[go: up one dir, main page]

UA129529C2 - Холоднокатаний і відпалений сталевий лист та шов контактного точкового зварювання - Google Patents

Холоднокатаний і відпалений сталевий лист та шов контактного точкового зварювання Download PDF

Info

Publication number
UA129529C2
UA129529C2 UAA202300674A UAA202300674A UA129529C2 UA 129529 C2 UA129529 C2 UA 129529C2 UA A202300674 A UAA202300674 A UA A202300674A UA A202300674 A UAA202300674 A UA A202300674A UA 129529 C2 UA129529 C2 UA 129529C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
manganese
rolled
sheet according
cold
Prior art date
Application number
UAA202300674A
Other languages
English (en)
Inventor
Астрід Перлад
Канінь Чжу
Коралі Юнґ
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
Application filed by Арселорміттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA129529C2 publication Critical patent/UA129529C2/uk

Links

Classifications

    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties 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
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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 відпаленого сталевого листа, виготовленого із сталі, що має склад, який містить, в масових відсотках: C - 0,03-0,18, Mn - 6,0-11,0, Al - 0,2-3, Mo - 0,05-0,5, B - 0,0005-0,005, S≤0,010, P≤0,020, N≤0,008, Ti≤0,050, при цьому решта складу є залізом і неминучими домішками, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, що містить, в частках поверхні: від 25 до 54 % залишкового аустеніту, від 46 до 75 % фериту, менше 8 % свіжого мартенситу, кількості вуглецю [C]A і марганцю [Mn]A в залишковому аустеніті, виражені в масових відсотках, при цьому [C]A×√[Mn]A становить від 0,48 до 1,8, і неоднорідне повторне виділення марганцю, яке характеризується розподілом марганцю з відхиленням не менше -50.

Description

А - 0,2-3,
Мо - 0,05-0,5, в - 0,0005-0,005, 5:0,010,
Рах0,020,
М-20,008,
Тіх0,050, при цьому решта складу є залізом і неминучими домішками, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, що містить, в частках поверхні: від 25 до 54 95 залишкового аустеніту, від 46 до 75 95 фериту, менше 8 95 свіжого мартенситу, кількості вуглецю ІСІ ії марганцю |Мп|А в залишковому аустеніті, виражені в масових відсотках, при цьому ІСІАх|Мп|А становить від 0,48 до 1,8, і неоднорідне повторне виділення марганцю, яке характеризується розподілом марганцю з відхиленням не менше -50.
Й ! секс: Воасва уваня в се : «фе Випробування ї
Ж в | і; :
В | ; ' !
Г-хЯ ХА г т й и не Що п . що " :
ВЕ Е, ї ж ! БУ
ОО ня питні Ж суду ня, я : : : : | М. р ї ї : ль : їм
Вваіст Ма Ерядоь ЗК
Фіг 2
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 формовністю.
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 рідкометалевого окрихчування (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 електроопором певних сталей може спричиняти виникнення конкретних тріщин внаслідок явища, званого рідкометалевим окрихчуванням
СІМЕ"), або утворенням тріщин, спричинених впливом рідкого металу (ІМАС"). Це явище характеризується проникненням рідкого 7п 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 ГІМЕ-СоУю - 5ідв/4, де 9о С і 9о 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 12 965) і зниженим вмістом вуглецю.
Описані два технологічні маршрути. Перший маршрут включає 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, що має на увазі високе значення величини напруги зламу за товщиною.
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 холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, який поєднує дуже хороші механічні властивості, які включають міцність на розрив Т5 не менше 980 МПа, однорідне подовження ШЕ, рівне 15 95 і загальне подовження ТЕ, не менше 20,0 95.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується загальним подовженням ТЕ і коефіцієнтом збільшення отвору НЕ, які задовольняють умові ТЕ х НЕ » 670, де ТЕ і НЕ виражені в 95.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується границею плинності 5, не менше 800 МПа.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується показником схильності І МЕ менше 0,36.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується коефіцієнтом збільшення отвору, НЕ не менше 25.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент бо визначають таким чином:
Секв - Суо--5іУв/554-СтУ0/20-Мпув/1 9-АЇ/1 8-22 Рус-3,248В95-0,133"МпУо" Мо при цьому кількості елементів виражені у масових відсотках.
Переважно, шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей з холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, відповідного винаходу, характеризується значенням са рівним, щонайменше 30 дан/мм-.
Іншим завданням цього винаходу є одержання гарячекатаного і термообробленого сталевого листа, що має високу в'язкість з енергією руйнування зразка за Шарпі при 20 "С, яка перевищує 0,4 Дж/мм".
Завдання цього винаходу досягається одержанням сталевого листа за п. 1. Сталевий лист може включати будь-які характеристики за пп. 2-11, взяті індивідуально або в комбінації.
Ще однією метою цього винаходу є шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей за п. 12.
Далі винахід буде докладно описаний і проілюстрований прикладами без введення обмежень.
Згідно винаходу, вміст вуглецю становить від 0,03 95 до 0,1895 для забезпечення характеристик задовільної міцності і хорошої зварюваності. При вмісті вуглецю вище 0,18 95 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, фракція аустеніту не стабілізується після томління до рівня, достатнього для досягнення бажаної міцності на розрив і подовження.
У переважному варіанті здійснення винаходу вміст вуглецю становить від 0,05 до 0,15 95. В іншому варіанті здійснення винаходу вміст вуглецю становить від 0,05 95 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, ризик появи осьової сегрегації підвищується 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 6,0 905 до 9 9».
Згідно винаходу, вміст алюмінію становить від 0,2 до 395 для зменшення сегрегації марганцю при розливанні. Алюміній є дуже ефективним елементом для розкислення 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 980
МПа. Крім того, що вищий вміст алюмінію, то вища температура томління для стабілізації аустеніту. Алюміній додають у кількості, щонайменше 0,2 95 для підвищення стійкості продукту до змін шляхом збільшення міжкритичного діапазону, а також для покращення зварюваності.
Крім того, алюміній додають, щоб уникнути виникнення проблем, пов'язаних з утворенням включень і окисненням. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст алюмінію становить від 0,7 У до 2,2 9ов.
Вміст молібдену становить від 0,05 95 до 0,595 для зменшення сегрегації марганцю при розливанні. Крім того, додавання, щонайменше 0,05 95 молібдену забезпечує стійкість до окрихчування. При введенні понад 0,5 956 додавання молібдену є коштовним і неефективним з точки зору необхідних властивостей. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст молібдену становить від 0,1 до 0,3 9».
Згідно винаходу, вміст бору становить від 0,0005 95 до 0,005 95 для покращення в'язкості 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 9.
До композиції сталі, відповідної винаходу, необов'язково, можна додавати деякі елементи.
Максимальна добавка кремнієвого вмісту обмежується величиною 1,20 95 для підвищення стійкості до ЇМЕ. 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 0,5 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, 60 мінімальна кількість доданого ніобію становить 0,010 95.
Хром і ванадій, необов'язково, можна додавати, до досягнення концентрації, відповідно, 0,5 9 і 0,2 95 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 не перевищує 0,010 95 для 5; 0,020 95 для Р і 0,008 95 для М.
Далі буде описана мікроструктура холоднокатаного і відпаленого сталевого листа згідно винаходу. Вона містить, в частках поверхні: - від 25 95 до 54 956 залишкового аустеніту, - від 46 95 до 75 95 фериту, - менше 8 9о свіжого мартенситу, - вміст вуглецю |С|А і марганцю (|Мп|д в аустеніті, виражений в масових відсотках, такий, що добуток |СІА"|Мп/д становить від 0,48 до 1,8, - неоднорідне повторне виділення марганцю, характеризується розподілом марганцю з відхиленням, не менше -50.
Мікроструктура сталевого листа, відповідного винаходу, містить від 25595 до 5495 залишкового аустеніту і, переважно, від ЗО до 50 95 аустеніту. При концентраціях аустеніту нижче 25 95 або вище 54 95 однорідне і загальне подовження не можуть досягати відповідних мінімальних величин, рівних 15 95 їі 20,0 95.
Такий аустеніт утворюється в ході міжкритичного відпалу сталевого гарячекатаного листа, а також протягом першого і другого міжкритичного відпалу холоднокатаного сталевого листа. Під час міжкритичного відпалу гарячекатаного сталевого листа утворюються області, які мають вміст марганцю вище за номінальне значення, і області, які мають вміст марганцю нижче за номінальне значення, створюючи неоднорідний розподіл марганцю. Відповідно, разом із марганцем сегрегується вуглець. Зазначену неоднорідність марганцю вимірюють за відхиленням розподілу марганцю для сталевого гарячекатаного листа, яке повинно бути не менше -30, що показано на Фіг. 2 і пояснюється нижче.
Внаслідок неоднорідного повторного виділення марганцю в аустеніті після відпалу гарячекатаного листа і низької швидкості дифузії марганцю в аустеніті, неоднорідність марганцю, утвореного в ході відпалу гарячекатаного листа, яка як і раніше, присутня після першого і другого міжкритичного відпалу холоднокатаного листа. Про це може свідчити відхилення розподілу марганцю в мікроструктурі, яке є не меншим -50.
Концентрації вуглецю |С|д Її марганцю |Мп|А в аустеніті, виражені в масових відсотках, є такими, що добуток |СІА"М|Ми|і становить від 0,48 до 1,8. Коли цей добуток менше 0,48, залишковий аустеніт не є достатньо стабільним для забезпечення безперервного ТКІР-ТУМІР- ефекту (пластичність, зумовлена перетворенням - пластичність, зумовлена двійникуванням) при деформації. Коли воно вище 1,86, залишковий аустеніт є дуже стабільним для прояву адекватного ТКІР- ПІР; -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-
Медішт-Мп-5їее!", БОЇ: 10.1007/511661-015-2854-7, Те Міпега!5, Меїа!5 4 Маїйегіа!5 босієїу апа
АЗМ Іпівгпаїйопаї 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 46 до 75 95 фериту, переважно від 50 до 7095 фериту. Такий ферит утворюється під час другого міжкритичного відпалу холоднокатаного сталевого листа.
Свіжий мартенсит може бути присутнім у кількості до 8 95 у частках поверхні, але він не є фазою, бажаною в мікроструктурі сталевого листа, що відповідає винаходу. Він може утворюватися на кінцевій стадії охолодження до кімнатної температури внаслідок перетворення нестабільного аустеніту. Справді, згаданий нестабільний аустеніт з низьким вмістом вуглецю і марганцю призводить до того, що початкова температура утворення мартенситу, М5 перевищує 20"Сб. З метою досягнення кінцевих механічних властивостей вміст свіжого мартенситу обмежується кількістю максимум 8 95, переважно максимум 5 95 або більш переважно максимум
З Уо, або ще більш переважно зменшеним до 0.
Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується міцністю на розрив, Т5 не менше 980 МПа, однорідним подовженням ШОЕ, не менше 15 95, загальним подовженням не менше 20,0 95.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується загальним подовженням ТЕ і коефіцієнтом збільшення отвору НЕ, які задовольняють умові ТЕ х НЕ » 670.
Переважно, холоднокатаний, відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується границею плинності 5, не менше 800 МПа.
Переважно, холоднокатаний, відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, 60 характеризується показником схильності І МЕ нижче 0,36.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується коефіцієнтом збільшення отвору, НЕ не менше 25.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент визначають таким чином:
Секв - Суо--5іУв/554-СтУ0/20-Мпув/1 9-АЇ/1 8-22 Рус-3,248В95-0,133"МпУо" Мо при цьому концентрації елементів виражені в масових відсотках.
Зварну конструкцію можна виготовляти шляхом одержання двох деталей з листів холоднокатаної і відпаленої сталі, які відповідають винаходу, а потім здійснення контактного точкового зварювання цих 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 такі 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, при цьому кінцева температура гарячої прокатки КТП становить від 800 "С до 980 "С. Переважно температура КТП становить від 850 "С до 950 "С.
Потім гарячекатану сталь охолоджують і змотують в рулон при температурі Трулон, яка становить від 20 до 600 "С, а переважно від 300 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, яка знаходиться в діапазоні від Асі до Ас3. Більш точно, температура Твгл обрана для активування повторного неоднорідного виділення марганцю. Зазначену неоднорідність марганцю вимірюють за допомогою відхилення розподілу марганцю для сталевого гарячекатаного листа, яке повинно бути не менше -30. Переважно, температура Твгл становить від Ас145 "С до Ас3. Переважно, температура Твгл становить від 580 "С до 680 "С.
Сталевий лист витримують при зазначеній температурі Твглл протягом Період часу витримування, ївгл від 0,1 до 120 год. для активування дифузії марганцю і утворенню неоднорідного розподілу марганцю. Крім того, зазначена термообробка гарячекатаного сталевого листа дозволяє знижувати твердість сталевого гарячекатаного листа при одночасному збереженні в'язкості вище 0,4 Дж/мм.
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 витримування, витримування, ЯКа становить від значення АсЗ до 950 "С, протягом періоду часу витримування, витримування, ЯКИЙ Становить від 10 до 1000 с. Температуру Ас3 визначають за допомогою дилатометричних випробувань, які проводяться на холоднокатаному сталевому листі. Такий перший відпал дозволяє частково зберігати неоднорідність марганцю, яка утворюється під час відпалу гарячекатаного листа. Про це свідчить сталевий лист, що демонструє відхилення розподілу марганцю в мікроструктурі, яке дорівнює, щонайменше -60. У переважному варіанті здійснення зазначена температура обрана для одержання зерен аустеніту розміром менше 25 мкм. Переважно, температура відпалу Т 1 витримування СТановИТть від 780 до 900 "С, а більш переважно від 780 "С до 870 "С, а період часу витримування, Й витримування, становить від 100 до 500 с. Такий перший відпал можна виконувати в режимі безперервного відпалу.
Потім холоднокатаний і відпалений сталевий лист охолоджують до температури нижче 80 "С, переважно до кімнатної температури.
Після охолодження велика фракція аустеніту, яка меншою мірою збагачена марганцем і вуглецем, перетвориться на свіжий мартенсит. Зазначений свіжий мартенсит міститиме області, збагачені марганцем і вуглецем, і навіть області, збіднені марганцем і вуглецем.
Потім холоднокатаний сталевий лист піддають другому відпалу при міжкритичній температурі Т2 витримування, ЯКа становить від Тс до 740 "С протягом періоду часу витримування, витримування ВІД 10 до 1800 с. Значення Тс відповідає температурі, за якої карбіди повністю 60 розчиняються і їх можна визначати шляхом досліджень методом РЕЕО-5ЕМ після термообробки.
Переважно, міжкритична температура Т2 витримування становить від 670 до 700 "С, а період часу
ІОвитримування СТановить від 100 до 500 с. Такий другий відпал можна виконувати в режимі безперервного відпалу.
Значення температури другого відпалу вибирають на основі складу марки сталі так, щоб утворюваний аустеніт був досить стабільним, а утворення свіжого мартенситу при охолодженні зводилося до мінімуму. Чим вище вміст алюмінію, тим вищою може бути ця температура. Чим вищий вміст марганцю, тим нижчою може бути ця температура.
Потім холоднокатаний і підданий відпалу сталевий лист охолоджують до температури нижче 80 "С, переважно, до кімнатної температури. У ході такого охолодження певна частка аустеніту, менш збагаченого марганцем і вуглецем, може перетворюватися на обмежену кількість свіжого мартенситу.
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 п'яти марок, склади яких наведені у 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 в масових відсотках.
Таблиця 1
Склади сен ен Ге в 511811 тер
А 10.07 7,9 10901032) 0,002 | 0,0015 (0,01110,003| - /0,03210,015|015)| 560 | 830 в 0091 9,5 |1,6910,33|10,0023| 0,001510,0110,003/ - 0,031 10,015|0,15| 550 | 845 с |ол5 7,7Щ|1096|0,2210,0028| 00022 0,01210,003/Ї | - |0,018Щ0,93| 560 | 820 о ол9 7,6 |1,00|0,2210,0025| 00022 10,0110,0031 0,9. - 10,024|0,38| 560 | 820
І Е |020|48|002| - | - | бої |0о2гІроом| 15) - | - |052| 610 | 765
Температури Асі і Ас3 були визначені шляхом дилатометричних випробувань і металографічного аналізу.
Таблиця 2 - Параметри процесу одержання гарячекатаних і термооброблених сталевих листів
Безпосередньо після виливання сталеві напівпродукти повторно нагрівали при 1200 "С, здійснювали гарячу прокатку, а потім змотували в рулони при 450 "С. Після цього гарячекатані і змотані в рулони сталеві листи піддають термообробці при температурі Твглл і витримують 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 1Г1А111Ї7711717171711190077111117 17111160 111ло 71228171 А 1 Ї771717171717111900777777 17111160 |1ло 28111111 А 11 Ї7717171717171119007 | 60 | ло 11717174 171171171А1Ї777171717171119001 11111111: 05171111 А11Ї11111171179001 11111111 77776178 71900. |. 60 | о 2277111в'Ї177117171711119007777777 |. 60 | ло 22871717 17 Ї771717171717111900777777 |. 60 | ло 22811178 7Ї77771717171117900777777 |... 60 | що 271077177111в'7Ї771171717171119007 1111620 17111304 1в'717111111111900111117 11111620 11111301 11711110 1711111111850111111117 11111650 1111ло 22 17711171 Е ЇЇ 777777771793077777777 |... вою | 5
Підкреслені значення: параметри, які не дозволяють досягати заданих властивостей
Гарячекатані і термооброблені сталеві листи аналізували, і відповідні характеристики наведені в таблиці 3.
Таблиця З - Мікроструктура і властивості гарячекатаних і термооброблених сталевих листів
Визначали відхилення розподілу марганцю і енергію руйнування зразка за Шарпі при 20 "С, яка характеризує в'язкість цих листів.
Енергію руйнування зразка за Шарпі вимірюють за стандартами ІБО 148-1:2006 (Р) і ІЗБО 148-1:2017(Б).
Термообробка гарячекатаного сталевого листа дозволяє марганцю дифундувати в аустеніт: повторне виділення марганцю є неоднорідним, і таким, що включає області з низьким вмістом марганцю і області з високим вмістом марганцю. Зазначена неоднорідність марганцю сприяє досягненню певних механічних властивостей і може бути виміряна з допомогою розподілу марганцю.
На Фіг. 1 представлені вирізані зразки гарячекатаного і термообробленого сталевого листа для випробування 1 і випробування 4. Чорна область відповідає зоні з нижчою кількістю марганцю, сіра область відповідає підвищеній кількості марганцю.
Зазначена фігура одержана в такий спосіб: з гарячекатаного і термообробленого сталевого листа на товщині 75 вирізають зразок для випробувань і полірують його.
Потім знімають характеристики вказаного зазначеного зразка з допомогою електронно- зондового мікроаналізатора з емісійною польовою гарматою ("РЕС") при збільшенні більше 100007 для визначення кількості марганцю. Складено три карти розподілу розміром 10 мкм"10 мкм для різних частин вирізаного зразка. Зазначені карти складаються з пікселів розміром 0,01 мкм. У кожному пікселі обчислюють кількість марганцю в масових відсотках, а потім за даними трьох карт наносять крапки на криву, яка представляє сукупну частку площі як функцію кількості марганцю.
Зазначена крива побудована на Фіг. 2 для випробування 1 і випробування 4: 100 95 зрізаного зразка листа містять більше 1 95 марганцю. У разі випробування 1, 20 95 вирізаного зразка листа міститься більше 10 95 марганцю.
Потім обчислюють відхилення одержаної кривої між точкою, яка представляє 80 95 сукупної частки площі, і точкою, яка представляє 20 95 сукупної частки площі.
У разі випробування 1 зазначене відхилення перевищує -30, показуючи, що повторне виділення марганцю є неоднорідним тобто таким, що містить області з низьким вмістом марганцю і області з високим вмістом марганцю.
На противагу цьому, у разі випробування 4 відсутність термообробки після гарячої прокатки зумовлює той факт, що повторне виділення марганцю не є неоднорідним, і це можна бачити за величиною відхилення розподілу марганцю, яке не перевищує -30.
Таблиця З
Мікроструктура і властивості гарячекатаних і термооброблених сталевих листів 27417119 17111110 58111119 1777717171717171717111111609111с1 26111ка111171111111111111111112 81111112 81111112 21111151 11111106 18111511 11111106 21411115 11111106 15111151 11111106 21617115 11111106 51111106 81115111 11111106 71911151 1111111111111111106СсС1
Підкреслені величини: не відповідають заданим значенням н/о: не визначали
Таблиця 4 - Технологічні параметри одержання холоднокатаних і відпалених сталевих листів
Потім здійснюють холодну прокатку одержаного гарячекатаного і термообробленого сталевого листа. Після цього холоднокатаний сталевий лист спочатку відпалюють при температурі Твитримування і витримують при зазначеній температурі протягом періоду часу витримування П витримування Перед охолодженням до температури нижче 80 "С. Потім сталевий лист вдруге відпалюють при температурі Т2 витримування і ВИТримують при зазначеній температурі протягом періоду 2 витримування, Перед охолодженням до кімнатної температури. Для одержання холоднокатаних і відпалених сталевих листів застосовували такі конкретні умови:
Таблиця 4
Технологічні параметри одержання холоднокатаних і відпалених сталевих листів о 7272 71717171717171717117507...7.7.7. | 8602 | л00 | 690 | 100 77411717 11711650 | 600 25 717777777111171- 1111111 |7111860 | 7120 | 650 | 5 щ з00 776 1777771717117507.юЮюЮЙБМЙБМЇ16ЮБК870 | л00 | 650 | з00 778 71777777111150 | 870 | л00 | 680 | 100 29 1777711111.50 | 870 | 7100 | 7002 | 100 2713 71777717171717111750...... | 860 | 120 | 660 | 120 2177177777111115077777 1820 | 120 | 660 | 120
Підкреслені значення: параметри, які не дозволяють досягати заданих властивостей
У випробуваннях 2, 9, 11, 16 і 20 здійснювали другий відпал, температура якого була надто високою.
У випробуванні 4 не здійснювали ані відпал гарячекатаного листа, ані холодну прокатку, а тільки виконували другий відпал.
У випробуванні 5 не здійснювали ані відпал гарячекатаного листа, ані холодну прокатку.
У випробуванні 12 здійснювали другий відпал при температурі нижче Тс.
Потім виконували аналіз холоднокатаних і відпалених листів, і відповідні дані відносно елементів мікроструктури, механічних властивостей і характеристик зварюваності, наведені, відповідно, в таблицях 5, 6 і 7.
Таблиця 5 - Мікроструктура холоднокатаного і відпаленого сталевого листа
Були визначені відсоткові вмісти фаз мікроструктур одержаних холоднокатаних і відпалених сталевих листів, а також відхилення розподілу марганцю після першого і другого відпалу.
Величини |Сід і |Мп|д відповідають кількості вуглецю і марганцю в аустеніті, вираженому у масових відсотках. Їх вимірюють методом дифракції рентгенівських променів (С95) ії з використанням електронно-зондового мікроаналізатора з польовою емісійною гарматою (Мпоб).
Частки фаз на поверхні мікроструктури визначають в такий спосіб: для виявлення мікроструктури з холоднокатаного і відпаленого сталевого листа вирізають зразок для випробувань, полірують і піддають травленню реагентом, відомим в цій якості. Після цього вирізаний зразок досліджують з допомогою електронного сканувального мікроскопа, наприклад, сканувального електронного мікроскопа з польовою емісійною гарматою ("БЕС-5БЕМ") при збільшенні більше 5000", в режимі реєстрації вторинних електронів.
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.
Підкреслені значення: не відповідають винаходу
Таблиця 5
Мікроструктура холоднокатаного і відпаленого сталевого листа и, Щільність | розподілу Мп
Випробування лишковийферит мартенсит ІСІ"чІМ і бе Мпа | карбідів Після 1-Після 2. аустеніт (95)! (95) (во) мас.) (Уомас.)| (5087106 го го
І мм) . відпалу відпалу 7171 30 |70| 0 | 057 10181 99 | Так | -28 | -24 773 | 935 1651 0 | 051 06 ло | Так | -21 | -2го 7741 30 |70| 0 | 043 015) 84 | Так | -69 | но 775 ЇЇ 20 |8| 0 | 076 026) 86 | Так | -69 | но 76 | 45 1|551 0 | 058 08105 | Так | -26 | -23 77... 46 1|54| 0 | 055 017105 | Так | -26 | -22 778 | 53 1|46| 1 | 049 0151105 | Так | -26 | -22 77ИЙ7е | 55 /|43| 2 | 046 074) 106 | Так | -26 | -7 10. 52 145 0 | 049 0151105 | Так | -27 | -г2 17171755 |45| 0 | 046 074) 106 | Так | -27 | -г2 12. | 22 |78| 0 | 186 1061193 | Так | -34 | -29 13 | з0 |70| 0 | 1956 0451 92 | Так | -34 | -27 714. | з5 1|65| 0 | 1717 10591 90 | Так | -34 | -26 15 | 40 |60| 0 | ї01 1034) 89 | Так | -34 | -25 717. | з8 |62| 0 | 108 10361 9 | Так | -з30 | -25 18 | 40 |60| 0 | 104 109551 89 | Так | -з30 | -24 719 2 | 43 |57| 0 | 095 1032) 83 | Так | -з30 | -23
Неоднорідність розподілу марганцю, одержана після відпалу сталевого гарячекатаного листа, зберігається після обох відпалів сталевого листа. Це можна бачити при зіставленні відхилення розподілу марганцю, одержаного після відпалу сталевого гарячекатаного листа (у таблиці 3), і відхилення розподілу марганцю, одержаного після обох відпалів холоднокатаного сталевого листа (таблиця 5).
Таблиця 6 - Механічні властивості одержаних холоднокатаних і відпалених листів
Механічні властивості одержаних холоднокатаних і відпалених листів визначені і зведені в таблиці нижче.
Границя плинності У5, міцність на розрив Т5, а також загальне і однорідне подовження ТЕ,
СЕ, вимірювали відповідно до стандарту ІЗО 6892-1, опублікованого у жовтні 2009 р.
Випробування для визначення коефіцієнта збільшення отвору проводили відповідно до стандартів ІБО 16630.
Таблиця 6
Механічні властивості одержаних холоднокатаних і відпалених листів 7.41 1055 | 8 | 125 |Ююж 99 | 49 | 615 | 986 | 8 | 149 | 905 2 | 45 | 67 76 1 1030 | 718 | 219 |Ююжкс897 | 54 | 1186 78 1 1096 | 719 | 205 | 809. | 44 | 892 7778. .1 1205 | 717 | 194 |юЮюЮюЮюиб9|..рюр29 | щ 561 12.1. .993 | 9 | 146 | ЮюЮюЮюрмюУЗ | вно | вно 7717. .1 1066 | 25 | 282 | 960. | 42 | 1184
Підкреслені значення: не відповідають заданим величинам, н/о: не визначали величини
Результати випробувань 2, 9 і 11 показують, що величина |СІА"У|Мп|і нижча за мінімальну 5 задану внаслідок надто низької концентрації вуглецю в аустеніті, зумовлену високою температурою другого відпалу. На додаток до цього, результати випробувань 9 і 11 демонструють надто багато аустеніту.
Крім того, результати випробувань 2, 16 і 20 містять велику кількість свіжого мартенситу через надто високу температуру другого відпалу.
Результати випробування 12 показують, що величина |СІА"ММи|д вище заданої максимальної внаслідок надто низької температури другого відпалу, що призводить до наявності великої кількості вуглецю в аустеніті.
Результати випробування 4 демонструють величину |СІА"У|Мп|д нижче мінімальної заданої і повторне виділення марганцю, яке є однорідним, внаслідок відсутності відпалу гарячекатаного листа.
Результати випробування 5 відображають повторне виділення марганцю, яке є однорідним, а також мають кількість аустеніту нижче заданої, оскільки він не стабілізувався належним чином через відсутність відпалу гарячекатаного листа.
Таблиця 7 - Характеристики зварюваності холоднокатаного і відпаленого сталевого листа
На холоднокатаних і відпалених сталевих листах виконане точкове зварювання в умовах 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 (СТ) і виражається в дан. Вона залежить від діаметра зварної точки і товщини металу, тобто товщини сталі і металевого покриття. Це забезпечує можливість обчислення коефіцієнта са, який є відношенням величини
СТ5 до добутку діаметра зварної точки і товщини основи. Зазначений коефіцієнт виявляється в данН/мм".
Характеристики зварюваності одержаного холоднокатаного і відпаленого листа визначені і зведені в наступній таблиці:
Таблиця 7
Характеристики зварюваності холоднокатаного і відпаленого сталевого листа тво 0071 16111111 0071 86111111 0071 46111111 0071 61611111 0071 6171631111111711771111111111111111111110091 и 6311111117171111111111111111111110091 8 6311111117111111111111111111111110091 98116311111117111111111111111111111110091 ло 11631111111171171111111111111111111110091 1 в6311111117171111111111111111111110091
Показник схильності до | МЕ-СоУв--5195/4, у мас. 95.

Claims (13)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, виконаний із сталі, що має склад, який містить, в масових відсотках: С - 0,03-0,18, Мп - 6,0-11,0, АЇ - 0,2-3, Мо - 0,05-0,5, в - 0,0005-0,005, 5:0,010, Р«х0,020, Мм20,008, Тіх0,050, при цьому решта складу є залізом і неминучими домішками, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, що містить, в частках поверхні: від 25 до 54 95 залишкового аустеніту, від 46 до 75 95 фериту, менше 8 95 свіжого мартенситу, кількості вуглецю |С|д і марганцю |Мп|А в залишковому аустеніті, виражені в масових відсотках, при цьому (СІАхУ|Мп| становить від 0,48 до 1,8, і неоднорідне повторне виділення марганцю, яке характеризується розподілом марганцю з відхиленням не менше -50.
2. Сталевий лист за п. 1, у якому склад сталі додатково містить один або кілька з таких елементів, у масових відсотках: 5і«1,20, Мох0,050, Зо 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 6,5 до 9,0 95.
5. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, в якому вміст алюмінію становить від 0,7 до 2,2 У.
6. Сталевий лист за будь-яким із пп. 1-5, в якому мікроструктура містить карбіди із щільністю, що становить не більше 0,8х106/мм.
7. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, в якому міцність на розрив становить не менше 980 МПа або однорідне подовження ШОЕ становить не менше 15 95, а загальне подовження ТЕ становить не менше 20,0 95.
8. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-7, в якому границя плинності становить не менше 800
МПа.
9. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, у якому показник схильності до МЕ нижче 0,36.
10. Сталевий лист за будь-яким із пп. 1-9, у якому коефіцієнт збільшення отвору НЕ становить не менше 25 95.
11. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-10, в якому загальне подовження ТЕ, виражене в 95, і коефіцієнт збільшення отвору НЕ, виражений в 95, задовольняють такій умові: ТЕХНЕ»670.
12. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-11, в якому сталь характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент визначається таким чином: Секв- Сов -5ІУв/55--Стг90/20--М пУв/19-АЇ6/18-2,2Руб-3,248В95-0,133хМпУ хМоо, при цьому кількості елементів виражені у масових відсотках.
13. Шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей із холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за будь-яким з пп. 1-12, який характеризується значенням а, яке становить щонайменше 30 данН/мм-. з ВВЕ З щ ХО ВК ОВ В ВК щ поши ОО : її ва о. п. о ня о ше. С Шо шо Виовобуванка й Вииробування Її фріг. 1
UAA202300674A 2020-07-24 2021-07-12 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист та шов контактного точкового зварювання UA129529C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2020/056994 WO2022018498A1 (en) 2020-07-24 2020-07-24 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
PCT/IB2021/056235 WO2022018563A1 (en) 2020-07-24 2021-07-12 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA129529C2 true UA129529C2 (uk) 2025-05-21

Family

ID=71895047

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202300674A UA129529C2 (uk) 2020-07-24 2021-07-12 Холоднокатаний і відпалений сталевий лист та шов контактного точкового зварювання

Country Status (11)

Country Link
US (1) US20230272498A1 (uk)
EP (1) EP4185728A1 (uk)
JP (1) JP7729844B2 (uk)
KR (1) KR102826745B1 (uk)
CN (1) CN115698364B (uk)
BR (1) BR112022020551A2 (uk)
CA (1) CA3180636A1 (uk)
MX (1) MX2023000923A (uk)
UA (1) UA129529C2 (uk)
WO (2) WO2022018498A1 (uk)
ZA (1) ZA202210936B (uk)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022018501A1 (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
WO2022018499A1 (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
WO2025056959A1 (en) * 2023-09-15 2025-03-20 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
CN117403136A (zh) * 2023-10-19 2024-01-16 南京理工大学 一种高强韧低碳中锰钢板材及其制备方法

Family Cites Families (25)

* 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
JP4977185B2 (ja) * 2009-04-03 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5440672B2 (ja) * 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP3101147B1 (en) * 2014-01-29 2018-08-15 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP6245386B2 (ja) * 2015-08-11 2017-12-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法
KR101758522B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
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
KR20190042066A (ko) * 2016-09-21 2019-04-23 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판
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
WO2019092482A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2019111028A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
WO2019122964A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
WO2019122961A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
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
WO2022018499A1 (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
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

Also Published As

Publication number Publication date
CN115698364A (zh) 2023-02-03
CN115698364B (zh) 2024-06-07
KR102826745B1 (ko) 2025-06-27
JP7729844B2 (ja) 2025-08-26
BR112022020551A2 (pt) 2023-01-24
EP4185728A1 (en) 2023-05-31
WO2022018498A1 (en) 2022-01-27
JP2023534108A (ja) 2023-08-08
ZA202210936B (en) 2023-10-25
WO2022018563A1 (en) 2022-01-27
CA3180636A1 (en) 2022-01-27
MX2023000923A (es) 2023-02-22
KR20220162180A (ko) 2022-12-07
US20230272498A1 (en) 2023-08-31

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA129529C2 (uk) Холоднокатаний і відпалений сталевий лист та шов контактного точкового зварювання
JP7541122B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
JP7757320B2 (ja) 冷間圧延二重焼鈍鋼板
UA129814C2 (uk) Холоднокатаний та відпалений сталевий лист і шов контактного точкового зварювання
KR102840671B1 (ko) 냉간 압연되고 어닐링된 강판 및 냉간 압연되고 어닐링된 강판을 제조하는 방법
UA129074C2 (uk) Холоднокатаний, відпалений сталевий лист або гарячепресована, відпалена сталева деталь
JP7541124B2 (ja) 冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板及びその製造方法
JP7541125B2 (ja) 熱間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
RU2804576C1 (ru) Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2804574C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2804512C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2809295C1 (ru) Холоднокатаный и подвергнутый двойному отжигу стальной лист
RU2809296C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2802328C1 (ru) Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2810466C1 (ru) Холоднокатаный, отожжённый стальной лист или горячепрессованная, отожжённая стальная деталь
RU2812256C1 (ru) Холоднокатаный, отожжённый и подвергнутый перераспределению стальной лист и способ его изготовления