при охолодженні після відпалу, а потім відбувається перерозподіл вуглецю на стадії перерозподілу. Зазначений мартенсит перерозподілу має густину карбідів менше 2х105/мм?. Низька щільність карбідів всередині мартенситу перерозподілу забезпечує поєднання відповідного рівня границі міцності на розтяг і відносного подовження.
Мікроструктура гарячекатаного і термообробленого сталевого листа включає 10-30 95 залишкового аустеніту для забезпечення високої пластичності сталі і менше 8 95 свіжого мартенситу. Свіжий мартенсит утворюється при охолодженні до кімнатної температури гарячекатаного і термообробленого сталевого листа.
Частина свіжого мартенситу з'єднується з залишковим аустенітом з утворенням мартенситно-аустенітних (М-А) острівців із загальною часткою поверхні менше 1095. У переважному здійсненні ці (М-А) острівці мають відношення сторін менше або рівне 2, відношення сторін визначається як відношення максимальної довжини зерна до максимальної ширини зерна, виміряної під кутом 90" до зазначеної максимальної довжини.
Мікроструктура гарячекатаного і термообробленого сталевого листа має індекс млинчастості менше 5. Індекс млинчастості визначається як відношення розміру вихідного аустенітного зерна в напрямку прокатки РАСбої до вихідного розміру аустенітного зерна в нормальному напрямку РАСЗглот. РАСіЗюої Є максимальною довжиною колишнього аустенітного 60 зерна в напрямку прокатки. РАСбЗлот Є максимальною довжиною колишнього аустенітного зерна в нормальному напрямку. Коли індекс млинчастості більше 5, цільовий коефіцієнт збільшення отвору не може бути досягнутий.
Сталевий лист відповідно до винаходу може бути виготовлений будь-яким відповідним способом виготовлення і фахівець у цій галузі техніки може його визначити. Однак переважно використовувати спосіб згідно винаходу, який включає такі стадії.
Напівфабрикат, придатний для гарячої прокатки, має склад сталі, описаний вище.
Напівфабрикат нагрівають до температури Тенез, яка становить 1150-1300 "С, щоб можна було полегшити гарячу прокатку, з кінцевою температурою ЕКТ гарячої прокатки, яка становить від (Тпі-100) до 950 "С, для одержання сталевого гарячекатаного листа. Максимальне значення
ЕКТ вибрано так, щоб уникнути укрупнення аустенітних зерен і щоб добуток РАОбюї на
РАСлот був нижче 1000 мкм". Коли добуток РАСбюї на РАСілот перевищує 1000 мкм", цільовий рівень міцності не може бути досягнутий.
ЕКТ більше (Тпі-100)"С, потрібено щоб створити мікроструктуру з індексом млинчастості вихідного аустенітного зерна менше 5, причому індекс млинчастості визначається як відношення РАСбюї до РАСбЗпот. Коли індекс млинчастості більше 5, цільовий коефіцієнт збільшення отвору не може бути досягнутий.
Потім гарячекатану сталь охолоджують і змотують у рулон при температурі Тсої 20-700 "6.
Переважно температура змотування становить 20-550 "С.
Після змотування лист можна протруїти для видалення продуктів окиснення. Після змотування і охолодження до кімнатної температури мікроструктура гарячекатаного і рулонного сталевого листа включає мартенсит і бейніт, сума яких становить більше 80 95, строго менше 2095 фериту і строго менше 20 95 суми мартенситно-аустенітних (МА) острівців і карбідів, а добуток РАСбюої на РАСблот становить менше 1000 мкм", а індекс млинчастості менше 5.
Переважно мікроструктура після змотування і охолодження включає менше 10 95 фериту, а більш переважно не містить фериту. Переважно мікроструктура після змотування і охолодження включає менше 10 95 суми М-А острівців і карбідів.
Мартенсит М-А острівців є свіжим мартенситом, який утворюється при кінцевому охолодженні. Мартенсит, що міститься в сумі мартенситу і бейніту більше 80 95, є мартенситом самовідпускання. Визначення типу мартенситу і його кількісна оцінка можуть бути виконані з допомогою електронного сканувального мікроскопа.
Потім гарячекатаний сталевий лист проходить процес загартування і перерозподілу (0О5Р).
Процес загартування і перерозподілу включає наступні стадії: - повторне нагрівання відпаленого сталевого листа до температури ТА1 строго нижче АезЗ і більше (АеїАе3)/2 і витримування при зазначеній температурі відпалу ТАТ протягом часу витримування ІА, який становить 3-1000 с для одержання термообробленого сталевого листа і одержати аустенітну структуру. - загартування термічно обробленого сталевого листа до температури загартування ТО нижче (М5-507С) для одержання загартованого сталевого листа. Під час цієї стадії загартування аустеніт частково перетворюється на мартенсит. Якщо температура загартування більше (М5-50 С), частка відпущеного мартенситу в кінцевій структурі занадто мала, що призводить до кінцевої частки свіжого мартенситу більше 8 95 і негативно позначається на загальному подовженні сталі. - повторне нагрівання загартованої сталі до температури перерозподілу ТР, яка становить 350-550 С, і витримування при зазначеній температурі перерозподілу протягом часу перерозподілу, який становить 1-1000 с, перед охолодженням до кімнатної температури, щоб одержати сталевий гарячекатаний і термооброблений лист.
Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист відповідно до винаходу має границю міцності на розтяг Т5 більше 1180 МПа, границю плинності У5 більше 950 МПа, рівномірне подовження ШЕ більше 10 95 і коефіцієнт збільшення отвору НЕК більше 25 95. Т5, У5, ОЕ і загальне подовження ТЕ вимірюють відповідно до стандарту ІЗО 6892-1. НЕК вимірюють відповідно до стандарту ІЗО 16630. У переважному здійсненні гарячекатаний ( термооброблений сталевий лист, згідно винаходу, має Т5 і 5, виражені в МПа, ПЕ, ТЕ і НЕК, виражені в (95), і задовольняють такій формулі: У5.ШЕ-Т5-ТЕ-Т5-НЕН»б65000. Переважно загальне подовження ТЕ більше 14 95.
Тепер винахід буде проілюстровано наступними необмежувальними прикладами.
Приклади 4 зразка, склад яких представлений у таблиці 1, відливають у напівфабрикати і переробляють на сталеві листи за технологічними параметрами, представленими в таблиці 2.
Тестований склад представлений у наступній таблиці, у якій вміст елементів виражений у 60 масових відсотках.
Таблиця 1
Склади . , Ае1 | АеЗ | М5 | Тпг сталь) сома ло ме) т) в 5 | м осо,
А 017|3,81124|060|02| - /0025| 00025 0,002 | 0,011 | 0,003 в Голе|3,7 12010,7910,2|0,032 - |0,0006 0,001 | 0,013 | 0,003 0,029 | 0,0021 | 0,001 | 0,011 | 0,003 о оле|3,8|1,19|047|0,3| - 0,035) 0,0005 | 0,002 | 0,011 | 0,004
Сталі А-О відповідні винаходу.
Відлиті сталеві напівфабрикати піддавали повторному нагріванню, гарячій прокатці і згортали в рулон перед процесом загартування і відпускання. Зразки 2 і 5 піддаються відпалу після змотування в рулон при температурі Т2 перед холодною прокаткою зі ступенем обтиснення 50 95. Застосовуються такі особливі умови:
Таблиця 2
Параметри процесу
Температура . . РО
Зразок Стапь Повторного ЕВТ 100 Т сої Відпал Загартування: Перерозподіл слябу "С) | (год. "б с "б "б 1200 1900/8051 450 | - | - | 820 | 230 | 130 | 400 | 250 2 | В | 1200 Щ|9001858| 450 680) 5 | 840 | 100 | 140 / 400 / 220 1250 /920|852)| 20 | - | - | 800 / 230 | 100 | 400 | 250 1250 /830|852) 450 | - | - | 800 / 230 | 100 | 400 | 250 5 | 01 1200 |900)|825)| 450 |630| 7 | 800 | 220 | 130 ) 450 | 220 х; зразки згідно винаходу.
Підкреслені значення: не відповідають винаходу
Потім відпалені листи аналізують і відповідні елементи мікроструктури до ОР, після ОР і механічні властивості після ОЄР представлені в таблицях 3, 4 і 5.
Визначають мікроструктуру гарячекатаних і змотаних сталевих листів до процесу ОР, ці результати представлені в наступній таблиці:
Таблиця З
Мікроструктура сталевих листів до процесу ОР
Мікроструктура до ОР
Зразок о о МА -- РАС ої РАСіблот | РАС Індекс
Ов) |в'ям 0) карбіди (95). | (мкм) (мкм) РАСіблот (мкм) | млинчастості 7710195 | 5 | 25 | 23 | 5756ЮЖ | М 2 | 80 - | 20 | - | - /! - її - 371 0 | 100 | 0 | 15 | їз | 7195. | 12 4101 85 | 15 | 3 | 35 | 122,5 5 197 - Її 3 ЇЇ - 1-1 - 1 - ": зразки згідно винаходу
Підкреслені значення: не відповідає винаходу
В: позначає частку бейніту.
Е: означає частку поверхні фериту.
М: означає частку поверхні мартенситу.
МА: означає частку поверхні мартенситно-аустенітних острівців.
Частки поверхні визначають наступним методом: з холоднокатаного і термообробленого сталевого листа вирізають зразок, полірують і протруюють відомим на рівні техніки реагентом для виявлення мікроструктури. Потім зріз досліджують оптичним або сканувальним електронним мікроскопом, наприклад, з допомогою електронного сканувального мікроскопа з польовою емісійною гарматою ("РЕС-5ЕМ") при збільшенні більше 5000х, з'єднаного з пристроєм ВЗЕ (розсіяні назад електрони).
Визначення частки поверхні кожного компонента виконують аналізом зображення з допомогою відомого методу. Частка залишкового аустеніту визначається, наприклад, за дифракцією рентгенівських променів (ХК).
РАС в напрямку прокатки (КО) РАСбЗої і в нормальному напрямку (МО)РАСодогт визначають наступним методом: зразок вирізають з гарячекатаного листа, полірують і протруюють відомим реагентом, щоб виявити мікроструктуру, особливо колишніх аустенітних границь зерен. Переріз в КО-МО площині потім досліджують оптичним або сканувальним електронним мікроскопом, наприклад, з допомогою електронного сканувального мікроскопа при збільшенні 1000-5000. Вимірюють максимальну довжину колишніх аустенітних зерен в КО і МО.
Мікроструктуру випробуваних зразків визначають і вона представлена в наступній таблиці.
Таблиця 4
Мікроструктура сталевого листа після ОР процесу
Мікроструктура після ОР
Щільність . . Індекс
Зразок! р(5) | РМ) | (95) ЕМ (96) карбідівв | МА (95) МА (мкм) Ї млинчастості
РМ(Х10б/мм2 «5 2 | 30 | 42 | 20 8 | 1 | 715 12 | па / 5 | 20 | 66 | 14 0 | 1 | 0 1 05 | так 4 | 20 | 65 | 15 0 1 | 0 04 | нн / 5 | 20 | 55 | 2015 1| 1 | 7151 08 | па х; зразки згідно винаходу
Підкреслені значення: не відповідають винаходу п.а.: значення не оцінювалися у: позначає частку поверхні залишкового аустеніту.
РМ: означає частку поверхні мартенситу перерозподілу.
ЕМ: означає частину свіжого мартенситу.
В: позначає частку бейніту.
Е: означає частку поверхні фериту.
МА: означає частку поверхні мартенситно-аустенітних острівців.
Механічні властивості випробуваних зразків визначені і представлені в наступній таблиці.
Зо
Таблиця 5
Механічні властивості РО) сталевого листа
У (МПа) | Т5 (МПа) НЕВ (95). | ТЕ (95) ХУЗОЕ-Т5ТЕ-ТОНЕВ 1049 1278 70327 1213 56789 1104 1327 78494 1209 1395 57939 1364 48972 х; зразки згідно винаходу / Підкреслені значення: не відповідають винаходу
Приклади 1 і 3, згідно винаходу, мають всі цільові властивості завдяки своєму специфічному складу і мікроструктурі. У разі зразка 2 сталевий лист відпалюють і піддають холодній прокатці перед процесом ОР. В результаті мікроструктура до ОР на 80 95 складається з фериту, що призводить до високого вмісту свіжого мартенситу після О5Р. Ця висока частка свіжого мартенситу великого розміру призводить до коефіцієнта збільшення отвору менше ніж 25 95.
У випадку зразка 4 сталевий лист піддають гарячій прокатці з ЕКТ нижче (Тпг-100), що призводить до того, що індекс млинчастості більше 5 до і після О4Р. Отже, коефіцієнт збільшення отвору відповідає цільовому значенню.
У разі зразка 5 сталевий лист відпалюють і піддають холодній прокатці перед процесом
ОР. В результаті мікроструктура до ОР на 97 956 складається з фериту, що призводить до великого розміру свіжого мартенситу після ОР. Цей грубий свіжий мартенсит призводить до коефіцієнта збільшення отвору менше 25 95.

Claims (12)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист, виготовлений із сталі, яка має склад, що містить, у мас. 90: С: 0,12-0,25, Мп: 3,0-8,0, зі: 0,7-1,5, А: 0,3-1,2, В: 0,0002-0,004, 50,010, Рх0,020, Мх0,008, решта - залізо і неминучі домішки, які утворюються в результаті плавки, причому зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка складається з, в частках поверхні: - 5-45 до фериту, - 25-85 до мартенситу перерозподілу, причому зазначений мартенсит перерозподілу має щільність карбідів менше 2х106/мм3, - 10-30 95 залишкового аустеніту, Зо - менше 8 95 свіжого мартенситу, - частини зазначеного свіжого мартенситу разом із залишковим аустенітом у вигляді мартенситно-аустенітних (М-А) острівців із загальною часткою поверхні менше 10 95, і - індекс млинчастості менше 5.
2. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за п. 1, який додатково містить один або кілька наступних елементів, у мас. 9о: Мохо0,5, Ук0О,2, Мр:0,06, Ті«кО0,05.
3. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за п. 1 або 2, в якому вміст марганцю становить 3,0-5,0 мас. 95.
4. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-3, в якому вміст кремнію становить 0,8-1,3 мас. 905.
5. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, границя плинності якого перевищує 950 МПа.
6. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-5, границя міцності на розтяг якого перевищує 1180 МПа.
7. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, рівномірне подовження якого перевищує 10 95.
8. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-7, коефіцієнт збільшення отвору якого перевищує 25 905.
9. Гарячекатаний і термооброблений сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, в якому розмір свіжого мартенситу і мартенситно-аустенітних острівців становить менше 0,7 мкм.
10. Спосіб виготовлення гарячекатаного і термообробленого сталевого листа, який включає такі послідовні стадії: - розливання сталі для одержання напівфабрикату, який має склад, зазначений в п. 1, - повторне нагрівання напівфабрикату при температурі Тенеа 1150-1300 "С, - гаряча прокатка повторно нагрітого напівфабрикату з температурою ЕКТ чистової прокатки між Тпі-100 ї 950 "С для одержання гарячекатаного сталевого листа, де Тпг є температурою бо відсутності рекристалізації, яка визначається як б
825-2300-95 Мр--710-95 Ті4-150-95 Мо-120-95 М--8-9ю Мп, - змотування гарячекатаного сталевого листа в рулон при температурі змотування Т-сої, яка становить 20-700 "С, і охолодження до кімнатної температури для одержання мікроструктури, яка включає мартенсит і бейніт, сума яких становить більше 80 95, строго менше 20 95 фериту і строго менше 20 95 суми мартенситно-аустенітних (М-А) острівців і карбідів, які мають добуток розміру вихідного аустенітного зерна в напрямку прокатки (РАСбюї) до вихідного розміру аустенітного зерна в нормальному напрямку (РАОзлот) менше 1000 мкм: і індекс млинчастості менше 5, - повторне нагрівання гарячекатаного сталевого листа до температури ТА1 строго нижче АезЗ і більше (Аеї-Ае3)/2 і витримування сталевого листа при зазначеній температурі відпалу ТА! протягом часу витримування ЇА1, який становить 3-1000 с, причому температури Аеї1 і АеЗ3 визначаються як Ае1-670--15-95 5і-13-95 Мп--18-95 АЇ, Ае3-890-20-у 95 С--20-95 851-30-95 Мп--130-92 АЇ, - загартування сталевого гарячекатаного листа при температурі загартування ТО нижче М5-50 "С для одержання загартованого сталевого листа, де М5 визначається як М5-560-(30-95 Мп--13-95 51-15-95 АІ-12-95 Мо)-600-(1-ехр(-0,96-95 С)), - повторне нагрівання загартованого сталевого листа до температури перерозподілу ТР, яка становить 350-550 "С, і витримування загартованого сталевого листа при зазначеній температурі перерозподілу протягом часу перерозподілу, що становить 1-1000 с, - охолодження сталевого листа до кімнатної температури для одержання гарячекатаного і термообробленого сталевого листа.
11. Гарячекатаний і змотаний сталевий лист, виготовлений зі сталі, яка має склад, що містить, у мас. Фо: С: 0,12-0,25, Мп: 3,0-8,0, зі: 0,70-1,50, А: 0,3-1,2, В: 0,0002-0,004, Зо 50,010, Рх0,020, Мх0,008, решта - залізо і неминучі домішки, які утворюються в результаті плавки, причому зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка складається з, в частках поверхні: - мартенситу і бейніту, сума яких перевищує 80 95, - строго менше 20 95 фериту, - строго менше 20 95 суми мартенситно-аустенітних (М-А) острівців і карбідів, і має добуток розміру вихідного аустенітного зерна в напрямку прокатки (РАСбиої) до вихідного розміру аустенітного зерна в нормальному напрямку (РАСблот) нижче 1000 мкм", а індекс млинчастості менше 5.
12. Гарячекатаний і змотаний сталевий лист за п. 11, який додатково містить один або кілька наступних елементів, у мас. 90: Мохо0,5, Ук0О,2, Мр:0,06, Ті«кО0,05.
UAA202202321A 2019-12-19 2020-12-17 Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення UA127583C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2019/061105 WO2021123889A1 (en) 2019-12-19 2019-12-19 Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
PCT/IB2020/062116 WO2021124203A1 (en) 2019-12-19 2020-12-17 Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA127583C2 true UA127583C2 (uk) 2023-10-18

Family

ID=69167865

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202202321A UA127583C2 (uk) 2019-12-19 2020-12-17 Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення

Country Status (10)

Country Link
US (1) US20230032122A1 (uk)
EP (1) EP4077745A1 (uk)
JP (1) JP2023506395A (uk)
KR (1) KR20220083776A (uk)
CN (1) CN114585763A (uk)
CA (1) CA3157208C (uk)
MX (1) MX2022007461A (uk)
UA (1) UA127583C2 (uk)
WO (2) WO2021123889A1 (uk)
ZA (1) ZA202203670B (uk)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2024001551A (es) * 2021-09-06 2024-02-13 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente.
CN116240342B (zh) * 2022-12-08 2023-12-26 北京科技大学 一种极宽淬火窗口高强塑积iqp钢及其制备方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5825119B2 (ja) * 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
FI20115702L (fi) * 2011-07-01 2013-01-02 Rautaruukki Oyj Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs
WO2016001703A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method
EP3178949B1 (en) * 2014-08-07 2020-01-29 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
TWI631219B (zh) * 2015-05-20 2018-08-01 Ａｋ鋼鐵資產公司 低合金第三代先進高強度鋼及使彼等退火之方法
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
WO2017109538A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
BR112018076347A2 (pt) * 2016-09-21 2019-04-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2019122964A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
WO2019122961A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
CN109554622B (zh) * 2018-12-03 2020-12-04 东北大学 淬火至贝氏体区获得Q＆P组织的热轧Fe-Mn-Al-C钢及制造方法
CN110055465B (zh) * 2019-05-16 2020-10-02 北京科技大学 一种中锰超高强度钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2023506395A (ja) 2023-02-16
CA3157208A1 (en) 2021-06-24
KR20220083776A (ko) 2022-06-20
ZA202203670B (en) 2022-10-26
WO2021124203A1 (en) 2021-06-24
CA3157208C (en) 2024-03-05
CN114585763A (zh) 2022-06-03
WO2021123889A1 (en) 2021-06-24
MX2022007461A (es) 2022-06-27
EP4077745A1 (en) 2022-10-26
US20230032122A1 (en) 2023-02-02

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US11578381B2 (en) Production method for high-strength steel sheet
TWI452145B (zh) 冷軋鋼板及其製造方法
JP2018500465A (ja) 高強度鋼製品の製造方法およびこれによって得られる鋼製品
JP7220714B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
JP7220715B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
JP2015528058A (ja) 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法
JP2005298924A (ja) 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPWO2019151017A1 (ja) 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP2023506387A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
UA127583C2 (uk) Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення
JP4867177B2 (ja) 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP7508469B2 (ja) せん断加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
CN113166904B (zh) 具有优异的低温断裂韧性和延伸率的高强度钢板及其制造方法
JP2023547090A (ja) 熱的安定性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
RU2795542C1 (ru) Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
KR20240052782A (ko) 열간 압연 강판 및 그 제조 방법
RU2798141C1 (ru) Холоднокатаный и термически обработанный стальной лист и способ его изготовления
KR20160063172A (ko) 고탄소 강판 및 그 제조 방법
JP3417588B2 (ja) 張り出し成形性に優れた薄手高強度熱延鋼板を高い歩留まりで製造する方法
RU2821182C2 (ru) Стальной лист с покрытием и деталь из высокопрочной, упрочнённой прессованием стали и способ их изготовления
RU2798140C1 (ru) Высокопрочный горячекатаный и отожжённый стальной лист и способ его изготовления
UA128547C2 (uk) Високоміцний гарячекатаний і відпалений сталевий лист і спосіб його виготовлення
RU2605037C1 (ru) Способ производства высокопрочной горячекатаной стали
JP2023535541A (ja) ホットスタンピング用鋼板及びその製造方法
WO2023233036A1 (en) High strength, cold rolled steel with reduced sensitivity to hydrogen embrittlement and method for the manufacture thereof