[go: up one dir, main page]

UA121800C2 - Спосіб виробництва високоміцної листової сталі, яка характеризується покращеними міцністю і штампованістю, і одержана високоміцна листова сталь - Google Patents

Спосіб виробництва високоміцної листової сталі, яка характеризується покращеними міцністю і штампованістю, і одержана високоміцна листова сталь Download PDF

Info

Publication number
UA121800C2
UA121800C2 UAA201806894A UAA201806894A UA121800C2 UA 121800 C2 UA121800 C2 UA 121800C2 UA A201806894 A UAA201806894 A UA A201806894A UA A201806894 A UAA201806894 A UA A201806894A UA 121800 C2 UA121800 C2 UA 121800C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
sheet
temperature
steel
distribution
austenite
Prior art date
Application number
UAA201806894A
Other languages
English (en)
Inventor
Паван Венкатасурія
Паван ВЕНКАТАСУРИЯ
Хюнь Цзо ЦЗУНЬ
Original Assignee
Арселорміттал
Арселормиттал
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Арселорміттал, Арселормиттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA121800C2 publication Critical patent/UA121800C2/uk

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties 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
    • C21D8/0236—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
    • 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
    • C21D9/0062—Heat-treating apparatus with a cooling or quenching zone
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Спосіб виробництва листової сталі, яка має мікроструктуру, яка складається з від 71 % до 91 % сумарної кількості мартенситу і бейніту, від 9 % до 13 % залишкового аустеніту і не більше 20 % фериту, при цьому спосіб включає: одержання холоднокатаної листової сталі, при цьому хімічний склад сталі містить (мас. %): 0,13.C≤0,22, 1,2≤SiS2,3, 0,022ΑΙΑ1,0, причому 1,25,Si+AlA2,35, 2,4,Μnn3, Ті<0,05, Nb<0,05, при цьому залишок являє собою Fe і неминучі домішки; відпалювання листової сталі при температурі відпалювання ТA отримання структури, яка містить від 80 % до 100 % аустеніту і від 0 % до 20 % фериту; гартування листа при швидкості охолодження, яка лежить в межах від 20 °C/с до 50 °C/с, до температури гартування QT в діапазоні від 240 °C до 310 °C; нагрівання листа аж до розподілу температури РТ в діапазоні від 400 °C до 465 °C і збереження листа при даній температурі протягом періоду часу Pt в діапазоні від 50 с до 250 с; негайне охолодження листа аж до кімнатної температури.

Description

Цей винахід належить до способу виробництва високоміцної листової сталі, яка характеризується покращеною міцністю, пластичністю і штампованістю, і до сталей, одержаних з використанням цього способу.
Для виготовлення різних одиниць обладнання, як-то деталі елементів конструкції кузова і панелей кузова для механічних транспортних засобів, зазвичай використовують листи, виготовлені з ЮОР-(двофазної)-сталі або ТВІР-(с пластичністю, зумовленою мартенситним перетворенням)-сталі.
Прикладом, такої сталі є сталі, які містять мартенситну структуру і/або залишковий аустеніт і, які містять приблизно 0,2 мас. 95 С, приблизно 2 мас. 96 Мп, приблизно 1,7 мас. 905 51, які характеризуються границею плинності на розтяг, яка становить приблизно 750 МПа, границею міцності на розтяг, яка становить приблизно 980 МПа, і повним відносним подовженням, яке перевищує 8 95. Ці листи виробляють на технологічній лінії безперервного відпалювання шляхом гартування від температури відпалювання, більшої температури перетворення Асз, до перестарівання вище температури перетворення М5 і зберігання листа при цій температурі протягом заданого часу.
Для зменшення маси автомобіля з метою покращення його коефіцієнта корисної дії за використанням палива з урахуванням збереження навколишнього середовища у глобальних масштабах бажано мати листи, які характеризуються покращеною границею плинності і міцності на розтяг. Але такі листи, також мають характеризуватися хорошою пластичністю і хорошою штампованістю, а більш конкретно, хорошою придатністю до відбортовки внутрішніх крайок.
У цьому відношенні бажано мати листи, які характеризуються границею плинності на розтяг
У5, яка лежить у межах від 830 МПа до 1100 Мпа, і переважно перевищує 850 МПа, границею міцності на розтяг Т5, яка перевищує 1180 МПа, повним відносним подовженням, яке перевищує 12 95, а переважно, перевищує 14 95, і коефіцієнтом збільшення отвору НЕНВ, згідно до документа ІБО віапаага 16630:2009, який перевищує 30 95. Слід підкреслити, що внаслідок відмінностей у методах вимірювання значення коефіцієнта збільшення отвору відповідні стандарту ІЗО зіападага дуже сильно відрізняються від значень коефіцієнта збільшення отвору
А, які відповідні документу УЕ5 Т 1001 (дарап Ігоп апа 5іеєї! Еєдегаїйоп 5іапаага) і тому не можуть бути зіставлені. Границя міцності на розтяг Т5 і повне відносне подовження ТІ вимірюють згідно до документа ІБО віапдаю ІБО 68 92-1, опублікованого у жовтні 2009 року. Внаслідок відмінностей у методах вимірювання, зокрема, внаслідок відмінностей у геометрії використовуваних зразків, значення повного відносного подовження ТІ, виміряне у відповідності зі стандартом ІБО бвіапдагі, дуже сильно відрізняються від значень повного відносного подовження, виміряного у відповідності до документа 15 7 2201-05 віапаага, зокрема, вони є меншими при зіставленні з ними.
Тому мета цього винаходу полягає в тому, щоб запропонувати такий лист і спосіб його виробництва.
Виходячи з цієї мети винахід належить до способу виробництва листової сталі, яка має мікроструктуру, яка складається з від 71 95 до 91 95 сумарної кількості мартенситу і бейніту, від 9 до до 13 95 залишкового аустеніту і, не більше, 20 95 фериту, при цьому спосіб включає наступні послідовні стадії: - одержання холоднокатаної листової сталі, при цьому хімічний склад сталі містить у мас. 90: 01395 х Сх 0,22 96, 1,295 х Бі х 2,3 905, 0,02 95 х А х 1,0 Об, причому 1,25 95 х БІ 4 АЇ х 2,35 95, 2,4 95 х Мп х З Ор,
Тіх 0,05 95, МО х 0,05 95, решта це Ге і неминучі домішки, - відпалювання листової сталі при температурі відпалювання Ті для одержання структури, яка містить від 80 95 до 100 95 аустеніту і від О 9о до 20 95 фериту, - гартування листа при швидкості охолодження в межах від 20 "С/бс до 50 2 "С/с, до температури гартування ОТ в діапазоні від 240 "С до 310 "С, - нагрівання листа до температури розподілення РТ в діапазоні від 400 "С до 465 "С і зберігання листа при даній температурі протягом часу розподілу Рі в діапазоні від 50 с до 250 с, - негайне охолодження листа до кімнатної температури. Переважно стадія одержання холоднокатаної листової сталі включає: - гаряче вальцювання листа, виготовленого із сталі, для одержання листової гарячекатаної сталі,
- змотування зазначеної листової гарячекатаної сталі в рулон при температурі Тс, яка лежить в межах від 500 "С до 730 "С, - холодне вальцювання зазначеної листової гарячекатаної сталі для одержання зазначеної холоднокатаної листової сталі.
Згідно до одного конкретного варіанта здійснення стадія одержання зазначеної холоднокатаної листової сталі, крім того, включає між змотуванням в рулон і холодним вальцюванням проведення відпалювання у камерній печі при температурі, яка лежить в межах від 500 "С до 650 "С, протягом часу від 300 секунд до 12 годин.
У відповідності із ще одним конкретним варіантом здійснення стадія одержання зазначеної холоднокатаної листової сталі, крім того, включає між змотуванням в рулон і холодним вальцюванням проведення повільного охолодження листової гарячекатаної сталі від температури змотування в рулон до кімнатної температури протягом часу, від 5 до 7 днів.
Переважно підданий гартуванню лист безпосередньо перед нагріванням до температури розподілу РТ має структуру, яка складається з від 10 до 40 95 аустеніту, від 60 95 до 90 905 мартенситу і від 0 95 до 20 96 фериту.
Згідно з одним конкретним варіантом здійснення температура гартування ОТ лежить в межах від 240 "С до 270 "С, а температура розподілу РТ лежить в межах від 440 "С до 460 "С.
У відповідності із ще одним конкретним варіантом здійснення температура гартування ОТ лежить в межах від 290 "С до 320 "С, а температура розподілу РТ лежить в межах від 400 "С до 42576.
Переважно хімічний склад сталі задовольняє, щонайменше, одній з наведених далі умов мас. 90: С 20,16 95, С х 0,20 905, Бі 22,0 96, Бі х 2,2 906, Мп 2 2,6 95, Мп «х 2,8 Об.
Переважно після гартування листа до температури гартування ОТ і до нагрівання листа до температури розподілення РТ лист витримують при температурі гартування ОТ протягом часу витримування, який лежить в межах від 2 с до 8 с, переважно від З с до 7 с.
Переважно час розподілу Рі знаходиться в діапазоні від 50 до 200 с.
Особливо винахід належить до способу виробництва листової сталі, яка має мікроструктуру, яка складається з від 71 95 до 91 95 сумарної кількості мартенситу і бейніту, від 9 95 до 13 95 залишкового аустеніту і, не більше, 20 95 фериту, причому спосіб включає наступні послідовні стадії: - одержання холоднокатаної листової сталі, при цьому хімічний склад сталі містить у мас. 90: 01396022 95, 1,295 х Бі х 2,3 905, 0,02 95 х АЇ «1,0 95, причому 1,25 95 х БІ 4 АЇ х 2,35 95, 2,4 95 х Мп х З 9б,
Ті«0,05 95,
МО « 0,05 9, решта це Ге і неминучі домішки, - відпалювання листової сталі при температурі відпалювання Ті для одержання структури, яка містить від 80 95 до 100 95 аустеніту і від О 9о до 20 95 фериту, - гартування листа при швидкості охолодження, яка лежить в межах від 20 "С/с до 50 "С/с, до температури гартування ОТ в діапазоні від 240 "С до 270 "С, - нагрівання листа до температури розподілення РТ в діапазоні від 440 "С до 460 "С і зберігання листів при температурі розподілу РТ протягом часу розподілу Рі від 50 с до 250 с, - негайне охолодження листа до кімнатної температури.
Винахід належить до способу виробництва листової сталі, яка має мікроструктуру, яка складається з від 71 95 до 91 95 сумарної кількості мартенситу і бейніту, від 9 95 до 13 95 залишкового аустеніту і, найбільше, 20 95 фериту, причому спосіб включає наступні послідовні стадії: - одержання холоднокатаної листової сталі, при цьому хімічний склад сталі містить у мас. 905: 01396022 95, 1,295 х Бі х 2,3 905, 0,02 95 х АЇ «1,0 95, причому 1,25 95 «х БІ 4 АЇ х 2,35 95, 2,4 95 х Мп х З 9,
Ті«0,05 95,
МО « 0,05 9, решта це Ге і неминучі домішки,
- відпалювання листової сталі при температурі відпалювання ТА для одержання структури, яка містить від 80 95 до 100 95 аустеніту і від О 9о до 20 95 фериту, - гартування листа при швидкості охолодження від 20 "С/с до 50 "С/с до температури гартування ОТ від 290 "С до 320 "С, - нагрівання листа до температури розподілення РТ в діапазоні від 400 "С до 425 "С і зберігання листів при температурі розподілу РТ протягом часу розподілу Рі в діапазоні від 50 с до 250 с, - негайне охолодження листа до кімнатної температури.
Винахід належить до листової сталі, причому хімічний склад сталі містить у мас. 90: 01395 хСх0,22 90, 1,295 х Бі х 2,3 905, 0,02 95 х АЇ «1,0 95, при цьому 1,25 95 х 51 4 АЇ х 2,35 95, 2,4 95 х Мп х З 9б,
Тіх 0,05 9,
МО х 0,05 9, причому решта це Ее і неминучі домішки, має мікроструктуру, яка містить в процентних частках площі поверхні: - від 71 95 до 91 95 мартенситу і бейніту, - від 9 95 до 13 95 залишкового аустеніту, - не більше, 20 95 фериту, при цьому лист характеризується границею плинності на розтяг, яка лежить у межах від 850 до 1100 МПа, границею міцності на розтяг, яка перевищує 1180 МПа, повним відносним подовженням, яке перевищує 12 95, і коефіцієнтом збільшення отвору НЕРЕ, який перевищує 30 до.
Згідно з одним конкретним варіантом здійснення повне відносне подовження Ті складає, щонайменше, 14 95, лабо коефіцієнт збільшення отвору НЕВ перевищує 40 95.
Хімічний склад сталі необов'язково може відповідати, щонайменше, одній з наступних умов мас. 90:
С»0,1695,С х 020 96, Бі 2 2,0 95, Бі х 2,2 95, Мп 2 2,6 95 і Мп «х 2,895.
Переважно рівень вмісту С Свдбо у залишковому аустеніті лежить в межах від 0,9 95 до 1,2
Чо.
Згідно до одного конкретного варіанту здійснення залишковий аустеніт включає глибоподібний залишковий аустеніт, який характеризується аспектним відношенням, яке лежить у межах від 2 до 4, і плівковий залишковий аустеніт, який характеризується аспектним відношенням, яке лежать в межах від 5 до 8.
Переважно мікроструктура містить від 5,5 95 до 10,5 95 плівкового залишкового аустеніту.
Згідно з одним варіантом здійснення на лист наносять металеве покриття, виготовлене за способом електроосадження або вакуумного осадження.
Особливо винахід відноситься до листової сталі, причому хімічний склад сталі містить у мас.
Фо: 01395 хСх0,22 90, 1,295: Бі, 2,3 905, 0,02 95 х АЇ «1,0 95, при цьому 1,25 9» х, БІ 4 АЇ х 2,35 95, 2,4 95 х Мп х З 9б,
Ті«0,05 95,
МО « 0,05 9, причому решта це Ее і неминучі домішки, має мікроструктуру, яка містить в процентних частках площі поверхні: - від 71 95 до 91 95 мартенситу і бейніту, - від 9 95 до 13 95 залишкового аустеніту, - не більше, 20 95 фериту, причому залишковий аустеніт включає глибоподібний залишковий аустеніт, який характеризується аспектним відношенням, яке лежить у межах від 2 до 4, і плівковий залишковий аустеніт, який характеризується аспектним співвідношенням, яке лежить у межах відбдов, при цьому лист характеризується границею плинності на розтяг, яка лежать у межах від 850 до 1100 Мпа, границею міцності на розтяг, яка становить, щонайменше, 1180 МПа, повним відносним подовженням, яке становить, щонайменше, 14 95, і коефіцієнтом збільшення отвору
НЕВ, який перевищує 30 95.
Тепер винахід буде описуватися докладно, але без введення обмежень.
Композиція сталі, яка відповідна винаходу, містить у масових відсотках: - від 0,13 до 0,22 95 вуглецю для забезпечення задовільної міцності і покращення стабільності залишкового аустеніту, що необхідно для одержання достатнього відносного подовження. Переважно рівень вмісту вуглецю є більшим або рівним 0,16 95, а переважно меншим або рівним 0,20 95. У випадку надмірно високого рівня вмісту вуглецю гарячекатаний лист буде надмірно твердим для холодного вальцювання, а його зварюваність буде недостатньою. У випадку рівня вмісту вуглецю менше 0,13 95, значення границь плинності і міцності на розтяг не досягнуть, відповідно, 850 і 1180 МПа. - від 2,4 95 до З 95, а переважно більш ніж 2,6 95 і переважно менш, ніж 2,8 95, марганцю.
Мінімум визначають для досягнення достатньої прожарюваності з метою одержання мікроструктури, яка містить, щонайменше, 71 95 мартенситу і бейніту, і границі міцності на розтяг, яка перевищує 1180 МПа. Максимум визначають щоб уникнути виникнення проблем, пов'язаних з ліквацією, які є шкідливими для пластичності. - від 1,2 995 до 2,3 95 кремнію з метою стабілізації аустеніту для одержання зміцнення твердого розчину і затримування утворення карбідів під час перестарівання без утворення оксидів кремнію на поверхні листа, що було би шкідливим для придатності до нанесення покриття. Переважно рівень вмісту кремнію є більшим або рівним 1,9 95, ще більш переважно більшим або рівним 2,0 95. Збільшена кількість кремнію покращує коефіцієнт збільшення отвору.
Переважно рівень вмісту кремнію є меншим або рівним 2,2 95. Рівень вмісту кремнію, який перевищує 2,3 95, буде призводити до утворення оксидів кремнію на поверхні. - від 0,02 95 до 1,0 95 алюмінію. Алюміній додають для розкислення рідкої сталі, і він збільшує експлуатаційну надійність способу виготовлення, зокрема, зменшує варіації частки аустеніту при зміні температури відпалювання. Максимальний рівень вмісту алюмінію визначають для запобігання збільшення температури перетворення Асз до температури, яка б, ускладнювала відпал. Алюміній, як і кремній, затримує утворення карбідів під час перерозподілу вуглецю з мартенситу до аустеніту, який є результатом перестарівання. Для затримування
Зо утворення карбідів мінімальний рівень вмісту АІ 4 5і має становити 1,25 95. Максимальний рівень вмісту АЇ - 5і має становити 2,35 95.
Решта являє собою залізо і залишкові елементи, які є результатом сталеплавильного виробництва. У даному відношенні Мі, Ст, Мо, Си, МБ, Ті, М, В, 5, Р ї М, щонайменше, розглядаються як залишкові елементи, які являють собою неминучі домішки. Тому рівні їхнього вмісту становлять, мас. 95 менше, ніж 0,05 95 для Мі, 0,05 95 для Ст, 0,02 95 для Мо, 0,03 95 для
Си, 0,007 95 для М, 0,0010 95 для В, 0,005 95 5, 0,02 95 для Р. і 0,010 95 для М. Рівень вмісту МО обмежується значенням 0,05 95, а рівень вмісту Ті обмежується значенням 0,05 95, оскільки вище цих значень будуть утворюватися великі виділення, і штампованість сталі погіршиться, що утруднює досягнення цільових 12 95 для повного відносного подовження.
Гарячекатаний лист завтовшки від 2 до 5 мм, може бути відомим чином виготовлений з цієї сталі. В рамках одного прикладу температура повторного нагрівання перед вальцюванням може бути в діапазоні від 1200 "С до 1280 "С, переважно становить приблизно 1250 "С, температура кінцевого вальцювання переважно становить менше, ніж 850 "С, температура початку охолодження становить менше 800 "С, температура закінчення охолодження знаходиться в діапазоні від 570 "С до 590 "С і охолодження проводять при температурі, переважно лежить в межах від 500 "С до 730 "С.
Після гарячого вальцювання лист піддають термічній обробці з метою зменшення деформації сталі і тому покращення провальцьованості при холодному вальцюванні гарячекатаної і змотаної в рулон листової сталі.
Згідно до одного першого варіанта здійснення ця термічна обробка являє собою відпалювання у камерній печі. В даному варіанті здійснення гарячекатану і змотану в рулон листову сталь піддають відпалювання у камерній печі при температурі в діапазоні від 500 "С до 650 "С протягом періоду часу від 300 секунд до 12 годин, переважно від 4 годин до 12 годин.
Згідно до одного другого варіанта здійснення термічна обробка являє собою повільне охолодження від температури змотування в рулон до кімнатної температури при швидкості охолодження, щоб такий лист охолоджувався від температури змотування в рулон до кімнатної температури протягом часу охолодження, який лежить в межах від 5 до 7 днів.
Гарячекатаний лист може бути підданий травленню і холодному вальцювання для одержання холоднокатаного листа завтовшки від 0,5 мм до 2,5 мм.
Після цього лист піддають термічній обробці на технологічній лінії безперервного відпалювання.
Термічна обробка включає стадії: - відпалювання листа при температурі відпалювання Та так, щоб по завершенні стадії відпалювання сталь мала структуру, яка містить, щонайменше, 80 905 аустеніту, переважно, щонайменше, 95 95 ії до 100 95. Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як визначити температуру відпалювання ТА на основі дилатометричних випробувань. Переважно температура відпалювання ТА перебільшує, Ас3 Ж 50 "С метою обмеження огрублювання аустенітних зерен. Ще більш переважно, щоб температура відпалювання Ті не перевищувала
Ас3. Символ АсЗ3 позначає температуру початку і кінця перетворення на аустеніт під час стадії нагрівання. Лист зберігають при температурі відпалювання, тобто, в діапазоні від ТА - 5 "С до ТА т 10 "С, протягом часу відпалювання іх, достатнього для гомогенізації хімічного складу. Цей час відпалювання їд переважно перевищує 60 с, але не має перевищувати 300 с. - гартування листа до температури гартування ОТ, меншої, ніж температура перетворення
М5 аустеніту, при швидкості охолодження, достатньо великої для уникнення утворення нових фериту і бейніту. Швидкість охолодження лежить в межах від 20 "С/с до 50 "С/с. Дійсно, швидкість охолодження, яка становить менше, 20 "С/с, призводила б до утворення фериту і не давала б можливості одержати границю міцності на розтяг, яка перевищує 118 0 МПа.
Температура гартування знаходиться в діапазоні від 2 40 "С до 320 "С з метою одержання структури, яка містить від 10 до 40 95 аустеніту, від 60 95 до 90 9о мартенситу і від 0 95 до 20 95 фериту, при даній температурі ОТ безпосередньо після охолодження. У випадку температури гартування ОТ, не перевищує 240 "С, частка розподіленого мартенситу у кінцевій структурі буде надмірно великою для стабілізації достатньої кількості залишкового аустеніту перевищує 9 95, і таким чином, повне відносне подовження не досягне 12 905. Крім цього, у випадку коли температура гартування ОТ, перевищує 320 "С, частка розподіленого мартенситу буде занадто малою для одержання бажаних границь міцності і плинності на розтяг. - необов'язкового витримування загартованого листа при температури гартування протягом часу витримування, який лежить в межах від 2 с до 8 с, переважно від З с до 7 с. - повторного нагрівання листа від температури гартування до температури розподілення РТ в діапазоні від 400 "С до 465 "С. Швидкість повторного нагрівання може бути високою у випаду проведення повторного нагрівання з використанням індукційного нагрівача. У випадку коли температура розподілення РТ, не перевищує 400 "С, відносне подовження буде незадовільним. - зберігання листа при температурі розподілу РТ протягом періоду часу від 50 с до 250 с. - безпосередньо після цієї стадії зберігання, охолодження листа до кімнатної температури при швидкості охолодження, переважно більшої 1 "С/с, наприклад, в діапазоні від 2 "С/с до 20 "б/в.
На додаток до цього, у разі коли температура гартування ОТ, яка лежить в межах від 240 С до 270 "С, температура розподілу РТ буде лежати в межах від 440 "С до 460 "С. Цей перший варіант здійснення уможливлює досягнення цільових механічних властивостей для заданої композиції в дуже широкому діапазоні часів відпалювання і розподілу і тому є дуже стабільним при зміні швидкості технологічної лінії. Зокрема, цей перший варіант здійснення забезпечує проходження серйозного відпускання мартенситу, що в результаті призводить до одержання великих значень границі плинності на розтяг і коефіцієнта збільшення отвору.
У випадку коли температура гартування ОТ, яка лежить в межах від 290 "С до 320 "С, температура розподілу РТ буде лежать в межах від 390 "С до 425 "С. Цей другий варіант здійснення уможливлює одержання цільових механічних властивостей у широкому діапазоні часів відпалювання і розподілу.
На додаток до цього, ці два варіанта здійснення уможливлюють досягнення повного відносного подовження, яке перевищує 14 95, у відповідності з описом винаходу, більш детально представленим нижче в цьому документі.
Така обробка уможливлює одержання кінцевої структури, одержаної після розподілу і охолодження до кімнатної температури, яка складається з: - залишкового аустеніту, який характеризується відсотковою часткою площі поверхні, яка лежить в межах від 9 95 до 13 95, - мартенситу і бейніту, які характеризується відсотковою часткою площі поверхні в діапазоні від 71 95 до 91 95, переважно від 82 95 до 91 95, - не більше, 20 95 фериту, переважно, не більше, 5 95. Частка залишкового аустеніту, яка складає, щонайменше, 9 9оюо, уможливлює одержання повного відносного подовження, яке перевищує 12 95, а частка мартенситу і бейніту, яка перевищує 71 9565, уможливлює одержання бо границі міцності на розтяг яка перевищує 1180 МПа.
Залишковий аустеніт може містити глибоподібний залишковий аустеніт і плівковий залишковий аустеніт, розташований між пакетним мартенситом.
Глибоподібний залишковий аустеніт характеризується середнім аспектним відношенням, яке лежить у межах від 2 до 4. Плівковий залишковий аустеніт характеризується середнім аспектним відношенням, яке лежать у межах від 5 до 8.
Аспектні відношення для кожного виду залишкового аустеніту, вибираного з грудоподібного і плівкового залишкових аустенітів, визначають відносно кінцевого листа в результаті декапірування з використанням реактиву Клема, наступного проведення дослідження, щонайменше, 10 мікрофотографій із збільшенням 500 і виконання аналізу зображень мікрофотографій для ідентифікації М компонентів (ї) залишкового аустеніту. Визначають максимальний (Ітах) і мінімальний (Ітіп) розміри кожного компонента (ї) і розраховують аспектне відношення для кожного окремого компонента (ії) у вигляді (Ітах)ІЛІтіп)! у загальній сукупності з М компонентів. Середнє аспектне відношення розраховують у вигляді середнього арифметичного значення для окремих значень М (Ітах)ЛІтіп);.
Переважно мікроструктура містить від 5,5 9о до 10,5 9о плівкового залишкового аустеніту і, не більше 7,5 95 грудоподібного аустеніту. Плівковий залишковий аустеніт є більш стабільним, ніж глибоподібний аустеніт і швидко не перетворюється на мартенсит під час деформації.
Ці ознаки, зокрема, будуть одержувані у разі коли температура гартування ОТ лежить в межах від 240 "С до 270 "С, і температура розподілення РТ, яка лежить в межах від 440 "С до 460 "С, або у випадку температури гартування ОТ, яка лежить в межах від 290 "С до 320 "С, її температури розподілення РТ, яка лежить в межах від 390 "С до 425 76.
Ці ознаки уможливлюють одержання повного відносного подовження Ті, яке перевищує 14
Фо, у комбінації з границею плинності на розтяг У5, яка лежить у межах від 850 до 1100 МПа, границею міцності на розтяг, яка перевищує 1180 Мпа, і коефіцієнтом збільшення отвору НЕВ, згідно до документа ІБО віападага 16630:2009, який перевищує 30 95.
Крім цього, середній розмір глиб бейніту або мартенситу переважно становить 10 мкм і менше.
Крім того, ця обробка уможливлює одержання збільшеного рівня вмісту С у залишковому аустеніті, який перевищує 0,9 905, і переважно навіть 1,0 905, і досягає 1,2 Ор.
Зо З використанням такої обробки можуть бути одержані листи, які характеризуються границею плинності на розтяг У5, яка лежить у межах від 850 до 1100 МПа, границею міцності на розтяг, яка перевищує 1180 МПа, повним відносним подовженням, яке перевищує 12 95, і коефіцієнтом збільшення отвору НЕНР, який згідно до документа І5О 5іапаага 16630:2009 перевищує 30 95.
Крім того, у разі коли температура гартування ОТ лежить в межах від 240 "С до 270 "С і температура розподілення РТ, яка лежить в межах від 440 "С до 460 "С, або у випадку температура гартування ОТ, яка лежить в межах від 290 "С до 320 "С, і температури розподілення РТ, яка лежить в межах від 390 "С до 425 "С, будуть одержані листи, які характеризуються границею плинності на розтяг У5, яка лежить у межах від 850 до 1100 МПа, границею міцності на розтяг, не менше 1180 МПа, повним відносним подовженням, яке перевищує 14 95, і коефіцієнтом збільшення отвору НЕРВ, згідно до документа ІБО 5іапаага 16630:2009, який перевищує 30 95.
Листова сталь, одержана таким чином, може бути використана у вигляді листів без нанесеного покриття або може мати нанесене металеве покриття, як-то з цинку або цинкового сплаву, одержаного шляхом електроосадження або вакуумного осадження.
Приклади:
Листи, одержані зі сталі, яка характеризується композицією, яка містить 0,163 95, 2,05 90 51, 2,7 Чо Мп ї 0,0295 АЇ, при цьому решта це Ре і домішки, які виникли в результаті гарячого вальцювання з подальшим змотуванням в рулон при 730 "С. Гарячекатані листи піддавали відпалювання у камерній печі при 650 "С протягом 10 годин, після цього травленню і холодному вальцюванню для одержання листів 1,6 мм завтовшки. Температури Ас1, АсЗ і М5 для сталі визначили шляхом дилатометричних випробувань і становили Асі - 780 "С, Ас3 - 900 С і Мв5 - 330 с.
Кілька листів піддавали термічній обробці шляхом відпалювання при температурі ТА протягом періоду часу іх, гартування при температурі ОТ при швидкості охолодження 45 "С/с, повторного нагрівання при температурі розподілу РТ і зберігання при температурі розподілу РТ протягом часу розподілу Рі, після цього негайного охолодження до кімнатної температури.
У наведених нижче Таблицях ТА являє собою температуру відпалювання, їд являє собою час відпалювання, ОТ являє собою температуру гартування, РТ являє собою температуру розподілу, РІ являє собою час зберігання при температурі розподілу, М це границя плинності 60 на розтяг, Т5 являє собою межу міцності на розтяг, ОЕ являє собою рівномірне відносне подовження, ТЕ являє собою повне відносне подовження, а НЕК являє собою коефіцієнт збільшення отвору, виміряний у відповідності зі стандартом ІЗО віапдага. ВА являє собою частку залишкового аустеніту в мікроструктурі, а Свабо являє собою рівень вмісту С у залишковому аустеніті. Стовпчик «глибоподібний і плівковий матеріал НА?» вказує на вміст структурою грудоподібного або плівкового залишкового аустеніту.
Всі приклади відносяться до листів без нанесеного покриття.
Умови проведення термічної обробки і одержані властивості наводяться в Таблиці І.
Підкреслені значення не відповідають винаходу.
Таблиця ї
Прику тю | от вто вору, 8 | т ОБ ТЕ|НЕА, КА балади вд СН с Си МПа Мане ся од пока ро в Ор СО СС (МП) (МПау ов ов 0) 69) матерівл КА?
С зов) Ще їй бо ТОБ 165 т- 400 | 100 | не ет рт з ріка 8 65. лак обо | 125 1 з з туби; зі) так 005 8801120 300 бю | їора 125 Повія 30) о ї гягім бяте ля. 05
ГУ 190 501 що5 1220 015,5) в/в | ц/в Так в/в 500 до (6 17105 нів 1 рютлюв т її зо тенб тоб 11015 не нк| так 0 : п
Як демонструють приклади від 1 до 4, лише температура гартування в діапазоні від 240 "С до 320 "С уможливлює одержання границі плинності на розтяг в діапазоні від 830 до 1100 МПа, границі міцності на розтяг, яка перевищує 1180 МПа, повного відносного подовження, яке перевищує 12 95, і коефіцієнта збільшення отвору, перевищує 30 95.
Як демонструє зіставлення прикладів від 5 до 7, лише температура розподілу РТ, яка лежить в межах від 400 "С до 465 "С, уможливлює одержання границі плинності на розтяг в діапазоні від 830 до 1100 МПа, границі міцності на розтяг, яка перевищує 1180 МПа, повного відносного подовження, яке перевищує 12 905, і коефіцієнта збільшення отвору, який перевищує
ЗО 96, у той час як температура розподілу РТ, яка становить 465 "С, зумовлює утворення великої частки свіжого мартенситу, що призводить до одержання коефіцієнта збільшення отвору меншого 30 Об.
Як додатково, демонструють дані приклади від 1 до 7, у випадку температури гартування
ОТ, яка лежить в межах від 290 "С до 320 "С, і температури розподілення РТ, яка лежить в межах від 400 "С до 425 "С, може бути досягнуто повне відносне подовження, яке перевищує 14
Фо. На противагу цьому, приклад 2, проведення гартування при температурі 275 "С, не забезпечує досягнення повного відносного подовження 14 95.
Як демонструють приклади з 8 до 11, цільові властивості можуть бути одержані в широкому діапазоні часів розподілу, а, більш конкретно, одержані механічні властивості є дуже
Зо стабільними при зміні часу розподілу.
У числі прикладів 1-11 лише приклади 3, 5, 6 і 8-11 містять глибоподібний залишковий аустеніт, який характеризується аспектним відношенням від 2 до 4, і плівковий залишковий аустеніт, який характеризується аспектним відношенням в діапазоні від 5 до 8. Поверхнева частка плівкового залишкового аустеніту по відношенню до сукупної мікроструктури лежить в межах від 5,5 95 до 10,5 95 для прикладів 3, 5, 6 і 8-11. На противагу цьому, приклади 1,2, 4 і 7 містять лише глибоподібний залишковий аустеніт.
Додатково ці приклади, демонструють, у випадку температури гартування ОТ, яка лежить в межах від 240 "С до 270 "С, і температури розподілення РТ, яка лежить в межах від 440 "С до 460 "С, буде одержане повне відносне подовження, перевищує 14 95.
На додаток до цього, як демонструють ці приклади, у випадку температури гартування ОТ, яка лежить в межах від 240 "С до 270 "С, і температури розподілення РТ, яка лежить в межах від 440 "С до 460 "С, можуть бути одержані дуже великі значення границі плинності на розтяг. Ці великі значення зумовлюються важливим відпусканням мартенситу завдяки низькому значенню температури гартування ОТ і високому значенню температури розподілу РТ.
Були проведені додаткові випробування для дослідження впливу швидкості технологічної лінії на механічні властивості листа під час виготовлення, тобто, стабільності цих механічних властивостей при варіаціях швидкості технологічної лінії.
Ці випробування проводили на технологічній лінії, яка характеризується мінімальною швидкістю технологічної лінії 50 м/хв і максимальною швидкістю технологічної лінії 120 м/хв, при конфігуруванні секцій томління і розподілу так, щоб максимальні час томління і час розподілу, який досягаються при мінімальній швидкості технологічної лінії, становили б, відповідно, 188 сі 433 с, а мінімальні час томління і час розподілу, що досягаються при максимальній швидкості технологічної лінії, становили б, відповідно, 79 сі 181 с
Випробування проводили на мінімальній і максимальній швидкості технологічної лінії при температурі гартування ОТ 250 "С і температурі розподілу РТ 450 "С або при температурі гартування ОТ 300 "С і температурі розподілу РТ 400 "С.
Умови проведення термічної обробки і одержані властивості наводяться у Таблиці ІІ.
Таблиця ЇЇ ит Тк в ог РТ 1 Х5 ТБ ШЕ іі вию НЕК я 80 екон ! : : ; о зо ет 5 || 511555 вв | збо аб ре р 63
Як демонструють ці результати, у випадку температури гартування ОТ 250 "С і температури розподілення РТ 450 "С швидкість технологічної лінії має незначний вплив на якість одержаних механічних властивостей, так що цільові властивості можуть бути одержані у всьому діапазоні швидкостей технологічної лінії. Як демонструють ці результати, спосіб виготовлення є експлуатаційно дуже надійним стосовно варіацій швидкості технологічної лінії.
Результати, одержані у випадку температури гартування ОТ 300 "С і температури розподілення РТ 400 "С, є подібними, навіть для границі плинності на розтяг, трохи меншої цільового значення 850 МПа, при надмірно маленькій швидкості технологічної лінії і, отже, часу розподілу, перевищує 250 с
Як, додатково, демонструють ці результати, у випадку температури гартування ОТ, яка лежить в межах від 290 "С до 320 "С, і температури розподілення РТ, яка лежить в межах від 400 "С до 425 "С, або у випадку температури гартування ОТ, яка в межах від 240 "С до 270 "С, їі температури розподілення РТ, яка в межах від 440 "С до 460 "С, може бути досягнуте повне відносне подовження, яке перевищує 14 95.
Крім того, були проведені випробування для оцінки впливу термічної обробки, проведеної між стадіями змотування в рулон і холодного вальцювання.
Були проведені випробування з використанням термічної обробки, яка включає відпалювання у камерній печі при температурі 650 "С, (термічна обробка 1) або з використанням термічної обробки, яка включає повільне охолодження листової гарячекатаної сталі від температури змотування в рулон до кімнатної температури протягом періоду 7-ми днів, (термічна обробка 2).
Випробування від 16 до 19 у наведеній нижче Таблиці ІЇЇ були проведені з використанням температури гартування ОТ 250 "С і температури розподілення РТ 460 "С, при цьому час розподілу становило або 150 с (приклади 16 і 17), або 200 с (приклади 18 і 19).
Випробування від 20 до 23 у наведеній нижче Таблиці ІЇЇ були проведені з використанням температури гартування ОТ 300 "С і температури розподілення РТ 400 "С, при цьому час розподілу становило або 150 с (приклади 20 і 21), або 200 с (приклади 22 і 23).
таблиця Ї1ТІ реонклау Термічна, Їх 0.0 ОТ РТ ув | те | ОБ | те | НВ
Мая обробка СО| МО со со МО (мпауомпеу 00 с) св 7 ї055 53 я її об товЕтятЕ 103 5 в тб 256 | 60 5 | 555 бл й3 6 513 аю 613010 юю тво во г 1 1001 300 130 |1о44 119555 91 | 143 о г10о | о | 400 | 150 165300 | зоб | 200 | 1036 19511 10245 ря
Приклади 16-23 містять глибоподібний залишковий аустеніт, який характеризується аспектним відношенням, яке лежать у межах від 2 до 4, і плівковий залишковий аустеніт, який 5 характеризується аспектним відношенням, яке лежить у межах від 5 до 8, при цьому поверхнева частка плівкового залишкового аустеніту по відношенню до всієї мікроструктурі лежить в межах від 5,5 95 до 10,5 95.
Як демонструють ці випробування, цільові механічні властивості будуть одержані з використанням способу, відповідного винаходу, у разі термічної обробки, проведеної між стадіями змотування в рулон і холодного вальцювання, у вигляді відпалювання у камерній печі або повільного охолодження.
Як, додатково, підтверджують ці випробування, температура гартування ОТ, яка в межах від 240 "С до 270 "С, температура розподілу РТ, яка в межах від 440 "С до 460 "С, або температура гартування ОТ, яка в межах від 290 "С до 320 "С, температура розподілу РТ, яка в межах від 400 "С до 425 "С, що уможливлює одержання виключно задовільних механічних властивостей, зокрема, повного відносного подовження, яке перевищує 14 905.
Також були проведені випробування з метою визначення мінімальної швидкості охолодження для гартування до температури гартування ОТ.
Умови проведення термічної обробки і одержані властивості наводяться в Таблиці ІМ.
В цій Таблиці символ СЕ позначає швидкість охолодження.
Таблиця ЇУ сти ТА 1. М СВ ОТ | РЕ, У5 15 | БІ тв | НЕК
Мриклал! десу 59) (всіву (с) | (с) оміау(моау 9) 0 с) я їЄ 5 яю (1061720 1195 зх реле рег 0 рр || о яз
Як демонструють ці результати, у разі швидкості охолодження меншої 20 "С/с, буде отримана границя міцності на розтяг, яка менша 1180 Мпа, в той час як механічні властивості будуть задовільними у разі коли швидкість охолодження лежить в межах від 20 "С/с до 50 "С/с.

Claims (17)

  1. ФОРМУЛА ВИНАХОДУ Зо 1. Спосіб виробництва листової сталі, яка має мікроструктуру, яка складається з 71-91 95 сумарно мартенситу і бейніту, 9-13 95 залишкового аустеніту і не більше 20 95 фериту, при цьому спосіб включає наступні послідовні стадії, на яких: забезпечують наявність холоднокатаної листової сталі, хімічний склад якої містить, мас. 90: 013-022, 152,3, 0,02 АЇс1,0,
    причому 1,25:5і--АЇх2,35, 2,4-МпЗ, ТікО,05, Мо-0,05, решта - це Еє і неминучі домішки, відпалюють листову сталь при температурі відпалювання Ті для одержання структури, яка містить від 80 95 до 100 95 аустеніту і від О 95 до 20 95 фериту, піддають гартуванню лист при швидкості охолодження, яка становить 20-50 С/с, до температури гартування ОТ, яка становить 240-270 "С, нагрівають лист до розподілу температури РТ, яка становить 440-460 "С, і витримують лист при зазначеній температурі розподілу РТ протягом часу розподілу Рі від 50 до 250 с, негайно після зазначеного етапу витримування охолоджують лист до кімнатної температури.
  2. 2. Спосіб виробництва листової сталі, яка має мікроструктуру, яка складається з 71-91 95 сумарно мартенситу і бейніту, 9-13 95 залишкового аустеніту і не більше 20 95 фериту, при цьому спосіб включає наступні послідовні стадії, на яких: забезпечують наявність холоднокатаної листової сталі, хімічний склад якої містить, мас. 90: 013-022, 152,3, 0,02 АЇс1,0, причому 1,25:5і--АЇх2,35, 2,4-МпЗ, ТікО,05, Мо-0,05, Решта - це Ее і неминучі домішки, відпалюють листову сталь при температурі відпалювання Ті для одержання структури, яка містить від 80 95 до 100 95 аустеніту і від О 95 до 20 95 фериту, піддають гартуванню лист при швидкості охолодження, яка становить 20-50 С/с, до температури гартування ОТ, яка становить 290-320 "С, нагрівають лист до розподілу температури РТ, яка становить 400-425 "С, і витримують лист при Зо температурі розподілу РТ протягом часу розподілу Рі від 50 до 250 с, негайно охолоджують лист до кімнатної температури.
  3. 3. Спосіб за п. 1 або 2, в якому стадія забезпечення наявності холоднокатаної листової сталі включає: гаряче вальцювання листа, виготовленого із сталі, для одержання листової гарячекатаної сталі, змотування зазначеної листової гарячекатаної сталі в рулон при температурі Тс, яка становить 500-730 "С, холодне вальцювання зазначеної листової гарячекатаної сталі для одержання зазначеної холоднокатаної листової сталі.
  4. 4. Спосіб за п. 3, в якому стадія забезпечення наявності холоднокатаної листової сталі також включає між змотуванням в рулон і холодним вальцюванням проведення відпалювання у камерній печі при температурі, яка становить 500-650 "С, протягом часу від 300 с до 12 год.
  5. 5. Спосіб за п. 3, в якому стадія забезпечення наявності зазначеної холоднокатаної листової сталі також включає між змотуванням в рулон і холодним вальцюванням проведення повільного охолодження листової гарячекатаної сталі від температури змотування в рулон до кімнатної температури протягом періоду часу, який становить 5-7 днів.
  6. 6. Спосіб за будь-яким з пп. 1-5, в якому підданий гартуванню лист безпосередньо перед нагріванням до температури розподілу РТ має структуру, яка складається з 10-40 9о аустеніту, 60-90 95 мартенситу і 0-20 90 фериту.
  7. 7. Спосіб за будь-яким з пп. 1-6, в якому хімічний склад сталі задовольняє принаймні одну з таких умов: С»0,16, Се0,20, зі»2,0, зЗіс2,е, Мп»2,6 і Мп-г2,8.
  8. 8. Спосіб за будь-яким з пп. 1-7, в якому після гартування листа до температури гартування ОТ і до нагрівання листа до розподілу температури РТ лист витримують при температурі гартування ОТ протягом часу витримки, який становить 2-8 с, переважно 3-7 с.
  9. 9. Спосіб за будь-яким з пп. 1-8, в якому час розподілу Рі знаходиться в діапазоні від 50 до 200 б.
  10. 10. Спосіб за будь-яким з пп. 1-9, в якому залишковий аустеніт містить глибоподібний залишковий аустеніт, який характеризується відношенням сторін, яке становить 2-4, і плівковий залишковий аустеніт, який характеризується відношенням сторін, яке становить 5-8.
  11. 11. Спосіб за п. 10, в якому мікроструктура містить від 5,5 95 до 10,5 95 плівкового залишкового аустеніту.
  12. 12. Листова сталь без покриття, хімічний склад якої містить, мас. 9б: 013-022, 152,3, 0,02 АЇс1,0, причому 1,25:5і--АЇх2,35, 2,4-МпЗ, ТікО,05, МЬ-0,05, причому решта - це Ее і неминучі домішки, має мікроструктуру, яка містить в процентних частках площі поверхні: 71-91 95 мартенситу і бейніту, 9-13 9о залишкового аустеніту і не більше ніж 20 95 фериту, при цьому залишковий аустеніт включає глибоподібний залишковий аустеніт, який характеризується відношенням сторін, яке становить 2-4, і плівковий залишковий аустеніт, який характеризується відношенням сторін, яке становить 5-8, при цьому лист характеризується границею плинності на розтяг, яка становить 850-1100 МПа, границею міцності на розтяг, яка перевищує 1180 МПа, повним відносним подовженням, яке перевищує 14 90, і коефіцієнтом роздачі отвору НЕН, який перевищує 30 95. Зо
  13. 13. Листова сталь за п. 12, у якій коефіцієнт роздачі отвору НЕК перевищує 40 9.
  14. 14. Листова сталь за п. 12 або 13, у якій хімічний склад сталі задовольняє принаймні одну з наведених умов: С»0,16, Се0,20, 522,0, зЗіс2,е, Мипи22,6 і Мп-г2,8.
  15. 15. Листова сталь за будь-яким з пп. 12-14, у якій рівень вмісту С Свабо у залишковому аустеніті становить 0,9-1,2 9.
  16. 16. Листова сталь за будь-яким з пп. 12-15, у якій мікроструктура містить від 5,5 95 до 10,5 95 плівкового залишкового аустеніту.
  17. 17. Листова сталь, хімічний склад якої містить, мас. 90: 013-022, 152,3, 0,02 АЇс1,0, причому 1,25:5і--АЇх2,35, 2,4-МпЗ, Тік0,05, МЬ-0,05, причому решта - це Ее і неминучі домішки, має мікроструктуру, яка містить в процентних частках площі поверхні: 71-91 95 мартенситу і бейніту, 9-13 9о залишкового аустеніту і не більше ніж 20 95 фериту, при цьому залишковий аустеніт включає глибоподібний залишковий аустеніт, який характеризується відношенням сторін, яке становить 2-4, і плівковий залишковий аустеніт, який характеризується відношенням сторін, яке становить 5-8,
    при цьому листи характеризуються границею плинності на розтяг, яка становить 850-1100 МПа, границею міцності на розтяг, яка перевищує 1180 МПа, повним відносним подовженням, яке перевищує 14 90, і коефіцієнтом роздачі отвору НЕН, який перевищує 30 95, при цьому листова сталь має металеве покриття, одержане шляхом електроосадження або вакуумного осадження.
UAA201806894A 2015-12-21 2016-12-21 Спосіб виробництва високоміцної листової сталі, яка характеризується покращеними міцністю і штампованістю, і одержана високоміцна листова сталь UA121800C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2015/059838 WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2015-12-21 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
PCT/EP2016/082202 WO2017108966A1 (en) 2015-12-21 2016-12-21 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA121800C2 true UA121800C2 (uk) 2020-07-27

Family

ID=55221457

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201806894A UA121800C2 (uk) 2015-12-21 2016-12-21 Спосіб виробництва високоміцної листової сталі, яка характеризується покращеними міцністю і штампованістю, і одержана високоміцна листова сталь

Country Status (16)

Country Link
US (1) US10954580B2 (uk)
EP (2) EP3626843B1 (uk)
JP (1) JP6797934B2 (uk)
KR (2) KR20180095529A (uk)
CN (1) CN108884512B (uk)
BR (1) BR112018011653B1 (uk)
CA (1) CA3007647C (uk)
ES (2) ES2886206T3 (uk)
HU (2) HUE056872T2 (uk)
MA (2) MA49159B1 (uk)
MX (1) MX385499B (uk)
PL (2) PL3394299T3 (uk)
RU (1) RU2722490C2 (uk)
UA (1) UA121800C2 (uk)
WO (2) WO2017109539A1 (uk)
ZA (1) ZA201803701B (uk)

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016001708A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
DE102016103752A1 (de) * 2015-03-06 2016-09-08 Gkn Sinter Metals, Llc Verfahren zur Herstellung eines Messing oder Bronze aufweisenden Verbundbauteils mittels Sinterpassung
WO2019111028A1 (en) 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same
WO2019111029A1 (en) * 2017-12-05 2019-06-13 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
KR102012126B1 (ko) * 2018-03-22 2019-10-21 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
EP3822382B1 (en) 2018-10-10 2025-04-30 JFE Steel Corporation HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR MANUFACTURING SAME
UA126731C2 (uk) * 2018-11-30 2023-01-11 Арселорміттал Холоднокатаний відпалений сталевий лист із високим ступенем роздачі отвору та спосіб його виготовлення
PT3754037T (pt) * 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
JP7191796B2 (ja) 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN114630917B (zh) * 2019-11-06 2023-10-24 日本制铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
KR102285523B1 (ko) * 2019-11-20 2021-08-03 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
EP4116003A4 (en) * 2020-03-11 2023-06-21 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) PROCESS FOR MANUFACTURING A STEEL COMPONENT WITH LOCALLY SOFTENED SECTION
JP7696817B2 (ja) * 2021-03-08 2025-06-23 株式会社神戸製鋼所 鋼板の製造方法
MX2023010443A (es) * 2021-03-08 2023-09-12 Kobe Steel Ltd Metodo para fabricar chapa de acero.
CN117120638A (zh) * 2021-03-08 2023-11-24 株式会社神户制钢所 钢板的制造方法
CN113061698B (zh) * 2021-03-16 2022-04-19 北京理工大学 一种以珠光体为前驱体制备淬火-配分钢的热处理方法
CN113446942B (zh) * 2021-08-11 2022-03-29 镇江龙源铝业有限公司 一种冷轧铝合金板带吹胀成型性能的快速检测方法
KR102734515B1 (ko) 2022-05-30 2024-11-27 현대제철 주식회사 우수한 내식성을 갖는 강판 및 그 제조방법
SE546440C2 (en) * 2023-03-24 2024-11-05 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same
SE546437C2 (en) * 2023-03-24 2024-11-05 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same
SE547321C2 (en) * 2023-03-24 2025-07-01 Voestalpine Stahl Gmbh A high strength steel strip or sheet, and a method for producing the same
JP7782768B1 (ja) * 2024-09-30 2025-12-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Family Cites Families (43)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19936151A1 (de) 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
JP3840864B2 (ja) 1999-11-02 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3873642B2 (ja) 2001-03-21 2007-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 錫めっき鋼板
WO2004022794A1 (en) 2002-09-04 2004-03-18 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
FR2844281B1 (fr) 2002-09-06 2005-04-29 Usinor Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d'une feuille de cet acier revetue de zinc ou d'alliage de zinc
JP4367300B2 (ja) 2004-09-14 2009-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
CA2531615A1 (en) 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property
CN100510141C (zh) 2004-12-28 2009-07-08 株式会社神户制钢所 耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板
JP4821365B2 (ja) 2006-02-28 2011-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 塗装後耐食性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法
EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
UA99289C2 (uk) * 2007-05-11 2012-08-10 Арселормиттал Франс Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, спосіб його виготовлення (варіанти) і застосування
JP5402007B2 (ja) * 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5365112B2 (ja) 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5221270B2 (ja) 2008-10-09 2013-06-26 株式会社東芝 金属部品およびその製造方法
JP5315956B2 (ja) 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102341521B (zh) 2009-05-27 2013-08-28 新日铁住金株式会社 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法
JP5412182B2 (ja) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5807368B2 (ja) 2010-06-16 2015-11-10 新日鐵住金株式会社 圧延方向に対して４５°の方向の均一伸びが極めて高い高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5136609B2 (ja) * 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
PL3034644T3 (pl) 2010-09-16 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa o dużej wytrzymałości i ocynkowana blacha stalowa o dużej wytrzymałości z doskonałą ciągliwością i podatnością na wywijanie kołnierza oraz sposób ich wytwarzania
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
EP2524970A1 (de) 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
JP2012240095A (ja) 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法
US9745639B2 (en) 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
JP5664482B2 (ja) 2011-07-06 2015-02-04 新日鐵住金株式会社 溶融めっき冷延鋼板
JP5764549B2 (ja) 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
JP5632904B2 (ja) * 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5835129B2 (ja) 2012-06-29 2015-12-24 トヨタ自動車株式会社 表面処理方法
JP2014019928A (ja) 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
EP2690183B1 (de) * 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
EP2690184B1 (de) * 2012-07-27 2020-09-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN104508163B (zh) 2012-07-31 2016-11-16 杰富意钢铁株式会社 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
RU2524743C2 (ru) 2012-11-06 2014-08-10 Закрытое акционерное общество "Вибро-прибор" Способ бездемонтажной поверки пьезоэлектрического вибропреобразователя на месте эксплуатации
CN102943169B (zh) * 2012-12-10 2015-01-07 北京科技大学 一种汽车用超高强薄钢板的淬火退火制备方法
ES2636780T3 (es) * 2013-08-22 2017-10-09 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Procedimiento para la fabricación de un componente de acero
JP6237364B2 (ja) * 2014-03-17 2017-11-29 新日鐵住金株式会社 衝突特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP6179461B2 (ja) * 2014-05-27 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
CN104032109B (zh) * 2014-06-13 2016-08-24 北京科技大学 一种高强钢通过热轧及在线热处理的制备方法
WO2016001708A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
WO2016108443A1 (ko) * 2014-12-30 2016-07-07 한국기계연구원 강도와 연성의 조합이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법
KR102035525B1 (ko) * 2016-06-27 2019-10-24 한국기계연구원 필름형 잔류 오스테나이트를 포함하는 강재

Also Published As

Publication number Publication date
EP3626843B1 (en) 2021-07-28
PL3394299T3 (pl) 2020-11-02
US20190003007A1 (en) 2019-01-03
EP3626843A1 (en) 2020-03-25
MA44113B1 (fr) 2020-08-31
JP6797934B2 (ja) 2020-12-09
BR112018011653A2 (pt) 2018-12-04
JP2019505694A (ja) 2019-02-28
CN108884512A (zh) 2018-11-23
HUE050422T2 (hu) 2020-12-28
MA49159A (fr) 2021-04-21
EP3394299B1 (en) 2020-05-06
EP3394299A1 (en) 2018-10-31
ZA201803701B (en) 2019-06-26
CA3007647C (en) 2023-12-19
WO2017109539A1 (en) 2017-06-29
US10954580B2 (en) 2021-03-23
KR20180095529A (ko) 2018-08-27
CN108884512B (zh) 2019-12-31
MX385499B (es) 2025-03-18
BR112018011653B1 (pt) 2021-09-28
CA3007647A1 (en) 2017-06-29
PL3626843T3 (pl) 2021-12-20
MA49159B1 (fr) 2021-10-29
WO2017108966A1 (en) 2017-06-29
ES2801673T3 (es) 2021-01-12
MX2018007641A (es) 2018-09-21
RU2722490C2 (ru) 2020-06-01
RU2018122307A (ru) 2019-12-30
RU2018122307A3 (uk) 2020-03-26
HUE056872T2 (hu) 2022-03-28
KR20240105467A (ko) 2024-07-05
ES2886206T3 (es) 2021-12-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
UA121800C2 (uk) Спосіб виробництва високоміцної листової сталі, яка характеризується покращеними міцністю і штампованістю, і одержана високоміцна листова сталь
JP7166396B2 (ja) 強度、延性および成形性が改善された高強度鋼板を製造する方法
US20200095651A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and high-strength hot-dip galvannealed steel sheet excellent in formability and shape fixability, and methods for manufacturing them
JP7220715B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
US10711322B2 (en) Hot-pressed steel sheet member, method of manufacturing the same, and steel sheet for hot pressing
CN107002206B (zh) 具有高强度和高度可成形性的钢带材、具有热浸锌基涂层的钢带材
CN104583424B (zh) 钢、扁钢产品和扁钢产品的制造方法
CN101688277B (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
ES2966384T3 (es) Lámina de acero laminada en frío tratada térmicamente y procedimiento de fabricación de la misma
JP7220714B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
RU2018122386A (ru) Способ производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными тягучестью и формуемостью, и полученная листовая сталь
RU2677888C2 (ru) Способ изготовления высокопрочной листовой стали, имеющей улучшенную формуемость, и полученный лист
TR201818939T4 (tr) İyileştirilmiş mukavemete ve sünekliğe sahip yüksek mukavemetli kaplı çelik sac üretimine yönelik yöntem ve elde edilen sac.
CN113151735A (zh) 表现出良好延展性的高强度钢以及通过镀锌槽进行淬火和分配处理的制备方法
RU2716920C2 (ru) Способ производства листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью, тягучестью и формуемостью
UA119946C2 (uk) Спосіб виробництва надвисокоміцної листової сталі, підданої цинкуванню з відпалюванням, і одержана листова сталь, піддана цинкуванню з відпалюванням
KR20170026402A (ko) 성형성 및 연성이 개선된 고강도 강 시트의 제조 방법 및 얻어진 시트
JP4786521B2 (ja) 加工性、塗装焼付硬化性及び常温非時効性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板並びにその製造方法
US20060162824A1 (en) Method for producing high strength, high ductility steel strip
US20190071748A1 (en) Method for temperature-treating a manganese steel intermediate product, and steel intermediate product which has been temperature-treated in a corresponding manner
KR101607011B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
KR102472740B1 (ko) 저합금 3세대 첨단 고강도 강 및 제조방법
RU2812417C1 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа
RU2813066C1 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа
KR20150038960A (ko) 내시효성 및 내덴트성이 우수한 고강도 복합조직 냉연강판, 용융아연도금강판, 합금화용융아연도금강판 제조 방법