UA129075C2 - Холоднокатаний і підданий подвійному відпалу сталевий лист - Google Patents

Холоднокатаний і підданий подвійному відпалу сталевий лист Download PDF

Info

Publication number
UA129075C2
UA129075C2 UAA202300720A UAA202300720A UA129075C2 UA 129075 C2 UA129075 C2 UA 129075C2 UA A202300720 A UAA202300720 A UA A202300720A UA A202300720 A UAA202300720 A UA A202300720A UA 129075 C2 UA129075 C2 UA 129075C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
steel
sheet according
annealed
rolled
Prior art date
Application number
UAA202300720A
Other languages
English (en)
Inventor
Астрід Перлад
Канінь Чжу
Фредерік Кеґель
Original Assignee
Арселорміттал
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=71895049&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=UA129075(C2) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Арселорміттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA129075C2 publication Critical patent/UA129075C2/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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • B23K11/11—Spot welding
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/24—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
    • 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
    • C21D2211/005—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)

Abstract

Цей винахід стосується холоднокатаного і підданого подвійному відпалу сталевого листа, виготовленого зі сталі, що має склад, який містить, у масових відсотках: C: 0,03-0,18, Mn: 6,0-11,0, 0,2≤Al<3, Mo: 0,05-0,5, B: 0,0005-0,005, S≤0,010, P≤0,020, N≤0,008, і, необов'язково, містить один або кілька з таких елементів, у масових відсотках: Si≤1,20, Nb≤0,050, Ti≤0,050, Cr≤0,5, V≤0,2, при цьому рештою складу є залізо і неминучі домішки, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка містить, у частках поверхні: від 0 до 45 % - фериту, від 20 до 50 % - залишкового аустеніту, від 5 до 80 % - відпаленого мартенситу, менше 5 % - свіжого мартенситу, вміст вуглецю [C]A і марганцю [Mn]A в аустеніті, виражений у масових відсотках, такий, що співвідношення ([C]A²×[Mn]A)/(C %²×Mn %) становить від 4,5 до 11,0, при цьому C % і Mn % являють собою номінальні значення вмісту С і Mn в сталі у масових відсотках, і щільність карбідів нижче за 4×106/мм².

Description

і, необов'язково, містить один або кілька з таких елементів, у масових відсотках: і«1,20,
Мра0,050,
Тіх0,050,
Ст«0,5,
М«0,2, при цьому рештою складу є залізо і неминучі домішки, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка містить, у частках поверхні: від О до 45 95 - фериту, від 20 до 50 95 - залишкового аустеніту, від 5 до 80 95 - відпаленого мартенситу, менше 5 95 - свіжого мартенситу, вміст вуглецю |С|д і марганцю |Мп|д в аустеніті, виражений у масових відсотках, такий, що співвідношення (ІСІа"хІМп|)лС 902хМп 90) становить від 4,5 до 11,0, при цьому С 95 ії Мп 95 являють собою номінальні значення вмісту С і Мп в сталі у масових відсотках, і щільність карбідів нижче за 4х105/мм".
Цей винахід відноситься до високоміцного сталевого листа, що має хороші характеристики зварюваності, і способу одержання такого сталевого листа.
Для виробництва різних виробів, таких як-от деталі структурних елементів і панелей кузова автомобільних транспортних засобів, відоме застосування листів, виготовлених з ОрР- (двофазних) сталей або ТКІР-сталей (з пластичністю, зумовленою перетворенням).
Одна з головних проблем автомобільної промисловості полягає у зменшенні маси транспортних засобів для підвищення ефективності використання в них палива, без зневаги до вимог безпеки і у світлі охорони глобального довкілля. З метою досягнення відповідності зазначеним вимогам у сталеливарній промисловості постійно розробляються нові високоміцні сталі для того, Щоб мати листи з підвищеною границею плинності і міцністю на розрив, а також хорошою тягучістю і формованістю.
Сутність однієї з розробок, виконаних для покращення механічних властивостей, полягає у збільшенні вмісту марганцю в сталі. Присутність марганцю сприяє підвищенню тягучості сталей завдяки стабілізації аустеніту. Однак ці сталі демонструють погіршення властивостей, зумовлене крихкістю. Для подолання згаданої проблеми додають такі елементи, як бор.
Зазначені хімічні композиції з додаванням бору є дуже в'язкими на стадії гарячої прокатки, а гаряча смуга є надто твердою для подальшої переробки. Найбільш ефективним способом пом'якшення гарячої смуги є періодичний відпал, але він призводить до втрати в'язкості.
На додаток до згаданих вимог стосовно механічних властивостей, такі сталеві листи повинні показувати хорошу стійкість до рідкометалевої крихкості (МЕ). Сталеві листи, вкриті цинком або цинковим сплавом, є дуже ефективними відносно корозійної стійкості і, тому, широко застосовуються в автомобільній промисловості. Однак на практиці було виявлено, що дугове зварювання або зварювання електроопіром певних сталей може спричиняти виникнення конкретних тріщин внаслідок явища, званого рідкометалічним окрихчуванням ("МЕ"), або утворенням тріщин, спричинених впливом рідкого металу (ІМАС"). Це явище характеризується проникненням рідкого п по границях зерен лежачої нижче сталевої основи під дією прикладених напружень або внутрішніх напружень, які виникають в результаті жорсткого закріплення, теплового розширення або перетворення фаз. Відомо, що додавання елементів, подібних до вуглецю або кремнію, шкідливо впливає на стійкість до І МЕ.
В автомобільній промисловості зазвичай визначають таку стійкість шляхом введення верхнього граничного значення так званого показника схильності до І МЕ, який розраховується за наступним рівнянням:
Показник схильності до ГМЕ-СоюБів/4,
Де 95 С і 95 5і позначають, відповідно, масові відсотки вуглецю і кремнію в сталі.
Публікація УМО 2020011638 стосується способу одержання холоднокатаної сталі із вмістом марганцю від середнього до проміжного (Мп від 3,5 до 12 95) і зниженим вмістом вуглецю.
Описані два технологічні маршрути. Перший маршрут включає одноразовий міжкритичний відпал холоднокатаного сталевого листа. Другий маршрут включає подвійний відпал холоднокатаного сталевого листа, причому перший маршрут є повністю аустенітним, а другий маршрут є міжкритичним. Завдяки вибору температури відпалу досягається оптимальне співвідношення між міцністю на розрив і подовженням. Шляхом зниження температури відпалу досягається збагачення аустенітом, яке має на увазі наявність високого значення величини напруження зламу по товщині. Однак мала кількість вуглецю і марганцю, що використовується у винаході, обмежує міцність сталевого листа на розрив величинами не вище 980 МПа.
З урахуванням вищесказаного, мета цього винаходу полягає у вирішенні вищезгаданої проблеми і одержанні сталевого листа, який володіє поєднанням дуже хороших механічних властивостей, які включають міцність на розрив Т5, рівну 900 МПа або вище, однорідне подовження ШЕ, яке дорівнює 11 95 або більше, границю плинності 700 МПа або вище і задовольняють умові ((У5-200)хХО0Е-(Т5-300)Хх ТЕС ох МпУю) вище 29000, при цьому ТЕ є загальним подовженням листа, вираженим в 95, міцність на розрив Т5 виражена в МПа, границя плинності У5 виражений МПа, однорідне подовження ШЕ виражене в 95, Со і Мпоь є номінальні мас. Фо С і Мп в сталі.
Переважно, сталевий лист характеризується загальним подовженням ТЕ, яке дорівнює 15,0 о або більше.
Переважно, сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується показником схильності до І МЕ, який становить менше 0,36.
Переважно, сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент визначають таким чином:
Секв- Сто 5ІУв/55--Сг90/20--М пУв/19-АЇУв/18-2,2Рус-3,24895-0,133"МпУо" Мо 60 при цьому кількості елементів виражені у масових відсотках.
Переважно, шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей зі сталевого листа, відповідного винаходу, характеризується значенням с, що дорівнює, щонайменше 30 данН/мм-.
Завдання цього винаходу досягається одержанням сталевого листа за п. 1. Сталевий лист також може включати будь-які характеристики будь-якого з пп. 2-10, взяті окремо або у поєднанні.
Іншим завданням цього винаходу є шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей за п. 11.
Далі винахід буде докладно описаний і проілюстрований прикладами без введення обмежень.
Згідно винаходу, вміст вуглецю становить від 0,03 95 до 0,18 95 для забезпечення характеристик задовільної міцності і хорошої зварюваності. При вмісті вуглецю вище 0,18 905 можуть знижуватися зварюваність сталевого листа і стійкість до МЕ. Від вмісту вуглецю залежить температура томління: що вище вміст вуглецю, то нижча температура томління для стабілізації аустеніту. Якщо вміст вуглецю нижче 0,03 95, міцність відпаленого мартенситу є недостатньою для досягнення показника Т5 вище 900 МПа. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст вуглецю становить від 0,05 до 0,15 95. В іншому варіанті здійснення винаходу вміст вуглецю становить від 0,08 до 0,12 95 або більш переважно, від 0,08 до 0,10 95.
Вміст марганцю становить від 6,0 до 11,0 95. При додаванні понад 11,0 95 може знижуватися зварюваність сталевого листа і продуктивність складання деталей. Крім того, підвищується ризик виникнення осьової сегрегації до рівня шкідливого впливу на механічні властивості.
Оскільки температура томління значною мірою залежить від вмісту марганцю, визначається мінімальна кількість марганцю для стабілізації аустеніту, з метою одержання після томління заданої мікроструктури і міцності. Переважно вміст марганцю становить від 6,0 95 до 9 90.
Згідно винаходу, вміст алюмінію становить від 0,2 до З 95 для зменшення сегрегації марганцю при розливанні. Алюміній є дуже ефективним елементом для розкиснення сталі при обробці рідкої фази. При додаванні понад З 95 може знижуватися зварюваність сталевого листа, в стані безпосередньо після лиття. До того ж, важко досягати міцності на розрив понад 900
МПа. Крім того, що вищий вміст алюмінію, то вища температура томління для стабілізації аустеніту. Алюміній додають у кількості, щонайменше аж до 0,2 95 для підвищення стійкості продукту до змін шляхом збільшення міжкритичного діапазону, а також для покращення зварюваності. Крім того, алюміній можна додавати, щоб уникнути виникнення проблем, пов'язаних з утворенням включень і окисненням. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст алюмінію становить від 0,2 до 2,2 95, а більш переважно, від 0,7 до 2,2 905.
Вміст молібдену становить від 0,05 95 до 0,5 95 для зменшення сегрегації марганцю при розливанні. Крім того, додавання щонайменше 0,05 95 молібдену забезпечує стійкість до окрихчування. При введенні понад 0,5 95 додавання молібдену є коштовним і неефективним з точки зору необхідних властивостей. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст молібдену становить від 0,15 до 0,35 905.
Згідно винаходу, вміст бору становить від 0,0005 95 до 0,005 95 для покращення жорсткості сталевого гарячекатаного листа і зварюваності холоднокатаного сталевого листа при точковому зварюванні. При вмісті вище 0,005 95 активується утворення карбідів бору на попередніх границях зерен аустеніту, що робить сталь більш крихкою. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст бору становить від 0,001 95 до 0,003 95.
До композиції сталі, що відповідає винаходу, необов'язково, можна додавати деякі елементи.
Максимальна добавка кремнієвого вмісту для підвищення стійкості до ЇМЕ обмежується величиною 1,20 95. На додаток до цього, зазначений низький вміст кремнію забезпечує можливість спрощення процесу за рахунок виключення стадії травлення сталевого гарячекатаного листа перед відпалом гарячекатаного листа. Переважно, максимальний вміст додаваного кремнію становить 0,8 95.
Титан можна додавати до досягнення концентрації 0,050 95 для забезпечення дисперсійного зміцнення. Переважно, додають мінімум 0,010 95 титану на додаток до бору, щоб запобігти утворенню бором сполуки ВМ.
Ніобій, необов'язково, можна додавати до досягнення концентрації 0,050 95 для витончення зерен аустеніту під час гарячої прокатки і забезпечення дисперсійного зміцнення. Переважно, мінімальна кількість доданого ніобію становить 0,010 905.
Хром і ванадій, необов'язково, можна додавати до досягнення концентрації, відповідно, 0,5
Фо і 0,2 У6 для забезпечення підвищеної міцності.
Решта складу сталі є залізо і домішки, що утворюються в результаті виплавляння. Стосовно цього, щонайменше Р, 5 і М вважаються залишковими елементами, які є неминучими домішками. Їх вміст дорівнює 0,010 95 або менше для 5; 0,020 95 або менше для Р і 0,008 95 або менше для М.
Далі буде описано мікроструктуру сталевого листа згідно винаходу. Вона містить, в частках поверхні: - від 0 95 до 45 95 фериту, - від 20 95 до 50 95 залишкового аустеніту, - від 5 до 80 95 відпаленого мартенситу, - менше 5 95 свіжого мартенситу, - вміст вуглецю |СІ. ії марганцю |Мпи|д в аустеніті, виражений у мас. 95, такий, що відношення (ІСІА"х(Мп|А)Сов2хМпою) становить від 4,5 до 11,0, при цьому Суб і Мп є номінальними значеннями вмісту вуглецю і марганцю у масових відсотках в сталі і - щільність карбідів становить менше 4х106/мм".
Мікроструктура сталевого листа, відповідного винаходу, містить від 20 95 до 50 95 залишкового аустеніту. При концентраціях аустеніту нижче 20 95 величина однорідного подовження ШЕ вне може досягати мінімального значення, яке дорівнює 11,0 95. При концентраціях вище 50 95 границя плинності становить нижче 700 МПа.
Такий аустеніт може утворитися в ході міжкритичного відпалу сталевого гарячекатаного листа, а також протягом першого відпалу холоднокатаного сталевого листа або другого відпалу в результаті перетворення частини мартенситу при високій температурі.
Концентрації вуглецю |С|д і марганцю |Мп|А в аустеніті, виражені у масових відсотках, є такими, що відношення (ІСІда"х|Мп|д)С96"хМпоо) становить від 4,5 до 11,0, при цьому Сб і МпУо є номінальними значеннями вмісту С і Мп в сталі у масових відсотках. Ця формула показує рівень виділення вуглецю і марганцю у залишковий аустеніт. Коли зазначене відношення менше 4,5, границя плинності не може досягати мінімального рівня, який дорівнює 700 МПа. Коли зазначене відношення більше 11,0, залишковий аустеніт є надто стабільним для прояву адекватного ТКІР-ТУ/ЛР ефекту при деформації. Такий ефект ТМ/ЛР-ТКІР пояснюється, зокрема, в роботі "ОБрзегуайоп-ої-їпе- ГМІР-ТВІР-Ріавіїспу-Епнапсетепі-Меспапівзт-іп-АІ-Аадеа-6-МлЛ-Реї-
Меаїішт-Мп-5їее!", БОЇ: 10.1007/511661-015-2854-72, Те Міпега!5, Меїа!5 4 Маїегіа!в босієїу апа
А5М Іпіегтаїйопаї! 2015, р. 2356 Моїште 46А, дипе 2015 (5.1 ЕЕ, К.І ЕЕ, апа В. С. ОЕ СООМАМ).
Мікроструктура сталевого листа, відповідного винаходу, містить від 0 до 45 95 фериту. Такий ферит може утворитися в ході першого відпалу холоднокатаного сталевого листа, коли його проводять при температурі нижче температури Ас3 холоднокатаного сталевого листа. Коли перший відпал холоднокатаного сталевого листа проводиться при температурі вище значення
АсЗ3 для холоднокатаного сталевого листа, ферит не присутній. У переважному варіанті здійснення такий ферит рекристалізується і демонструє рівновісні зерна з коефіцієнтом форми менше 2.
Мікроструктура сталевого листа, що відповідає винаходу, містить від 5 до 80 95 відпаленого мартенситу. Такий мартенсит може утворюватися при охолодженні сталевого гарячекатаного листа після міжкритичного відпалу за рахунок перетворення частини аустеніту, менш збагаченої вуглецем і марганцем у порівнянні з номінальними значеннями. Однак в основному він утворюється при охолодженні сталевого холоднокатаного листа після першого відпалу, а потім відпалюється в ході другого відпалу холоднокатаного сталевого листа. Такий відпалений мартенсит може бути відпущеним мартенситом і/або регенерованим, і/або рекристалізованим мартенситом. Коли другий відпал здійснюють у діапазоні більш низьких температур, мартенсит, переважно, може бути відпущеним мартенситом і регенерованим мартенситом. Коли другий відпал здійснюють у діапазоні більш високих температур, мартенсит, переважно, може бути регенерованим і рекристалізованим мартенситом.
Свіжий мартенсит може бути наявним у кількості менше 5 95 в частках поверхні, але він не є фазою, бажаною в мікроструктурі сталевого листа, відповідного винаходу. Він може утворюватися на кінцевій стадії охолодження до кімнатної температури внаслідок перетворення нестабільного аустеніту, збідненого марганцем і вуглецем. Справді, зазначений нестабільний аустеніт з низьким вмістом вуглецю і марганцю призводить до того, що початкова температура утворення мартенситу, М5, становить вище 20 "С. Для досягнення кінцевих механічних властивостей вміст свіжого мартенситу повинен становити менше 5 95, а переважно менше З 95, або, ще краще, скорочуватися до 0 95 становити менше 5 95, а переважно менше 3 95, або, ще краще, зменшуватися до 0 95.
Нарешті, щільність карбідів повинна зберігатися нижче 4х1056/мм? для забезпечення того, бо щоб значення виразу (у 5-200)хОЕ («Т5-300Хх ТЕС Ух Мпоб) залишалося більшим за 29000.
У першому варіанті здійснення мікроструктура містить від 5 95 до 25 95 фериту, від 25 95 до 50 95 залишкового аустеніту і від 25 95 до 70 95 відпаленого мартенситу.
В іншому варіанті здійснення мікроструктура не містить фериту, а містить від 25 95 до 45 90 залишкового аустеніту і від 55 95 до 75 9о відпаленого мартенситу.
Сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується міцністю на розрив, Т5, що дорівнює 900 МПа або вище, однорідним подовженням ШЕ, рівним 11 95 або більше, границею плинності, що дорівнює 700 МПа або вище, і відповідає виразу |((и5-200)ХО0Еч(Т5-
З00)х ТЕС охМпов), який становить більше 2 000, при цьому ТЕ є загальним подовженням листа.
Переважно, сталевий лист характеризується загальним подовженням ТЕ, яке дорівнює 15,0 о або більше.
Переважно, сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується показником схильності до МЕ нижче 0,36.
Переважно, сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент визначається таким чином:
Секв- Сов 51У6/55--СгУ0/20--М пув/19-АЇ96/18-2,2Роб-3,24В95-0,133"Мпою" Мо, при цьому концентрації елементів виражені у масових відсотках.
Зварну конструкцію можна виготовляти шляхом одержання двох деталей з листів сталі, відповідних винаходу, а потім здійснення контактного точкового зварювання двох сталевих деталей.
Шви контактного точкового зварювання, що з'єднують перший лист з другим, відрізняються високою стійкістю у випробуванні на розтяг хрестоподібного зразка, яка визначається величиною а, яка дорівнює, щонайменше 30 даН/мм-.
Сталевий лист, що відповідає винаходу, можна одержувати будь-яким відповідним способом виготовлення, і його може визначати фахівець в цій галузі техніки. Однак переважно використовувати спосіб згідно винаходу, який включає наступні стадії:
Одержують напівпродукт, здатний піддаватися подальшій гарячій прокатці, зі складом сталі, описаним вище. Цей напівпродукт нагрівають до температури від 1150 "С до 1300 "С для можливості полегшення гарячої прокатки з кінцевою температурою гарячої прокатки КТП, яка становить від 800 "С до 1000 "С. Переважно температура КТП становить від 850 "С до 950 "С.
Потім сталевий гарячекатаний лист охолоджують і змотують в рулон при температурі Трулон, що становить від 20 "С до 650 "С, а переважно від З00 до 500 "С.
Після цього сталевий гарячекатаний лист охолоджують до кімнатної температури, і його можна піддавати травленню.
Потім сталевий гарячекатаний лист нагрівають до температури відпалу Твгл, що знаходиться в діапазоні від температури Тс до 680 "С. Значення Тс відповідає температурі, за якої повністю розчиняються карбіди, і їх можна визначати шляхом досліджень методом РЕС-
ЗЕМ після термообробки. Відпал у зазначеному діапазоні дозволить мінімізувати частку поверхні, яку займають карбіди, і активувати повторне виділення марганцю в аустеніт. Крім того, при температурі нижче 680 "С мікроструктура не укрупнюється. Температура Тс вище температури Ас!, оскільки Тс є граничною лінією між трифазною областю ферит/аустеніт/карбіди і двофазною областю ферит/аустеніт, яка знаходиться вище температури Асі, оскільки Асі є граничною лінією між областю ферит/карбід і областю ферит/аустеніт. Переважно, температура Твгл становить від 600 "С до 680 70.
Сталевий лист витримують при зазначеній температурі Твгл протягом періоду витримування,
Ївгл, що становить від 0,1 до 120 год., для активування дифузії марганцю. Крім того, зазначена термообробка сталевого гарячекатаного листа дозволяє знижувати твердість при одночасному збереженні його в'язкості.
Потім гарячекатаний і термооброблений сталевий лист охолоджують до кімнатної температури, і його можна піддавати травленню для усунення окиснення.
Після цього здійснюють холодну прокатку гарячекатаного і термообробленого сталевого листа зі ступенем обтискання від 20 95 до 80 95.
Далі холоднокатаний сталевий лист піддають першому відпалу при температурі Ті, що становить від значення (Ас1--Ас3)/2 до (Ас3-80), протягом періоду часу витримування, їх, що становить від 10 до 1800 с. Якщо Т: вище за вказану границю, при кімнатній температурі може стабілізуватися недостатня кількість аустеніту. Переважно, Ті: становить від 720 до 900 "С і більш переважно від 720 "С до 870 "С, а час ї- становить від 100 до 1000 с. Такий відпал можна виконувати в режимі безперервного відпалу.
Потім холоднокатаний і відпалений сталевий лист охолоджують до температури нижче 80 60 "б, переважно із середньою швидкістю охолодження, щонайменше 0,1 "С/с, а переважно,
щонайменше 1 "С/с. Після цього мікроструктура листа складається з аустеніту і мартенситу, а також може містити ферит, якщо температура відпалу становила нижче за значення Ас3. Такий ферит не буде наявним, якщо відпал виконують при температурі вище Ас3.
Після охолодження далі здійснюють стадію другого відпалу сталевого листа при температурі Т2, що становить від 350 до 650 "С протягом періоду часу їз від 1 до 100 год.
Переважно, Тг2 становить від 400 до 650 "С, а ї»2 становить від 1 до 50 год. Зазначену стадію можна здійснювати в режимі періодичного відпалу.
Основна мета другого відпалу полягає у відпусканні мартенситу на початку відпалу, коли температура є все ще низькою. Потім, коли температура підвищується, продовжується повторне виділення вуглецю і марганцю в аустеніт із сусіднього мартенситу. Нарешті, коли температура досягає значення Т2, частина мартенситу перетворюється на аустеніт.
Температура Т2 другого відпалу залежить від хімічного складу, умов проміжного періодичного відпалу і першого відпалу. Вона має бути досить низькою для обмеження утворення нестабільного аустеніту, який далі перетворювався б на свіжий мартенсит з невеликою деформацією, що призводить, як до зниження границі плинності так і до скорочення подовження. Вона повинна бути досить низькою, щоб уникнути утворення нестабільного аустеніту, який перетворювався б на свіжий мартенсит при кінцевому охолодженні, що призводить до скорочення подовження. Вона повинна бути досить високою, щоб уникнути утворення занадто великої кількості карбідів, які споживають вуглець і марганець, і призводять до зниження міцності. Зазначене утворення карбідів може відбуватися особливо, коли температура Тег другого відпалу становить нижче значення Тс сталевого листа.
Температура Т2 другого відпалу повинна бути також досить високою, щоб уникнути утворення занадто стабільного аустеніту, що призводить до зменшення подовження внаслідок відсутності ТКІР-ТУМІР;-ефекту.
Потім холоднокатаний і підданий подвійному відпалу сталевий лист охолоджують до кімнатної температури, і в ході такого охолодження може утворюватися невелика частка свіжого мартенситу внаслідок перетворення частини аустеніту збідненого марганцем і вуглецем.
Після цього на лист можна наносити покриття будь-яким відповідним способом, включаючи нанесення покриття зануренням у розплав, електроосадження або вакуумне напилення цинку або сплавів на його основі, або алюмінію або сплавів на його основі.
Далі винахід буде проілюстровано наступними прикладами, які жодним чином не є обмежувальними.
Приклади
Сталі трьох марок, склади яких наведені в таблиці 1, відливали у вигляді напівпродуктів і переробляли на сталеві листи.
Таблиця 1
Склади
Випробувані склади зведені в наступній таблиці, в якій вміст елементів виражений у масових відсотках сек|е (ех ев 1518 115 1617 Пен
А Щ|0,07|7,921Щ|0,90 0,322 10002 Ю,001Щ10,011 Ю003| - Юоз2Ю,015| 560 | 830 (015 в 10.09 |9,53Щ|1,69 0,325 (00023 0,001| 0,01 0,003) - 0,031 0,015) 550 | 845 |0М16 іс (015 |7,72Щ|0,94 (0,218 |0,0027 ЮО02|0,012 Ю003| 0,02 | - (018) 560 | 820 |0,33
Температури Ас! і Ас3 холоднокатаних листів визначені за допомоги дилатометричних випробувань і металографічного аналізу.
Таблиця 2. Параметри процесу одержання гарячекатаних і термооброблених сталевих листів
Безпосередньо після відливки сталеві напівпродукти повторно нагрівали при 1200 "С, здійснювали гарячу прокатку, а потім змотували в рулони. Після цього гарячекатані і змотані в рулони сталеві листи піддають термообробці при температурі Твгл і підтримують при зазначеній температурі протягом часу витримування, ївгл. Для одержання гарячекатаних (і термооброблених сталевих листів застосовували такі конкретні умови:
Таблиця 2
Параметри процесу одержання гарячекатаних і термооброблених сталевих листів 7271. А щ (90 2 5 щ | 450 | 60 | ло 772 | А щ (90 щЩ | 450 | 60 | ло 7793 | А щ90 2 5 щЩ З| 450 | 60 | ло 774 А щЩ 90 | 450 | 60 | ло 775 А 90 | 450 | 60 | 0 76 |В ющк90 | 450 | 60 | ло 277. | в ющ90 щ | 450 | 60 | ло 78 | 8 ющюк90 | 450 | 60 | ло 7579 |В ющ юк90 | 450 | 60 | ло
Підкреслені значення: параметри, які не дозволяють досягати заданих властивостей
Таблиця 3. Параметри процесу одержання холоднокатаних, підданих подвійному відпалу сталевих листів
Потім здійснюють холодну прокатку одержаного гарячекатаного і термообробленого сталевого листа. Після цього холоднокатаний сталевий лист спочатку відпалюють при температурі Ті: і витримують при зазначеній температурі протягом періоду часу витримування, ії, перед охолодженням зі швидкістю охолодження 2 "С/с. Далі сталевий лист нагрівають другий раз при температурі Т» і витримують при зазначеній температурі протягом періоду витримування, 2, перед охолодженням до кімнатної температури. Для одержання холоднокатаних і відпалених сталевих листів застосовували такі конкретні умови:
Таблиця З
Параметри процесу одержання холоднокатаних, підданих подвійному відпалу сталевих листів 11111111 1 нос) | оо | ьо) а Ї777717171717171711750777717171717171171 17111780 17112го | 5 | 8 281 77777117171717111750177717171717171711 17111780 17120 | 5 | 8 7771747 Ї777771711111150777717171717171717111780 1711 л12го | 5 | в 251 Ї7777717171717111717507777777171711 17117801 120 | 60 | 8 777650 .-ЮюЮюЮюЮДЛЇ1711750 1 250 | 420 | то 7787 Ї1777777171717111750 77777777 1711880 17120 | 5 | то 779.50 юю С | 880 | 120 | 630 | то
Підкреслені значення: параметри, які не дозволяють досягати заданих властивостей
Потім виконували аналіз холоднокатаних і відпалених листів, і відповідні дані щодо елементів мікроструктури, механічних властивостей і характеристик зварюваності, наведені, відповідно, в таблицях 4, 5 і 6.
Таблиця 4. Мікроструктура холоднокатаного і підданого подвійному відпалу сталевого листа
Були визначені відсоткові вмісти фаз мікроструктур одержаних холоднокатаних і підданих подвійному відпалу сталевих листів.
Величини (Сід ї |Мп|А відповідають кількостям вуглецю і марганцю в аустеніті, вираженим у масових відсотках. Їх вимірюють методом дифракції рентгенівських променів у разі вуглецю,
Сов, і з використанням електронно-зондового мікроаналізатора з польовою емісійною гарматою у разі марганцю, Мп.
Частки фаз на поверхні мікроструктури визначають наступним способом: для виявлення мікроструктури з холоднокатаного і підданого подвійному відпалу сталевого листа вирізають зразок для випробувань, полірують і піддають травленню реагентом, відомим в такій якості.
Після цього вирізаний зразок досліджують з допомогою електронного сканувального мікроскопа, наприклад, сканувального електронного мікроскопа з польовою емісійною гарматою ("РЕС-
ЗЕМ") при збільшенні більше 5000, в режимі реєстрації вторинних електронів.
Відпалений мартенсит може відрізнятися від свіжого мартенситу за морфологією: відпалений мартенсит має гладку поверхню, іноді з карбідами всередині, на відміну від свіжого мартенситу, який має шорстку поверхню і не містить карбідів.
Визначення частки фериту на поверхні здійснюють з допомогою досліджень методом СЕМ після травлення реагентами ніталь або пікраль/ніталь.
Визначення об'ємної частки залишкового аустеніту виконують методом дифракції рентгенівських променів.
Щільність виділених карбідів визначають через посередництво вирізаного з листа зразка, досліджуваного з допомогою сканувального електронного мікроскопа з польовою емісійною гарматою ("РЕС-5ЕМ") і аналізу зображень зі збільшенням більше 15000,
Таблиця 4
Мікроструктура холоднокатаного і підданого подвійному відпалу сталевого листа
В Ферит Відпалений Залишковий ІСІ ІМп)я ІСІХІМПІА Свіжий Щільність ипробування (96) мартенсит аустеніт (95) (д06 | (90 (Со6гхМпе) мартенситі| карбідів со мас.) | мас.) со («4х106/мм2 7117151 67 | 18 |021|11| 135 | 0 | да ( 77728 |151| 65 | 20 |0й2з|107| 156 | 0 | да ( 773 |715| 62 | 23 |022|105| 137 | 0 | да ( 74 117151 58 | 27 |0й2го|105| Мм5 | 0 | да ( 75 |151| 48 | 37 (015106! 67 | 0 | да ( 76 |40| 37 | 23 |б2г4|118| 91 | 0 | да ( 77.40 | 26 | 34 |б2|і1ї15| 66 | 0 | да ( 778 01 76 | 24 |02в|125| 127 | 0 | да (
ИЙ | 0 | 60 | 40 |бго|10о8| 53 | 0 | да | 70 | 27 | 48 |б02з|91| 27 | 15 | да ( 21777170 | 32 | 49 |б25|92| 32 | 9 | да ( 12 | 70 | 37 | 50 |029193| 43 | з | да ( 13 | 70 | 43 | 47 |030194| 48 | 0 | да ( 714. | 70 | 46 | 44 |032|95| 55 | 0 | да ( | 70 | 50 | 40 |035196| 66 | 0 | да ( 16 | 70 | 54 | 36 |036198| 71 | 0 | да 717. | 70 | 58 | 32 |039110| 84 | 0 | да ( 18 | 70 | 62 | 28 |043|102| 105 | 0 | да 719 | 70 | 67 | 23 |049|104| 143 | 0 | нет 720 | 01 42 | 50 |025|90| 32 | 8 | да ( 21 | 01 47 | 50 |б02в|і9л1| 34 | з | да ( 722 | 0 | 55265 | 42 |033194| 59 | 0 | да ( 723 | 01 62 | 38 |037195| 72 | 0 | да ( 724 | 01 65 | 35 |038197| 80 | 0 | да ( | 0 | 68 | 32 |040199| 89 | 0 | нет 26 | 0 | 72 | 28 |046|102| 119 | 0 | нет 21 | 0 | 76 2 | 24 |049|1104| 141 | 0 | нет 28 | 0 | 80 | 2го Щ|056|1005| 185 | 0 | нет 10 Таблиця 5. Механічні властивості холоднокатаного, підданого подвійному відпалу сталевого листа
Механічні властивості одержаних холоднокатаних, підданих подвійному відпалу сталевих листів визначені і наведені в таблиці нижче.
Границя плинності, 5, міцність на розрив, Т5, а також однорідне і загальне подовження ПЕ, 15 ТЕ, вимірювали відповідно до стандарту ІЗО 6892-1, опублікованому у жовтні 2009 р.
Таблиця 5
Механічні властивості холоднокатаного, підданого подвійному відпалу сталевого листа 77111057 | 5 | 7057 | |: 17034....:.:::::ЗГУУО 78 | ло | 7 | лот | 77777777 рев 76 | 1272 | 117 | 1203 | ..ЙЮЙЮДЮИ777171710о3158877777111111111111 | 58 78 | 1032 | 1051 985 | ог 7777 777 | 916 |179| 823 | щ- 30095... | 238 7101 1372 | 153 | 43 | --:.:/Оо//ооговяз7777 719 2 | 923 |248| 835 | о 28870... :ССГУ 20 | 1380 | 150 | з38 | о 18791. ..:/::::/.:ГГЗО 25 | 895 | 242 | 758 | Ко 25959,.4.Х:.: г 26 | 898 | 227| 778 | оо 2Б00////////77 2 | 899 1197 793 | що 28 | 907 |166| 80 | Б ого
Підкреслені значення: не відповідають заданим величинам
У випробуваннях 1, 2, 3, 4, 8, 19, 26, 27 і 28 листи піддавалися дії температур Т», які були надто низькими. Утворений аустеніт є занадто стабільним, як демонструється значенням показника (ІСІА"хІМп|А)оС"хооМп), яке є занадто високим, що призводить до зменшення однорідного подовження.
На противагу цьому, у випробуваннях 5, 9, 18, 24 листи піддавалися впливу температури ТТ», яка була досить високою для забезпечення того, щоб стабільність аустеніту відповідала заданій величині, що в результаті призводить до дуже хороших значень однорідного і загального подовження.
Крім того, у випробуваннях 19, 25, 26, 27 і 28 листи піддавалися дії температур Т», які були нижче Тс, і містили занадто велику кількість карбідів, яка виходить за границі максимально допустимої величини, яка дорівнює 4х105/мм".
У випробуваннях 10, 11, 12, 20 їі 21 листи піддавалися впливу температур Т», які були надто високими. Утворений аустеніт є занадто нестабільним, як демонструється значенням показника (С1А"хІМп|юо6 Сх Мп), яке є занадто низьким, що призводить до зниження границі плинності.
Крім того, всі зазначені випробування демонстрували утворення деякої кількості свіжого мартенситу, при цьому у випробуваннях 10, 11 і 20 перевищувалася максимально допустима величина, яка дорівнює 5 95. На відміну від цього, у випробуваннях 13 і 22 листи піддавалися дії температури Т2, яка була досить низькою для забезпечення того, щоб стабільність аустеніту відповідала заданій величині, що призводить до досягнення дуже хороших характеристик без утворення свіжого мартенситу.
Таблиця 6. Характеристики зварюваності холоднокатаного, підданого подвійному відпалу сталевого листа
На холоднокатаних, підданих подвійному відпалу сталевих листах було виконано точкове зварювання за умов стандарту ІЗО 18278-2.
У застосовуваному випробуванні зразки складаються з двох листів сталі у формі звареного хрест-на-хрест еквівалента. Для руйнування точки зварювання додається сила. Зазначена сила, відома як міцність на розтяг хрестоподібного зразка (СТ5), виражається в одиницях дан.
Вона залежить від діаметра зварної точки і товщини металу, тобто товщини сталі і металевого покриття. Це забезпечує можливість обчислення коефіцієнта а, який є відношенням величини
СТ5 до добутка діаметра зварної точки і товщини основи. Зазначений коефіцієнт виражається в одиницях дан/мм".
Характеристики зварюваності холоднокатаних і підданих подвійному відпалу сталевих листів визначені і зведені в наступній таблиці:
Таблиця 6
Характеристики зварюваності холоднокатаного, підданого подвійному відпалу сталевого листа 11161171 11111111111111111111110068ССсСсС1С 22281 771111116011117Ї1711111171111111111111110068ССсСсС 81 7111111601117Ї171111111111111111111110068СССсСсСшС 22274776 Ї171111111111111111111110068СССсСсС 511 Ї7111117601171Ї1711117171717171717111111111110068СССсСсСшС 226117 Ї7711111765317Ї11111111111111111111110090сСс21 2811 Ї71111176311Ї17111111111111111111111100901сСс21 28177116 Ї1711111111111111111111110090сСс21
Показник схильності до ГМЕ-Сою--5іо/4, в мас. 95.

Claims (13)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатаний і підданий подвійному відпалу сталевий лист, виконаний із сталі, що має склад, який містить, у масових відсотках: С: 0,03-0,18, Мп: 6,0-11,0, 20 0,2: А, Мо: 0,05-0,5, В: 0,0005-0,005, 5:0,010, Рах0,020,
Мм20,008, при цьому рештою складу є залізо і неминучі домішки, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка містить, у частках поверхні: від 20 до 50 95 - залишкового аустеніту, від 5 до 80 95 - відпаленого мартенситу, менше 5 95 - свіжого мартенситу, вміст вуглецю |С|Ід і марганцю |Мп|д в аустеніті, виражений у масових відсотках, такий, що співвідношення (ІСІА"х|ІМп|)ЛС 902хМп 90) становить від 4,5 до 11,0, при цьому С 95 ії Мп 90 являють собою номінальні значення вмісту С і Мп в сталі у масових відсотках, і щільність карбідів нижче за 4х105/мм".
2. Сталевий лист за п. 1, в якому склад сталі додатково містить один або кілька з таких елементів, у масових відсотках: 5і«1,20, МЬ2х0,050, Тіх0,050, Ст«0,5, М«0,2.
3. Сталевий лист за п. 1 або 2, в якому вміст вуглецю становить від 0,05 до 0,15 95.
4. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-3, в якому вміст марганцю становить від 6,0 до 9 95.
5. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, в якому вміст алюмінію становить від 0,2 до 2,2 9.
6. Сталевий лист за будь-яким із пп. 1-5, у якому мікроструктура також містить до 45 95 фериту.
7. Сталевий лист за п. б, в якому мікроструктура містить: від 5 до 25 о - фериту, від 25 до 50 95 - залишкового аустеніту, і від 25 до 70 95 - відпаленого мартенситу.
8. Сталевий лист за п. 6 або 7, в якому ферит є рівноважним.
9. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-5, в якому мікроструктура містить: від 25 до 45 95 - залишкового аустеніту, і від 55 до 75 95 - відпаленого мартенситу.
10. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-9, в якому міцність на розрив становить 900 МПа або вище, однорідне подовження ШОЕ становить 11 95 або більше, границя плинності У5 становить 700 МПа або вище, а загальне подовження ТЕ, У5, ШОЕ, Т5 є такими, що значення співвідношення |((у5-200)хОЕ (Т15-300)х ТЕ) 95 хМп 95) перевищує 29000.
11. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-10, в якому показник схильності до ЇМЕ менше 0,36.
12. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-11, в якому сталь характеризується вуглецевим еквівалентом Секв, який становить менше 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент визначається таким чином: Секв-С дові Ув/554-Ст 950/20-Мп Ув/19-АЇ Ув/18--2,2Р Уо-3,248 Уо-0,133хМп 96хМо 95, при цьому кількості елементів виражені у масових відсотках.
13. Шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей, виготовлених із холоднокатаного і підданого подвійному відпалу сталевого листа за будь-яким з пп. 1-12, який характеризується значенням с, що становить щонайменше 30 дан/мм-.
UAA202300720A 2020-07-24 2021-07-12 Холоднокатаний і підданий подвійному відпалу сталевий лист UA129075C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2020/056999 WO2022018500A1 (en) 2020-07-24 2020-07-24 Cold rolled and double annealed steel sheet
PCT/IB2021/056241 WO2022018566A1 (en) 2020-07-24 2021-07-12 Cold rolled and double annealed steel sheet

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA129075C2 true UA129075C2 (uk) 2025-01-01

Family

ID=71895049

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202300720A UA129075C2 (uk) 2020-07-24 2021-07-12 Холоднокатаний і підданий подвійному відпалу сталевий лист

Country Status (10)

Country Link
US (1) US12503740B2 (uk)
EP (1) EP4185721A1 (uk)
JP (2) JP7757320B2 (uk)
KR (1) KR102893852B1 (uk)
CN (1) CN115698344B (uk)
CA (1) CA3180655A1 (uk)
MX (1) MX2023000953A (uk)
UA (1) UA129075C2 (uk)
WO (2) WO2022018500A1 (uk)
ZA (1) ZA202210972B (uk)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022018497A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018499A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018498A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018500A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and double annealed steel sheet
WO2022018501A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2025257599A1 (en) * 2024-06-13 2025-12-18 Arcelormittal Annealed and tempered steel sheet, and method for manufacturing the same

Family Cites Families (36)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100985322B1 (ko) 2002-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
CN102925790B (zh) * 2012-10-31 2014-03-26 钢铁研究总院 一种连续退火工艺生产高强塑积汽车用钢板的方法
WO2016001703A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method
US20160312323A1 (en) 2015-04-22 2016-10-27 Colorado School Of Mines Ductile Ultra High Strength Medium Manganese Steel Produced Through Continuous Annealing and Hot Stamping
KR20180009785A (ko) 2015-05-20 2018-01-29 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 저합금 제3세대 초고강도 강
KR101677396B1 (ko) * 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
KR101758522B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
US11414720B2 (en) 2016-01-29 2022-08-16 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet for warm working and method for manufacturing the same
WO2017203311A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts
WO2017212885A1 (ja) * 2016-06-06 2017-12-14 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6837372B2 (ja) 2016-06-06 2021-03-03 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6518949B2 (ja) * 2016-06-28 2019-05-29 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および溶融亜鉛めっき鋼板
CN106244918B (zh) 2016-07-27 2018-04-27 宝山钢铁股份有限公司 一种1500MPa级高强塑积汽车用钢及其制造方法
WO2018055425A1 (en) 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
EP3569727A4 (en) 2017-01-16 2020-07-15 Nippon Steel Corporation STEEL PLATE AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME
JP6811690B2 (ja) 2017-07-05 2021-01-13 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびその製造方法
JP6811694B2 (ja) 2017-08-24 2021-01-13 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびその製造方法
CN107858586B (zh) 2017-11-07 2019-05-03 东北大学 一种高强塑积无屈服平台冷轧中锰钢板的制备方法
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019122961A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
EP3735479A4 (en) 2018-01-05 2021-07-28 The University of Hong Kong AUTOMOTIVE STEEL AND METHOD FOR MANUFACTURING IT
CN112074616B (zh) 2018-02-08 2023-06-27 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 由锌或锌合金涂覆的钢坯料成型制品的方法
EP3594368A1 (de) 2018-07-13 2020-01-15 voestalpine Stahl GmbH Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes
KR102089170B1 (ko) 2018-08-28 2020-03-13 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조방법
KR102109265B1 (ko) 2018-09-04 2020-05-11 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
CN110066964B (zh) 2019-04-09 2021-06-01 东北大学 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法
CN111218621A (zh) 2020-01-08 2020-06-02 湖南科技大学 一种超高强塑积trip钢及其制备方法
WO2022018501A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018504A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018500A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and double annealed steel sheet
WO2022018502A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018497A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018498A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018503A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018499A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet

Also Published As

Publication number Publication date
JP7757320B2 (ja) 2025-10-21
CN115698344B (zh) 2025-09-12
MX2023000953A (es) 2023-02-22
ZA202210972B (en) 2023-07-26
CA3180655A1 (en) 2022-01-27
EP4185721A1 (en) 2023-05-31
KR102893852B1 (ko) 2025-12-02
CN115698344A (zh) 2023-02-03
JP2023534110A (ja) 2023-08-08
KR20230004740A (ko) 2023-01-06
WO2022018566A1 (en) 2022-01-27
US20230295757A1 (en) 2023-09-21
JP2026016438A (ja) 2026-02-03
US12503740B2 (en) 2025-12-23
WO2022018500A1 (en) 2022-01-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA129075C2 (uk) Холоднокатаний і підданий подвійному відпалу сталевий лист
EP1207213B1 (en) High tensile cold-rolled steel sheet excellent in ductility and in strain aging hardening properties, and method for producing the same
JP7820314B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
JP7729844B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
KR102840671B1 (ko) 냉간 압연되고 어닐링된 강판 및 냉간 압연되고 어닐링된 강판을 제조하는 방법
KR101899688B1 (ko) 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판, 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN115605620B (zh) 经冷轧和退火的钢板及其制造方法
UA129074C2 (uk) Холоднокатаний, відпалений сталевий лист або гарячепресована, відпалена сталева деталь
KR102912153B1 (ko) 냉간압연, 어닐링 및 파티셔닝된 강 시트 및 그 제조 방법
JP2023542951A (ja) 冷間圧延被覆鋼板及びその製造方法
RU2809295C1 (ru) Холоднокатаный и подвергнутый двойному отжигу стальной лист
RU2804512C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2804574C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2804576C1 (ru) Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2812256C1 (ru) Холоднокатаный, отожжённый и подвергнутый перераспределению стальной лист и способ его изготовления
RU2810466C1 (ru) Холоднокатаный, отожжённый стальной лист или горячепрессованная, отожжённая стальная деталь
RU2809296C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
WO2022202023A1 (ja) 鋼板
WO2022202020A1 (ja) 鋼板及び溶接継手
BR112022021120B1 (pt) Chapa de aço laminada a frio e duplamente recozida e solda a pontos de resistência de duas peças de aço