UA123680C2 - Холоднокатана і відпалена листова сталь, спосіб її виробництва і використання такої сталі для виробництва деталей транспортних засобів - Google Patents

Холоднокатана і відпалена листова сталь, спосіб її виробництва і використання такої сталі для виробництва деталей транспортних засобів Download PDF

Info

Publication number
UA123680C2
UA123680C2 UAA201812736A UAA201812736A UA123680C2 UA 123680 C2 UA123680 C2 UA 123680C2 UA A201812736 A UAA201812736 A UA A201812736A UA A201812736 A UAA201812736 A UA A201812736A UA 123680 C2 UA123680 C2 UA 123680C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
less
range
temperature
annealing
Prior art date
Application number
UAA201812736A
Other languages
English (en)
Inventor
Родріґес Іан Альберто Суасо
РОДРИГЕС Иан Альберто СУАСО
Дієґо Кальдерон Ірене де
Диего Кальдерон Ирене де
Ксавьє Ґара
Ксавье Гара
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 UA123680C2 publication Critical patent/UA123680C2/uk

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • B32B15/012—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 aluminium or an aluminium alloy
    • 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
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0268—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • 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
    • B32B2605/00—Vehicles
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

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

Abstract

Винахід стосується підданої холодній прокатці і відпалу листової сталі, яка містить, мас. %: 0,6<С<1,3, 15≤Мn<35, 6,0≤Аl<15, Si≤2,40, S≤0,015, Р≤0,1, N≤0,1, можливо один або декілька необов'язкових елементів, які вибираються з числа Ni, Cr і Сu в індивідуальній кількості, яка доходить аж до 3 мас. %, і можливо, один або декілька елементів, які вибираються з числа В, Та, Zr, Nb, V, Ті, Mo і W у сукупній кількості, яка доходить аж до 2,0 мас. %, при цьому решту складу становлять залізо і неминучі домішки, одержані в результаті розробки, причому мікроструктура згаданого листа містить щонайменше 0,1 % внутрізернових каппа-карбідів, причому щонайменше 80 % таких каппа-карбідів характеризуються середнім розміром, який не перебільшує 30 нм, необов'язково аж до 10 % зернистого фериту, при цьому решта утворена з аустеніту, причому середній розмір зерен і середнє співвідношення сторін зерен аустеніту, відповідно, не перевищує 6 мкм і лежить в межах від 2 до 10, а середній розмір зерен і середнє співвідношення сторін зерен фериту у випадку присутності такого, відповідно, становлять менш ніж 5 мкм і менш ніж 3,0, при цьому густина зазначеної листової сталі дорівнює або менше 7,2, а її відносне подовження на розтяг перевищує щонайменше 5,0 %. Винахід також стосується способу виготовлення і використання такої марки сталі для виготовлення деталей транспортного засобу.

Description

співвідношення сторін зерен фериту у випадку присутності такого, відповідно, становлять менш ніж 5 мкм і менш ніж 3,0, при цьому густина зазначеної листової сталі дорівнює або менше 7,2, а її відносне подовження на розтяг перевищує щонайменше 5,0 95. Винахід також стосується способу виготовлення і використання такої марки сталі для виготовлення деталей транспортного засобу.
Даний винахід має справу з листовою сталлю низької густини, яка характеризується мікроструктурою, яка в основному містить аустеніт. Листова сталь, відповідна винаходу, є особливо добре придатною для використання при виготовленні деталей для забезпечення безпеки або деталей конструкції для транспортних засобів, як-от наземні автотранспортні
Б засоби.
Екологічні обмеження стимулюють автомобілебудівників безперервно зменшувати викиди
Со» транспортних засобів. Для здійснення цього у розпорядженні автомобілебудівників є кілька опцій, при цьому їх основні опції полягають у зменшенні маси транспортних засобів або покращенні ефективності систем двигунів. Часто прогрес досягають в результаті комбінування обох цих підходів. Цей винахід відноситься до першої опції а саме, до зменшення маси автотранспортних засобів. У цій дуже конкретній галузі існує двох-векторна альтернатива:
Перший вектор полягає у зменшенні товщини сталей при одночасному збільшенні їх рівнів механічної міцності. На жаль, цьому рішенню притаманні свої обмеження щодо неприпустимого зменшення жорсткості певних автомобільних деталей і виникнення проблем з акустикою, які створюють некомфортні умови для пасажира, не кажучи вже про неминучу втрату пластичності, яка пов'язана зі збільшенням механічної міцності.
Другий вектор полягає у зменшенні густини сталей в результаті легування їх іншими, більш легкими металами. У числі цих сплавів з привабливими механічними і фізичними властивостями є сплави, які мають малу густини при одночасному забезпеченні можливості значного зменшення маси.
Зокрема, в публікації 05 2003/0145911 розкривається легка сталь РЕе-АІ-Мп-5і, яка характеризується хорошою деформованістю і високою міцністю. Однак, границя міцності на розтяг таких сталей не виходить за межі 800 МПа, що не дозволяє в повній мірі скористатися перевагою їх низької густини для деталей всіх типів геометрії.
Тому метою винаходу є надання листової сталі, яка характеризується густиною, яка не перебільшує 7,2, границею міцності на розтяг, яка становить, щонайменше, 1300 Мпа і границею плинності, яка становить, щонайменше, 1200 МПа, і відносним подовженням на розтяг, яке становить, щонайменше, 5 95.
В одному переважному варіанті здійснення листова сталь, відповідна винаходу, характеризується густиною, рівною або меншою 7,1 або рівної або меншої 7,0, границею міцності на розтяг, яка становить, щонайменше, 1400 МПа, і границею плинності, яка становить, щонайменше, 1300 МПа, і відносним подовженням на розтяг, яке становить, щонайменше, 6 95.
Досягнення цієї мети досягають в результаті пропозиції листової сталі, відповідної пункту 1 формули винаходу. Листова сталь також може включати характеристики з пунктів від 2 до 7 формули винаходу. Досягнення ще однієї мети досягають в результаті пропозиції способу, відповідного пунктам від 8 до 12 формули винаходу. Досягнення ще одного аспекту досягають в результаті пропозиції деталей або транспортних засобів, відповідних пунктам від 13 до 15 формули винаходу.
Виходячи з подальшого докладного опису винаходу стануть очевидними і інші характеристики і переваги винаходу.
Як це можна собі уявити без бажання пов'язувати себе будь-якою теорією, листова сталь низької густини, яка відповідає винаходу, уможливлює покращення механічних властивостей завдяки даній специфічній мікроструктурі.
Стосовно хімічного складу сталі, то вуглець відіграє важливу роль при одержанні мікроструктури і досягненні цільових механічних властивостей. Його основна роль полягає в стабілізуванні аустеніту, який являє собою основну фазу мікроструктури сталі, а також у забезпеченні зміцнення. Рівень вмісту вуглецю, який становить менш ніж 0,695, буде зменшувати частку аустеніту, що призводить до зменшення як пластичності, так і міцності сплаву.
В якості основного елемента внутрішньо зернового капа-карбіду, який входить до складу (Бе, Мп)зАІСх вуглець промотує утворення виділень таких карбідів. Однак, рівень вмісту вуглецю, який перевищує 1,3 95, може промотувати утворення грубих виділень таких карбідів на границі зерен, що в результаті призводить до зменшення пластичності сплаву.
Переважно рівень вмісту вуглецю знаходиться в діапазоні від 0,80 до 1,395, більш переважно від 0,8 до 1,0 95 (мас.) з метою одержання достатньої міцності.
Марганець являє собою важливий легуючий елемент в цій системі, в основному внаслідок стабілізування легуванням дуже великими кількостями марганцю і вуглецю аустеніту аж до кімнатної температури, який після цього може витримувати присутність великих кількостей алюмінію за відсутності дестабілізування і перетворення на ферит або мартенсит. Для 60 забезпечення додання сплаву чудової пластичності рівень вмісту марганцю повинен бути рівним або більшим 15 95. Однак, якщо рівень вмісту марганцю перевищує 35 95, виділення фази ВД-Мп будуть погіршувати пластичність сплаву.
Тому рівень вмісту марганцю має контрольованим чином утримуватися рівним або більшим 15,0 95, але меншим або рівним 35 95. В одному переважному варіанті здійснення він є рівним або більшим 15,5 95 або навіть 16,0 95. Його кількість більш переважно знаходиться в діапазоні від 18 до 30 95 і навіть від 18 до 25 95.
Додавання алюмінію до високо марганцевих аустенітних сталей ефективно зменшує густину сплаву. На додаток до цього, це значно збільшує енергію дефекту пакування (ЕДП) аустеніту, що, в свою чергу, призводить до зміни характеристик деформаційного зміцнення сплаву.
Алюміній також являє собою один з основних елементів нанорозмірного капа-карбіду (Ее,
Мпи)зАІСх, і тому його додавання значно покращує утворення таких карбідів. Концентрація алюмінію цього сплаву має бути налаштована, з одного боку, для гарантування стабільності аустеніту і утворення виділень капа-карбідів, а, з іншого боку, для контролю утворення фериту.
Тому рівень вмісту алюмінію має контрольованим чином утримуватися рівним або більшим 6,0 9У5, але меншим або рівним 1595. В одному варіанті здійснення рівень вмісту алюмінію знаходиться в діапазоні від 7 до 12 95, а переважно від 8 до 10 95.
Кремній являє собою звичайний легуючий елемент для сталей, які характеризуються високими рівнями вмісту марганцю і алюмінію. Він має дуже сильний вплив на утворення впорядкованого фериту Оз. Додатково до цього, як це було продемонстровано, кремній покращує активність вуглецю в аустеніті і збільшує перерозподіл вуглецю у капа-карбіди. На додаток до цього, кремній був описаний як ефективний легуючий елемент, який може бути використаний для уповільнення або запобігання утворення виділень крихкої фази В-Мп. Однак, вище рівня вмісту 2,40 95 він зменшує відносне подовження і має тенденцію до утворення небажаних оксидів в ході певних технологічних процесів складання, і тому він має витримуватися нижче цього граничного значення. Переважно рівень вмісту кремнію становить менш, ніж 2,0 95, а в вигідному випадку менше 1,0 95.
Сірка і фосфор являють собою домішки, які окрихчують границі зерен. Їх відповідні рівні вмісту не повинні перевищувати 0,03 ї 0,1 95 з метою збереження достатньої пластичності в гарячому стані.
Зо Рівень вмісту азоту має становити 0,1 95 і менше в цілях запобігання утворення виділень АЇМ і формування об'ємних дефектів (здуття) під час твердіння.
Нікель позитивно впливає на проникнення водню у сталь, і тому він може бути використаний як дифузійний бар'єр для водню. Нікель також може бути використаний як ефективний легуючий елемент, оскільки він промотує утворення впорядкованих сполук у фериті, як-от В2-компонент, що призводить до додаткового зміцнення. Однак, окрім усього іншого, з причин, пов'язаних з витратами, бажаним є обмеження додавання нікелю максимальним рівнем вмісту, який становить 4,0 95 і менше, а переважно знаходяться в діапазоні від 0,1 до 2,0 95. У ще одному варіанті здійснення кількість нікелю становить менше 0,1 95.
Хром може бути використаний в якості обов'язкового елемента для збільшення міцності сталі внаслідок зміцнення в результаті утворення твердого розчину. Він також покращує стійкість до високотемпературної корозії сталей, відповідних винаходу. Однак, оскільки хром зменшує енергію дефекту пакування, його рівень вмісту не має перевищувати 3,095, а переважно має знаходитися в діапазоні від 0,1 95 до 2,0 95 або від 0,1 до 1,0 95. У ще одному варіанті здійснення кількість хрому становить менше, ніж 0,1 95.
Подібним чином, необов'язково додавання міді при рівні вмісту, який не перевищує 3,0 95, являє собою один засіб забезпечення твердіння сталі в результаті утворення виділень, збагачених міддю. Однак, вище цього рівня вмісту мідь відповідає за появу поверхневих дефектів на гарячекатаному листі. Переважно кількість міді знаходиться в діапазоні від 0,1 до 2,0 95 або від 0,1 до 1,0 95. У ще одному варіанті здійснення кількість хрому становить менше, ніж 0,1 95.
Бор характеризується дуже низькою розчинністю у твердій речовині і має сильну тенденцію до ліквації на границях зерен, інтенсивно взаємодіючі з дефектами кристалічної решітки. Тому бор може бути використаний для обмеження утворення виділень міжзернових капа-карбідів.
Переважно кількість бору становить менше, ніж 0,1 95.
Ніобій може одночасно збільшувати міцність і в'язкість сталі, оскільки він являє собою ефективну добавку, яка подрібнює зерно. На додаток до цього, тантал, цирконій, ніобій, ванадій, титан, молібден і вольфрам також являють собою елементи, які необов'язково можуть бути використані для забезпечення твердіння і зміцнення в результаті утворення виділень нітридів, карбонітридів або карбідів. Однак, у разі їх сукупної кількості, яка перевищує 2,0 95, переважно бо більше 1,0 95, матиме місце ризик можливого стимулювання надмірним утворенням виділень зменшення в'язкості, чого необхідно уникати.
Мікроструктура листової сталі відповідної винаходу, містить, щонайменше, 0,1 9о капа- карбідів, необов'язково аж до 10 95 зернистого фериту, при цьому решту утворює аустеніт.
Аустенітна матриця характеризується середнім розміром зерен, який становить менше, ніж 6 мкм, а переважно менше, ніж 4 мкм, більш переважно менше, ніж З мкм, і демонструє середнє аспектне відношення в діапазоні від 2 до 10, переважно від 2,0 до 6,0, а більш переважно від 2,0 до 4,0.
Капа-карбіди (Еє, Мп)зАЇІСх присутні в мікроструктурі листової сталі відповідної винаходу, за мінімальної кількості, яка становить 0,195 у поверхневих частках, переважно 0,595, більш переважно 1,0 95, а у вигідному випадку перевищує З 95. Щонайменше, 80 95 таких К-карбідів характеризуються середнім розміром, який становить менш, ніж 30 нм, переважно менш, ніж 20 нм, більш переважно менш, ніж 15 нм, у вигідному випадку менш, ніж 10 нм або навіть менш, ніж 5 нм. Вони утворюють виділення всередині аустенітних зерен (так звані внутрішньо зернові капа-карбіди). Утворення гомогенних і зчеплених виділень нанорозмірного капа-карбіду збільшує міцність сплаву. Присутність міжзернових капа-карбідів не допускається, оскільки такі міжзернові і грубі капа-карбіди можуть спричиняти зменшення пластичності сталі.
У мікроструктурі листа, відповідного винаходу, також може бути присутнім ферит аж до кількості, яка становить 10,0 95 у поверхневих частках, переважно доходить аж до 5,0 95 або більш переважно аж до 3,0 95. Однак, морфологія фериту обмежується зернистою геометрією при виключенні фериту у формі смуг, оскільки вони радикально погіршують пластичність і деформованість сталі. У випадку присутності зерен фериту вони будуть характеризуватися середнім розміром зерна, який становить менше, ніж 5 мкм, а переважно менш, ніж 1 мкм.
Середнє аспектне відношення для фериту в разі присутності такого становить менше, ніж 3,0, а переважно менш, ніж 2,5. Такий ферит може відповідати формі правильного розупорядкованого фериту а, або також можлива упорядкованість у вигляді В2-структури при складі (Бе, Мп)АЇ або у вигляді ЮОз-структури при складі (Ре, Мп)зАЇ таким чином, щоб в сталі, відповідної винаходу, у загальному випадку можуть спостерігатися а-, В2 - і ЮОз-структури.
Для запобігання листової сталі відповідної винаходу, від корозії в одному варіанті здійснення листову сталь покривають металевим покриттям. Металеве покриття може бути
Зо покриттям на алюмінієвій основі або покриттям на цинковій основі.
Переважно покриття на алюмінієвій основі містить менше, ніж 15 95 5і, менш ніж 5,0 95 Ее, необов'язково від 0,1 до 8,0 95 Ма і необов'язково від 0,1 до 30,0 95 2п, при цьому решта являє собою АЇ.
У вигідному випадку покриття на цинковій основі містить 0,01-8,0 95 АЇ, необов'язково 0,2- 8,0 95 Мо, при цьому решта являє собою 27п.
Листова сталь відповідна винаходу, може бути вироблена з використанням будь-якого належного способу виготовлення, і фахівці у відповідній галузі техніки можуть його визначити.
Однак, переважно використовувати спосіб, відповідний винаходу, який включає наступні стадії: - подачу сляба, склад якого відповідає винаходу, - повторне нагрівання такого сляба при температурі, яка становить більш, ніж 10002С, і його гаряча прокатка при температурі закінчення прокатки, яка становить, щонайменше, 8002С, - змотування в рулон гарячекатаної листової сталі при температурі, яка не перевищує 6002, - першу холодну прокатку цієї гарячекатаної листової сталі зі ступенем обтиснення, який лежить в межах від 30 до 80 95, - перший відпал такого холоднокатаного листа в результаті його нагрівання до температури відпалу, яка лежить в межах від 700 до 10002С, витримування при такій температурі протягом менш 5 хвилин і охолодження його зі швидкістю, яка становить, щонайменше, 302С/с, - другу холодну прокатку цієї гарячекатаної листової сталі зі ступенем обтиснення, який лежить в межах від 10 до 50 95, - другий відпал такого холоднокатаного листа шляхом його нагрівання до температури відпалу, яка лежить в межах від 400 до 7002С, витримування при такій температурі протягом від 1 хвилини до 150 годин і охолодження його зі швидкістю, яка становить, щонайменше, 302С/с.
Листови сталі, відповідні цьому винаходу, переважно роблять з використанням способу, в якому відливають напівфабрикат, як-то сляби, тонкі сляби або штаби, виготовленої із сталі, відповідної цьому винаходу і, яка характеризується описаним вище складом, відлитий надаваний вихідний матеріал нагрівають до температури, яка перевищує 10002С, переважно більш, ніж 10509С, а більш переважно, ніж 11009С або 11509С, або використовують безпосередньо за такої температури після розливання без проміжного охолодження. бо Проводять стадію гарячої прокатки при температурі, яка перевищує 8002С. Щоб уникнути появи будь-якої проблеми, пов'язаної з розтріскуванням, внаслідок нестачі пластичності в результаті утворення фериту у вигляді смуг температура закінчення прокатки переважно є більшою або рівною 85026.
Після гарячої прокатки штаба має бути змотана у рулон при температурі, яка не перевищує 6002С, а переважно більш, ніж 3502С. В одному варіанті здійснення скочування в рулон проводять в діапазоні від 350 до 4502С щоб уникнути утворення надлишкових виділень капа- карбіду.
Гарячекатаний продукт, одержаний з використанням описаного вище способу, піддають холодній прокатці після проведення можливої попередньої операції травлення звичайним чином.
Стадію першої холодної прокатки проводять зі ступенем обтиснення в діапазоні від 30 до 80 95, переважно від 50 до 70 95.
Після стадії цієї прокатки проводять короткий перший відпал шляхом нагрівання листа аж до температури відпалу, яка лежить в межах від 700 до 10002С, витримування при цій температурі протягом менше 5 хвилин і його охолодження зі швидкістю, перевищує 302С/с, переважно, щонайменше, 502С/с, а ще більш переважно, щонайменше, 702С/с5. Переважно цей відпал проводять безперервно.
В результаті контрольованого витримування температури і часу відпалу може бути одержана або повністю аустенітна, або двофазна структура, яка демонструє вищезазначені характеристики.
Після стадії даного першого відпалу проводять попереднє деформування матеріалів з використанням стадії другої холодної прокатки при ступені обтискання в діапазоні від 10 до 50 95, переважно від 15 до 40 95. Листова сталь може характеризуватися підвищеною надійністю в результаті деформаційного зміцнення внаслідок проведення стадії даної другої холодної прокатки.
Після стадії цієї другої прокатки проводять другий відпал шляхом нагрівання листа аж до температури відпалу, яка лежить в межах від 400 до 7002С, витримування при такій температурі протягом від 1 хвилини до 150 годин і охолодження його зі швидкістю, яка становить, щонайменше, 302С/с переважно, щонайменше, 502С/с, а ще більш переважно, щонайменше,
Зо 702Сб/б6. Переважно цей відпал проводять безперервно. Під час цього другого відпалу одержують компроміс між надвисокою міцністю і деформованістю в результаті утворення внутрізернових виділень каппа-карбіду і часткового повернення для матеріалу.
Після стадій цих двох відпалів листова сталь може бути необов'язково піддана операції нанесення металевого покриття для покращення її захисту від корозії. Використовуваний
З5 технологічний процес нанесення покриття може бути будь-яким технологічним процесом, адаптованим до сталі винаходу. Можуть бути згадані електролітичне осадження або фізичне осадження з парової фази, при цьому особливий упор робиться на струминне осадження з парової фази. Металеве покриття може мати в своїй основі, наприклад, цинк або алюміній.
Приклади
П'ять марок, склади яких зібрані в Таблиці 1, відливали у формі слябів і піддавали переробці відповідно до технологічних параметрів, зібраних в Таблиці 2.
Таблиця 1
Склади
Марса | С | Мп | А | 5 | 5 | Р | М
В 1 0920 | 28,88 | 937 | 0035 | 0,007 | 0011 | 00009 о 1 0900 | 19,65 | 832 | 0045 | 0010 | 0010 | 0005
Таблиця 2
Технологічні параметри
Ступінь
Т повторного | Т закінчення Швидкість Т охолодження обтискання в
Проба нагрівання гарячої охолодження (с) ході 1-о0ї сс) прокатки (С) (ще) холодної прокатки (90) з | в | 1170 | 985 6ЮЖЩщ | 75 | 400 | 64 4 | в | 1170 | 9852ЮЩ | 75 | 400 | 64 6 | с 11170 | лою | 75... .1.ЮюЮюЮю400 2 ЮрКЮБр1Ь1Ьь 58 8 | 0 1 1170 | 99 | 7 | 400 | 63 9 | 0 1 1170 | 99 | 7 | 400 | 63 ло | є | 1170 | 9802 | юЮЦЬВО | 400 | 60 4 іл в | 1170 | 980 | в 1 4 400 | 60
Ступінь обтискання холодної
Проба прокатки т Час Швидкість Час Швидкість ес) витримува- | охолодже- (У) не) витримування | охолодження ння (хв.) ння ССС) (год.) ССС) 1 18501 щ-.ьа8 | 80 | з0 | 5501 З | 80 2 18501 Ю.Й | 80 | 30 | 5501 6 | 80
З 18751 2 щЩщ-З | 80 | 20 | 5501 З | 80 4 1875| 3 | 80 | 20 | 5501 6 | 80 18301 (З | 80 | 20 | 500 З | 80 6 18301 щ-зЗз | 80 | 20 | 500 6 | 80 7 18501 3 | 80 | 93 | - 1 - її - 8 18501 2 щ 70 | 355 | 20 | 450 | ло | 03 8 18501 2 ющЦ-З | 355 | 10 | 450 1 щ (хв З (| 355
Після цього проаналізували одержані в результаті зразки і відповідні елементи 5 мікроструктури і механічні властивості, відповідно, в таблицях З і 4.
Таблиця З
Мікроструктура
Розмір Аспектне Розмір А . : спектне (в) (У) фериту | карбіди | аустеніту для фериту . для фериту (мкм) аустеніту (мкм) 3 | 700 | 0 | - |так | «6 | «6 | - | - 4 | 700 | 0 | - |так | «6 | «6 | - | - 5 | 700 | 0 | - |НемаєЇ «6 | «6 | - | - 6 | 700 | 0 | - |НемаєЇ «6 | «6 | - | -
Розмір Аспектне Розмір А . : спектне ро д (в) (У) фериту | карбіди | аустеніту для фериту . для фериту (мкм) аустеніту (мкм) 8 | 88 | 712 |Зерна |Так. | л7и5 | 27 | 095 | 183 9 | 93 | 7 |Зерна |Так | 7,70 | 22 | 045 | 195
Ніякі зразки не продемонстрували будь-якої присутності ані міжзернових К-карбідів, ані фази
В-Мп за винятком зразків 8 і 11. Кількості капа-карбідів в пробах 1-4 перевищувала 0,1 95, в той час як вони не перевищували 0,1 95 для проб 5, 6 і 7. Більш, ніж 80 95 капа-карбідів з проб 1-4 і 9 і 10 характеризувалися середнім розміром зерен, який не перевищував 20 нм.
Таблиця 4
Властивості
Границя міцності на Границя Відносне подовження на 76 ЇЇ 731 | юЮюрЦл2га8 | лов | 7777777 2098.Й.Й.ИКБКБ 8 | 686 2 | (1695... | 1660 | -::((ЖЕ 14 щЩ КрсКв «у 79 | ю686 | щ-(л 1349. | 1278. | -:(К 178. ..:/:С(
Як це демонструють приклади, листові сталі, відповідні винаходу, Є єдиними листовими сталями, які демонструють всі цільові властивості, завдяки своїм специфічним складам і мікроструктурам.

Claims (17)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Піддана холодній прокатці і відпалу листова сталь, яка містить, мас. 90: 0,б«С1,3, 15:Мп-35, б, ОхАЇс15, Зік2,40, З-0,015, РеО,1, МО 1, при цьому решту складу становлять залізо і неминучі домішки, причому мікроструктура згаданого листа містить щонайменше 0,195 внутрізернових каппа-карбідів, причому щонайменше 80 95 таких каппа-карбідів характеризуються середнім розміром, який перевищує нм, при цьому решта утворена з аустеніту, причому середній розмір зерен і середнє співвідношення сторін зерен аустеніту, відповідно, становлять менш ніж 6 мкм і від 2 до 10, при цьому густина зазначеної листової сталі є рівною або менше 7,2, а її відносне подовження на розтяг перевищує щонайменше 5,0 95. 30 2. Листова сталь за п. 1, в якій додатково міститься один або декілька необов'язкових елементів, вибраних з числа Мі, Сг ї Си в індивідуальній кількості, яка доходить аж до З мас. 95, та один або декілька елементів, вибраних з числа В, Та,
2, МБ, УМ, Ті, Мо і МУ в сукупній кількості, яка доходить аж до 2,0 мас. 95.
3. Листова сталь за п. 1 або 2, в якій рівень вмісту вуглецю лежить в межах від 0,8 до 1,0 мас.
до.
4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, в якій рівень вмісту марганцю лежить в межах від 18 до ЗО мас. 9о.
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, в якій рівень вмісту алюмінію лежить в межах від 8,5 до мас. 9».
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій додатково міститься аж до 10 95 зернистого фериту, при цьому середній розмір зерен і середнє співвідношення сторін зерен фериту, відповідно, становлять менш ніж 5 мкм і менш ніж 3,0. 10
7. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-6, причому ця листова сталь характеризується границею міцності на розтяг, яка становить щонайменше 1300 МПа, границею плинності, яка становить щонайменше 1200 МПа.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, яка має металеве покриття.
9. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-8, яка має металеве покриття на алюмінієвій основі або покриття на цинковій основі.
10. Спосіб одержання листової сталі, який включає наступні стадії: подачу сляба, який має склад за будь-яким з пп. 1-5, нагрівання зазначеного сляба до температури, яка перевищує 1000 "С, і його гарячу прокатку при температурі закінчення прокатки, яка становить щонайменше 800 "С, скочування в рулон гарячекатаної листової сталі при температурі, яка становить менш ніж 600 с, першу холодну прокатку цієї гарячекатаної листової сталі зі ступенем обтиснення, який лежить в межах від ЗО до 80 95, перший відпал холоднокатаного листа шляхом його нагрівання до температури відпалу, яка лежить в межах від 700 до 1000 "С, витримування його при зазначеній температурі протягом менше 5 хвилин і охолодження зі швидкістю щонайменше 30 "С/с, другу холодну прокатку відпаленої листової сталі зі ступенем обтиснення, який лежить в межах від 10 до 50 95, другий відпал холоднокатаного листа шляхом його нагрівання до температури відпалу, яка Зо лежить в межах від 400 до 700 "С, витримування його при зазначеній температурі протягом від 1 хвилини до 150 годин і охолодження зі швидкістю щонайменше 30 "С/с.
11. Спосіб за п. 10, в якому температура першого відпалу лежить в межах від 800 до 950 "С.
12. Спосіб за п. 10 або 11, в якому температура скочування в рулон лежить в межах від 350 до 500 С.
13. Спосіб за будь-яким з пп. 10-12, в якому час витримування при другому відпалі становить 2- 10 годин.
14. Спосіб за будь-яким з пп. 10-13, який додатково включає кінцеву стадію нанесення покриття.
15. Застосування листової сталі за будь-яким з пп. 1-9 або листової сталі, одержаної способом за будь-яким з пп. 10-14, для виготовлення деталі конструкції або деталі забезпечення безпеки транспортного засобу.
16. Деталь, яка одержана за допомогою гнучкої прокатки підданої холодній прокатці і відпалу листової сталі за будь-яким з пп. 1-9.
17. Транспортний засіб, який містить деталь за п. 16.
UAA201812736A 2016-05-24 2017-05-23 Холоднокатана і відпалена листова сталь, спосіб її виробництва і використання такої сталі для виробництва деталей транспортних засобів UA123680C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/000696 WO2017203311A1 (en) 2016-05-24 2016-05-24 Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
PCT/IB2017/000615 WO2017203345A1 (en) 2016-05-24 2017-05-23 Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA123680C2 true UA123680C2 (uk) 2021-05-12

Family

ID=56137459

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201812736A UA123680C2 (uk) 2016-05-24 2017-05-23 Холоднокатана і відпалена листова сталь, спосіб її виробництва і використання такої сталі для виробництва деталей транспортних засобів

Country Status (16)

Country Link
US (2) US20190292622A1 (uk)
EP (1) EP3464664B1 (uk)
JP (1) JP7022703B2 (uk)
KR (1) KR102252952B1 (uk)
CN (1) CN109154055B (uk)
BR (1) BR112018074115B1 (uk)
CA (1) CA3025456C (uk)
ES (1) ES2925056T3 (uk)
HU (1) HUE059254T2 (uk)
MA (1) MA45121B1 (uk)
MX (1) MX2018014317A (uk)
PL (1) PL3464664T3 (uk)
RU (1) RU2707775C1 (uk)
UA (1) UA123680C2 (uk)
WO (2) WO2017203311A1 (uk)
ZA (1) ZA201807245B (uk)

Families Citing this family (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017203312A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2020115526A1 (en) * 2018-12-04 2020-06-11 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
KR102321285B1 (ko) * 2019-12-18 2021-11-03 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2021123884A1 (en) * 2019-12-19 2021-06-24 Arcelormittal Metal powder for additive manufacturing
WO2022018500A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and double annealed steel sheet
JP7621802B2 (ja) * 2021-01-19 2025-01-27 株式会社堀場エステック 流体制御弁、流体制御装置、弁体、及び弁体の製造方法
CN114395732A (zh) * 2021-12-24 2022-04-26 钢铁研究总院 用于轴承保持架的高强韧高耐磨低密度钢及制备工艺
CN114703429B (zh) * 2022-04-12 2022-09-23 燕山大学 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法
CN115216704B (zh) * 2022-06-29 2023-02-07 张家港中美超薄带科技有限公司 一种基于薄带连铸的低密度钢的短流程生产方法
WO2024084273A1 (en) * 2022-10-19 2024-04-25 Arcelormittal Metal powder for additive manufacturing
CN115821168A (zh) * 2022-12-20 2023-03-21 燕山大学 一种低密度高耐磨合金钢及其制备方法
CN117144255B (zh) * 2023-09-21 2026-03-24 广东省科学院新材料研究所 一种锰钢材料及其制备方法与应用
CN117327991B (zh) * 2023-11-09 2024-09-17 中南大学 一种具有多级纳米结构强化效应的高强韧低密度钢及其制备方法
CN118272728B (zh) * 2023-12-26 2024-12-24 北京科技大学 一种双异质结构高强塑性低密度钢及其制备方法
WO2026082655A1 (en) * 2024-10-15 2026-04-23 Tata Steel Nederland Technology B.V. Method for manufacturing a thin twip-steel sheet, thin twip-steel sheet, and stator or rotor for an electric machine

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4968357A (en) * 1989-01-27 1990-11-06 National Science Council Hot-rolled alloy steel plate and the method of making
DE50009532D1 (de) * 1999-08-06 2005-03-24 Muhr & Bender Kg Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes
DE10128544C2 (de) 2001-06-13 2003-06-05 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs
US20050006007A1 (en) * 2003-07-11 2005-01-13 O-Ta Precision Casting Co., Ltd. Low density iron based alloy for a golf club head
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
JP4084733B2 (ja) * 2003-10-14 2008-04-30 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
DE102004037206A1 (de) * 2004-07-30 2006-03-23 Muhr Und Bender Kg Fahrzeugkarosserie
JP4324072B2 (ja) * 2004-10-21 2009-09-02 新日本製鐵株式会社 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
FR2878257B1 (fr) * 2004-11-24 2007-01-12 Usinor Sa Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite
JP4464811B2 (ja) * 2004-12-22 2010-05-19 新日本製鐵株式会社 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法
KR20070099684A (ko) * 2005-02-02 2007-10-09 코루스 스타알 베.뷔. 고강도 및 양호한 성형성을 갖는 오스테나이트계 강, 상기강의 제조방법 및 상기 강의 용도
WO2008013305A1 (fr) * 2006-07-28 2008-01-31 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Feuille en acier inoxydable pour pièces et procédé de fabrication de celle-ci
CN102939394A (zh) * 2010-06-10 2013-02-20 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 生产奥氏体钢方法
WO2012052626A1 (fr) * 2010-10-21 2012-04-26 Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. Tole d'acier laminee a chaud ou a froid, don procede de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile
DE102011117135A1 (de) * 2010-11-26 2012-05-31 Salzgitter Flachstahl Gmbh Energie speicherndes Behältnis aus Leichtbaustahl
KR20120065464A (ko) * 2010-12-13 2012-06-21 주식회사 포스코 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법
DE102011000089A1 (de) * 2011-01-11 2012-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zum Herstellen eines warmgewalzten Stahlflachprodukts
TWI445832B (en) * 2011-09-29 2014-07-21 The composition design and processing methods of high strength, high ductility, and high corrosion resistance alloys
CN104011248B (zh) * 2011-12-23 2016-08-17 Posco公司 具有高强度的用于重型电力机械的非磁性高锰钢板及其制造方法
CN105473748A (zh) * 2013-08-14 2016-04-06 Posco公司 超高强度钢板及其制造方法
EP3088548B1 (en) * 2013-12-26 2020-09-30 Posco Steel sheet having high strength and low density and method of manufacturing same
CN103820735B (zh) * 2014-02-27 2016-08-24 北京交通大学 一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法
JP2019510880A (ja) * 2016-03-01 2019-04-18 タタ、スティール、ネダーランド、テクノロジー、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｎｅｄｅｒｌａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｂｖ 高延性を有する低密度及び高強度のオーステナイト系鋼ストリップ又はシート、該鋼の製造方法及びその用途

Also Published As

Publication number Publication date
EP3464664A1 (en) 2019-04-10
ZA201807245B (en) 2021-03-31
BR112018074115A2 (pt) 2019-03-06
HUE059254T2 (hu) 2022-11-28
CN109154055A (zh) 2019-01-04
EP3464664B1 (en) 2022-07-20
MA45121B1 (fr) 2022-08-31
ES2925056T3 (es) 2022-10-13
KR102252952B1 (ko) 2021-05-17
US20240117457A1 (en) 2024-04-11
PL3464664T3 (pl) 2022-09-12
MX2018014317A (es) 2019-02-25
WO2017203311A1 (en) 2017-11-30
BR112018074115B1 (pt) 2023-09-26
JP2019520476A (ja) 2019-07-18
CA3025456C (en) 2021-05-18
JP7022703B2 (ja) 2022-02-18
KR20180135966A (ko) 2018-12-21
RU2707775C1 (ru) 2019-11-29
CA3025456A1 (en) 2017-11-30
WO2017203345A1 (en) 2017-11-30
MA45121A (fr) 2021-05-19
US20190292622A1 (en) 2019-09-26
CN109154055B (zh) 2021-07-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US12509741B2 (en) Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
RU2704983C1 (ru) Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
RU2707775C1 (ru) Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
TWI494447B (zh) High-strength steel sheet excellent in formability, high-strength zinc plated steel sheet and the like (2)
KR101225246B1 (ko) 성형성이 우수한 자동차용 고강도 냉연 복합조직강판 및 그 제조 방법
US11987857B2 (en) Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
KR20230118708A (ko) 냉간 압연 및 열처리된 강판, 그 제조 방법 및 차량부품을 제조하기 위한 그 강의 사용
RU2796905C2 (ru) Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
CN114846167A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法