UA128251C2 - Холоднокатана і термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення - Google Patents

Холоднокатана і термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA128251C2
UA128251C2 UAA202003475A UAA202003475A UA128251C2 UA 128251 C2 UA128251 C2 UA 128251C2 UA A202003475 A UAA202003475 A UA A202003475A UA A202003475 A UAA202003475 A UA A202003475A UA 128251 C2 UA128251 C2 UA 128251C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet steel
rolled
cold
range
temperature
Prior art date
Application number
UAA202003475A
Other languages
English (en)
Inventor
Жан-Марк Піпар
Жан-Марк ПИПАР
Артем Арлазаров
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 UA128251C2 publication Critical patent/UA128251C2/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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • 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
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties 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
    • C21D8/0226—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
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties 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
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties 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
    • 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
    • C21D8/0447—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 heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/08—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
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Холоднокатана і термооброблена листова сталь, яка характеризується композицією, має склад, який містить наступні елементи, мас. %: 0,10:вуглецьв0,5, 10марганецьм3,4, 0,53кремнійк2,5, 0,032алюмінійа1,5, сірка10,003, 0,0020 фосфор 0,02, азот 0,01, і яка може містити один або кілька таких необов'язкових елементів, мас. %: 0,05 хромх1, 0,0011молібденм0,5, 0,0010ніобійн0,1, 0,0010титант0,1, 0,01,мідьм2 %, 0,012нікельн3, 0,00013кальційк0,005, ванадій 00,1, бор00,003, церій 00,1, магній 00,010, цирконій 00,010, при цьому решта композиції утворена з заліза і неминучих домішок, зумовлених переробкою, і мікроструктура зазначеної катаної листової сталі містить, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, від 10 до 30 % залишкового аустеніту, від 5 до 50 % відпаленого бейніту, від 10 до 40 % бейніту, від 1 до 20 % загартованого мартенситу і менше ніж 30 % відпущеного мартенситу, де об'єднана присутність бейніту і залишкового аустеніту має становити або перебільшувати 30 %.

Description

(54) ХОЛОДНОКАТАНА І ТЕРМООБРОБЛЕНА ЛИСТОВА СТАЛЬ І СПОСІБ її ВИСОТОВЛЕННЯ (57) Реферат:
Холоднокатана і термооброблена листова сталь, яка характеризується композицією, має склад, який містить наступні елементи, мас. Уо: 0,10х«хвуглецьс0,5, 1«марганець«с3,4, 0,5«кремнійх2,5, 0,оЗ«алюмінійс1,5, сірках0,003, 0,002х фосфор «0,02, азот «0,01, і яка може містити один або кілька таких необов'язкових елементів, мас.ю: 00бхсххром«еі1, 0,001«молібден«с0,5, 0,00 «еніобійхсО0,1, 0,001 «ститансО,1, 0,01«мідька2 95, 0,01«нікельс3, 0,0001«кальційс0,005, ванадій «0,1, бор«0,003, церій «0,1, магній «0,010, цирконій «0,010, при цьому решта композиції утворена з заліза і неминучих домішок, зумовлених переробкою, і мікроструктура зазначеної катаної листової сталі містить, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, від 10 до 30 95 залишкового аустеніту, від 5 до 50 95 відпаленого бейніту, від 10 до 40 95 бейніту, від 1 до 20 95 загартованого мартенситу і менше ніж 30 95 відпущеного мартенситу, де об'єднана присутність бейніту і залишкового аустеніту має становити або перебільшувати 30 95.
Винахід стосується холоднокатаної і термообробленої листової сталі придатної для використання в якості листових сталей для автомобілів.
Від автомобільних деталей вимагають, щоб вони задовольняли двом неузгодженим одна з одною умовам, а саме, легкість формування і міцність, але за останні роки з урахуванням проблем з навколишнім середовищем в глобальному масштабі, до автомобілів також була висунута і третя умова у вигляді покращення споживання палива. Таким чином, в наш час автомобільні деталі мають бути виготовлені з матеріалу, який характеризується високою деформованістю для задоволення критеріїв легкості стосовно технології збирання автомобілів і в той самий час урахування необхідності покращення міцності для безпеки при аварії і довговічності транспортного засобу при одночасному зменшенні маси транспортного засобу для покращення коефіцієнта корисної дії за паливом.
Тому робляться інтенсивні спроби у галузі науково-дослідних і дослідно-конструкторських розробок для зменшення кількості матеріалу, який використовується в автомобілі, за рахунок збільшення міцності матеріалу. Навпаки, збільшення міцності листових сталей зменшує придатність до деформування, і тому, необхідною є розробка матеріалів, які характеризуються як високою міцністю, так і високою деформованістю.
Ранні науково-дослідні і дослідно-конструкторські розробки у сфері листових сталей, які характеризуються високою міцністю і високою деформованістю, в результаті призвели до появи кількох способів виробництва листових сталей, які характеризуються високою міцністю і високою деформованістю, деякі з яких перелічуються в цьому документі для остаточного оцінювання цього винаходу.
Публікація ЕР 3144406 являє собою патент, який заявляє високоміцну холоднокатану листову сталь, яка характеризується чудовою тягучістю, яка містить, при вираженні у 95 (мас.), вуглець (С): від 0,1 95 до 0,3 95, кремній (51): від 0,1 95 до 2,0 956, алюміній (А): від 0,005 95 до 1,5 95, марганець (Мп): від 1,5 95 до 3,0 Уо, фосфор (Р): 0,04 95 і менше (за винятком 0 95), сірку (5): 0,015 95 і менше (за винятком 0 95), азот (М): 0,02 95 і менше (за винятком 0 95) і решту, яка являє собою залізо (Ре) і неминучі домішки, де сума кількостей кремнію і алюмінію (5іж-АЇ) (90 (мас.)) задовольняє величині, яка становить 1,0 95 або більше, і де мікроструктура містить: при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, 5 95 і менше полігонального фериту, який характеризується відношенням малої осі до великої осі, яке становить 0,4 або більше, 70 9; і менше (за винятком 0 95) голчастого фериту, який характеризується відношенням малої осі до великої осі, яке становить 0,4 або більше, 2595 і менше (за винятком 0 95) голчастого залишкового аустеніту і решту, яку являє собою мартенсит. Крім того, в публікації ЕР 3144406 передбачається високоміцна сталь, яка характеризується границею міцності на розтяг, яка дорівнює або перевищує 780 МПа.
У публікації ЕР 3128023 згадуються високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується чудовими відносним подовженням, придатністю до збільшення отвору і стійкістю до уповільненого руйнування, і високим відношенням границі плинності на розтяг до границі міцності на розтяг, і спосіб виробництва такої листової сталі. Високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується високим відношенням границі плинності на розтяг до границі міцності на розтяг, характеризується композицією, яка містить, у 95 (мас.): 0,08 95 і менше, 5: 0,005 95 і менше, АЇ: від 0,01 95 до 0,08 о, М: 0,008 95 і менше, Ті: від 0,055 95 до 0,130 95 і решта, яка являє собою Бе і неминучі домішки. Листова сталь володіє мікроструктурою, яка містить від 295 до 15595 фериту, який характеризується середнім діаметром кристалічного зерна, що не перевищує 2 мкм, стосовно об'ємної часткової концентрації, від 5 до 20 96 залишкового аустеніту, який характеризується середнім діаметром кристалічного зерна в діапазоні 0,3-2,0 мкм, стосовно об'ємної часткової концентрації, 10 95 і менше (при включенні 0 95) мартенситу, який характеризується середнім діаметром зерна, що не перевищує 2 мкм, стосовно об'ємної часткової концентрації, і решту, яка являє собою бейніт і відпущений мартенсит, і при цьому бейніт і відпущений мартенсит характеризуються середнім діаметром кристалічного зерна, що не перевищує 5 мкм.
У публікації ЕР 3009527 пропонуються високоміцна холоднокатана листова сталь, яка характеризується чудовим відносним подовженням, чудовою придатністю до відбортування внутрішніх кромок і високим відношенням границі плинності на розтяг до границі міцності на розтяг, і спосіб її виготовлення. Високоміцна холоднокатана листова сталь характеризується композицією і мікроструктурою. Композиція містить від 0,15 95 до 0,27 905 С, від 0,8 до 2,4 95 51, від 2,3 У6 до 3,5 У Мп, 0,08 95 і менше Р, 0,005 95 і менше 5, від 0,01 95 до 0,08 95 А! ї 0,010 9» і менше М у розрахунку на масу, при цьому решта являє собою Бе і неминучі домішки.
Мікроструктура містить: ферит, який характеризується середнім розміром зерна, що не 60 перевищує 5 мкм, і об'ємною частковою концентрацією в діапазоні від З 95 до 20 95, залишковий аустеніт, який характеризується об'ємною частковою концентрацією в діапазоні від 5 95 до 20 95, і мартенсит, який характеризуються об'ємною частковою концентрацією в діапазоні від 5 95 до 2095, при цьому решта являє собою бейніт і/або відпущений мартенсит. Сукупна кількість залишкового аустеніту, який характеризується розміром зерна, що не перевищує 2 мкм, мартенситу, який характеризується розміром зерна, що не перевищує 2 мкм, або їх змішаної фази, яка становить 150 або більше у розрахунку на 2000 мкм? поперечного перерізу по товщині паралельно напрямку прокатки листової сталі.
Завдання цього винаходу полягає у вирішенні цих проблем в результаті надання в розпорядження холоднокатаних термооброблених листових сталей, які одночасно характеризуються: границею міцності на розрив, не менше 950 МПа, а переважно не менше 980 МПа, загальним відносним подовженням, не меншим 20 95, а переважно не меншим 21 95.
В одному переважному варіанті здійснення листова сталь, відповідна винаходу, характеризується відношенням (границя плинності на розтяг)/границя міцності на розтяг), яке перевищує 0,60.
В одному переважному варіанті здійснення листові сталі, відповідні винаходу, можуть також характеризуватися границею плинності на розтяг, яка перевищує 600 МПа.
Переважно така сталь також характеризується хорошою придатністю для використання при формуванні, зокрема, під час прокатки, разом з хорошою придатністю до зварювання і придатністю для нанесення покриття.
Ще одна мета цього винаходу, також полягає в наданні способу виготовлення цих листів, який є сумісним із звичайними промисловими галузями застосування при одночасній демонстрації надійності стосовно відхилень за виробничими параметрами.
Холоднокатана термооброблена листова сталь винаходу необов'язково може мати покриття з цинку або цинкових сплавів, або з алюмінію, або алюмінієвих сплавів для покращення її стійкості до корозії.
Вуглець присутній у сталі на рівні вмісту в діапазоні від 0,10 95 до 0,595. Вуглець є елементом, який необхідний для збільшення міцності сталі цього винаходу в результаті утворення фаз, які характеризуються низькотемпературним перетворенням, такому як-от мартенситне, додаткова кількість вуглецю також відіграє ключову роль при стабілізуванні аустеніту, і, таким чином, він являє собою елемент, необхідний для забезпечення наявності залишкового аустеніту. Тому вуглець відіграє дві ключові ролі, одна полягає в збільшенні міцності, а інша полягає в збереженні аустеніту для надання тягучості. Але рівень вмісту вуглецю менший 0,10 95, не буде уможливлювати стабілізування аустеніту в належній кількості, необхідній для сталі винаходу. З іншого боку, при рівні вмісту вуглецю, який перевищує 0,5 95, сталь демонструє незадовільну придатність до зварювання з використанням контактного точкового зварювання, що накладає обмеження на можливість її застосування для автомобільних деталей.
Рівень вмісту марганцю в сталі цього винаходу знаходиться в діапазоні від 1 95 до 3,4 95.
Цей елемент стимулює формування гамма-фази. Призначення додавання марганцю по суті полягає в одержанні структури, яка містить аустеніт. Марганець є елементом, який стабілізує аустеніт при кімнатній температурі з утворенням залишкового аустеніту. Для одержання міцності і придатності до зміцнювання сталі цього винаходу, а також стабілізування аустеніту обов'язковою є кількість, яка становить, щонайменше, приблизно 1 95 (мас.) марганцю. Таким чином, переважним в цьому винаході є більш високий рівень процентного вмісту марганцю, такий як-от 3,4 95. Але у разі рівня вмісту марганцю, який перевищує 3,4 95, це буде приводити до одержання несприятливих ефектів, таких як-от затримування перетворення аустеніту на бейніт під час ізотермічного витримування для бейнітного перетворення. На додаток до цього, рівень вмісту марганцю, який перевищує 3,4 95, також призводить до зменшення зварюваності цієї сталі, а також унеможливлює досягнення цілей за тягучістю. Переважний діапазон кількості марганцю лежить в межах від 1,2 95 до 2,3 95, а більш переважно діапазон знаходиться в межах від 1,2 У до 2,2 9ов.
Рівень вмісту кремнію в сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,5 95 до 2,5 95. Кремній є складовою частиною, яка затримує формування виділень карбідів під час перестарення, тому внаслідок присутності кремнію аустеніт, збагачений на вуглець, стабілізується при кімнатній температурі. Крім того, через незадовільну розчинність кремнію у карбіді, кремній ефективно пригнічує або затримує утворення карбідів, і таким чином, також промотує утворення карбідів низької щільності у бейнітній структурі, від чого відповідно до цього винаходу прагнуть домогтися надання сталі цього винаходу її істотних механічних властивостей. Однак, 60 невідповідний рівень вмісту кремнію не надає згаданого ефекту і призводить до виникнення проблем, таких як-от відпускне окрихчування. Тому концентрацію контрольовано витримують в межах верхнього граничного значення у 2,5 95.
Рівень вмісту алюмінію знаходиться в діапазоні від 0,03 95 до 1,595. В цьому винаході алюміній видаляє кисень, існуючий в розплавленій сталі, що запобігає формуванню киснем газової фази під час технологічного процесу затвердіння. Алюміній також фіксує азот в сталі з утворенням нітриду алюмінію так, що зменшується розмір зерен. Підвищений рівень вмісту алюмінію, який перевищує 1,5 95, збільшує температуру Ас3 до високої температури, що, тим самим, зменшує продуктивність. Рівень вмісту алюмінію в діапазоні між 1,0 ї 1,5 95 може бути використаний при додаванні високого рівня вмісту марганцю для урівноваження впливу марганцю на температури перетворення і еволюцію формування аустеніту при зміні температури.
Рівень вмісту хрому в сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,05 95 до 1 95. Хром є суттєвим елементом, який надає сталі міцність і зміцнення, але з використанням більше 1 95 він погіршує якість обробки поверхні сталі. Крім того, рівень вмісту хрому, який не перевищує 1 95, укрупнює характер диспергування карбіду в бейнітних структурах, тобто, зберігає щільність карбіду в бейніті низькою.
Ніобій присутній в сталі винаходу у кількості в діапазоні між 0,001 95 ї 0,1 95 ї є придатним для використання при одержанні карбонітридів для надання міцності сталі винаходу в результаті дисперсійного зміцнення. Ніобій також буде впливати і на розмір компонентів мікроструктури в результаті формування його виділень у вигляді карбонітридів і в результаті затримування рекристалізації під час технологічного процесу нагрівання. Таким чином, більш дрібна мікроструктура, одержана наприкінці впливу температури витримування і як наслідок після повного відпалу, буде призводити до зміцнення продукції. Однак, рівень вмісту ніобію, який перевищує 0,1 95, не має економічного інтересу, оскільки для його впливу спостерігається ефект насичення, і це означає те, що додаткова кількість ніобію в результаті не призводить до одержання будь-якого покращення міцності продукції.
Титан додається до сталі винаходу у кількості в діапазоні між 0,001 95 ії 0,1 95, точно так само, як і ніобій, він включається в карбонітриди і, отже, відіграє роль при зміцненні. Але він також і утворює ТіМ, що проявляється під час затвердіння відлитою продукції. Отже, на кількість титану накладають обмеження значенням в 0,1 95, щоб уникнути формування великих частинок нітридів титану, згубних для придатності до деформації. У разі рівня вмісту титану, який не перевищує 0,001 95, він не буде мати будь-якого впливу на сталі винаходу.
Кількість складової частини у вигляді фосфору в сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,002 95 до 0,02 95, фосфор погіршує зварюваність при контактному точковому зварюванні і тягучість в гарячому стані, зокрема, внаслідок його тенденції до ліквації на границях зерен або до спільної ліквації з марганцем. За цих причин на його рівень вмісту накладають обмеження значенням 0,02 95, а переважно значенням, які не перевищують 0,013 95.
Сірка не є суттєвим елементом, але може міститися у сталі в якості домішки, і з точки зору цього винаходу рівень вмісту сірки переважно є за можливістю найбільш низьким, але становить або перевищує 0,003 95 з точки зору собівартості виробництва. Крім того, у разі присутності більшого рівня вмісту сірки в сталі вона буде об'єднуватися з утворенням сульфіду особливо з марганцем і зменшувати їх сприятливий вплив на цей винахід.
Рівень вмісту кальцію у сталі винаходу знаходиться в діапазоні від 0,001 95 до 0,005 95.
Кальцій додають до сталі винаходу в якості необов'язкового елемента, особливо під час обробки для утворення включень. Кальцій дає свій внесок в рафінування сталі шляхом купіювання згубного рівня вмісту сірки в її глобулярній формі, що, тим самим, затримує прояв шкідливого впливу сірки.
На кількість азоту накладають обмеження значенням 0,01 95, щоб уникнути старіння матеріалу і для зведення до мінімуму формування виділень нітридів алюмінію під час затвердіння, які є згубними для механічних властивостей сталі.
Молібден є необов'язковим елементом, який має від 095 до 0,595 в сталі винаходу; молібден відіграє ефективну роль при покращенні зміцнення і твердості, уповільнює появу бейніту і забезпечує уникнення формування виділень карбідів у бейніті. Однак, додавання молібдену надлишково збільшує вартість додавання легуючих елементів так, що з економічних причин на його рівень вмісту накладають обмеження значенням в 0,5 95.
Мідь може бути додана в якості необов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 95 до 2 95 для збільшення міцності сталі і для покращення її корозійної стійкості. Для одержання таких ефектів потрібно мінімум в 0,01 95. Однак, у разі рівня її вмісту більше 2 95, вона може погіршувати зовнішній вигляд поверхні.
Нікель може бути доданий в якості необов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 95 до З 95 для збільшення міцності сталі і покращення її в'язкості. Для одержання таких ефектів потрібно мінімум в 0,01 95. Однак, в разі його рівня вмісту, що перевищує 3,0 95, нікель буде спричиняти погіршення тягучості.
Ванадій є ефективним для покращення міцності сталі в результаті утворення карбідів або карбонітридів, і з економічних точок зору верхнє граничне значення становить 0,1 95. Інші елементи, такі як церій, бор, магній або цирконій, можуть бути додані окремо або в комбінації в таких частках: церій х 0,195, бор «х 0,003 95, магній х 0,010 95 і цирконій «х 0,010 95. Аж до зазначених максимальних рівнів вмісту ці елементи уможливлюють подрібнення зерна під час затвердіння. Решта композиції сталі складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті переробки.
Мікроструктура листа, заявленого у винаході, складається з нижченаведеного.
Бейніт становить від 10 95 до 40 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, для сталі цього винаходу. В цьому винаході бейніт винаходу в сукупності складається з рейкового бейніту і гранулярного бейніту. Для забезпечення наявності загального відносного подовження 20 95, обов'язковим є присутність 10 95 бейніту.
Залишковий аустеніт складає від 10 95 до 30 95 у сталі, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Залишковий аустеніт, як це відомо, характеризується більшою розчинністю вуглецю у зіставленні з бейнітом і, отже, виконує функцію ефективної пастки вуглецю, оскільки затримує утворення карбідів у бейніті. Рівень процентного вмісту вуглецю всередині залишкового аустеніту цього винаходу переважно перевищує 0,9 95 і переважно не перевищує 1,1 95. Залишковий аустеніт надає сталі винаходу покращену тягучість.
Відпалений бейніт становить від 595 до 5095 від мікроструктури сталі винаходу, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Відпалений бейніт надає сталі винаходу міцності і деформованості. Відпалений бейніт формується під час другого відпалу при температурі в діапазоні між Твитримування і АсЗ3. Для досягнення сталлю винаходу цільового відносного подовження необхідно мати 595 відпаленого бейніту, але у разі перевищення кількості відпаленого бейніту 50 95 для сталі винаходу буде неможливо домогтися досягнення міцності.
Загартований мартенсит становить від 1 95 до 20 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Загартований мартенсит в цьому винаході надає міцності.
Загартований мартенсит формується під час охолодження другого відпалу. Будь-якого мінімуму не потрібно, але у разі наявності загартованого мартенситу у кількості, яка перевищує 20 95, він буде надавати надлишкову міцність, але буде погіршувати інші механічні властивості понад допустимі граничні значення.
Відпущений мартенсит становить від 0 95 до 30 95 від мікроструктури, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію. Мартенсит може бути сформований при охолодженні сталі в діапазоні між ТсСмн і ТСмакс, і його відпускають під час перестарівального витримування.
Відпущений мартенсит в цьому винаході надає тягучості і міцності. У разі присутності відпущеного мартенситу у кількості більше 30 95, він буде надавати міцності, але буде зменшувати відносне подовження понад допустиме граничне значення.
На додаток до вищезгаданої мікроструктури, мікроструктура холоднокатаної і термообробленої листової сталі вільна від компонентів мікроструктури, таких як-от перліт, ферит і цементит без погіршення механічних властивостей листових сталей.
Листова сталь, відповідна винаходу, може бути одержана з використанням будь-якого придатного способу. Один переважний спосіб складається з одержання відлитого напівфабрикату із сталі, яка характеризується хімічним складом, відповідним винаходу. Виливка може бути виготовлена шляхом розливання у злитки або шляхом безперервного розливання у вигляді тонких слябів або тонких штрипсів, тобто, товщиною, наприклад, в діапазоні від приблизно 220 мм для слябів аж до декількох десятків міліметрів для тонких штрипсів.
Наприклад, сляб, який характеризується описаним вище хімічним складом, виготовляють шляхом безперервного лиття, в якому сляб необов'язково зазнавав прямого м'якого обтиснення під час технологічного процесу безперервного розливання для уникнення виникнення осьової ліквації і для забезпечення додержання співвідношення між локальною кількістю вуглецю і номінальною кількістю вуглецю на рівні що не перевищує 1,10. Сляб, одержаний з використанням технологічного процесу безперервного розливання, може бути використаний безпосередньо при високій температурі після безперервного розливання або може бути спочатку охолоджений до кімнатної температури, а після цього повторно нагрітий для гарячої прокатки.
Температура сляба, який піддають гарячій прокатці, переважно становить, щонайменше, 12002 і має не перевищувати 12802С. У разі температури сляба, яка не перевищує 12002С, на прокатний стан буде діяти надлишковий тиск, і, крім того, температура сталі може зменшитися до температури феритного перетворення під час закінчення прокатки, в результаті чого сталь піддаватиметься прокатці в стані, в якому в структурі містився б перетворений ферит. Тому температура сляба переважно є досить високою для того щоб гаряча прокатка могла б бути здійснена в температурному діапазоні від АсЗ3 до Ас3--1002С, і кінцева температура прокатки залишалася б більшою Ас3. Необхідно уникати повторного нагрівання при температурах, які перевищують 12802С, оскільки вони є витратними для промислового виробництва.
Для одержання структури, яка є сприятливою для рекристалізації і прокатки, переважним є діапазон кінцевих температур прокатки між Ас3З і Ас3-1002С. Кінцевий прохід прокатки необхідно проводити при температурі більшій, ніж Ас3, оскільки нижче цієї температури листова сталь демонструє значне падіння придатності до прокатки. Після цього лист, одержаний в такий спосіб, охолоджують зі швидкістю охолодження, яка перевищує 302С/с, до температури змотування в рулон, яка не має перевищувати 6002С. Переважно швидкість охолодження буде меншою або рівною 2002С/с.
Гарячекатану листову сталь змотують в рулон при температурі змотування в рулон, яка не перевищує 6002С, щоб уникнути овалізації гарячекатаної листової сталі, а переважно не перевищує 5702С, щоб уникнути утворення окалини. Переважний діапазон температури змотування в рулон лежить в межах від 350 до 5702С. Змотану в рулон гарячекатану листову сталь охолоджують до кімнатної температури до проведення для неї необов'язкового відпалу гарячої штаби.
Гарячекатана листова сталь може бути піддана впливу необов'язкової стадії видалення окалини для видалення окалини, яка утворилася під час гарячої прокатки. Після цього гарячекатаний лист може бути підданий необов'язковому відпалу гарячої штаби при температурах в діапазоні від 4002С до 7502 протягом, щонайменше, 12 годин і не більше 96 годин, але має бути витримана температура, яка не перевищує 7502С, щоб уникнути часткового перетворення гарячекатаної мікроструктури і тому втрати гомогенності мікроструктури. Після цього може бути проведена необов'язкова стадія видалення окалини для видалення окалини, наприклад, в результаті декапірування цієї листової сталі. Цю гарячекатану листову сталь піддають холодній прокатці при стисненні за товщиною в діапазоні від 35 до 90 95. Після цього холоднокатану листову сталь, одержану в технологічному процесі холодної прокатки, піддають дії двох стадій відпалу для надання сталі винаходу мікроструктури і механічних властивостей.
При першому відпалі холоднокатаної листової сталі, холоднокатану листову сталь нагрівають зі швидкістю нагрівання, яка перевищує З3"С/с, до температури витримування в діапазоні між АсЗ3 і Ас3--1002С, де значення АсЗ для цієї сталі розраховують з використанням наступної формули:
Ас3-901-2627 0-29" Мпя31 51-12 б7-155"7 МЬр--867 АЇ, де рівні вмісту елементів виражаються через рівні масового процентного вмісту.
Листову сталь витримують при температурі витримування протягом періоду часу від 10 с до 500 с для забезпечення проходження завершеної рекристалізації і повного перетворення на аустеніт сильно механічно-зміцненої первісної структури. Після цього лист охолоджують зі швидкістю охолодження, що перевищує 252С/с, до температури в діапазоні між 3802С і 4802С,а переважно в діапазоні між 380 і 4502С, і холоднокатану листову сталь витримують протягом періоду часу від 10 с до 500 с, після цього холоднокатану листову сталь охолоджують до кімнатної температури для одержання відпаленої холоднокатаної листової сталі.
При другому відпалі холоднокатаної і відпаленої листової сталі проводять нагрівання зі швидкістю нагрівання, яка перевищує 32С/с, до температури витримування в діапазоні між
Т витримування і Ас3, де
Т витримування - 830-260 -25" Мп-22 " 5і-40 АЇ, де рівні вмісту елементів виражаються через рівні масового процентного вмісту, протягом періоду часу від 10 с до 500 с для забезпечення проходження належних рекристалізації і перетворення для одержання як мінімум 50 9о5-ної аустенітної мікроструктури.
Після цього лист охолоджують зі швидкістю охолодження, що перевищує 202С/с, до температури в діапазоні між Т сСмакс. і ТСмін... Ці значення Т сСмакс. і ТГСмін. визначаються таким чином:
Тесмакс. - 565 - 601701 - Ехр(- 0,8687С)) - ЗА"Ми - 13751 - 10"Ст--137АЇ - 3617МЬ
Тсмин. - 565 - 601711 - Ехр(- 1,73670)) - ЗА"Мп - 13751 - 101-137 А - 361"МБ, де рівні вмісту елементів виражаються через рівні масового процентного вмісту.
Після цього холоднокатану і відпалену листову сталь доводять до діапазону температур від 380 до 5802С і витримують протягом періоду часу від 10 с до 500 с для забезпечення формування належної кількості бейніту, а також відпускання мартенситу для надання сталі винаходу цільових механічних властивостей. Згодом холоднокатану і відпалену листову сталь охолоджують до кімнатної температури зі швидкістю охолодження, яка становить, щонайменше, 1"б/єс для формування загартованого мартенситу для одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі.
Після цього на холоднокатану і термооброблену листову сталь необов'язково може бути нанесене покриття з використанням будь-яких відомих промислових технологічних процесів, таких як-от електрогальванізація, УМО (струминне осадження з парової фази), РМО (фізичне осадження з парової фази), Ної-щдір (СІХЗА) (гальванізація шляхом занурення у розплав/гальванізація шляхом занурення у розплав і відпал) тощо. Електрогальванізація не змінює і не модифікує будь-які механічні властивості або мікроструктуру холоднокатаної термообробленої листової сталі відповідно до претензій винаходу. Електрогальванізація може бути здійснена з використанням будь-якого звичайного промислового технологічного процесу, наприклад, з використанням електролітичного осадження покриття.
Подальші випробування, приклади, ілюстративний опис зображувальними засобами і таблиці, які представлені в цьому документі, є необмежувальними за самою своєю природою і повинні бути розглянуті для цілей лише ілюстрації і демонструватимуть вигідні ознаки винаходу.
Листові сталі, виготовлені з сталей, які характеризуються різними композиціями, перераховані і зібрані в таблиці 1, де листові сталі виготовляють відповідно до технологічних параметрів, які встановлені, відповідно, в таблиці 2. Після цього в таблиці 3 зібрана мікроструктура листових сталей, одержаних під час експериментів, а в таблиці 4 зібраний результат оцінювання одержаних властивостей.
У таблиці 1 демонструються сталі, які характеризуються композиціями, при вираженні через рівні масового процентного вмісту. Композиції сталей від І! до І5 призначені для виготовлення листів, відповідних винаходу, в цій таблиці також вказуються порівняльні композиції сталей, які позначаються в таблиці символами від КІ до КА.
Таблиця 1 також виконує функцію порівняльного табулювання даних між сталлю винаходу і порівняльною сталлю. Таблиця 1 в цьому документі має вигляд:
Таблиця 1 зе ее 51151 Те егтіе ех в
Ї - відповідні винаходу; МК - порівняльний варіант; підкреслені значення: не відповідні винаходу.
Таблиця 2
У таблиці 2 зібрані технологічні параметри відпалу, втілені стосовно сталей з таблиці 1.
Композиції сталей від І1 до І5 призначені для виготовлення листів, відповідних винаходу, в цій таблиці також вказуються порівняльні сталі, які позначаються в таблиці символами від К1 до
К4. У таблиці 2 також продемонстровано табулювання даних для Тсмін і ТСмакс.. Ці значення
Темакс. і Тсмін. визначаються для сталей винаходу і порівняльних сталей наступним чином:
Тесмакс. - 565 - 601701 - Ехр(- 0,8687С)) - ЗА"Ми - 13751 - 10"Ст--137АЇ - 3617МЬ
Тсмин. - 565 - 601711 - Ехр(- 1,736702)) - ЗА"Мп - 13751 - 101-137 А - 361"7МЬ
Крім того, до проведення обробки відпалом стосовно сталей винаходу, а також стосовно порівняльних сталей, сталі нагрівали до температури в діапазоні від 10002С до 12802С, а після цього піддавали гарячій прокатці при кінцевій температурі, яка перевищувала 8502С, а після цього змотували в рулон при температурі, яка не перевищувала 6002С. Далі ці гарячекатані рулони піддавали переробці відповідно до претензій винаходу і після цього холодній прокатці з обтисканням за товщиною в діапазоні від 30 95 до 95 95. Ці холоднокатані листові сталі як сталі винаходу, так і порівняльні сталі піддавали термічним обробкам відповідно до перерахованим в таблиці 2 в цьому документі
Таблиця 2
ГГ Першийвідвал/7/:/
Т завер- Т змоту- Обтис- | Швидкість Швидкість Час т вання в й Час охолодження шення - нення при; нагрівання т витри- - т подальшого| витри-
Зразок повторного - рулон після їм витри- після витри- . . гарячої - холодній| першого (мування, витри- мува- сталі Інагрівання, гарячої . . о мування, мування о о прокатки прокатці | відпалу, ес) мування, ("С)| ння сс) (с) прокатки, (во) ("С/с) І (с) первинного Ко) "б відпалу, (сС/с 1250 1243 1245 1245 1243 1250 1245 1239, | 913 | 550 | 51 | 6 | 850 | 120 | 70 | 400 | го0 1239
ГГ Друийвідвал/7/:/ 177711 ЇЇ
Швидкість Швидкість з Темпе- Час нагрівання охолодження Т витри- Час витри-| Темпе-
Зразок . ратура | витри- - Т охолод- Т витримування І Смакс. 1 Смін - кіцевого після о) мування, | мування, | ратура о я о сталі : витри- (мування, ження, (С) о о со) со) відпалу, |Мування, с (С) витримування, со) Кс) деЗт( с) ("С/с) У ' (С/с) м 6 | 770 | 80 | щющ7 | зо | 400 | 200 | 831 | 759 | 372 |250 із | 6 | 765 | 100 | 70 | 200 | 400 | 200 | 792 | 722 | 295 |130 4 | 6 | 785 | 100 | 70 | 240 | 400 | 200 | 792 | 722 | 295|190
Ві 6 | 770 | 80 | 7 | з10 | 400 | 200 | 831 | 759 | 372 |250 ваг Її 6 | 800 | 100 | 7 4 юЮщЦ| 100 | 400 | 200 | 792 | 722 | 295130) яз | 6 | 780 | 100 | 70 | з60 | 400 | 200 | 819 | 757 | 425 |349
Ін | 6 | 780 | 100 | 70 | з60 | 400 | 200 | 819 | 757 | 425 | 345)
І - відповідні винаходу; А - порівняльний варіант; підкреслені значення: не відповідні винаходу.
Таблиця 3 ілюструє результати випробування, проведеного відповідно до стандартів стосовно різних мікроскопів, таких як-от сканувальний електронний мікроскоп, для визначення композиції мікроструктури як сталі винаходу, так і порівняльної сталі.
У цьому документі встановлені результати:
Таблиця З
У г; й У г: . Бейніт х
Зразок - Залишковий)! Відпущений ІЗагартований| Відпалений . . Ферит | Бейніт : . залишковий сталі аустеніт мартенсит | мартенсит бейніт : аустеніт но 115 | 17 1 5 | з | 4 1 з 12 | 0 | 30 | 16 | 2 | "ч | «« | 46 13 | 0 1 37 | 19 | 13 | з | 25 | Ющ (56 4 | 0 1 39 | 23 | 16 | з | 9 | 62 5. | 0 119 | 20 | "п 1 7 | 4 1 4
В! | 45 | 15 | 70 Її 9 1 щ 2 | 0 1ЮЖщж к25 ве | 0 | 2 | 5 | 53 | 1 | 9 1 7
ВЗ | 0 | 25 | 6 | 12 | "м | 4 | зл ві | 43 | 17 | 4 | 22 | 714 | 0 1 2"
ІЇ відповідні винаходу; АВ - порівняльний варіант; підкреслені значення: не відповідні винаходу
Таблиця 4 ілюструє механічні властивості як сталі винаходу, так і порівняльної сталі. Для визначення границі міцності на розрив, границі текучості на розтяг і загального відносного подовження проводять випробування на розтяг відповідно до стандартів 5 22241.
В подальшому викладенні табулюються дані за результатами різних механічних випробувань, які проводяться відповідно до стандартів:
Таблиця 4 - |Границя міцності на Границя плинності Загальне відносне
Зразки сталі на розтяг (У5) (в У5/5 розтяг (Т5) (в МПа) МПа) подовження (в 95) в 17771009. | 608 11060 | .-:( 122:
І « відповідні винаходу; А - порівняльний варіант;

Claims (25)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатана і термооброблена листова сталь, яка характеризується хімічним складом, що містить такі елементи, мас. 9о: 0 1Оо«хвуглецьхо,5, І«марганецьхз3 4, 0, Б«кремнійха2,5, 0,о0Зхалюмінійх1,5, сірках0,003, 0, 002хфосфорг0,02, азоте:0,01, 0, О05«ххром-1, 0,001 «еніобійхО,1, 0,001«ститанскО,1, і решта складу утворена з заліза і неминучих домішок, при цьому мікроструктура зазначеної листової сталі містить, при вираженні через поверхневу часткову концентрацію, від 10 до 30 95 залишкового аустеніту, від 5 до 50 95 відпаленого бейніту, від 10 до 40 95 бейніту, від 1 до 20 95 загартованого мартенситу і менше ніж 30 95 відпущеного мартенситу, причому об'єднана кількість бейніту і залишкового аустеніту дорівнює або перевищує 30 95.
2. Листова сталь за п. 1, в якій хімічний склад додатково містить один або декілька наступних елементів, мас. У: 0, 001«молібденесо,5, Зо о О1«мідьска, О,ОТ«нікельс3, 0,0001«кальційс0,005, ванадійхО,1, бор-с0,003, церійс0О,1, магнійхс0,010, цирконійс0,010.
3. Листова сталь за п. 1 або 2, в якій склад містить 0,7«кремніюх2,2.
4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, в якій склад містить 1«кремніюх2,2.
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, в якій склад містить 0,0З«алюмініює!1,0.
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, в якій склад містить 1,2хмарганцюх2,3.
7. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-6, в якій склад містить 0, 05«ххромух0,5.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, в якій сума фаз залишкового аустеніту і бейніту перевищує 35 95.
9. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-8, в якій сума фаз відпаленого бейніту і бейніту перевищує 45 95.
10. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-9, в якій кількість залишкового аустеніту знаходиться в діапазоні між 15 і 30 95.
11. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-10, в якій кількість бейніту знаходиться в діапазоні від 15 до 40 9.
12. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-11, яка характеризується границею міцності на розтяг, що перевищує 950 МПа, і загальним відносним подовженням, яке є рівним або більшим 20 95.
13. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-12, яка характеризується границею плинності на розтяг, що перевищує 600 МПа, і відношенням границі плинності на розтяг до границі міцності на розтяг, рівним або більшим 0,6.
14. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-13, яка характеризується границею міцності на розтяг в діапазоні від 1000 до 1100 МПа і загальним відносним подовженням, яке дорівнює або перевищує 23 95.
15. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-14, яка не містить фериту.
16. Спосіб виробництва холоднокатаної і термообробленої листової сталі за будь-яким з пп. 1- 15, який включає наступні стадії: одержання сталі зі складом за будь-яким з пп. 1-7; повторне нагрівання згаданого напівфабрикату до температури в діапазоні між 1200 і 1280 "С; прокатка зазначеного напівфабрикату в аустенітному діапазоні причому температура завершення гарячої прокатки перевищує АсЗ, для одержання гарячекатаної листової сталі; охолодження листа зі швидкістю охолодження, що перевищує 30 "С/с, до температури змотування в рулон, яка не перевищує 600 "С; і змотування в рулон гарячекатаної листової сталі; охолодження гарячекатаної листової сталі до кімнатної температури; холодна прокатка зазначеної гарячекатаної листової сталі при ступені обтискання в діапазоні між 35 і 90 95 для одержання холоднокатаної листової сталі; після цього проведення першого відпалу шляхом нагрівання холоднокатаної листової сталі зі швидкістю, що перевищує З "С/с, до температури витримування в діапазоні між АсЗ3 і АсЗ3 -00 С і витримування протягом періоду часу від 10 до 500 с; після цього охолодження листа зі швидкістю, що перевищує 25 "С/с, до температури в діапазоні від 380 до 480 "С і витримування холоднокатаної листової сталі протягом періоду часу від 10 до 500 с; охолодження холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури для одержання холоднокатаної і відпаленої листової сталі; після цього проведення другого відпалу шляхом нагрівання зазначеної холоднокатаної і відпаленої листової сталі зі швидкістю, що перевищує З "С/с, до температури витримування в діапазоні між Т витримування Ї АСЗ, Її витримування протягом періоду часу від 10 до 500 с; де Ас3 і Т витримування знаходять таким чином: Ас3-901-262:0-29"Мпх31:51-12"Ст-155МБ--86АЇ, Т витримування-830-260:0-25Мп22: 51-40: АЇ, де рівні вмісту елементів виражаються через рівні масового відсоткового вмісту, після цього охолодження листа зі швидкістю, що перевищує 20 "С/с, до діапазону температур МІЖ Т сСмакс. і ІГСмін; Де значення Т Смакс. І ТСмін. визначаються наступним чином: Тесмакс-265-601(1-Ехр(-0,868:С))-34"Мп-13:51-10"Ст-13:АІ-361:МБ, Тсмин-565-601(1-Ехр(-1,736:С))-34"Мп-13:51-10"Ст-13:АІ-361:Мб, де рівні вмісту С, Мп, 5і, Ст, АІ і МО виражаються через мас. 95 елементів в сталі, після цього доведення зазначеної холоднокатаної і відпаленої листової сталі до діапазону температур між 350 ї 550 "С протягом періоду часу від 5 до 500 с і охолодження зазначеної відпаленої холоднокатаної листової сталі до кімнатної температури зі швидкістю охолодження, що перевищує 1 "С/с, для одержання холоднокатаної і термообробленої листової сталі.
17. Спосіб за п. 16, в якому здійснюють видалення окалини із згаданої гарячекатаної листової сталі після охолодження гарячекатаної листової сталі до кімнатної температури.
18. Спосіб за п. 16 або 17, в якому здійснюють проведення відпалу гарячекатаної листової сталі при температурі в діапазоні між 400 ї 750 "С.
19. Спосіб за п. 18, в якому здійснюють видалення окалини із згаданої гарячекатаної листової сталі після проведення відпалу гарячекатаної листової сталі при температурі в діапазоні між 60 4001750 76.
20. Спосіб за будь-яким з пп. 16-19, в якому температура змотування в рулон зазначеної гарячекатаної листової сталі не перевищує 570 "С.
21. Спосіб за будь-яким з пп. 16-20, в якому холоднокатану листову сталь піддають першому відпалу до температури витримування в діапазоні між Ас3 і Ас3 475 "С протягом періоду часу від 10 до 500 с.
22. Спосіб за будь-яким з пп. 17-21, в якому піддану первинному відпалу холоднокатану листову сталь піддають безперервному відпалу в діапазоні між Твитримування і АсЗ3 для одержання співвідношення між кількостями аустеніту і відпаленого бейніту в діапазоні між 50:50 і 90:10 протягом періоду часу від 10 до 500 с.
23. Застосування листової сталі за будь-яким з пп. 1-15 або листової сталі, одержаної способом за пп. 16-22, для виготовлення конструкційних деталей або деталей, які відповідають за безпеку, в транспортному засобі.
24. Деталь транспортного засобу, одержана з холоднокатаної і термообробленої листової сталі за будь-яким з пп. 1-15 за допомогою її прокатки.
25. Транспортний засіб, який містить деталь за п. 24.
UAA202003475A 2017-11-10 2018-11-05 Холоднокатана і термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення UA128251C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/057042 WO2019092483A1 (en) 2017-11-10 2017-11-10 Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
PCT/IB2018/058665 WO2019092577A1 (en) 2017-11-10 2018-11-05 Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA128251C2 true UA128251C2 (uk) 2024-05-22

Family

ID=60582631

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202003475A UA128251C2 (uk) 2017-11-10 2018-11-05 Холоднокатана і термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення

Country Status (17)

Country Link
US (1) US11365468B2 (uk)
EP (1) EP3707289B1 (uk)
JP (3) JP2021502484A (uk)
KR (1) KR102466821B1 (uk)
CN (1) CN111433379A (uk)
BR (1) BR112020007410B1 (uk)
CA (1) CA3080674C (uk)
ES (1) ES2982722T3 (uk)
FI (1) FI3707289T3 (uk)
HU (1) HUE066516T2 (uk)
MA (1) MA50559B1 (uk)
MX (1) MX2020004784A (uk)
PL (1) PL3707289T3 (uk)
RU (1) RU2757020C1 (uk)
UA (1) UA128251C2 (uk)
WO (2) WO2019092483A1 (uk)
ZA (1) ZA202002313B (uk)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2019092482A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
EP3877557A2 (en) * 2018-11-08 2021-09-15 Coskunoz Kalip Makina Sanayi ve Ticaret A.S. Steel production method providing high energy absorption with mn partitioning and rapid heating
CN112930409B (zh) * 2018-11-30 2023-01-31 安赛乐米塔尔公司 具有高扩孔率的冷轧退火钢板及其制造方法
WO2020245627A1 (en) 2019-06-03 2020-12-10 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021256587A1 (ko) * 2020-06-19 2021-12-23 현대제철 주식회사 형강 및 그 제조 방법
WO2022008949A1 (en) * 2020-07-06 2022-01-13 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
BR112023003579A2 (pt) * 2020-09-23 2023-04-04 Arcelormittal Chapa de aço laminada a frio revestida, método de fabricação de chapas de aço laminadas a frio revestidas e uso da chapa de aç
CN116529410A (zh) * 2020-12-08 2023-08-01 安赛乐米塔尔公司 冷轧热处理钢板及其制造方法
KR20230129025A (ko) * 2020-12-23 2023-09-05 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 개선된 아연 접착력을 갖는 아연 또는 아연-합금 코팅된스트립 또는 강
JP7525804B2 (ja) * 2021-02-02 2024-07-31 日本製鉄株式会社 薄鋼板
RU2762448C1 (ru) * 2021-04-05 2021-12-21 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») Способ производства холоднокатаной полосы
DE102021119047A1 (de) * 2021-07-22 2023-01-26 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlflachprodukts mit einem bainitischen Grundgefüge und kaltgewalztes Stahlflachprodukt mit einem bainitischen Grundgefüge
KR20240075880A (ko) * 2021-10-29 2024-05-29 아르셀러미탈 냉연 열처리 강판 및 그 제조 방법
CN115612816B (zh) * 2022-09-30 2024-02-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 含硼钢制备复相钢、热成形用钢镀层板的方法
KR20240096073A (ko) * 2022-12-19 2024-06-26 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 강재 및 그 제조방법
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
SE547321C2 (en) 2023-03-24 2025-07-01 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same
SE546437C2 (en) 2023-03-24 2024-11-05 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100928860B1 (ko) * 2002-03-01 2009-11-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 표면 처리 강판 및 그 제조 방법
EP2671960B1 (en) * 2005-03-31 2017-11-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity
JP5201653B2 (ja) * 2007-05-31 2013-06-05 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN101928875A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
JP5667472B2 (ja) * 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
RU2586386C2 (ru) 2011-09-30 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный гальванизированный погружением стальной лист и высокопрочный легированный гальванизированный погружением стальной лист, имеющий превосходную адгезию покрытия, формуемость и раздачу отверстия, с пределом прочности 980 мпа или больше, а также способ его производства
JP5756774B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
KR20150013891A (ko) 2012-07-20 2015-02-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재
JP5862591B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
DE102013010025A1 (de) 2013-06-17 2014-12-18 Muhr Und Bender Kg Verfahren zum Herstellen eines Erzeugnisses aus flexibel gewalztem Bandmaterial
JP5821912B2 (ja) * 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6172298B2 (ja) * 2014-01-29 2017-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2015151427A1 (ja) 2014-03-31 2015-10-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101594670B1 (ko) 2014-05-13 2016-02-17 주식회사 포스코 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2015177582A1 (fr) 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2016021196A1 (ja) * 2014-08-07 2016-02-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US20170010695A1 (en) 2015-07-09 2017-01-12 Microsoft Technology Licensing, Llc Enhanced multi-touch input detection
WO2017006144A1 (en) 2015-07-09 2017-01-12 Arcelormittal Steel for press hardening and press hardened part manufactured from such steel

Also Published As

Publication number Publication date
RU2757020C1 (ru) 2021-10-08
HUE066516T2 (hu) 2024-08-28
CA3080674A1 (en) 2019-05-16
WO2019092483A1 (en) 2019-05-16
EP3707289B1 (en) 2024-04-10
ZA202002313B (en) 2021-08-25
MA50559B1 (fr) 2024-05-31
CA3080674C (en) 2023-03-07
ES2982722T3 (es) 2024-10-17
CN111433379A (zh) 2020-07-17
JP2021502484A (ja) 2021-01-28
US11365468B2 (en) 2022-06-21
BR112020007410A2 (pt) 2020-10-27
JP2025013955A (ja) 2025-01-28
EP3707289A1 (en) 2020-09-16
FI3707289T3 (fi) 2024-05-21
US20200354823A1 (en) 2020-11-12
KR20200064125A (ko) 2020-06-05
KR102466821B1 (ko) 2022-11-14
BR112020007410B1 (pt) 2023-10-24
WO2019092577A1 (en) 2019-05-16
MX2020004784A (es) 2020-08-13
MA50559A (fr) 2020-09-16
JP2023011853A (ja) 2023-01-24
PL3707289T3 (pl) 2024-06-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA128251C2 (uk) Холоднокатана і термооброблена листова сталь і спосіб її виготовлення
US12338506B2 (en) Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
JP7827756B2 (ja) 冷間圧延マルテンサイト鋼及びそのマルテンサイト鋼の方法
US11920207B2 (en) Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
JP7547392B2 (ja) 冷間圧延マルテンサイト鋼及びその冷間圧延マルテンサイト鋼の製造方法
JP2020509199A (ja) 高成形性を有する高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法
US20260103772A1 (en) Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
UA125769C2 (uk) Холоднокатана листова сталь з нанесеним покриттям і спосіб її виготовлення
JP2022502571A (ja) 熱間圧延鋼板及びその製造方法
CN115698365B (zh) 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
CA3201950A1 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
UA129435C2 (uk) Гарячекатаний сталевий лист і спосіб його виготовлення
RU2768717C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления
US12553099B2 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
US20250019786A1 (en) Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
RU2834434C1 (ru) Холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2815311C1 (ru) Горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
RU2788613C1 (ru) Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения
RU2784454C2 (ru) Холоднокатаная термообработанная листовая сталь и способ ее изготовления
CN121794410A (zh) 冷轧马氏体钢及其马氏体钢的方法