UA127583C2 - Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення - Google Patents
Гарячекатаний та термооброблений сталевий лист і спосіб його виготовлення Download PDFInfo
- 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
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 77
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 77
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 5
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 45
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 39
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 12
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims abstract description 11
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 10
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 9
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 9
- 239000000047 product Substances 0.000 claims description 8
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 claims description 7
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 6
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 239000002245 particle Substances 0.000 claims description 4
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 4
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 abstract description 5
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 abstract 1
- 238000000034 method Methods 0.000 description 20
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 5
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 3
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 3
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 2
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 2
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 2
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005054 agglomeration Methods 0.000 description 1
- 230000002776 aggregation Effects 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 210000005056 cell body Anatomy 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 1
- 235000012771 pancakes Nutrition 0.000 description 1
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 1
- 238000004321 preservation Methods 0.000 description 1
- 238000011002 quantification Methods 0.000 description 1
- LIVNPJMFVYWSIS-UHFFFAOYSA-N silicon monoxide Chemical class [Si-]#[O+] LIVNPJMFVYWSIS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052814 silicon oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
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)
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.
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)
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)
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 |
-
2019
- 2019-12-19 WO PCT/IB2019/061105 patent/WO2021123889A1/en active Application Filing
-
2020
- 2020-12-17 MX MX2022007461A patent/MX2022007461A/es unknown
- 2020-12-17 WO PCT/IB2020/062116 patent/WO2021124203A1/en active Application Filing
- 2020-12-17 CN CN202080074063.5A patent/CN114585763A/zh active Pending
- 2020-12-17 UA UAA202202321A patent/UA127583C2/uk unknown
- 2020-12-17 EP EP20825270.0A patent/EP4077745A1/en active Pending
- 2020-12-17 KR KR1020227016274A patent/KR20220083776A/ko not_active Application Discontinuation
- 2020-12-17 CA CA3157208A patent/CA3157208C/en active Active
- 2020-12-17 US US17/784,922 patent/US20230032122A1/en active Pending
- 2020-12-17 JP JP2022532077A patent/JP2023506395A/ja active Pending
-
2022
- 2022-03-30 ZA ZA2022/03670A patent/ZA202203670B/en unknown
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 |