UA124280C2 - Відпущена листова сталь з покриттям, яка має чудову деформованість, і спосіб її виготовлення - Google Patents

Відпущена листова сталь з покриттям, яка має чудову деформованість, і спосіб її виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA124280C2
UA124280C2 UAA201908566A UAA201908566A UA124280C2 UA 124280 C2 UA124280 C2 UA 124280C2 UA A201908566 A UAA201908566 A UA A201908566A UA A201908566 A UAA201908566 A UA A201908566A UA 124280 C2 UA124280 C2 UA 124280C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
range
hot
rolled
temperature
Prior art date
Application number
UAA201908566A
Other languages
English (en)
Inventor
Жан-Марк Піпар
Жан-Марк ПИПАР
Марк Олівьє Тено
Марк Оливье Тено
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 UA124280C2 publication Critical patent/UA124280C2/uk

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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 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
    • 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
    • C21D8/04—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 to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/0421—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 to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • 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
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • 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
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties 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
    • 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
    • C21D8/0263—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 following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Description

відпаленого мартенситу і залишкового аустеніту находяться в діапазоні від 10 до 30 95. Він також стосується способу її виготовлення і її використання.
Цей винахід належить до відпущеної листової сталі з нанесеним покриттям, яка має чудові механічні властивості і придатної для використання при виготовленні транспортних засобів.
Були зроблені інтенсивні зусилля в рамках науково-дослідних і дослідно-конструкторських розробок в цілях зменшення кількості матеріалу, який використовується в автомобілі, в результаті збільшення міцності матеріалу. Навпаки, збільшення міцності листових сталей призводить до зменшення деформованості, і тому, необхідна розробка матеріалів, які характеризуються як високою міцністю, так і високою деформованістю.
Тому була розроблена множина високоміцних сталей, які характеризуються чудовою деформованістю, як-от сталі ТКІР (з пластичністю, зумовленою мартенситним перетворенням).
Нещодавно здійснюються інтенсивні спроби по розробці сталей ТЕР, які володіють властивостями, як-от висока міцність і висока деформованість, оскільки сталь ТКІР являє собою хороший компроміс між механічною міцністю і деформованістю внаслідок своєї складної структури, яка включає ферит, який являє собою пластичний компонент, більш тверді компоненти, як-от острівці мартенситу і аустеніту (МА), більшість яких складається з залишкового аустеніту, і, насамкінець, бейнітно-феритну матрицю, яка характеризується механічною міцністю і пластичністю, які є проміжними між відповідними характеристиками фериту і острівців МА.
Сталі ТКІР характеризуються високою здатністю до ущільнювання, що уможливлює хороший розподіл деформацій у разі зіткнення або навіть під час формування автомобільної деталі. Тому можливим є виробництво деталей, які є настільки ж складними, як і деталі, виготовлені із звичайних сталей, але володіють покращеними механічними властивостями, що, в свою чергу, уможливлює зменшення товщини деталей для узгодження з ідентичними функціональними технічними вимогами стосовно механічних експлуатаційних характеристик.
Тому ці сталі являють собою ефективну відповідь на потреби в зменшеній масі і підвищенні безпеки транспортних засобів У сфері гарячекатаної або холоднокатаної листової сталі цей тип сталі виявляє галузі застосування, серед іншого, для конструкційних деталей і деталей, які відповідають за безпеку, в автомобільних транспортних засобах.
Ці властивості пов'язані зі структурою таких сталей, яка складається з матричної фази, яка може містити ферит, бейніт або мартенсит окремо або в комбінації один з одним, в той час як
Зо можуть бути присутні і інші мікроструктурні складові частини, як-от залишковий аустеніт.
Залишковий аустеніт стабілізують шляхом додавання кремнію або алюмінію, при цьому ці елементи уповільнюють утворення виділень карбідів. Присутність залишкового аустеніту надає листовій сталі високу пластичність до її профілювання у вигляді деталі. Під дією подальшого деформування, наприклад, при піддаванні одновісного напруження, залишковий аустеніт листа, виготовленого зі сталі ТКІР, поступально перетворюється на мартенсит, що в результаті призводить до істотного твердіння і затримування виникнення шийкоутворення.
Для досягнення границі міцності на розтяг, більшого, ніж значення в діапазоні від 800 до 1000 МПа, були розроблені багатофазні сталі, які володіють переважно бейнітною структурою.
В автомобільній галузі промисловості або в промисловості взагалі такі сталі у вигідному випадку використовують для конструкційних деталей, як-от поперечки бамперів, стійки, різні елементи армування і стійки до стирання зношувані деталі. Однак, деформованість цих деталей вимагає одночасно наявності достатнього рівня загального відносного подовження, яке перевищує 10 95.
Всі ці листові сталі демонструють хороші баланси стійкості і пластичності, але потребують покращення границі плинності і експлуатаційних характеристик збільшення отвору у зіставленні зі сталями, які зараз знаходяться у виробництві, зокрема, у разі листових сталей з нанесеними покриттями.
Призначення цього винаходу полягає у вирішенні цих проблем шляхом надання в розпорядження листових сталей, які характеризуються одночасно: - граничним опором розтягуванню, який є більшим або рівним 900 МПа, а переважно перевищує перевищує 1000 МПа; - загальним відносним подовженням, більшим або рівним 17 95, - коефіцієнтом збільшення отвору, більшим або рівним 18 95.
Переважно така сталь також демонструє хорошу придатність для використання при формуванні, зокрема, при прокатці, і хорошу зварюваність.
Ще одна мета цього винаходу полягає в наданні способу виготовлення цих сталей, який є сумісним із звичайними промисловими галузями застосування при одночасній демонстрації надійності стосовно відхилень за виробничими параметрами.
Досягнення цієї мети домагаються шляхом пропозиції листової сталі, відповідної пункту 1 формули винаходу. Листова сталь також може включати характеристики з пунктів від 2 до 8 бо формули винаходу. Досягнення ще однієї мети досягають в результаті пропозиції способу,
відповідного пунктам від 9 до 10 формули винаходу. Досягнення ще одного аспекту досягають в результаті пропозиції деталей або транспортних засобів, відповідних пунктам від 11 до 13 формули винаходу.
Інші характеристики і переваги винаходу стануть очевидними виходячи з подальшого докладного опису винаходу.
Вуглець присутній в сталі, відповідної винаходу, при рівні вмісту в діапазоні від 0,17 95 до 025 95. Вуглець являє собою елемент, що утворює гамма-фазу, і він промотує стабілізування аустеніту. Крім цього, він може бути залучений до утворення виділень, які зміцнюють ферит.
Переважно рівень вмісту вуглецю становить, щонайменше, 0,18 95, для досягнення ефекту ТКІР внаслідок присутності залишкового аустеніту і, щонайбільше, 0,25 95, щоб уникнути погіршення зварюваності. Рівень вмісту вуглецю у вигідному випадку знаходиться в діапазоні від 0,18 до 0,23 95, включно, для оптимізації характеристик як високої міцності, так і відносного подовження.
Марганець присутній в сталі, відповідної винаходу, на рівні вмісту в діапазоні від 1,8 95 до 2,3 У5. Марганець являє собою елемент, який забезпечує твердіння шляхом утворення твердого розчину заміщення в фериті. Для одержання бажаної границі міцності на розтяг необхідним є мінімальний рівень вмісту 1,8 95 (мас.). Тим не менш, більш ніж 2,3 96 марганцю уповільнюють утворення бейніту і, додатково, покращують утворення аустеніту, який характеризується зменшеним рівнем відсоткового вмісту вуглецю, який на подальшій стадії перетворюється на мартенсит, який є згубним для механічних властивостей сталі.
Кремній присутній у сталі, відповідно винаходу, при рівні вмісту в діапазоні від 0,5 95 до 2,0 до. Кремній відіграє важливу роль при утворенні мікроструктури в результаті уповільнення утворення виділень карбідів, що уможливлює концентрування вуглецю в залишковому аустеніті для його стабілізування. Кремній відіграє ефективну роль, об'єднану з роллю алюмінію, найкращі результати стосовні конкретних властивостей одержують при рівнях вмісту, які перевищують 0,5 95. Рівень вмісту кремнію має бути обмежений значенням 2,0 95 (мас.) для покращення придатності для нанесення покриття шляхом занурення у розплав. Рівень вмісту кремнію переважно буде знаходитися в діапазоні від 0,6 95 до 1,8 95, оскільки при більш ніж 1,8 95 кремній в комбінації з марганцем може утворювати крихкий мартенсит замість бейніту.
Рівень вмісту, менший або рівний 1,8 95, одночасно забезпечує одержання хорошої придатності
З0 для використання при зварюванні, а також хорошої придатності для нанесення покриття.
Алюміній присутній в сталі, відповідної винаходу, при рівні вмісту в діапазоні від 0,03 95 до 1,2 95, а переважно від 0,03 95 до 0,6 95. Алюміній відіграє важливу роль у винаході в результаті значного уповільнення утворення виділень карбідів; його ефект об'єднують з ефектом кремнію для достатнього уповільнення утворення виділень карбідів і для стабілізування залишкового аустеніту. Цей ефект одержують при рівні вмісту алюмінію, який перевищує 0,03 905, і при рівні вмісту алюмінію, який становить менше, ніж 1,2 95. Рівень вмісту алюмінію переважно буде меншим або рівним 0,6 95. Це також в загальному випадку вважається, що високі рівні вмісту алюмінію збільшують еродування вогнетривких матеріалів і ризик закупорювання склянок під час розливання сталі по ходу технологічного потоку вище прокатки. У надмірній кількості алюміній зменшує пластичність в гарячому стані і збільшує ризик виникнення дефектів при безперервному розливанні. За відсутності ретельного контролю умов розливання дефекти мікро- і макроліквації, кінець кінцем, в результаті призводять до одержання осьової ліквації в відпаленій листовій сталі. Ця центральна область буде більш твердою, ніж оточувальна матриця і буде надавати негативний вплив на деформованість матеріалу.
Сірка також являє собою залишковий елемент, рівень вмісту якого має утримуватися, за можливості, найбільш низьким. Таким чином, рівень вмісту сірки в цьому винаході обмежують значенням 0,03 95. Рівень вмісту сірки, який становить 0,03 95 і більше, зменшує пластичність внаслідок надмірної присутності сульфідів, як-от Мп (сульфіди марганцю), що зменшує оброблюваність сталі, а також являє собою джерело зародження тріщин.
Фосфор може бути присутнім при рівні вмісту, який досягає аж 0,03 95. Фосфор являє собою елемент, який забезпечує твердіння в твердому розчині, але значно зменшує придатність для використання для точкового зварювання і пластичність в гарячому стані, зокрема, внаслідок тенденції до ліквації на границях зерен або його тенденції до спільної ліквації з марганцем. За таких причин рівень його вмісту має бути обмежений значенням 0,03 95 для одержання хорошої придатності для використання при точковому зварюванні і хорошою пластичності в гарячому стані. Він також являє собою залишковий елемент, рівень вмісту якого має бути обмежений.
Хром необов'язково може бути в сталі, відповідної винаходу, при рівні вмісту, який досягає аж до 0,4 95, а переважно знаходиться в діапазоні від 0,05 95 до 0,4 95. Хром, як і марганець, збільшує прожарюваність при промотуванні утворення мартенситу. Цей елемент при його бо присутності з рівнем вмісту, який перевищує 0,05905, є придатним для використання при досягненні мінімальної границі міцності на розтяг. При перевищенні ним 0,495 утворення бейніту є настільки запізнілим, що аустеніт в достатній мірі не збагачується вуглецем. Дійсно, цей аустеніт буде більш або менш повністю перетворюватися на мартенсит під час охолодження до кімнатної температури, і загальне відносне подовження буде надмірно низьким.
Молібден являє собою необов'язковий елемент і може бути доданий аж до 0,3 95 до сталі, відповідної винаходу. Молібден відіграє ефективну роль при завданні прожарюваності і твердості, уповільнює виникнення бейніту і дозволяє уникнути утворення виділів карбідів в бейніті. Однак, додавання молібдену надмірно збільшує вартість додавання легуючих елементів, так що з економічних причин рівень його вмісту обмежується значенням 0,3 95.
Ніобій міг би бути доданий до сталі при рівні вмісту, який досягає аж 0,04 95. Це елемент, відповідний для використання при одержанні карбонітридів з метою надання міцності сталі, відповідної винаходу, шляхом дисперсійного зміцнення. Оскільки ніобій уповільнює рекристалізацію під час нагрівання, мікроструктура, яка утворилася наприкінці відпалу, є більш дрібною, що призводить до твердіння продукту. Але у разі рівня вмісту ніобію, який перевищує 0,04 95, кількість карбонітридів має бути більшою, що могло б зменшити пластичність сталі.
Титан являє собою необов'язковий елемент, який може бути доданий до сталі цього винаходу при рівні вмісту, який досягає аж 0,1 95, а переважно знаходиться в діапазоні від 0,005 95 до 0,1 95. Як і ніобій, він втягнений в карбонітриди і, таким чином, відіграє роль у твердінні. Але він також втягнений і в утворення ТІМ, що проявляється під час затвердіння відлитої продукції. Кількість Ті, таким чином, обмежується значенням 0,195, щоб уникнути наявності великих утворень Тім, згубних для збільшення отвору. У разі рівня вмісту титану, який не перебільшує 0,005 95, він не надає будь-якого ефекту відносно сталі цього винаходу.
Сталь, відповідна винаходу, демонструє мікроструктуру, яка містить в частках площі поверхні від З до 20 95 залишкового аустеніту, щонайменше 15 95 фериту, від 40 до 85 95 бейніту і, як мінімум, 595 відпущеного мартенситу, де кумулятивні кількості відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту знаходяться в діапазоні від 10 до 30 95.
Феритна складова частина надає сталі, відповідної винаходу, покращене відносне подовження. Для забезпечення загального відносного подовження на необхідному рівні ферит
Зо присутній на мінімальному рівні 15 95 при вираженні в частках площі поверхні, таким чином, щоб мати границю міцності на розтяг, що становить 900 МПа і більше, при загальному відносному подовженні, що становить, щонайменше, 17 95 ії коефіцієнті збільшення отвору, що становить 18 95 і більше. Ферит утворюється під час технологічної стадії відпалу на стадіях нагрівання і витримування або під час охолодження після відпалу. Такому фериту може бути надана твердість в результаті введення одного або декількох елементів у твердий розчин. До таких сталей зазвичай додають кремній і/або марганець або проводять введення елементів, які утворюють виділи, як-от титан, ніобій і ванадій. Таке твердіння зазвичай виникає під час відпалу холоднокатаної листової сталі і тому є ефективним до стадії відпускання, але не погіршує придатність до перероблення.
Відпущений мартенсит присутній на мінімальному рівні 5 9о при вираженні в частках площі поверхні, а переважно 10 95, сталі, відповідної винаходу. Мартенсит утворюється під час охолодження після томління з нестабільного аустеніту, який утворився під час відпалу, а також під час кінцевого охолодження після технологічного процесу витримування для бейнітного перетворення. Такий мартенсит стає відпущеним під час стадії кінцевого відпускання. Один з ефектів такого відпускання полягає в зменшенні рівня вмісту вуглецю у мартенситі, оскільки він стає менш твердим і менш крихким. Відпущений мартенсит утворений з дрібних планок, подовжених в одному напрямку всередині кожного зерна, яке виходить з первинного аустенітного зерна, в якому між планками в напрямку «111» утворюються виділи у вигляді дрібних паличок карбідів заліза, які мають у довжину від 50 до 200 нм. Це відпускання мартенситу також уможливлює збільшення границі плинності завдяки зменшенню перепаду твердості між фазами мартенситу і фериту або бейніту.
Відпущений бейніт присутній в сталі, відповідної винаходу, і надає міцності такої сталі.
Відпущений бейніт має бути присутнім в сталі у кількості в діапазоні від 40 до 85 95 при вираженні в частках площі поверхні. Бейніт утворюється під час витримування при температурі бейнітного перетворення після відпалу. Такий бейніт може включати гранулярний бейніт, верхній бейніт і нижній бейніт. Цей бейніт стає відпущеним під час стадії кінцевого відпускання з утворенням відпущеного бейніту.
Залишковий аустеніт являє собою істотну складову частину для забезпечення одержання ефекту ТКІР ії для привнесення пластичності. Він може міститися індивідуально або у якості бо острівців мартенситу і аустеніту (острівців МА). Залишковий аустеніт цього винаходу присутній у кількості в діапазоні від З до 2095 при вираженні в частках площі поверхні і переважно характеризується рівнем відсоткового вмісту вуглецю в діапазоні від 0,9 до 1,1 95. Залишковий аустеніт, збагачений на вуглець, дає свій внесок в утворення бейніту, а також уповільнює утворення карбіду в бейніті. Таким чином, його рівень вмісту переважно має бути достатньо високим так, щоб сталь винаходу була б досить пластичною при загальному відносному подовженні, яке переважно перевищує 17 9о, і його рівень вмісту не має перевищувати 20 95, оскільки це призвело б до погіршення величини механічних властивостей.
Залишковий аустеніт вимірюють при використанні магнітного методу, званого сигмаметрією, який полягає у вимірюванні магнітного моменту сталі до і після термічної обробки, яка дестабілізує аустеніт, який є парамагнітним в протилежність іншим фазам, які є феромагнітними.
На додаток до окремої частки кожного елемента мікроструктури кумулятивні кількості відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту повинні знаходитися в діапазоні від 10 до 30 Фо при вираженні в частках площі поверхні, переважно від 10 до 25 95, а більш переважно повинні бути рівними або більшими 1595, зокрема, при кількості відпущеного мартенситу, яка перевищує 10 95. Це забезпечує досягнення цільових властивостей.
Листова сталь відповідна винаходу, може бути вироблена з використанням будь-якого належного способу виготовлення, і фахівець у відповідній галузі техніки може його визначити.
Однак, переважним є використання способу, відповідного винаходу, який включає наступні послідовні стадії: - одержання композиції сталі, відповідної винаходу; - повторне нагрівання зазначеного напівфабрикату до температури, більшої, ніж АсЗ; - прокатку зазначеного напівфабрикату в аустенітному діапазоні, де температура кінця гарячої прокатки має знаходитися в діапазоні від 7502С до 10502С, для одержання гарячекатаної листової сталі; - охолодження листа при швидкості охолодження в діапазоні від 20 до 1502С/с до температури змотування в рулон, яка є меншою або рівною 6002С, і змотування в рулон зазначеного гарячекатаного листа; - охолодження зазначеного гарячекатаного листа до кімнатної температури;
Зо - необов'язково здійснення технологічного процесу видалення окалини щодо зазначеної гарячекатаної листової сталі; - стосовно гарячекатаної листової сталі проводять відпал при температурі в діапазоні від 4002С до 7502С; - необов'язково здійснення технологічного процесу видалення окалини відносно зазначеної гарячекатаної відпаленої листової сталі; - холодну прокатку зазначеної гарячекатаної відпаленої листової сталі при ступені обтиснення в діапазоні від 30 до 80 95 для одержання холоднокатаної листової сталі; - після цього нагрівання зазначеної холоднокатаної листової сталі при швидкості в діапазоні від 1 до 202С/с до температури томління, в діапазоні від Ае1 до АеЗ, де її витримують протягом не менше 600 с; - після цього охолодження листа при швидкості, яка перевищує 52С/с, до температури в діапазоні від більш, ніж М5 до менш, ніж 4752С, де її витримують протягом від 20 до 400 с; - після цього охолодження листової сталі при швидкості охолодження, яка становить не більш, ніж 2002С/с, аж до кімнатної температури; - після цього повторне нагрівання відпалений листової сталі при швидкості в діапазоні від 12б/6 до 202С/с до температури томління в діапазоні від 4402С до 6002С, де її витримують протягом менш, ніж 100 с, а після цього нанесення покриття з цинку або цинкового сплаву шляхом занурення листової сталі в розплав у ванні, для відпускання її і нанесення на неї покриття; - охолодження відпущеної листової сталі з нанесеним покриттям до кімнатної температури при швидкості охолодження в діапазоні від 12С/с до 202С/с.
Зокрема, як це встановили автори цього винаходу, проведення стадії кінцевого відпускання до і під час нанесенням покриття для листових сталей, відповідних винаходу, шляхом занурення в розплав буде збільшувати деформованість при відсутності значного впливу, який чиниться на інше властивість зазначених листових сталей. Така стадія відпускання зменшує перепад твердості між м'якою фазою, такою як ферит, і твердими фазами, як-от мартенсит і бейніт. Дане зменшення перепаду твердості покращує характеристики збільшення отвору і деформованості. Крім цього, додаткове зменшення цього перепаду твердості одержують шляхом збільшення твердості фериту в результаті додавання кремнію і марганцю і/або в бо результаті утворення виділень карбідів під час відпалу. В результаті контрольованого твердіння м'яких фаз і розм'якшення твердих фаз досягається значне збільшення деформованості при одночасній відсутності зменшення міцності такої сталі.
Технологічний процес, відповідний винаходу, включає одержання заготовки в результаті безперервного розливання сталі, яка характеризується хімічним складом в межах діапазону винаходу у відповідності з поданим вище описом винаходу. Розливання може бути проведене або в злитки або безперервно у вигляді слябів або штрипсів, тобто, за наявності товщини в діапазоні від приблизно 220 мм для слябів аж до декількох десятків міліметрів для штрипсів.
Наприклад, сляб, який характеризується описаним вище хімічним складом, виготовляють шляхом безперервного розливання і подачі на гарячу прокатку. В даному випадку сляб може бути підданий прямий прокатці на технологічній лінії з безперервним розливанням або може бути спочатку охолоджений до кімнатної температури, а після цього повторно нагрітий вище
АсЗ.
Температура сляба, який піддають гарячій прокатці у загальному випадку перевищує 10002 і має не перевищувати 13002С. Температури, зазначені в цьому документі, визначають для забезпечення досягнення всіма точками сляба аустенітного діапазону. У разі температури сляба, яка становить менш ніж 10002С, на прокатний стан буде впливати надлишковий тиск.
Крім того, температура не має перебільшувати 13002С метою уникнення ризику несприятливого зростання аустенітного зерна, що в результаті призводить до одержання крупного феритного зерна, що зменшує здатність цих зерен рекристалізуватися під час гарячої прокатки. Крім цього, температури, які перевищують 13002, посилюють ризик утворення товстого шару оксидів, що є згубним під час гарячої прокатки. Температура чистової прокатки має знаходитися в діапазоні від 7502С до 10502С для забезпечення проходження гарячої прокатки повністю в аустенітному діапазоні.
Гарячекатану листову сталь, одержану в такий спосіб, після цього охолоджують при швидкості в діапазоні від 20 до 1502С/с до температури, я становить менше, ніж 6002С. Після цього лист змотують у рулон при температурі, яка не перевищує 6002С, оскільки вище цієї температури має місце ризик окислення по границях зерен. Бажана температура змотування в рулон для гарячекатаної листової сталі цього винаходу знаходиться в діапазоні від 400 до 5002С. Згодом гарячекатаній листовій сталі дають можливість охолонути до кімнатної
Зо температури.
За потреби гарячекатану листову сталь, відповідну винаходу, піддають дії стадії видалення окалини шляхом здійснення будь-яких відповідних для використання технологічних процесів, як- от травлення, видалення при використанні щіток або чистка і мийка стосовно гарячекатаної листової сталі.
Після проведення видалення окалини листову сталь піддають впливу стадії відпалу при температурі в діапазоні від 400 до 7502С для забезпечення досягнення гомогенності твердості в рулоні. Цей відпал може, наприклад, тривати протягом від 12 хвилин до 150 годин. Відпалений гарячекатаний лист може бути підданий впливу необов'язкового технологічного процесу видалення окалини для видалення окалини після такого відпалу за потреби. Після цього відпалений гарячекатаний лист піддають холодній прокатці при обтисненні по товщині в діапазоні від 30 до 80 95.
Слідом за цим холоднокатаний лист піддають впливу стадії відпалу, на якій його нагрівають при швидкості нагрівання в діапазоні від 1 до 202С/с, яка переважно перевищує 22С/с, аж до температури томління в діапазоні від Аеї до АеЗ в міжкритичному домені, де його витримують протягом більш, ніж 10 секунд в цілях забезпечення досягнення квазірівноваги для аустенітного перетворення протягом менше ніж 600 секунд.
Після цього лист охолоджують при швидкості, яка перевищує 52С/с, переважно більш, ніж
З302С/с, аж до температури в діапазоні від більш, ніж М5 до менш, ніж 4752С, при якій його витримують протягом від 20 до 400 с, переважно протягом від 30 до 380 с. Це витримування в діапазоні від М5 до 4752С проводять для одержання бейніту, для відпускання мартенситу у разі його більш раннього утворення і для полегшення збагачення аустеніту на вуглець.
Витримування холоднокатаної листової сталі протягом менш, ніж 20 с буде викликати одержання надто маленької кількості бейніту і недостатнє збагачення аустеніту, що призведе до одержання кількості залишкового аустеніту, яка не перевищує 4 95. З іншого боку, витримування холоднокатаного листа протягом більш ніж 400 с буде призводити до утворення виділень карбідів в бейніті, що, тим самим, зменшує рівень вмісту вуглецю в аустеніті і знижує його стабільність.
Після цього лист охолоджують при швидкості охолодження, яка не перевищує 2002С/с, аж до кімнатної температури. Під час цього охолодження нестабільний залишковий аустеніт перетворюється на свіжий мартенсит у формі острівців МА, що надає сталі цього винаходу цільовий рівень границі міцності на розтяг.
Після цього відпалену холоднокатану листову сталь нагрівають при швидкості нагрівання, яка знаходиться в діапазоні від 17? до 202С/с, переважно перевищує2?С/с, аж до температури томління в діапазоні від 440 до 6002С, переважно від 440 до 5502С, протягом менш, ніж 100 с для гомогенізації і стабілізації температури листової сталі, а також для одночасного ініціювання відпускання мікроструктури.
Слідом за цим на відпалену холоднокатану листову сталь наносять покриття з цинку або цинкового сплаву шляхом перепускання крізь ванну з п в рідкому стані при одночасному проходженні технологічного процесу відпускання. Температура ванни 2п зазвичай знаходиться в діапазоні від 440 до 4752С. Після цього одержують відпущену листову сталь з нанесеним покриттям. Такий технологічний процес відпускання забезпечує проведення відпускання фаз бейніту і мартенситу, а також використовується для встановлення кінцевих рівнів вмісту залишкового аустеніту і мартенситу в результаті дифундування вуглецю.
Після цього відпущеної листової сталі з нанесеним покриттям дають можливість охолодитися до кімнатної температури при швидкості охолодження в діапазоні від 1 до 202С/с, а переважно від 5 до 152С/с.
Приклади
Наступні випробування і приклади, представлені у цьому документі, є не обмежувальними за своєю природою і мають розглядатися лише в цілях ілюстрування і будуть демонструвати вигідні ознаки цього винаходу і роз'яснювати значення параметрів, вибраних винахідниками після проведення великих експериментів, і додатково визначати властивості, досягнення яких можна одержати при використанні сталі, відповідної винаходу.
Зразки листових сталей, відповідних винаходу і деяким порівняльним маркам, одержували з використанням композицій, зібраних у Таблиці 1, і технологічних параметрів, зібраних в
Таблицях 2 і 3. Відповідні мікроструктури даних листових сталей були зібрані в Таблиці 4, а властивості - в Таблиці 5.
Таблиця 1: склади в дослідах
Стали | С | Мп | 5 | А | 5 | Р | м | Сг | мь | ті 1 Щ|0200| 2го | ТОЇ | 0040 |0006|0,012 00050 |0200 - | - 2 Щ|0213| 214 | 1490 | 0040 (00030010 00030 |05501 Й - | - із |0210| гло | 0,750 | 075о |0005|0,012| 00048 | 01 | 002| -
Зо Таблиці 2 і 3: технологічні параметри в дослідах
До проведення обробки відпалом всі листи винаходу, а також еталонні листи, повторно нагрівали до температури в діапазоні від 10002 до 12802С, а після цього піддавали гарячій прокатці при температурі чистової прокатки, яка перевищує 8502С, а слідом за цим скочували в рулон при температурі, яка менше, 5802С. Після цього гарячекатані рулони піддавали переробці відповідно з розкриттям у формулі винаходу, а слідом за цим холодній прокатці при обтисканню по товщині в діапазоні від ЗО до 80 95. Після цього ці листові холоднокатані сталі піддавали обробці на стадіях відпалу і відпускання, як це продемонстровано нижче. 77177111 Відпало | Витримування.у/ де! дез й Ме Т |. Швидкість т |.
Сталь! о В5 СО витримува | витримува |охолодженн | витримув | витримуван
СО | (о Со) ння СС ння (с я СС/с ання СС ня (с
Таблиці 2 і 3: технологічні параметри в дослідах
11110111111111111111111 о Відпусканняд/////// | ПокриттяЗ// т і Швидкість т . нанесення
Досліди Сталь | витримуван | витримуван | охолодженн | ванни покриття ня (СС) ня (с) я (С/с) сс) ри
Приклад винаходу 1
Приклад винаходу 2
Приклад винаходу З
Порівнювальний приклад 1
Порівнювальний приклад 2
Порівнювальний приклад З
Порівнювальний приклад 4
Таблиця 4: мікроструктури зразків
Кінцеву мікроструктуру всіх зразків визначали з використанням випробувань, проведених відповідно до звичайних стандартів відносно різних мікроскопів, як-от сканувальний електронний мікроскоп. Результати зібрані нижче: ейніт мартенсит аустеніт
Приклад винаходу 1 39 | щхм42 | й | 80 27
Приклад винаходу 2
Приклад винаходу З
Таблиця 5: механічні властивості зразків
Визначали наступні механічні властивості всіх сталей винаходу і порівняльних сталей:
УЗ границя плинності
ИТ5: граничний опір розтягуванню
Теї: загальне відносне подовження
НЕК: коефіцієнт збільшення отвору
УЗ (МПа) ОТ (МПа) НЕВ (95
Приклад винаходу 1 1006
Приклад винаходу 2
Приклад винаходу З
Порівнювальний приклад 1 1052
Порівнювальний приклад 2 1091
Порівнювальний приклад З 1080
Порівнювальний приклад 4 1147
Як це демонструють приклади, листові сталі, відповідні винаходу, являють собою єдиними єдині сталі, які демонструють всі цільові властивості, завдяки своїм конкретним композиціям і мікроструктурам.

Claims (15)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Відпущена листова сталь з покриттям, яка має склад, що містить наступні елементи, виражені у масових відсотках: 0,17«свуглецьхкО,25,
1,8х:марганецьх2,3, 0, Бекремнійх2, 0, 0,о0Зхалюмінійс1 2, хроме0,4, сіркає0,03, фосфор-0,03, при цьому решта складу утворена із заліза і неминучих домішок, причому мікроструктура зазначеної листової сталі містить в частках площі поверхні від З до 20 95 залишкового аустеніту, щонайменше 15 95 фериту, від 40 до 85 95 відпущеного бейніту і як мінімум 5 95 відпущеного мартенситу, причому загальна кількість відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту знаходиться в діапазоні від 10 до 30 95.
2. Листова сталь за п. 1, в якій склад додатково містить один або декілька наступних елементів: молібден«с0,З, ніобійсО,04, титансО,1.
3. Листова сталь за п. 1 або 2, склад якої містить від 0,6 до 1,8 кремнію.
4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, склад якої містить від 0,03 до 0,6 алюмінію.
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, в якій загальна кількість відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту знаходиться в діапазоні від 10 до 25 95.
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій загальна кількість відпущеного мартенситу і залишкового аустеніту є більшою або рівною 15 95, а рівень відсоткового вмісту відпущеного мартенситу перевищує 10 95.
7. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-6, в якій рівень вмісту вуглецю в залишковому аустеніті знаходиться діапазоні від 0,9 до 1,1 95.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, яка характеризується граничним опором розтягуванню, який перевищує 900 МПа, коефіцієнтом збільшення отвору, що перевищує 18 95, і загальним відносним подовженням, яке перевищує 17 95.
9. Листова сталь за п. 8, яка характеризується граничним опором розтягуванню в діапазоні від 1000 до 1100 Мпа і коефіцієнтом збільшення отвору, що перевищує 20 95. Зо
10. Спосіб одержання відпущеної листової сталі з покриттям, який включає наступні послідовні стадії: забезпечення наявності сталі, яка має хімічний склад за будь-яким з пп. 1-4; нагрівання зазначеного напівфабрикату до температури, більшої ніж Ас3; прокатку зазначеного напівфабрикату в аустенітному діапазоні з температурою кінця гарячої прокатки в діапазоні від 750 до 1050 "С для одержання гарячекатаної листової сталі; охолодження гарячекатаної листової сталі зі швидкістю охолодження в діапазоні від 20 до 150 "С до температури змотування в рулон, яка є меншою або рівною 600 "С, і змотування в рулон гарячекатаної листової сталі; охолодження гарячекатаної листової сталі до кімнатної температури; відпал листової гарячекатаної сталі при температурі в діапазоні від 400 до 750 "С; холодна прокатка гарячекатаної відпаленої листової сталі зі ступенем обтискання в діапазоні від ЗО до 80 95 для одержання холоднокатаної листової сталі; нагрівання холоднокатаної листової сталі зі швидкістю нагрівання в діапазоні від 1 до 20 "С/с до температури витримування, в діапазоні від Ае! до Аез і витримування протягом менше ніж 600 с; після охолодження холоднокатаної листової сталі зі швидкістю, яка перевищує 5 "С/с, до температури в діапазоні від більш ніж М5 до менш ніж 475 "С і витримування холоднокатаної листової сталі при такій температурі протягом від 20 до 400 с; потім охолодження холоднокатаної листової сталі зі швидкістю охолодження, яка не перевищує 200 "Сус, до кімнатної температури; потім повторне нагрівання відпаленої листової сталі зі швидкістю в діапазоні від 1 до 20 "С/с до температури витримування в діапазоні від 440 до 600 "С і витримування протягом менш ніж 100 с, а після цього нанесення покриття з цинку або цинкового сплаву шляхом занурення листової сталі у ванну з розплавом для її відпускання і нанесення на неї покриття; охолодження відпущеної листової сталі з покриттям до кімнатної температури зі швидкістю охолодження в діапазоні від 1 до 20 "С/с.
11. Спосіб за п. 10, в якому після змотування в рулон і охолодження гарячекатаної листової сталі до кімнатної температури і до відпалу гарячекатаної листової сталі при температурі в діапазоні від 400 до 750 "С здійснюють видалення окалини з гарячекатаної листової сталі.
12. Спосіб за п. 10 або п. 11, в якому після відпалу гарячекатаної листової сталі і до холодної прокатки гарячекатаної відпаленої листової сталі здійснюють видалення окалини з гарячекатаної листової сталі.
13. Спосіб за будь-яким з пп. 10-12, в якому температура змотування в рулон перевищує 400 "С.
14. Застосування листової сталі за будь-яким з пп. 1-9 або листової сталі, одержаної способом за пп. 10-13, для виготовлення конструкційних деталей або деталей, які відповідають за безпеку транспортних засобів.
15. Транспортний засіб, який містить деталь, одержану за п. 14.
UAA201908566A 2016-12-21 2017-12-19 Відпущена листова сталь з покриттям, яка має чудову деформованість, і спосіб її виготовлення UA124280C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2016/057906 WO2018115935A1 (en) 2016-12-21 2016-12-21 Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
PCT/IB2017/058115 WO2018122679A1 (en) 2016-12-21 2017-12-19 Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA124280C2 true UA124280C2 (uk) 2021-08-18

Family

ID=57868288

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201908566A UA124280C2 (uk) 2016-12-21 2017-12-19 Відпущена листова сталь з покриттям, яка має чудову деформованість, і спосіб її виготовлення

Country Status (17)

Country Link
US (2) US12065724B2 (uk)
EP (1) EP3559296B1 (uk)
JP (1) JP7118972B2 (uk)
KR (1) KR102325721B1 (uk)
CN (1) CN110088320B (uk)
BR (1) BR112019010707B1 (uk)
CA (1) CA3047945C (uk)
ES (1) ES2969975T3 (uk)
FI (1) FI3559296T3 (uk)
HU (1) HUE065773T2 (uk)
MA (1) MA47078B1 (uk)
MX (1) MX2019007165A (uk)
PL (1) PL3559296T3 (uk)
RU (1) RU2756939C2 (uk)
UA (1) UA124280C2 (uk)
WO (2) WO2018115935A1 (uk)
ZA (1) ZA201903144B (uk)

Families Citing this family (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
US20220056543A1 (en) * 2018-09-20 2022-02-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
WO2020058748A1 (en) * 2018-09-20 2020-03-26 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020065381A1 (en) 2018-09-28 2020-04-02 Arcelormittal Hot rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
JP6773252B2 (ja) * 2018-10-19 2020-10-21 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
KR102276740B1 (ko) 2018-12-18 2021-07-13 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2020245627A1 (en) 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2020250009A1 (en) * 2019-06-12 2020-12-17 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
CA3156318C (en) 2019-11-18 2024-06-18 Arcelormittal Forged part of steel and a method of manufacturing thereof
CA3163376C (en) * 2019-12-13 2024-02-27 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021123877A1 (en) * 2019-12-17 2021-06-24 Arcelormittal Hot rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
KR102348527B1 (ko) * 2019-12-18 2022-01-07 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
US12378625B2 (en) 2020-01-31 2025-08-05 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and production methods therefor
WO2021172298A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN115210398B (zh) * 2020-02-28 2023-09-26 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
JP7006848B1 (ja) * 2020-02-28 2022-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021176249A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
CN111334720B (zh) * 2020-03-30 2022-03-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 具有良好冷成型性能的高Al耐磨钢带及其生产方法
JP2023552463A (ja) 2020-12-08 2023-12-15 アルセロールミタル 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
SE545209C2 (en) * 2020-12-23 2023-05-23 Voestalpine Stahl Gmbh Coiling temperature influenced cold rolled strip or steel
CN113416893B (zh) * 2021-05-24 2022-10-18 鞍钢股份有限公司 汽车用高强高塑性铁素体奥氏体双相冷轧钢板及生产方法
CN120958148A (zh) * 2023-03-14 2025-11-14 克利夫兰-克利夫斯钢铁产权公司 高强度镀锌和镀锌退火钢板和制造方法
SE546440C2 (en) * 2023-03-24 2024-11-05 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same
KR20250164269A (ko) * 2023-03-30 2025-11-24 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 도금 강판 및 그 제조 방법

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3440894B2 (ja) 1998-08-05 2003-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
US7090731B2 (en) 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
JP4188609B2 (ja) 2001-02-28 2008-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
UA112771C2 (uk) * 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
TWI494447B (zh) 2011-07-29 2015-08-01 新日鐵住金股份有限公司 High-strength steel sheet excellent in formability, high-strength zinc plated steel sheet and the like (2)
BR112014007498B1 (pt) 2011-09-30 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizado a quente de alta resistência e método de produção da mesma
ES2614465T3 (es) 2012-07-10 2017-05-31 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Producto plano de acero laminado en frío y procedimiento para su fabricación
WO2015011511A1 (fr) 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2015080242A1 (ja) 2013-11-29 2015-06-04 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
JP5862651B2 (ja) 2013-12-18 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性および曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN105940134B (zh) 2014-01-29 2018-02-16 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6398210B2 (ja) 2014-02-07 2018-10-03 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP6237364B2 (ja) 2014-03-17 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
WO2016001702A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
ES2665798T3 (es) 2014-07-07 2018-04-27 Tata Steel Ijmuiden Bv Banda de acero con alta resistencia y alta conformabilidad, la banda de acero tiene un recubrimiento a base de zinc por inmersión en caliente
WO2016020714A1 (en) 2014-08-07 2016-02-11 Arcelormittal Method for producing a coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
US10550446B2 (en) 2014-10-30 2020-02-04 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
JP6282576B2 (ja) 2014-11-21 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
JP6282577B2 (ja) 2014-11-26 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
EP3266894B1 (en) * 2015-03-03 2020-03-04 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same

Also Published As

Publication number Publication date
MX2019007165A (es) 2019-08-29
CN110088320A (zh) 2019-08-02
RU2019122578A (ru) 2021-01-22
WO2018122679A1 (en) 2018-07-05
US12065724B2 (en) 2024-08-20
CA3047945C (en) 2023-09-19
MA47078A (fr) 2019-10-30
US20200095657A1 (en) 2020-03-26
FI3559296T3 (fi) 2024-02-21
CA3047945A1 (en) 2018-07-05
JP2020509202A (ja) 2020-03-26
RU2019122578A3 (uk) 2021-01-22
US20240368745A1 (en) 2024-11-07
EP3559296B1 (en) 2023-12-06
MA47078B1 (fr) 2024-01-31
WO2018115935A1 (en) 2018-06-28
BR112019010707A2 (pt) 2019-10-01
CN110088320B (zh) 2022-06-03
RU2756939C2 (ru) 2021-10-07
KR20190087526A (ko) 2019-07-24
BR112019010707B1 (pt) 2023-03-28
KR102325721B1 (ko) 2021-11-15
PL3559296T3 (pl) 2024-03-25
ES2969975T3 (es) 2024-05-23
EP3559296A1 (en) 2019-10-30
ZA201903144B (en) 2019-12-18
HUE065773T2 (hu) 2024-06-28
JP7118972B2 (ja) 2022-08-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA124280C2 (uk) Відпущена листова сталь з покриттям, яка має чудову деформованість, і спосіб її виготовлення
RU2753173C2 (ru) Отпущенная листовая сталь с покрытием, характеризующаяся превосходной деформируемостью, и способ ее изготовления
CA3135015C (en) Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
KR102314590B1 (ko) 높은 성형성을 갖는 고강도의 냉간 압연된 강 시트 및 그의 제조 방법
KR101987572B1 (ko) 높은 기계적 강도와 연성 특징을 가지는 이중 소둔된 강판, 이러한 판들의 제조 방법 및 용도
CN109642292B (zh) 高强度钢板及其制造方法
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
CA3163313A1 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
EP4182488A1 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
BR112019011142B1 (pt) Chapa de aço temperada e revestida, método de produção de uma chapa de aço temperada e revestida, uso de uma chapa de aço e veículo