UA128772C2 - Холоднокатана мартенситна сталь і спосіб одержання мартенситної сталі - Google Patents

Холоднокатана мартенситна сталь і спосіб одержання мартенситної сталі Download PDF

Info

Publication number
UA128772C2
UA128772C2 UAA202200090A UAA202200090A UA128772C2 UA 128772 C2 UA128772 C2 UA 128772C2 UA A202200090 A UAA202200090 A UA A202200090A UA A202200090 A UAA202200090 A UA A202200090A UA 128772 C2 UA128772 C2 UA 128772C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
temperature
rolled
cooling
cold
Prior art date
Application number
UAA202200090A
Other languages
English (en)
Inventor
Матьє Зібентріт
Матье Зибентрит
Венсан Луаст
Орелі Есно
Орели Эсно
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 UA128772C2 publication Critical patent/UA128772C2/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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—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
    • C22C38/40—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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Холоднокатаний мартенситний сталевий лист, який містить такі елементи: 0,3 %≦C≦0,4 %; 0,5 %≦Mn≦1 %; 0,2 %≦Si≦0,6 %; 0,1 %≦Cr≦1 %; 0,01 %≦Al≦1 %; 0,01 %≦Mo≦0,5 %; 0,001 %≦Ti≦0,1 %; 0 %≦S≦0,09 %; 0 %≦P≦0,09 %; 0 %≦N≦0,09 %; 0 %≦Nb≦0,1 %; 0 %≦V≦0,1 %; 0 %≦Ni≦1 %; 0 %≦Cu≦1 %; 0 %≦B≦0,05 %; 0,001 %≦Ca≦0,01 %; 0 %≦Sn≦0,1 %; 0 %≦Pb≦0,1 %; 0 %≦Sb≦0,1 %; решта складу припадає на залізо і неминучі домішки, які з'явилися при переробці, причому мікроструктура зазначеної сталі містить в собі, в частках площі, щонайменше 95 % мартенситу, сукупна кількість фериту і бейніту між 1 і 5 %, і необов'язкова кількість залишкового аустеніту між 0 і 2 %. 2

Description

Цей винахід відноситься до способу одержання холоднокатаної мартенситної сталі, придатної для автомобільної промисловості, і особливо до мартенситних сталей, які мають границю міцності на розтяг 1700 МПа або більше.
Автомобільні деталі повинні відповідати двом несумісним вимогам, а саме легкістю формування і міцність, але останнім часом також з'явилася третя вимога - покращення споживання палива автомобілем з точки зору глобальної проблеми захисту навколишнього середовища. Таким чином, в цей час автомобільні деталі повинні бути виготовлені з матеріалу, що володіє відмінною формованістю, для того, щоб відповідати критерію легкого монтажу складних автомобільних агрегатів, і в той же час мати підвищену міцність для ударостійкості транспортного засобу і довговічності при зниженні маси транспортного засобу підвищення паливної ефективності.
Тому були проведені інтенсивні науково-дослідні роботи з метою зменшення кількості матеріалів, які використовуються в автомобілі шляхом підвищення міцності матеріалів. Навпаки, підвищення міцності сталевого листа знижує придатність до формування, і таким чином, необхідна розробка матеріалів, які мають високу міцність, а також високу формівність.
У ранніх науково-дослідних роботах в області підвищення міцності і покращення формівності сталевих листів були розроблені кілька способів одержання високої міцності і високої формівності сталевих листів, деякі з яких перераховані тут з метою заключної оцінки цього винаходу.
Сталевий лист у документі УМО2017/065371 проводиться з використанням етапів: швидке нагрівання матеріалу сталевого листа протягом 3-60 с до точки перетворення Ас3 або вище і витримування матеріалу сталевого листа, причому матеріал сталевого листа містить від 0,08 до 0,30 95 мас. С від 0,01 до 2,0 95 мас. зі, від 0,30 до 3,0 95 мас. Мп, 0,05 95 мас. або менше Р і 0,05 95 мас. або менше 5, причому решта являє собою Ге і інші неминучі домішки; швидке охолодження нагрітого сталевого листа водою або олією зі швидкістю 100 "С/с або вище; і швидка відпустка при 500 "С до точки перетворення А1 протягом від З до 60 с, включаючи час нагрівання і витримування. Однак для сталі в документі У/О2017/065371 неможливо забезпечити коефіцієнт збільшення отвору 22 95 при границі міцності на розтяг 1700 МПа.
Завданням цього винаходу є вирішення зазначених проблем шляхом одержання доступних холоднокатаних мартенситних сталевих листів, які одночасно мають: - границю міцності на розтяг, яка більша або дорівнює 1700 МПа і переважно вище 1750
МПа, - границю плинності, яка більша або дорівнює 1500 МПа і переважно вище 1550 МПа, - коефіцієнт збільшення отвору щонайменше 22 95 і переважно більше 25 95
Переважно зазначена сталь також може мати хорошу придатність для формування, для прокатування з хорошу придатність до зварювання і покриття.
Іншим завданням цього винаходу також є розробка способу одержання зазначених листів, який сумісний із традиційними областями застосування в промисловості, поряд із стійкістю до змін параметрів виробництва.
Зазначені вище завдання і інші переваги цього винаходу стануть наочними з докладного опису переважного варіанта здійснення цього винаходу.
До хімічного складу холоднокатаної мартенситної сталі входять такі елементи.
Вуглець присутній у сталі цього винаходу у кількості між 0,3 95 і 0,4 95. Вуглець є елементом, необхідним для підвищення міцності сталі цього винаходу шляхом одержання фаз низькотемпературного перетворення, таких як мартенсит, тому вуглець грає дві вирішальні ролі, одна полягає у підвищенні міцності. Однак при вмісті вуглецю менше, ніж 0,3 95, неможливо забезпечити для сталі цього винаходу границю міцності на розтяг. З іншого боку, при вмісті вуглецю, що перевищує 0,4 95, спостерігається погана зварюваність сталі методом точкового зварювання, що обмежує її застосування для автомобільних деталей. Переважний вміст вуглецю для цього винаходу можна підтримувати між 0,3 95 і 0,38 90, і переважно між 0,3 95 і 0,36 95.
Вміст марганцю сталі цього винаходу знаходиться між 0,5 95 і 1 95. Цей елемент є гамма- генними. Марганець забезпечує зміцнення твердого розчину, знижує температуру феритного перетворення і знижує швидкість феритного перетворення, і тому сприяє утворенню мартенситу. Для забезпечення міцності, а також для полегшення утворення мартенситу потрібна кількість марганцю щонайменше 0,5 95. Однак, коли вміст марганцю перевищує 1 95, спостерігаються шкідливі ефекти, оскільки він гальмує перетворення аустеніту на мартенсит під час охолодження після відпалювання. При вмісті вище 195 може відбуватися надмірна сегрегація сталі під час твердіння, при цьому погіршується однорідність всередині матеріалу, бо що може спричинити поверхневе розтріскування протягом процесу гарячого деформування.
Переважна границя вмісту марганцю знаходиться між 0,595 і 0,9 95 і переважно між 0,6 95 і 0,8 9.
Вміст кремнію сталі цього винаходу знаходиться між 0,2 95 і 0,6 95. Кремній є елементом, який дає внесок у підвищення міцності шляхом зміцнення твердого розчину. Кремній є компонентом, який може уповільнювати осадження карбідів під час охолодження після відпалювання, тому кремній сприяє утворенню мартенситу. Однак кремній також створює ферит і, крім того, підвищує точку перетворення Ас3, що може зсувати температуру відпалювання у більш високий температурний діапазон. Тому максимальний вміст кремнію підтримують при 0,6 95. Крім того, при вмісті кремнію вище 0,6 95 може відбуватися окрихчування при відпусканні, і додатково кремній також погіршує поривність. Переважна границя вмісту кремнію знаходиться між 0,2 У і 0,5 95 і більш переважно між 0,25 95 і 0,45 9».
Вміст хрому в композиційному рулоні сталі цього винаходу знаходиться між 0,1 95 ї 1 Ор.
Хром є істотним елементом, який забезпечує міцність сталі шляхом зміцнення твердого розчину, причому потрібно мінімум 0,1 96 Ст для надання міцності. Однак при використанні більш ніж 1 95 погіршується шорсткість поверхні сталі. Переважна границя вмісту хрому знаходиться між 0,3 95 і 0,9 95 і краще між 0,4 Уві 0,8 95.
Вміст алюмінію у цьому винаході знаходиться між 0,01 95 ї 1 95. Алюміній видаляє кисень, який знаходиться в розплавленій сталі, запобігаючи утворенню кисню в газовій фазі протягом процесу затвердіння. Крім того, алюміній зв'язує азот у сталі з утворенням нітриду алюмінію для зменшення розміру зерен. При підвищеному вмісті алюмінію понад 1 95 збільшується значення
Ас3З3 до високої температури, таким чином знижується продуктивність. Переважна границя вмісту алюмінію знаходиться між 0,01 95 ї 0,5 95.
Титан додають до сталі цього винаходу у кількості між 0,001 95 і 0,1 95. Титан утворює нітриди, які виникають в процесі затвердіння продукту виливки. Тому кількість титану обмежена до 0,195 для уникнення утворення крупнозернистих нітридів титану, які завдають шкоди формовності. У випадку, коли вміст титану становить менше 0,001 95, Ті не має жодного ефекту на сталь цього винаходу.
Молібден є істотним елементом, який становить від 0,01 95 до 0,5 95 сталі цього винаходу; молібден відіграє значну роль для поліпшення загартованості і твердості, затримує появу бейніту і тому сприяє утворенню мартенситу, особливо при додаванні у кількості, щонайменше 0,01 9б.
Молібден також полегшує утворення мікроструктури фериту і перліту протягом охолодження після гарячої прокатки; зазначена мікроструктура фериту і перліту сприяє холодній прокатці.
Однак добавка молібдену надмірно підвищує витрати на додавання легуючих елементів, таким чином, з економічних причин його вміст обмежений 0,5 95. Переважна границя вмісту молібдену знаходиться між 0,1 Уві 0,3 9.
Сірка не є істотним елементом, але може утримуватися в сталі як домішка, і з точки зору цього винаходу переважно якнайменше вміст сірки, проте він становить 0,09 95 або менше, з точки зору виробничих витрат. Крім того, якщо в сталі присутнє більше сірки, вона утворює сульфіди особливо з марганцем і знижує його вигідний вплив на сталь цього винаходу.
Вміст фосфору сталі цього винаходу знаходиться між 095 ії 0,09 95. Фосфор погіршує зварюваність методом точкового зварювання і пластичність сталі у гарячому стані, особливо через тенденцію до сегрегації за границями зерен або до спільної сегрегації з марганцем. За цих причин вміст фосфору обмежений до 0,09 95 і переважно менше, ніж 0,06 95.
Вміст азоту обмежений 0,09 95, щоб уникнути старіння матеріалу і звести до мінімуму осадження нітридів алюмінію протягом затвердіння, що шкідливо впливає на механічні властивості сталі.
Вміст ніобію, присутнього у сталі цього винаходу, становить між 0 95 і 0,1 95, причому ніобій застосовують для утворення карбонітридів, які надають міцність сталі цього винаходу шляхом дисперсійного твердіння. Крім того, ніобій може сильно впливати на розмір мікроструктурних компонентів шляхом осадження у вигляді карбонітридів і гальмування рекристалізації протягом процесу нагрівання. В таки й спосіб, формується більш дрібнозерниста мікроструктура в кінці температурного витримування і, як наслідок, після завершення відпалювання це призводитиме до затвердіння продукту. Однак вміст ніобію вище 0,1 95 економічно недоцільний, оскільки спостерігається ефект насичення його впливу; це означає, що додаткова кількість ніобію не призводить до покращення міцності продукту.
Ванадій є ефективним для підвищення міцності сталі шляхом утворення карбідів або карбонітридів, причому верхня границя його вмісту не перевищує 0,195 з економічних міркувань.
Нікель може бути доданий як необов'язковий елемент у кількості від 095 до 1 95 для збільшення міцності і поліпшення ударної в'язкості сталі цього винаходу. Для досягнення зазначеного ефекту переважним мінімумом є 0,01 95 Мі. Однак коли вміст нікелю перевищує 1 У, він спричиняє погіршення пластичності.
Мідь може бути додана як необов'язковий елемент у кількості від 095 до 195 для збільшення міцності і покращення корозійної стійкості сталі цього винаходу. Для досягнення зазначеного ефекту переважним мінімумом є 0,01 9о міді. Однак якщо вміст Си перевищує 1 95, це може погіршити зовнішній вигляд поверхні.
Бор є необов'язковим елементом сталі цього винаходу і його кількість може знаходитися між
О 95 ї 0,05 95. Бор утворює нітриди бору і надає додаткової міцності сталі цього винаходу при додаванні у кількості щонайменше 0,0001 95.
Кальцій може бути доданий до сталі цього винаходу у кількості між 0,001 95 ї 0,01 95. Кальцій додають до сталі цього винаходу як необов'язкового елемента особливо в ході обробки включень. Кальцій сприяє очищенню сталі шляхом зв'язування шкідливої сірки, яка міститься в глобулярній формі, і таким чином, уповільнює шкідливу дію сірки.
Інші елементи, такі як-от 5п, РЬ або 5Б, можуть бути додані індивідуально або комбінації, в наступних співвідношеннях: Зп 5 0,195, РО 5 0,195 і 556 5 0,195. Аж до зазначеного максимального рівня вмісту ці елементи уможливлюють очищення зерна під час затвердіння.
Решта складу сталі припадає на залізо і неминучі домішки, які виникли під час переробки.
Тут мікроструктура мартенситного сталевого листа буде докладно описана, причому всі відсотки дані в частках площі.
Мартенсит становить щонайменше 95 95 мікроструктури у частках площі. Мартенсит цього винаходу може містити як свіжий, так і відпущенний мартенсит. Однак свіжий мартенсит є необов'язковим мікрокомпонентом, кількість якого у сталі обмежена між 0 95 і 4 95, переважно між 0 ії 2 95, і більш переважно 0 95. Свіжий мартенсит може утворитись протягом охолодження після відпускання. Відпущений мартенсит утворюється з мартенситу утворюваного під час другого етапу охолодження після відпалювання і особливо трохи нижче температури М5 і більше між Ме5-10 С ї 20 "б. Потім зазначений мартенсит піддається відпусканню протягом витримування при температурі відпускання Твідп між 150 "С ї 300 "С. Мартенсит цього винаходу надає пластичності і міцності сталі цього винаходу. Переважно вміст мартенситу знаходиться між 96 95 і 99 95, і переважно між 97 95 і 99 9».
Сукупна кількість фериту і бейніту становить між 1 95 ї 595 від мікроструктури. Сукупна присутність бейніту і фериту не надає шкідливого впливу на сталь цього винаходу до 5 95, проте вище 595 механічні властивості можуть значно погіршуватися. Тому переважна границя сукупної кількості фериту і бейніту підтримується між 1 95 і 4 95 і переважно між 1 95і 3 95.
Бейніт утворюється під час повторного нагрівання перед відпусканням. У переважному варіанті здійснення сталь цього винаходу містить від 1 до З 95 бейніту. Бейніт може надавати сталі формовності, однак, коли бейніт присутній у надто великій кількості може погіршуватися границя міцності сталі на розтяг.
Ферит може утворитися протягом охолодження на першому етапі охолодження після відпалювання, але не є обов'язковим мікроструктурним компонентом. Утворення фериту необхідно стримувати на низькому рівні, і переважно менше, ніж 2 95 або навіть менше, ніж 1 95.
Залишковий аустеніт є необов'язковою мікроструктурою, яка може бути присутня у сталі між
Обі 2 ор.
Крім мікроструктури, згаданої вище, мікроструктура холоднокатаного мартенситного сталевого листа не містить мікроструктурних компонентів, таких як-от перліт і цементит.
Сталь згідно винаходу може бути вироблена за допомоги будь-якого відповідного способу.
Однак переважно використовувати спосіб згідно винаходу, який буде докладно описаний як необмежувальний приклад.
Зазначений переважний спосіб включає одержання заготовки сталевої виливки, яка має хімічний склад первинної сталі згідно винаходу. Виливка може бути виконана або у вигляді злитків, або безперервно у формі тонких слябів або тонких смуг, тобто товщиною приблизно в діапазоні від 220 мм для слябів аж до десятків міліметрів тонкої смуги.
Наприклад, сляб, що має хімічний склад згідно винаходу, виробляється шляхом безперервного виливання, причому сляб необов'язково піддається безпосередньо м'якому відновленню протягом процесу безперервного виливання для того, щоб уникнути центральної сегрегації і забезпечити, щоб відношення локального вмісту вуглецю до номінального вмісту вуглецю підтримувалося нижче1,10. Сляб, одержаний у процесі безперервного виливання, може бути використаний безпосередньо при високій температурі після безперервного виливання або спочатку може бути охолоджений до кімнатної температури і потім нагрітий повторно для гарячої прокатки.
Температура слябу, який піддається гарячій прокатці, повинна становити щонайменше 1000 "С і повинна бути нижчою за 1280 С. У випадку, коли температура слябу нижче, ніж 1280 "С, на прокатний стан діє надлишкове навантаження і, крім того, температура сталі може знизитися до температури фазового перетворення фериту під час чистової прокатки, з допомогою якої сталь буде прокатана у стані, в якому перетворений ферит міститься у структурі. Тому температура слябу має бути достатньо високою для того, щоб гаряча прокатка обов'язково завершилася в діапазоні температур від Ас3 до Ас3--100 "С. Повторне нагрівання при температурі вище 1280 "С має бути виключене, оскільки у промисловості ця операція є коштоОовною.
Потім одержаний в такий спосіб лист охолоджують зі швидкістю щонайменше 20 "С/с до температури змотування рулон, яка повинна бути нижче 650 "С. Переважно, швидкість охолодження буде меншою або рівною 200 "С/с.
Потім гарячекатаний сталевий лист змотують при температурі змотування в рулон нижче 650 С для того, щоб уникнути овалування, і переважно між 475 С і 625 "С для того, щоб уникнути утворення окалини, причому більш переважним діапазоном зазначеної температури змотування в рулон є температура між 500 "С і 625 "С. Потім змотаний сталевий гарячекатаний лист охолоджується до кімнатної температури, до його необов'язкової обробки в процесі відпалювання гарячої смуги.
Гарячекатаний сталевий лист може бути оброблений на необов'язковій стадії видалення окалини з метою видалення окалини, що утворилася під час гарячої прокатки, до необов'язкового відпалювання гарячої смуги. Потім гарячекатаний лист може бути підданий необов'язковому відпалювання гарячої смуги. У переважному варіанті здійснення зазначений відпалювання гарячої смуги здійснюється при температурі між 400 "С і 750 "С, переважно, щонайменше, протягом 12 год. і не більше, ніж 96 год., причому переважно температура залишається нижче 750"С, щоб уникнути часткового перетворення гарячекатаної мікроструктури, і, отже, можливої втрати однорідності мікроструктури. Згодом, необов'язкова стадія видалення окалини із зазначеного сталевого гарячекатаного листа може бути здійснена, наприклад, шляхом травлення цього листа.
Потім зазначений сталевий гарячекатаний лист піддається холодній прокатці з метою одержання холоднокатаного сталевого листа зі зменшенням товщини між 35 і 90 95.
Після цього, холоднокатаний сталевий лист піддається термічній обробці, яка надає сталі цього винаходу необхідні механічні характеристики і мікроструктуру.
Потім холоднокатаний сталевий лист нагрівають у процесі нагрівання з двох етапів, де перший етап починається з нагрівання сталевого листа від кімнатної температури, причому холоднокатаний сталевий лист нагрівають зі швидкістю нагрівання НК1 щонайменше 10 "С/с до температури НТ, яка знаходиться в діапазоні між 550 С і 75070. У переважному варіанті здійснення швидкість нагрівання НК! на вказаному першому етапі нагрівання становить щонайменше 15 "С/с, а більш переважно щонайменше 18 "С/с. Переважно температура НТІ на зазначеному першому етапу знаходиться між 575 "С і 725 76.
На другому етапі нагрівання холоднокатаний сталевий лист нагрівається від температури
НТІ до температури відпалювання Те:оажю, яка знаходиться між Ас3-Ас3-100 "С, переважно між
Ас3-4-10 "С і Ас3--100 "С, зі швидкістю нагрівання НК2 між 1 "С/ ї 50 "С/с. У переважному варіанті здійснення швидкість нагрівання НК2 на другому етапі нагрівання знаходиться між 1 "С/с і 25"б/с і більше переважно між 1 "С/с і 20 "С/с, де значення Ас3 для стального листа розраховують з використанням такої формули:
Ас3-910-203|С12-15,2І|Мі|- 44715 - 104ІМ| я- 31,5ІМо| -3,10МУМІ - З0ОІМп1| -11ІСИ - 20би--7009ІРІ -- 40ОГАЇЇ 4 1209(Аз51 -- 4001) в якій вміст елементів виражений у масових відсотках холоднокатаного сталевого листа.
Холоднокатаний сталевий лист витримують при температурі Тесак протягом від 10 до 500 с, щоб забезпечити повну рекристалізацію і повне перетворення на аустеніт сильно деформаційної зміцненої вихідної структури.
Потім холоднокатаний сталевий лист охолоджується в процесі охолодження на двох етапах, де перший етап охолодження починається від температури Тесак, причому холоднокатаний сталевий лист охолоджується зі швидкістю охолодження СК! між 30" С/с і 150 "С/с, до температури ТІ, яка знаходиться в діапазоні між 630 С і 75070. У переважному варіанті здійснення швидкість охолодження СК! на першому етапі охолодження знаходиться між 30 "С/с і 120 "С/сє. Переважна температура Т1 для зазначеного першого етапу знаходиться між 640 "Сі 60 72576.
На другому етапі охолодження холоднокатаний сталевий лист охолоджується від температури Т1 до температури Т2, яка знаходиться між М5-10"С і 20"С, зі швидкістю охолодження СК2, щонайменше 50 "С/сє. У переважному варіанті здійснення швидкість охолодження СК2 протягом другого етапу охолодження становить щонайменше 100 "С/с, а більш переважно щонайменше 150 "С/с. Переважна температура Т2 другого етапу знаходиться між М5-50 "С і 20 76.
Значення М5 для сталевого листа розраховують з використанням такої формули:
М5-545 - 601.2 х (1 - ЕХРІ(-0.868ІСІ)) - 34.АІМп| - 13.7(51) - 9.2ІСЯ - 17.3І|(МІ| - 15.4(МОо1| - 10.81ЇМІ -- 4.7ЇСо) - 1.АТАІЇ- 16.9(Сц| - 361 (МБ - 2.44) - 34481ІВІ
Після цього холоднокатаний сталевий лист повторно нагрівається до температури відпускання Твідп між 150 "С і 300 "С зі швидкістю нагрівання щонайменше 1 "С/с і переважно щонайменше 2 "С/с і більше, ніж щонайменше 5 "С/с, протягом 100 і 600 с. Переважний температурний діапазон для відпускання знаходиться між 200" і 300"С, а переважна тривалість витримування при температурі Твідп знаходиться між 200 і 500 с.
Потім холоднокатаний сталевий лист охолоджуєть до кімнатної температури для одержання холоднокатаної мартенситної сталі.
Холоднокатаний мартенситний сталевий лист цього винаходу необов'язково може бути покритий цинком або цинковими сплавами, або алюмінієм або алюмінієвими сплавами для покращення корозійної стійкості листа.
Приклади
Наступні випробування, приклади, символічний приклад і таблиці, які наведені в описі, по суті, не обмежують і мають розглядатися лише для ілюстрації, причому вони демонструють переваги цього винаходу.
Сталеві листи, виготовлені зі сталей, що мають різний склад, наведені в Таблиці 1, де сталеві листи одержані відповідно до технологічних параметрів, зазначених у Таблиці 2, відповідно. Після цього, у Таблиці З наведені дані мікроструктури сталевих листів, одержаних під час досліджень, в Таблиці 4 зведені результати оцінювання одержаних характеристик.
Таблиця 1
Сталі С |Мпі 5 Іс А | Мо |Ммоу| ті | 5 | Р | м | М | мі | Си | в 1 0,9130,7090,3460,5090,030| 0,197 |0,00210,0270,0160,0130,0044і 0 | 0 о (00026 2 |0,3130,7090,3460,5090,030| 0,197 |0,00210,0270,0160,0130,0044і 0 | 0 о (00026
З (0,3130,7090,3460,5090,030|0.197 |0,00210,0270,0160,0130,0044і 0 | 0 о (0,0026 (6 (0,3200,71500,3560,4950,0290,000210,00210,024|0,0150,0160,0005| 0 | 0 | о (0024 підкреслені величини: не відповідають винаходу,
У Таблиці 2 зібрані дані гарячої прокатки і відпалювання з технологічними параметрами, реалізованими на холоднокатаних сталевих листах для надання сталям з Таблиці 1 необхідних механічних характеристик для того, щоб перетворити їх на холоднокатану мартенситну сталь.
Таблиця 2
Перший - Етап 1 Етап2
Гаряча прокатка св етап Другий етап Відпал охолод- | охолод- нагріва- |нагріва-ння ження ження ння
Швидкість
Повторне охолод-ження Темпе- Обтис- . Час
Випро- Сталь нагрі- ЕВ при ратура |ання ни НА Твоак ННг Теоаівідпалю л св Т2 Снг бування вання(су/ с) змотуванні ев (96) Со есСюЮ СО | Сус) ес) ША СО СС) ОЇ сс) ес/с 171 | 245 Щ|8951,. 30 | 530 | 40 630 20 |880) 22 | | 226 |б54 56 |20| 735 ові | 4 | л245 |895| 30 | 530 | 53 |550| 15 |880| 1,4 880! 290 |600| 34 |20| 540
І з | 6 | 1245 |895,. 30 | 530 | 40 |600) 14 |880| 1 |880)Ї з10 |в640| 27 |20)| 524
1 000001
Швидкість нагрівання до Т відп Час витримування
Випробування Твідп (С/с) Ме (С) Ас3 (С) (С/с) (с)
І х Згідно винаходу; К - порівняльні дані; підкреслені величини: не відповідають винаходу.
Таблиця 3 ілюструє результати випробувань, проведених відповідно до стандартів, на різних мікроскопах, таких як-от сканувальний електронний мікроскоп, для визначення мікроструктури як сталей винаходу, так і еталонних сталей, виражених у частках площі.
Результати наведені нижче.
Таблиця З
Випробування 91111111 11111111 ее Ї711117981111111111111ав1 11111111 81111198 11111111
В 77118996 1111111111ля1яв1Ї1111111111111-1 93,5 95 16595611 в 77779496 Ї77777171717171711вбя11 11111111
І « Згідно винаходу; К - порівняльні дані; підкреслені величини: не відповідають винаходу.
У таблиці 4 зібрані результати різних механічних випробувань, проведених відповідно до стандартів. Випробування границі міцності на розтяг і границі плинності проведені відповідно до стандарту 415-72241. Для оцінки збільшення отвору проведене випробування, яке називається "збільшення отвору"; у цьому випробуванні у зразку пробивають отвір 10 мм і піддають деформації, після якої вимірюють діаметр отвору і розраховують величину НЕКУ» - 100(ОГ- рої
Таблиця 4
Випробування ТЗ (МПа) рен мл Відносне збільшення отвору НЕВ (95) 1796 1572 1809 1581 1803 1635 1190 1262 1071 1617 1374
І « Згідно винаходу; К - порівняльні дані; підкреслені величини: не відповідають винаходу.

Claims (23)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатаний мартенситний сталевий лист, який містить такі елементи, виражені у відсотках за масою: ОЗ А; 0,55Мпае1;
0,22 5іх0,6; 0151; о, 015 Аїк1; 0,015:Мох0,5; 0,001«Тіх0,1; О«5:0,09; О«Ра0,09; О-Мх0,09; решта складу припадає на залізо і неминучі домішки, причому мікроструктура зазначеної сталі включає в себе, у частках площі, щонайменше 95 95 мартенситу, сукупна кількість фериту і бейніту між! і 5 95.
2. Сталевий лист за п. 1, в якому склад додатково містить один або кілька наступних елементів, виражених у відсотках за масою: 0-МЬх0,1; О«М«0,1; О-Мі«1; О0«Сих1; 0-В:0,05; 0,001хСах0,01; О«5пх01; О«РрхО0,1; О«5ра01.
3. Сталевий лист за п. 1 або 2, у якому склад містить від 0,3 до 0,36 95 вуглецю.
4. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-3, у якому склад містить від 0,3 до 0,38 95 вуглецю.
5. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, у якому склад містить від 0,01 до 0,5 95 алюмінію.
6. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-5, у якому склад містить від 0,5 до 0,9 95 марганцю.
7. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, в якому склад містить від 0,3 до 0,9 95 хрому.
8. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-7, в якому в мікроструктурі також міститься у частках площі 2 95 або менше залишкового аустеніту.
9. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, в якому кількість мартенситу знаходиться між 96 та 99
Чо.
10. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-9, в якому сукупна кількість фериту і бейніту знаходиться між 1 їі 495.
11. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-10, в якому зазначений лист має границю міцності на розтяг 1700 МПа або більше і границю плинності 1500 МПа або більше.
12. Спосіб одержання холоднокатаного мартенситного сталевого листа, який включає такі послідовні етапи: одержання заготовки сталевого складу за будь-яким з пп. 1-7; нагрівання зазначеної заготовки до температури між 1000 і 1280 С; прокатка зазначеної заготовки в аустенітній області, причому температура завершення гарячої прокатки знаходиться між АсЗ і Ас3--100 "С, для одержання сталевого гарячекатаного листа; охолодження листа зі швидкістю охолодження щонайменше 20 "С/с до температури змотування в рулон, яка є нижчою за 650 "С; і змотування зазначеного гарячекатаного листа; охолодження зазначеного гарячекатаного листа до кімнатної температури; холодна прокатка зазначеного сталевого гарячекатаного листа зі ступенем обтискання між 35 і 90 95 для одержання холоднокатаного сталевого листа; подальше нагрівання зазначеного холоднокатаного сталевого листа на двох етапах нагрівання, на яких: перший етап нагрівання холоднокатаного сталевого листа здійснюють від кімнатної температури до температури НТІ між 550 і 750 "С, зі швидкістю нагріву НК1І щонайменше 10 ес; другий етап нагрівання здійснюють від температури НТІ до температури Тоак між АсЗ і Ас34-100 "С, зі швидкістю нагріву НК2 між 1 їі 50 "С/с, причому тривалість витримування становить від 10 до 500 с; потім охолодження зазначеного холоднокатаного сталевого листа на двох етапах охолодження, на яких: перший етап охолодження холоднокатаного сталевого листа здійснюють від температури Твосак до температури Т1 між 630 і 750 "С, зі швидкістю охолодження СК між 30 і 150 "С/с; 60 другий етап охолодження здійснюють від температури Т1 до температури Т2 між М5-10 і 20 "С,
зі швидкістю охолодження СК2 щонайменше 50 "С/с; потім повторне нагрівання зазначеного холоднокатаного сталевого листа зі швидкістю щонайменше 1 "С/с до температури відпускання Твідп між 150 ії 300 "С, причому тривалість витримування становить від 100 до 600 с; потім охолодження до кімнатної температури зі швидкістю охолодження щонайменше 1"С/с для одержання холоднокатаного сталевого мартенситного листа.
13. Спосіб за п. 12, в якому після охолодження зазначеного гарячекатаного листа до кімнатної температури здійснюють видалення окалини із зазначеного сталевого гарячекатаного листа.
14. Спосіб за п. 12 або 13, в якому після охолодження зазначеного гарячекатаного листа до кімнатної температури здійснюють відпалювання сталевого гарячекатаного листа.
15. Спосіб за п. 14, в якому після відпалювання сталевого гарячекатаного листа здійснюють видалення окалини із зазначеного гарячекатаного сталевого листа.
16. Спосіб за будь-яким із пп. 12-15, в якому зазначена температура охолодження знаходиться між 475 і 625 76.
17. Спосіб за будь-яким із пп. 12-16, в якому температура Тесак знаходиться між Ас3--10 і Ас3--100 76.
18. Спосіб за будь-яким з пп. 12-17, в якому швидкість охолодження СК1 знаходиться між 30 і 120 "сс.
19. Спосіб за будь-яким з пп. 12-18, в якому температура Т1 знаходиться між 640 і 725 76.
20. Спосіб за будь-яким з пп. 12-19, у якому швидкість охолодження СК2 становить щонайменше 100 "С/с.
21. Спосіб за будь-яким з пп. 12-20, в якому Т2 знаходиться між М5-50 і 20 "76.
22. Спосіб за будь-яким з пп. 12-21, в якому Твідп знаходиться між 200 і 300 "С.
23. Застосування сталевого листа за будь-яким з пп. 1-11 або сталевого листа, одержаного способом за будь-яким з пп. 12-22, для виготовлення конструктивних деталей транспортного засобу.
UAA202200090A 2019-06-12 2020-06-05 Холоднокатана мартенситна сталь і спосіб одержання мартенситної сталі UA128772C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2019/054901 WO2020250009A1 (en) 2019-06-12 2019-06-12 A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
PCT/IB2020/055319 WO2020250098A1 (en) 2019-06-12 2020-06-05 A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA128772C2 true UA128772C2 (uk) 2024-10-16

Family

ID=66951997

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202200090A UA128772C2 (uk) 2019-06-12 2020-06-05 Холоднокатана мартенситна сталь і спосіб одержання мартенситної сталі

Country Status (10)

Country Link
US (1) US20220298614A1 (uk)
EP (1) EP3983568A1 (uk)
JP (1) JP7547392B2 (uk)
KR (1) KR102708271B1 (uk)
CN (1) CN113811624B (uk)
MA (1) MA56172A (uk)
MX (1) MX2021015171A (uk)
UA (1) UA128772C2 (uk)
WO (2) WO2020250009A1 (uk)
ZA (1) ZA202108295B (uk)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN117916398A (zh) * 2021-10-13 2024-04-19 日本制铁株式会社 冷轧钢板及其制造方法以及焊接接头
CA3236022A1 (en) * 2021-10-29 2023-05-04 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR20240075880A (ko) * 2021-10-29 2024-05-29 아르셀러미탈 냉연 열처리 강판 및 그 제조 방법
KR20240172748A (ko) * 2022-05-19 2024-12-10 아르셀러미탈 마르텐사이트계 강판 및 그 제조 방법
WO2024105428A1 (en) * 2022-11-14 2024-05-23 Arcelormittal High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same
WO2024105429A1 (en) * 2022-11-14 2024-05-23 Arcelormittal High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same
KR102883695B1 (ko) * 2022-12-20 2025-11-10 주식회사 포스코 냉연강판 및 그 제조방법
EP4689211A1 (en) * 2023-03-27 2026-02-11 ArcelorMittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR20250138226A (ko) * 2023-04-05 2025-09-19 아르셀러미탈 냉간 압연되고 열처리된 강판 및 그 제조 방법
CN118685717B (zh) * 2024-06-05 2025-12-16 河北河钢材料技术研究院有限公司 一种1700MPa级马氏体冷轧高强钢及其生产方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3837400C2 (de) * 1988-11-01 1995-02-23 Mannesmann Ag Verfahren zur Herstellung nahtloser Druckbehälter
JP2528387B2 (ja) * 1990-12-29 1996-08-28 日本鋼管株式会社 成形性及びストリップ形状の良好な超高強度冷延鋼板の製造法
JPH0841535A (ja) * 1994-07-29 1996-02-13 Nippon Steel Corp 低温靱性に優れた高硬度耐摩耗鋼の製造方法
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
JP4947176B2 (ja) * 2010-03-24 2012-06-06 Ｊｆｅスチール株式会社 超高強度冷延鋼板の製造方法
JP5655356B2 (ja) * 2010-04-02 2015-01-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低温焼戻脆化割れ性に優れた耐摩耗鋼板
JP5126399B2 (ja) * 2010-09-06 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
UA113529C2 (xx) * 2011-11-28 2017-02-10 Мартенситні сталі з міцністю при розтягуванні 1700-2200 мпа
JP5966730B2 (ja) * 2012-07-30 2016-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃摩耗特性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
JP5821911B2 (ja) * 2013-08-09 2015-11-24 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
CN103469112A (zh) * 2013-09-29 2013-12-25 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性冷轧双相带钢及其制造方法
BR112016012424B1 (pt) * 2013-12-11 2019-08-27 Arcelormittal folha de aço martensítico, diretamente obtida após laminação a frio, recozimento e resfriamento e método para produzir uma folha de aço martensítico laminada a frio e recozida
WO2015088523A1 (en) * 2013-12-11 2015-06-18 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. Cold rolled and annealed steel sheet
KR101568549B1 (ko) * 2013-12-25 2015-11-11 주식회사 포스코 우수한 굽힘성 및 초고강도를 갖는 열간 프레스 성형품용 강판, 이를 이용한 열간 프레스 성형품 및 이들의 제조방법
EP3187613B1 (en) * 2014-12-12 2019-09-04 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same
JP6245220B2 (ja) * 2015-05-29 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靱性および耐腐食摩耗性に優れた耐摩耗鋼板
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
KR101725274B1 (ko) * 2015-10-16 2017-04-10 삼화스틸(주) 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2017125773A1 (en) * 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
KR101917472B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 항복비가 낮고 균일연신율이 우수한 템퍼드 마르텐사이트 강 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
MA56172A (fr) 2022-04-20
US20220298614A1 (en) 2022-09-22
EP3983568A1 (en) 2022-04-20
BR112021021695A2 (pt) 2021-12-21
JP7547392B2 (ja) 2024-09-09
MX2021015171A (es) 2022-01-18
KR102708271B1 (ko) 2024-09-20
WO2020250098A1 (en) 2020-12-17
WO2020250009A1 (en) 2020-12-17
CN113811624A (zh) 2021-12-17
CN113811624B (zh) 2023-10-20
JP2022537932A (ja) 2022-08-31
CA3139633A1 (en) 2020-12-17
KR20220005572A (ko) 2022-01-13
ZA202108295B (en) 2022-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
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
UA128772C2 (uk) Холоднокатана мартенситна сталь і спосіб одержання мартенситної сталі
US12509742B2 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent shear workability and method for manufacturing same
JP2016180140A (ja) 成形性に優れた高強度鋼板
JP6434348B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板
EP4569150A1 (en) A cold rolled martensitic steel and method of producing thereof
WO2023223078A1 (en) A martensitic steel sheet and a method of manunfacturing thereof
RU2802417C2 (ru) Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения указанной стали
RU2785760C1 (ru) Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения мартенситной стали
CA3138625A1 (en) Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CA3139633C (en) A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
RU2795439C1 (ru) Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения
RU2788613C1 (ru) Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения
WO2025056941A1 (en) A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof
JPWO2016157257A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法