NL1015184C2 - Multi-phase steel and method for its manufacture. - Google Patents
Multi-phase steel and method for its manufacture. Download PDFInfo
- Publication number
- NL1015184C2 NL1015184C2 NL1015184A NL1015184A NL1015184C2 NL 1015184 C2 NL1015184 C2 NL 1015184C2 NL 1015184 A NL1015184 A NL 1015184A NL 1015184 A NL1015184 A NL 1015184A NL 1015184 C2 NL1015184 C2 NL 1015184C2
- Authority
- NL
- Netherlands
- Prior art keywords
- steel
- phase
- phase steel
- max
- mpa
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 132
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 132
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 18
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 11
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 49
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 44
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 33
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 31
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 26
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 claims description 23
- 239000010451 perlite Substances 0.000 claims description 23
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 22
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 14
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 9
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 7
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 claims description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 7
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 claims description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 5
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 claims description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910000760 Hardened steel Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 claims description 2
- 239000013589 supplement Substances 0.000 claims 2
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 claims 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 claims 1
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 18
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 15
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 13
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 12
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 12
- 230000008569 process Effects 0.000 description 10
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 9
- 239000000463 material Substances 0.000 description 9
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 8
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 7
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 7
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 6
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 6
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 6
- 239000003973 paint Substances 0.000 description 5
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 5
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 4
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 3
- 230000028327 secretion Effects 0.000 description 3
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 3
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 3
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 2
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 2
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 2
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 239000012925 reference material Substances 0.000 description 2
- AZUYLZMQTIKGSC-UHFFFAOYSA-N 1-[6-[4-(5-chloro-6-methyl-1H-indazol-4-yl)-5-methyl-3-(1-methylindazol-5-yl)pyrazol-1-yl]-2-azaspiro[3.3]heptan-2-yl]prop-2-en-1-one Chemical compound ClC=1C(=C2C=NNC2=CC=1C)C=1C(=NN(C=1C)C1CC2(CN(C2)C(C=C)=O)C1)C=1C=C2C=NN(C2=CC=1)C AZUYLZMQTIKGSC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241000234282 Allium Species 0.000 description 1
- 235000002732 Allium cepa var. cepa Nutrition 0.000 description 1
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 102220503482 Superoxide dismutase [Cu-Zn]_H81A_mutation Human genes 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 239000007795 chemical reaction product Substances 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000003631 expected effect Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 239000004922 lacquer Substances 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 238000009736 wetting Methods 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
-
- 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
- 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
- C22C38/04—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
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
MULTI-PHASE STAAL EN WERKWIJZE VOOR DE VERVAARDIGING DAARVANMULTI-PHASE STEEL AND METHOD FOR THE MANUFACTURE THEREOF
De uitvinding heeft betrekking op multi-phase staal, en op de vervaardiging 5 daarvan.The invention relates to multi-phase steel, and to the manufacture thereof.
In de automobielindustrie bestaat een toenemende vraag naar plaatstaal waaraan de eis van een hoge sterkte en een hoge vervormbaarheid gesteld wordt, zowel verzinkt als onbekleed, teneinde lichtere en veiliger auto’s te kunnen vervaardigen.In the automotive industry, there is an increasing demand for sheet metal that requires high strength and high ductility, both galvanized and uncoated, in order to manufacture lighter and safer cars.
Hoge-sterkte staal kan worden verkregen door gebruik te maken van har-10 dingsmechanismen. Bekende hardingsmechanismen zijn bijvoorbeeld ferrietkorrel-verfijning, precipitatieharding (bijvoorbeeld in zogenaamde High-Strength Low-Alloy (HSLA) staalsoorten), structuurharding (bijvoorbeeld in multi-phase staalsoorten), en vaste oplosharding (bijvoorbeeld in fosforhoudende (ultra)laagkoolstof staalsoorten). Door gebruik te maken van alleen korrelverfijning of vaste oploshar-15 ding is het niet mogelijk treksterktes van 600 MPa of hoger te behalen. Het nadeel van precipitaten en opgeloste atomen is dat de vervormbaarheid van het staal achteruit gaat. Daarentegen voldoet multi-phase staal aan de hiervoor geldende eisen van hoge sterkte gecombineerd met een relatief hoge vervormbaarheid.High-strength steel can be obtained using hardening mechanisms. Known curing mechanisms are, for example, ferrite grain refinement, precipitation hardening (for example in so-called High-Strength Low-Alloy (HSLA) steels), structure hardening (for example in multi-phase steels), and solid solution hardening (for example in phosphorus-containing (ultra) low-carbon steels). It is not possible to achieve tensile strengths of 600 MPa or higher by using only grain refinement or solid solution hardening. The disadvantage of precipitates and dissolved atoms is that the deformability of the steel deteriorates. In contrast, multi-phase steel meets the applicable requirements of high strength combined with relatively high formability.
Koudgewalst multi-phase staal wordt geproduceerd door middel van interkri-20 tisch gloeien in het twee-fase austeniet ferriet gebied (het temperatuurgebied tussen Acx en Ac3), gevolgd door afkoelen bij een voldoende hoge afkoelsnelheid om per-lietvorming te verhinderen zodat austeniet transformeert naar martensiet of bainiet tijdens afkoelen en een ferritisch-martenisitische of ferritisch-bainitische meer-fase structuur wordt verkregen bij kamertemperatuur.Cold-rolled multi-phase steel is produced by inter-annealing in the two-phase austenite ferrite region (the temperature range between Acx and Ac3), followed by cooling at a sufficiently high cooling rate to prevent permeation from transforming to austenite martensite or bainite during cooling and a ferritic-martenisitic or ferritic-bainitic multi-phase structure is obtained at room temperature.
25 Om koudgewalst ferritisch-martensitisch multi-phase staal te produceren, dient de afkoelsnelheid na het gloeien in het ferriet-austeniet gebied voldoende hoog te zijn om perliet- en bainietvorming tijdens de afkoeling te verhinderen. Elementen zoals Mn en Mo kunnen worden toegevoegd die de vorming van perliet en bainiet vertragen.In order to produce cold-rolled ferritic-martensitic multi-phase steel, the cooling rate after annealing in the ferrite-austenite region must be high enough to prevent perlite and bainite formation during cooling. Elements such as Mn and Mo can be added that slow down the formation of perlite and bainite.
30 Om ferritisch-bainitisch multi-phase staal, met eventueel een extra hoeveelheid van 10-15% metastabiel austeniet te verkrijgen, dient de afkoelsnelheid na gloeien hoog genoeg te zijn om vorming van perliet te verhinderen. Bovendien is voor de J 01 51 8 4 -2- fabricage van deze staalsoorten een nagloeibehandeling bij gewoonlijk 350-450° C nodig voor transformatie van austeniet naar bainiet en voor stabilisatie van austeniet. Naast toevoeging Mn, om vorming van perliet tijdens afkoelen te verhinderen, dienen elementen zoals P, Si, en Al te worden toegevoegd om austeniet te stabiliseren. 5 Deze laatste ferriet-vormende en niet-carbide vormende elementen verhinderen uitscheiding van cementiet en dragen bij aan koolstof-verrijking van austeniet.In order to obtain ferritic-bainitic multi-phase steel, possibly with an additional amount of 10-15% metastable austenite, the cooling rate after annealing must be high enough to prevent the formation of perlite. In addition, the J 01 51 8 4 -2 manufacture of these steels requires an afterglow treatment at usually 350-450 ° C for transformation from austenite to bainite and for stabilization of austenite. In addition to Mn addition, to prevent perlite formation during cooling, elements such as P, Si, and Al should be added to stabilize austenite. The latter ferrite-forming and non-carbide-forming elements prevent cementite secretion and contribute to carbon enrichment of austenite.
Voor automobieltoepassingen is het meestal gewenst dat het plaatstaal is verzinkt. Dompelverzinken heeft de voorkeur boven electrolytisch verzinken vanwege de (proces)kosten. Electrolytisch verzinken moet echter worden toegepast indien het 10 staal is gegloeid door middel van het conventionele stolpgloeien of op een conventionele continugloeilijn waarmee alleen onbeklede staalplaat wordt geproduceerd. Een voordeel van electrolytisch verzinken kan zijn dat een betere oppervlaktekwali-teit wordt verkregen. Bovendien heeft men minder last van oppervlakte-oxiden tijdens electrolytisch verzinken omdat deze voor het verzinkproces worden verwijderd 15 door middel van beitsen.For automotive applications, it is usually desirable that the sheet steel be galvanized. Hot dip galvanizing is preferable to electrolytic galvanizing because of the (process) costs. However, electrolytic galvanizing should be applied if the steel has been annealed by conventional hot annealing or on a conventional continuous annealing line producing only uncoated steel sheet. An advantage of electrolytic galvanizing can be that a better surface quality is obtained. Moreover, surface oxides are less affected during electrolytic galvanizing because they are removed before the galvanizing process by means of pickling.
Met de conventionele dompelverzinklijnen is de vorming van harde martensiet en bainiet fasen slechts mogelijk indien relatief grote hoeveelheden van de lege-ringselementen Mn, Ni, Cr, Si, Al en Mo worden toegevoegd om de vorming van perliet en de uitscheiding van cementiet te voorkomen. Dit is te wijten aan de relatief 20 lage afkoelsnelheden van de meeste dompelverzinklijnen.With the conventional hot dip galvanizing lines, the formation of hard martensite and bainite phases is only possible if relatively large amounts of the alloying elements Mn, Ni, Cr, Si, Al and Mo are added to prevent the formation of perlite and the separation of cementite. This is due to the relatively slow cooling rates of most hot dip galvanizing lines.
Een nadeel hiervan is echter dat grote hoeveelheden van deze elementen problemen veroorzaken gedurende het gieten en warmwalsen, waardoor de proceskosten hoog kunnen oplopen. Ook kunnen er problemen optreden tijdens het lassen van het staal. Bovendien kunnen Mn, Si en Cr tijdens gloeien aanleiding geven tot vorming 25 van oppervlakte-oxides, waardoor de hechting van het zink en de oppervlaktekwali-teit na het dompelverzinken nadelig beïnvloed worden. Bij electrolytisch verzinken speelt dit laatste geen rol omdat het staal vooraf wordt gebeitst.A drawback of this, however, is that large amounts of these elements cause problems during casting and hot rolling, which can lead to high process costs. Problems can also arise during welding of the steel. In addition, Mn, Si and Cr may cause surface oxides to form during annealing, thereby adversely affecting zinc adhesion and surface quality after hot dip galvanizing. The latter does not play a role in electrolytic galvanizing because the steel is pre-pickled.
Het is een doel van de uitvinding een verbeterd multi-phase staal met een hoge sterkte en een goede vervormbaarheid te verschaffen. Het is een ander doel van de 30 uitvinding een multi-phase staalsoort te verschaffen dat volgens de gebruikelijke procescondities goed te vervaardigen is. Het is nog een ander doel van de uitvinding een ferritisch-martensitisch en ferritisch-bainitisch multi-phase staal te verschaffen 101 51 8 4 -3- dat met de gebruikelijke continugloeilijnen en dompelverzinklijnen te vervaardigen is. Het is weer een ander doel van de uitvinding een werkwijze voor het vervaardigen van een dergelijk multi-phase staal te verschaffen.It is an object of the invention to provide an improved multi-phase steel with high strength and good ductility. It is another object of the invention to provide a multi-phase steel type that is easy to manufacture according to the usual process conditions. It is yet another object of the invention to provide a ferritic-martensitic and ferritic-bainitic multi-phase steel 101 51 8 4 -3- which can be manufactured with the usual continuous annealing lines and hot dip galvanizing lines. It is yet another object of the invention to provide a method of manufacturing such a multi-phase steel.
Volgens een eerste aspect van de uitvinding zijn een of meer van deze doelen 5 bereikt met een multi-phase staal met de volgende samenstelling (in gewichtspro-cent, tenzij anders aangegeven):According to a first aspect of the invention, one or more of these objects have been achieved with a multi-phase steel with the following composition (in percent by weight, unless otherwise indicated):
0,06- 0,17 %C 1,35- 1,80% Mn 0,35 - 0,50 % Si 10 max. 0,12 % P0.06- 0.17% C 1.35-1.80% Mn 0.35-0.50% Si 10 max 0.12% P
max. 0,50 % Al max. 0,05 % Nb max. 0,20 %V max. 0,05 % Ti 15 max. 30 ppm Bmax. 0.50% Al max. 0.05% Nb max. 0.20% V max. 0.05% Ti 15 max. 30 ppm B
max. 350 ppm Nmax. 350 ppm N
S, Cu, Sn, Ni, Cr, Mo als restelementen balans Fe, waarbij van de elementen P, Al, Nb, V, Ti, B en N er minimaal één aanwezig is, en 20 waarbij het staal na warmwalsen, afwalsen, oprollen bij een gebruikelijke temperatuur, en koudwalsen, is gegloeid en waarbij het staal gehard is door een combinatie van structuurharding, korrelverfïjning, vaste oplosharding en precipitatieharding, om een hoge-sterkte koudgewalst staal te verkrijgen.S, Cu, Sn, Ni, Cr, Mo as residual elements of balance Fe, where at least one of the elements P, Al, Nb, V, Ti, B and N is present, and where the steel rolls up after hot rolling, rolling has been annealed at a conventional temperature, and cold rolling, and the steel has been hardened by a combination of structure hardening, grain refining, solid solution hardening and precipitation hardening to obtain a high strength cold rolled steel.
De keuze van het type en de hoeveelheid legeringselementen is enerzijds ge-25 baseerd op het verwachte effect op de bevochtiging tijdens dompel verzinken, en anderzijds op de maximum hoeveelheid die mogelijk is onder industriële procescondities (gieten en walsen). Bovendien is rekening gehouden met specifieke combinaties: bijvoorbeeld, een geschikte combinatie van hoog Mn- en Si-gehalte kan een gunstig effect hebben op de bevochtiging tijdens dompelverzinken.The choice of the type and amount of alloying elements is based on the one hand on the expected effect on the wettability during hot dip galvanizing, and on the other hand on the maximum amount possible under industrial process conditions (casting and rolling). In addition, specific combinations have been taken into account: for example, a suitable combination of high Mn and Si content can have a favorable effect on the wetting during hot dip galvanizing.
30 Bij het multi-phase staal volgens de uitvinding is als belangrijkste legerings- element (naast koolstof) geen molybdeen of chroom, maar mangaan gekozen. Teneinde een slechte oppervlaktekwaliteit te voorkomen is de hoeveelheid mangaan in 1 0 1 51 84 -4- het staal niet hoger dan 1,8 %, hetgeen te laag is om onder de koelcondities van veel dompelverzinklijnen de vorming van perliet te onderdrukken. Daarom zijn kleine hoeveelheden van elementen zoals P, Al, Nb, V, Ti, B en N toegevoegd. De keuze van de elementen is gebaseerd op de volgende metaalkundige principes: (i) het ver-5 hinderen van perlietvorming tijdens afkoelen na gloeien en/of (ii) het bevorderen van korrelverfijning, precipitatieharding en vaste oplosharding van ferriet.In the multi-phase steel according to the invention, the most important alloying element (in addition to carbon) is not molybdenum or chromium, but manganese. In order to avoid poor surface quality, the amount of manganese in the steel does not exceed 1.8%, which is too low to suppress the formation of perlite under the cooling conditions of many hot dip galvanizing lines. Therefore, small amounts of elements such as P, Al, Nb, V, Ti, B and N are added. The selection of the elements is based on the following metallic principles: (i) preventing perlite formation during cooling after annealing and / or (ii) promoting grain refinement, precipitation hardening and solid solution hardening of ferrite.
Bij voorkeur zijn van de elementen P, Al, Nb, V, Ti, B en N aanwezig: ofwel 0,1 - 0,2 % V, ofwel 120 - 330 ppm N, 10 ofwel 0,02 - 0,05 % Nb en 0,1 - 0,2 % V, ofwel 0,08 - 0,12 % P en 15 - 30 ppm B, ofwel 0,08 - 0,12 % P, 15 - 30 ppm B en 0,03 - 0,05 % Ti, ofwel 0,08 - 0,12 % P en 0,1 - 0,5 % Al, ofwel 0,08 - 0,12 % P, 0,1 - 0,5 % Al en 0,03 - 0,05 % Ti, 15 ofwel 0,08 - 0,12 % P, 0,1 - 0,5 % Al, 0,03 - 0,05 % Ti, 15 - 30 ppm B en 0,02 -0,05% Nb.Preferably, of the elements P, Al, Nb, V, Ti, B and N are present: either 0.1 - 0.2% V, or 120 - 330 ppm N, 10 or 0.02 - 0.05% Nb and 0.1 - 0.2% V, or 0.08 - 0.12% P and 15 - 30 ppm B, or 0.08 - 0.12% P, 15 - 30 ppm B and 0.03 - 0 0.05 - 0.12% P and 0.1 - 0.5% Al, or 0.08 - 0.12% P, 0.1 - 0.5% Al and 0.03 - 0.05% Ti, 15 or 0.08 - 0.12% P, 0.1 - 0.5% Al, 0.03 - 0.05% Ti, 15 - 30 ppm B and 0.02 -0 , 05% Nb.
Het koolstofgehalte is bij voorkeur minimaal 0,08-0,10% voor vorming van voldoende austeniet tijdens gloeien. Indien elementen aanwezig zijn die carbide-precipitaten vormen (Ti, Nb, V) is het koolstofgehalte bij voorkeur 0,16%.The carbon content is preferably at least 0.08-0.10% to form sufficient austenite during annealing. If elements are present that form carbide precipitates (Ti, Nb, V), the carbon content is preferably 0.16%.
20 Het gekozen mangaangehalte dient om perlietvorming tijdens afkoelen tegen te gaan. Silicium zorgt voor ferrietvorming tijdens gloeien en afkoelen waarbij koolstof achterblijft in austeniet. Het laatste resulteert in stabilisatie van austeniet.The selected manganese content serves to prevent perlite formation during cooling. Silicon provides ferrite formation during annealing and cooling, with carbon remaining in austenite. The latter results in stabilization of austenite.
Stikstof kan worden toegevoegd om austeniet te stabiliseren en voor ferrietkor-relverfijning.Nitrogen can be added to stabilize austenite and for ferrite grain refinement.
25 Al deze elementen veroorzaken in meer of mindere mate oplosharding, hetzij interstitieel (stikstof, koolstof) hetzij substitutioneel (fosfor, mangaan, silicium), hetgeen resulteert in harding van de ferriet.All of these elements cause, to a greater or lesser degree, solution hardening, either interstitial (nitrogen, carbon) or substitutional (phosphorus, manganese, silicon), resulting in curing of the ferrite.
Door ferrietvormende elementen toe te voegen die geen carbides vormen (silicium, aluminium en fosfor), blijft koolstof achter in austeniet tijdens afkoelen 30 hetgeen resulteert in stabilisatie van austeniet. Dit hangt tevens af van de gloeipro-cescondities (gloeitemperatuur- en duur, afkoelsnelheid en nagloeibehandeling).By adding ferrite-forming elements that do not form carbides (silicon, aluminum and phosphorus), carbon remains in austenite during cooling, resulting in austenite stabilization. This also depends on the annealing process conditions (annealing temperature and duration, cooling rate and afterglow treatment).
ί 01 51 84 -5-01 51 84 -5-
Precipitatieharding van ferriet kan worden verkregen door toevoeging van de elementen Ti, Nb, V, Al, en B met geschikte hoeveelheden C, S, N, en P om preci-pitaten te vormen. Hoewel precipitatieharding effectiever is in de warmgewalste toestand, heeft het indirect een effect op de sterkte na koudwalsen en gloeien. De ele-5 menten Ti en Nb worden tevens toegevoegd om stabiele TiN en Nb(C,N) precipita-ten te vormen om B en Al in oplossing te houden, zodat deze laatste elementen de transformatie eigenschappen kunnen beïnvloeden. Borium in oplossing verhindert rekristallisatie van ferriet (resulterend in korrelverfijning) en is een element dat vorming van bainiet bevordert, 10 Korrelverfijning van austeniet tijdens het warmwalsproces kan worden verkre gen door niobium toe te voegen, omdat dit element de groei van rekristallisatiekie-men vertraagt. Een kleinere austenietkorrel leidt op zijn beurt tot een kleinere ferriet-korrel en een hogere austeniet stabiliteit in het uiteindelijke koudgewalste en gegloeide eindproduct.Ferrite precipitation hardening can be achieved by adding the elements Ti, Nb, V, Al, and B with appropriate amounts of C, S, N, and P to form precipitates. Although precipitation hardening is more effective in the hot-rolled state, it indirectly affects strength after cold rolling and annealing. Elements Ti and Nb are also added to form stable TiN and Nb (C, N) precipitates to keep B and Al in solution, so that the latter elements can influence the transformation properties. Boron in solution prevents recrystallization of ferrite (resulting in grain refinement) and is an element that promotes bainite formation. Grain refinement of austenite during the hot rolling process can be obtained by adding niobium, because this element slows the growth of recrystallization seeds. A smaller austenite grain, in turn, leads to a smaller ferrite grain and higher austenite stability in the final cold-rolled and annealed final product.
15 De ondergrens van de hoeveelheid P, Al, Nb, V, Ti, B, en N wordt bepaald door de hoeveelheid waarbij deze elementen nog werkzaam zijn, terwijl de bovengrens bepaald wordt door de hoeveelheid waarbij het productieproces onmogelijk of te duur wordt.The lower limit of the amount of P, Al, Nb, V, Ti, B, and N is determined by the amount at which these elements are still active, while the upper limit is determined by the amount at which the production process becomes impossible or too expensive.
Volgens een voorkeursuitvoering bezit het staal een microstructuur die bestaat 20 uit ferriet en minimaal 15 % hardingsstmcturen van martensiet, restausteniet en/of bainiet, te weten maximaal 50 % martensiet en/of bainiet. Bij voorkeur is maximaal 50 % harde fase (martensiet en/of bainiet) aanwezig om voldoende rek te behouden. Eventueel is maximaal 5-10 % perliet aanwezig mits daarnaast ook voldoende martensiet en bainiet aanwezig is. De hoeveelheid perliet moet bij voorkeur laag zijn 25 omdat anders de multi-phase eigenschappen zoals lage R^yJR^, verhouding en hoge treksterkte verloren gaan. Daarnaast kan nog tot maximaal 10% restausteniet voorkomen. Restausteniet is gewenst omdat het in metastabiele toestand plastisch deformeert resulterend in extra strekte en rek.According to a preferred embodiment, the steel has a microstructure consisting of ferrite and a minimum of 15% hardening structures of martensite, residual austenite and / or bainite, i.e. a maximum of 50% martensite and / or bainite. Preferably, a maximum of 50% hard phase (martensite and / or bainite) is present to maintain sufficient elongation. A maximum of 5-10% perlite may be present, provided that sufficient martensite and bainite are also present. The amount of perlite should preferably be low, because otherwise the multi-phase properties such as low R @ y R @ ratio, and high tensile strength are lost. In addition, up to 10% residual austenite can occur. Residual austenite is desirable because it deforms plastically in a metastable state resulting in extra stretch and elongation.
Bij voorkeur bezit het staal een treksterkte van 600 - 1100 MPa. Hiermee vol-30 doet het staal aan de eis vanuit de automobiel industrie voor hoge-sterkte staal.Preferably, the steel has a tensile strength of 600 - 1100 MPa. The steel hereby complies with the automotive industry's requirement for high-strength steel.
i 01 51 84 -6-i 01 51 84 -6-
Bij voorkeur bezit het staal een waarde van het produkt van treksterkte maal totale rek (A80) ter grootte van 12000 - 25000 MPa.%. Het laatste verzekert een hoge sterkte en tegelijkertijd een hoge vervormbaarheid.Preferably, the steel has a product of tensile strength times total elongation (A80) of 12000-25000 MPa%. The latter ensures high strength and high deformability at the same time.
Bij voorkeur bezit het multi-phase staal een vloeigrens/treksterkte (Rp^vJRm) 5 verhouding van 0,4 tot 0,6. Dit is gunstig voor de verwerkingseigenschappen tijdens bijvoorbeeld persen. Om dezelfde reden bezit het staal bij voorkeur een werkverste-viging van minimaal 0,165 en maximaal 0,30 tussen 10% rek en uniforme rek.Preferably, the multi-phase steel has a yield strength / tensile strength (Rp / vJRm) ratio of 0.4 to 0.6. This is favorable for the processing properties during, for example, pressing. For the same reason, the steel preferably has a work reinforcement of at least 0.165 and at most 0.30 between 10% elongation and uniform elongation.
Volgens een voorkeursuitvoering blijft de werkversteviging hoog en blijft de RpQ 2%/Rm verhouding, gemeten bij een hoge reksnelheid van ongeveer 50 s"1, lager 10 dan 0,7. Een dergelijke lage Rp^lvJRn verhouding (overeenkomend met een hoge werkversteviging) is gunstig voor staal dat energie moet absorberen tijdens bijvoorbeeld crash omstandigheden. Een hoge werkversteviging tijdens snelle deformatie verzekert bovendien dat de deformatie wordt uitgespreid over het materiaal.According to a preferred embodiment, the work stabilization remains high and the RpQ 2% / Rm ratio, measured at a high strain rate of about 50 sec -1, remains less than 0.7. Such a low Rp ^ lvJRn ratio (corresponding to a high work reinforcement) is beneficial for steel that has to absorb energy during crash conditions, for example, high work reinforcement during rapid deformation also ensures that the deformation is spread over the material.
Bij voorkeur is de deformatie-energie van het multi-phase staal, gemeten bij 15 een reksnelheid van ongeveer 50 s_1 en bij rekwaarden van ongeveer 20%, hoger dan de deformatie-energie van (ultra) laag-koolstof staal (met of zonder oplosharding) en precipitatiegehard staal, en bedraagt de deformatie-energiedichtheid minimaal 250 mJ/mm3. Hierdoor zal het staal bij snelle en hoge deformatie relatief veel energie opnemen, hetgeen gewenst is onder crash-omstandigheden in automobielen.Preferably, the deformation energy of the multi-phase steel, measured at a strain rate of about 50 s -1 and at elongation values of about 20%, is higher than the deformation energy of (ultra) low-carbon steel (with or without solution hardening ) and precipitation hardened steel, and the deformation energy density is at least 250 mJ / mm3. As a result, the steel will absorb relatively much energy under rapid and high deformation, which is desirable under crash conditions in automobiles.
20 Volgens een voorkeursuitvoering bedraagt de BH2-index, die gedefinieerd wordt door de vloeigrens R^ 2%, gemeten na 2% voorrek en 20 minuten verwarmen op 170° C, minus de sterkte bij 2% rek (zonder voorrek en verwarmen), minimaal 55 MPa. Dit is aanzienlijk hoger dan de BH2 van conventionele ‘bakehardening’ staalsoorten (maximaal 30-40 MPa). Een hoge BH2-waarde betekent dat de vloeigrens 25 relatief sterk toeneemt na lakuitharden hetgeen een verdere gewichtsbesparing kan opleveren.According to a preferred embodiment, the BH2 index, which is defined by the yield strength R ^ 2%, measured after 2% pre-stretching and heating at 170 ° C for 20 minutes, minus the strength at 2% stretching (without pre-stretching and heating), is at least 55 MPa. This is considerably higher than the BH2 of conventional bake hardening steels (maximum 30-40 MPa). A high BH2 value means that the yield strength 25 increases relatively strongly after lacquer curing, which can provide further weight savings.
Volgens een voorkeursuitvoering is het oppervlak van het staal verzinkt, elec-trolytisch verzinkt of dompelverzinkt. Hierdoor is het staal door het zink beschermd tegen corrosie, hetgeen tevens gewenst is met het oog op verdere bekleding 30 (organische bekleding).According to a preferred embodiment, the surface of the steel is galvanized, electrolytically galvanized or hot dip galvanized. As a result, the steel is protected against corrosion by the zinc, which is also desirable in view of further coating (organic coating).
Volgens een tweede aspect van de uitvinding is voorzien in een werkwijze voor het vervaardigen van multi-phase staal zoals hierboven omschreven, waarbij 1015184 -7- een plak staal met de gegeven samenstelling wordt bereid, waarna de plak achtereenvolgens warmgewalst, afgewalst, opgerold en koudgewalst wordt, en vervolgens bij een maximale gloeitemperatuur van 760° - 820° C continugegloeid wordt en afgekoeld wordt met een snelheid van maximaal 100° C/s.According to a second aspect of the invention, there is provided a method for manufacturing multi-phase steel as described above, wherein a slab of steel of the given composition is prepared, after which the slab is successively hot-rolled, rolled, rolled and cold-rolled and then continuously annealed at a maximum annealing temperature of 760 ° - 820 ° C and cooled at a rate of up to 100 ° C / s.
5 De warmwalsparameters zijn zo gekozen dat het staal in warmgewalste toe stand voldoende zacht is om koudgewalst te kunnen worden. De genoemde gloeitemperatuur ligt binnen het austeniet-ferriet gebied zodat tijdens gloeien austeniet wordt gevormd. Door een geschikte keuze van afkoelsnelheid wordt tijdens de afkoeling, afhankelijk van de samenstelling, austeniet omgezet in bainiet en/of marten-10 siet en wordt de vorming van perliet verhinderd.The hot rolling parameters are chosen such that the steel in hot rolled condition is soft enough to be cold rolled. The said annealing temperature is within the austenite-ferrite range so that austenite is formed during annealing. By a suitable choice of cooling rate, depending on the composition, austenite is converted into bainite and / or marten-10 site during the cooling and the formation of perlite is prevented.
Volgens een voorkeursuitvoering wordt het afkoelen uitgevoerd met een snelheid van 20 - 100° C/s op een continugloeilijn, waarna een nagloeibehandeling uitgevoerd wordt bij een temperatuur van 250 - 470 °C. Met een continugloeilijn is deze afkoelsnelheid haalbaar, terwijl de nagloeitemperatuur gunstig is voor transfor-15 matie van austeniet naar bainiet en voor stabilisatie van austeniet.According to a preferred embodiment, the cooling is performed at a rate of 20-100 ° C / s on a continuous annealing line, after which an afterglow treatment is carried out at a temperature of 250-470 ° C. With a continuous annealing line, this cooling rate is achievable, while the afterglow temperature is favorable for transformation from austenite to bainite and for stabilization of austenite.
Bij voorkeur wordt het staal na continugloeien electrolytisch verzinkt.The steel is preferably electrolytically galvanized after continuous annealing.
Volgens een andere voorkeursuitvoering wordt het afkoelen uitgevoerd met een snelheid van 5 tot 50° C/s op een dompelverzinklijn, waarbij het oppervlak van het staal verzinkt wordt. Met een conventionele dompelverzinklijn is het afkoelen 20 alleen met een lagere snelheid mogelijk dan met een continugloeilijn, maar dompel-verzinken is meer gewenst dan electrolytisch verzinken vanwege proceskosten.According to another preferred embodiment, the cooling is performed at a speed of 5 to 50 ° C / s on a hot dip galvanizing line, the surface of the steel being galvanized. With a conventional hot dip galvanizing line, cooling 20 is only possible at a slower speed than with a continuous annealing line, but hot dip galvanizing is more desirable than electrolytic galvanizing due to process costs.
De uitvinding zal worden toegelicht aan de hand van enkele voorbeelden.The invention will be elucidated by means of a few examples.
Om te onderzoeken wat de benodigde chemische samenstelling en gloeicondi-ties zijn om een minimaal treksterkteniveau van ca. 600 MPa te behalen, zijn ver-25 scheidene legeringen met een basis samenstelling van 0.16% C, 1.5% Mn en 0.39% Si en extra toevoeging van de elementen Ti, Nb, V, P, B, Al, N gegloeid volgens een temperatuur-tijd profiel van gebruikelijke industriële dompelverzinklijnen en conti-nugloeilijnen.To investigate the required chemical composition and annealing conditions to achieve a minimum tensile strength level of approx. 600 MPa, several alloys with a base composition of 0.16% C, 1.5% Mn and 0.39% Si and additional addition of the elements Ti, Nb, V, P, B, Al, N annealed according to a temperature-time profile of conventional industrial hot dip galvanizing lines and continuous annealing lines.
Laboratoriumsmelten zijn geproduceerd (tabel 1) met een 0.16% C, 1.5% Mn, 30 0.39% Si basissamenstelling (‘ref in tabel 1) en met variërende hoeveelheden N, B,Laboratory melts have been produced (Table 1) with a 0.16% C, 1.5% Mn, 0.39% Si base composition ("ref in Table 1) and with varying amounts of N, B,
Mn, V, Si, P, Al, Ti, en Nb (staalcodes A, B, C, D, E, F in tabel 1). Deze elementen f 51 84 -8- zijn in standaard hoeveelheden aanwezig, tenzij de hoeveelheden in tabel 1 zijn vetgedrukt.Mn, V, Si, P, Al, Ti, and Nb (steel codes A, B, C, D, E, F in Table 1). These elements f 51 84 -8- are present in standard amounts unless the amounts in bold in Table 1.
Tabel 1: Staal samenstelling (in gewichtsprocent) van de onderzochte staalsoorten. Code |C~ |Mn |P [Si |AÏ |Nb |V 11 |Ti |NTable 1: Steel composition (in percent by weight) of the examined steel grades. Code | C ~ | Mn | P [Si | AÏ | Nb | V 11 | Ti | N
[%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [ppm] [%] [ppm] rëf 0.156 1.508 0.012 0.376 0.037 0.001 0.001 Ί ÖÖÖ2~44 A 0.167 1.510 0.007 0.391 0.036 0.002”~0.107 ï 000^80 B 0.158 1.703 0.006 0.485 0.045 0.001 0.004 ï 0.004 330 ” C 0.157 1.764 0.111 0.516 0.089 0.053 0.006 21 0Λ40~38 D 0.157 1.503 0.011 0.818 0.043 0.002 0.001 T “ 0.005 34 1 0.162 1.522 0.007 0.398 0.043 0.051 0.001 Ί 0004^34 F 0.161 1.503 0.097 0.398 0.032 0.002 0.005 20 <TÖ23~32 5[%] [%] [%] [%] [%] [%] [%] [ppm] [%] [ppm] rëf 0.156 1.508 0.012 0.376 0.037 0.001 0.001 Ί ÖÖÖ2 ~ 44 A 0.167 1.510 0.007 0.391 0.036 0.002 ” ~ 0.107 ï 000 ^ 80 B 0.158 1.703 0.006 0.485 0.045 0.001 0.004 ï 0.004 330 ”C 0.157 1.764 0.111 0.516 0.089 0.053 0.006 21 0Λ40 ~ 38 D 0.157 1.503 0.011 0.818 0.043 0.002 0.001 T“ 0.005 34 1 0.162 1.522 0.007 0.398 0.043 0.051 0.001 4 0004 ^ 34 F 0.161 1.503 0.097 0.398 0.032 0.002 0.005 20 <TÖ23 ~ 32 5
Voor het warmwalsen werden blokjes met een dimensie van 60*100*40 mm verhit tot 1250 °C gedurende 30 minuten. Warmwalsen vond plaats gedurende 6 stappen gaande van een begindikte van 40 mm tot een einddikte van 4 mm. De af-walstemperatuur bedroeg ca. 940-970 °C en de gesimuleerde oproltemperatuur 10 690±10 °C. Na beitsen werd het warmgewalste materiaal koudgewalst met een re ductie van ca. 75% tot een einddikte van 1.1-1.2 mm.For hot rolling, cubes with a dimension of 60 * 100 * 40 mm were heated to 1250 ° C for 30 minutes. Hot rolling took place during 6 steps ranging from an initial thickness of 40 mm to a final thickness of 4 mm. The rolling temperature was about 940-970 ° C and the simulated roll-up temperature was 10 690 ± 10 ° C. After pickling, the hot-rolled material was cold-rolled with a reduction of about 75% to a final thickness of 1.1-1.2 mm.
Het koudgewalste materiaal werd geknipt in platen van ca. 550x120 mm die gegloeid werden op een continugloeisimulator. De gloeiprocescondities (gloeitemperatuur en -tijd, opwarm- en afkoelsnelheid, nagloeibehandeling) zijn ge-15 kozen overeenkomstig met die van gebruikelijke industriële dompelverzinklijnen en continugloeilijnen (zie de voorbeelden hieronder).The cold-rolled material was cut into approximately 550x120 mm plates which were annealed on a continuous annealing simulator. The annealing process conditions (annealing temperature and time, heating and cooling rate, afterglow treatment) are selected in accordance with those of conventional industrial hot dip galvanizing lines and continuous annealing lines (see the examples below).
Voorbeeld 1: Multi-phase staal geproduceerd op een dompelverzinkiijn met lage afkoelsnelheid 20 De staalsoorten in tabel 1 werden gegloeid volgens parameters van een dom pelverzinkiijn waarbij gegloeid werd bij een toptemperatuur van 770-830 °C, gevolgd door een langzame afkoeling tot 620-720 °C en daarna afgekoeld met een 1015184 -9- snelheid VQ van 7°C/s tot de temperatuur van het zinkbad. Voor de exacte parameters wordt verwezen naar het onderstaande schema 1.Example 1: Multi-phase steel produced on a submersible galvanizing line with low cooling rate. The steels in Table 1 were annealed according to parameters of a submersible galvanizing line annealing at a top temperature of 770-830 ° C, followed by slow cooling to 620-720 ° C and then cooled at a 1015184-9 speed VQ of 7 ° C / s to the temperature of the zinc bath. For the exact parameters, please refer to diagram 1 below.
Schema 1: Procesparameters (temperatuur, tijd, opwarm/afkoelsnelheid) van de 5 dompelverzinksimulatie van voorbeeld 1.Scheme 1: Process parameters (temperature, time, heating / cooling rate) of the hot dip galvanizing simulation of Example 1.
VWarm Ttop tgloej tsc Tq Vq TZn t^ Vkoei [°C/s] [°C] [s] [s] [°C] [°C/s] [°C] [s] [°C/s] TO 805 69 102” 705 1 480-450 10.5 Ï2 VWarm' opwarmsnelheid; Ttop: toptemperatuur tijdens gloeien; tgloei: gloeiduur; tsc: periode van langzame afkoeling tussen toptemperatuur en TQ; TQ: temperatuur waarbij de snelle afkoeling begint; VQ: afkoelsnelheid tussen TQ en temperatuur van het zinkbad; TZn: temperatuur van het zinkbad; tZn: periode dat het staal in het zinkbad 10 verblijft; Vkoel: afkoelsnelheid na het zinkbad (tot 250 °C).VWarm Ttop tgloej tsc Tq Vq TZn t ^ Vkoei [° C / s] [° C] [s] [s] [° C] [° C / s] [° C] [s] [° C / s] TO 805 69 102 ”705 1 480-450 10.5 Ï2 V Warm heating speed; Ttop: peak temperature during annealing; glow: glow time; tsc: period of slow cooling between top temperature and TQ; TQ: temperature at which rapid cooling begins; VQ: cooling rate between TQ and temperature of the zinc bath; TZn: temperature of the zinc bath; tZn: period that the steel remains in the zinc bath 10; Vcooling: cooling rate after the zinc bath (up to 250 ° C).
De maximum gloeitemperatuur Ttop van 805 °C ligt voor alle staalsoorten binnen het austeniet-ferriet gebied. Hiermee is verzekerd dat cementiet en perliet tijdens het gloeien transformeren naar austeniet.The maximum annealing temperature Ttop of 805 ° C is for all steels within the austenite-ferrite range. This ensures that cementite and perlite transform to austenite during annealing.
15 In tabel 2 worden de mechanische eigenschappen gegeven voor de gegloeide materialen en vergeleken met die van het referentie materiaal.Table 2 lists the mechanical properties for the annealed materials and compares them to those of the reference material.
, o 1 51 8 4 -10-, o 1 51 8 4 -10-
Tabel 2: Mechanische eigenschappen parallel aan de walsrichting voor materiaal gegloeid volgens het temperatuur-tijd profiel van een dompelverzinklijn met een afkoelsnelheid van 7 °C/s. Rp\ rekgrens bij 0,2% rek; ReH: bovenste vloeigrens; ReL: onderste vloeigrens; Ae: lengte van de vloeivlag; Rm: treksterkte: Au: gelijkmatige rek; 5 Aso: totale rek (breukrek gemeten op een 20x80 mm euronorm trekstaaf); n: werkver- steviging tussen 10% rek en de gelijkmatige rek.Table 2: Mechanical properties parallel to the rolling direction for material annealed according to the temperature-time profile of a hot dip galvanizing line with a cooling rate of 7 ° C / s. Rp \ yield strength at 0.2% elongation; ReH: upper yield point; ReL: lower yield point; Ae: length of the flow flag; Rm: tensile strength: Au: uniform elongation; 5 Aso: total elongation (elongation at break measured on a 20x80 mm Euro standard tension rod); n: work reinforcement between 10% elongation and the even elongation.
Code Εξ ψϋ, W2 \Ae |i?m R/Rm \AU U80 \AJAm in [MPa] [MPa] [MPa] [%] [MPa] [%] [%] [MPa.%] ref 404 414 390 1.8 583 0.69 17.2 24.8 0.69 0.173 14458 A 330 344 344 634 0.52 14.2 15.0 0.95 0.192 9510 B 313 673 0.47 17.4 21.1 0.82 0.202 14200 C 363 843 0.43 14.0 16.5 0.85 0.176 13910 D 380 384 373 1.1 650 0.59 19.6 26.5 0.74 0.202 17225 E 454 469 449 3.0 593 0.77 16.9 25.3 0.67 0.175 15003 F |371 [375 |367 |1.2 |662 |p,56 |l9.0125.8 [q.74 |o.209|l7080Code Εξ ψϋ, W2 \ Ae | i? M R / Rm \ AU U80 \ AJAm in [MPa] [MPa] [MPa] [%] [MPa] [%] [%] [MPa.%] Ref 404 414 390 1.8 583 0.69 17.2 24.8 0.69 0.173 14458 A 330 344 344 634 0.52 14.2 15.0 0.95 0.192 9510 B 313 673 0.47 17.4 21.1 0.82 0.202 14200 C 363 843 0.43 14.0 16.5 0.85 0.176 13910 D 380 384 373 1.1 650 0.59 19.6 26.5 0.74 0.202 17225 E 454 469 449 3.0 593 0.77 16.9 25.3 0.67 0.175 15003 F | 371 [375 | 367 | 1.2 | 662 | p, 56 | l9.0125.8 [q.74 | o.209 | l7080
In tabel 3 worden de structuureigenschappen van de gegloeide materialen gegeven. Hierbij worden opgemerkt dat een relatief kleine ferrietkorrel is gevonden 10 voor staal E, hetgeen verwacht wordt voor deze Nb-houdende variant.Table 3 shows the structural properties of the annealed materials. It is noted here that a relatively small ferrite grain has been found for steel E, which is expected for this Nb-containing variant.
Tabel 3: Structuur eigenschappen van de gegloeide materialen. Type tweede fase aanwezig en oppervlaktefracties van perliet+bainiet+eventueel carbides (P+B), mar-tensiet en/of restaustenite (M+RA), en restausteniet (RA).Table 3: Structural properties of the annealed materials. Type of second phase present and surface fractions of perlite + bainite + optionally carbides (P + B), mardensite and / or residual austenite (M + RA), and residual austenite (RA).
Staal code Type 2de fase B+P M+RA RASteel code Type 2nd phase B + P M + RA RA
rëf P 15 Ö 0.6 A M/RA+B 6 6 2.6 B M/RA(+weinig B) 3 17 4.4 C WKA Ö 14 2.8 D M/RA+B 9 12 3.7 Ë B+P 9 ï 1.0 F M/RA+B 8 TÖ 3.0 15rëf P 15 Ö 0.6 AM / RA + B 6 6 2.6 BM / RA (+ little B) 3 17 4.4 C WKA Ö 14 2.8 DM / RA + B 9 12 3.7 Ë B + P 9 ï 1.0 FM / RA + B 8 TÖ 3.0 15
Wanneer de mechanische eigenschappen worden vergeleken met de microstructuur valt op dat staalsoorten met een tweede fase bestaande uit vrijwel uitsluitend ί 0 1 51 8 4 -11- martensiet (staalcodes B en C) de hoogste treksterkte (>670 MPa) en laagste Rpo^/jRm verhouding (0.4-0.5) vertonen. Er wordt voor deze staalsoorten geen vloei-vlag gedetecteerd. De afwezigheid van een vloeivlag is typerend voor ferritisch-martensitisch multi-phase staal.When the mechanical properties are compared with the microstructure, it is striking that steels with a second phase consisting almost exclusively of ί 0 1 51 8 4 -11- martensite (steel codes B and C) have the highest tensile strength (> 670 MPa) and lowest Rpo ^ / jRm ratio (0.4-0.5). No flow flag is detected for these steels. The absence of a flow flag is typical for ferritic-martensitic multi-phase steel.
5 Voor staalsoorten met een treksterkte tussen 600-670 MPa en een Rp0t2‘/JRm verhouding tussen 0.5-0.65 wordt een kleine vloeivlag gevonden (Ae<l.5%) (staalcodes A, D en F), De tweede fase van deze staalsoorten bestaat vooral uit mar-tensiet, bainiet en wat restausteniet.5 For steel grades with a tensile strength between 600-670 MPa and an Rp0t2 '/ JRm ratio between 0.5-0.65, a small yield flag is found (Ae <1.5%) (steel codes A, D and F), The second phase of these steels mainly consists of mar-tensite, bainite and some residual austenite.
De aanwezigheid van een vloeivlag (A> 1.5%), een relatieve hoge R^ïvjRm 10 verhouding (>0.65), en een treksterkte lager dan 600 MPa correleert met voornamelijk perliet (P) aanwezig als tweede fase (staalcodes ref en E). Deze mechanische eigenschappen zijn het directe gevolg van de aanwezigheid van voornamelijk perliet als tweede fase. Hieruit blijkt dat perliet ongunstig is voor de mechanische eigenschappen.The presence of a yield flag (A> 1.5%), a relatively high RH / VjRm 10 ratio (> 0.65), and a tensile strength of less than 600 MPa correlates with mainly perlite (P) present as the second phase (steel codes ref and E). These mechanical properties are a direct result of the presence of mainly perlite as a second phase. This shows that perlite is unfavorable for the mechanical properties.
15 Uit tabel 2 en 3 volgt dat de gewenste eigenschappen, dat wil zeggen een trek sterkte hoger dan 600 MPa, een Rp0 2%/Rm verhouding lager dan 0,6, een kleine vloeivlag en een ferritisch-bainitische of ferritisch-martensitische structuur, worden verkregen voor alle samenstellingen onder de gegeven gloeicondities, met uitzondering van staalcodes ref en E.From Tables 2 and 3 it follows that the desired properties, ie a tensile strength higher than 600 MPa, an RpO 2% / Rm ratio lower than 0.6, a small yield flag and a ferritic-bainitic or ferritic-martensitic structure, are obtained for all compositions under the given annealing conditions, except steel codes ref and E.
20 Op grond van de mechanische eigenschappen van staal A (V-houdende variant) en E (Nb-houdende variant) is het te verwachten dat indien een combinatie van Nb, die zorgt voor korrelverfijning, en V, die martensietvorming bevordert, wordt toegevoegd, de mechanische eigenschappen aanzienlijk verbeterd kunnen worden.20 Due to the mechanical properties of steel A (V-containing variant) and E (Nb-containing variant), it is expected that if a combination of Nb, which provides grain refinement, and V, which promotes martensite formation, is added, the mechanical properties can be significantly improved.
Het product treksterkte maal totale rek van minimaal 12000 MPa.% wordt 25 echter niet behaald voor staal A, maar het is te verwachten dat voor staal A geproduceerd onder industriële omstandigheden de totale rek Ag0 hoger is; de structuur voor industrieel geproduceerd staal is namelijk in het algemeen hoger is dan voor laboratorium geproduceerd staal.However, the product tensile strength times total elongation of at least 12000 MPa.% Is not achieved for steel A, but it is expected that for steel A produced under industrial conditions the total elongation Ag0 is higher; the structure for industrially produced steel is generally higher than for laboratory produced steel.
101518 4 -12-101518 4 -12-
Voorbeeld 1a: Eigenschappen tijdens veroudering en lakuithardingExample 1a: Properties during aging and paint curing
Met uitzondering van staal E, vertonen de staalsoorten een relatief hoge toename van de rekgrens na een lakuithardingssimulatie na gloeien volgens voorbeeld 1. 5 Een dergelijke simulatie bestaat uit het geven van 2% voorrek van het gegloeide materiaal gevolgd door ‘lakuitharden’ (gloeien) gedurende 20 minuten bij 170 °C. Ook hieruit blijkt weer dat staal E geen typische multi-phase eigenschappen bezitten, hetgeen het directe gevolg is van de ferritisch-perlitische structuur van dit staal. De zogenaamde BH2 index wordt gegeven in Tabel 4. De BH2 index is gedefinieerd als: 10 BH2 = Rpot2% (na 2% voorrek en 20 minuten ‘lakuitharden’ bij 170 °C) minus de sterkte bij 2% rek (in gegloeide toestand).With the exception of steel E, the steels show a relatively high increase in the yield strength after a paint curing simulation after annealing according to example 1. 5 Such a simulation consists of giving 2% pre-stretch of the annealed material followed by 'paint curing' (annealing) during 20 minutes at 170 ° C. This also shows that steel E does not have typical multi-phase properties, which is the direct result of the ferritic-pearlitic structure of this steel. The so-called BH2 index is given in Table 4. The BH2 index is defined as: 10 BH2 = Rpot2% (after 2% pre-stretch and 20 minutes 'paint curing' at 170 ° C) minus the strength at 2% elongation (in annealed condition) .
Tabel 4: Toename in sterkte als gevolg van 2% rekken en gloeien bij 170 °C gedurende 20 minuten. De bakehardening-index wordt gegeven in de laatste kolom.Table 4: Increase in strength due to 2% stretching and annealing at 170 ° C for 20 minutes. The baking hardening index is given in the last column.
Code ARp I AR, I Δίς I ARl BH2 [MPa] [rel, %] [MPa] [rel, %] [MPa] A Ï48 49 3Ö 5 64 B 198 63 46 7 71 C 272 75 63 7 83 D ÏÖ6 28 3Ï 5 83 Ë Ï8 4 2Ö 3 Γ F ÏÖ6 29 32 5 85 15Code ARp I AR, I Δίς I ARl BH2 [MPa] [rel,%] [MPa] [rel,%] [MPa] A Ï48 49 3Ö 5 64 B 198 63 46 7 71 C 272 75 63 7 83 D Ï6 28 3Ï 5 83 Ë Ï8 4 2Ö 3 Γ F ÏÖ6 29 32 5 85 15
Zelfs na deze lakuithardingssimulatie wordt voor staal B en C geen vloeivlag waargenomen. Een vloeivlag wordt alleen waargenomen indien al in gegloeide toestand een vloeivlag aanwezig is (zie tabel 2), hetgeen het geval is voor staal A, D en E.Even after this paint curing simulation, no flow flag is observed for steel B and C. A flow flag is only observed if a flow flag is already present in the annealed state (see Table 2), which is the case for steel A, D and E.
20 De hierboven genoemde gegloeide staalsoorten uit voorbeeld 1 blijken niet gevoelig voor gloeien gedurende 2 uur bij 100 °C, een gebruikelijke simulatie van natuurlijke veroudering.The aforementioned annealed steels from Example 1 are not susceptible to annealing for 2 hours at 100 ° C, a usual simulation of natural aging.
o 1 51 84 -13-o 1 51 84 -13-
De geringe neiging tot natuurlijke veroudering en de goede bakehardenings-eigenschappen zijn typerend voor net name ferritisch-martensitische multi-phase staalsoorten die weinig koolstof in oplossing bevatten.The low tendency to natural aging and the good baking-hardening properties are typical of ferritic-martensitic multi-phase steels that contain little carbon in solution.
Voorbeeld 1b: reksnelheidsgevoeligheid (IDEM) 5Example 1b: strain rate sensitivity (IDEM) 5
Om een idee te krijgen van de crashbestendigheid van de hierboven genoemde gegloeide staalsoorten uit voorbeeld 1 zijn de mechanische eigenschappen bepaald bij verscheidene reksnelheden tussen 0.001 en 100 s'1). De geabsorbeerde deforma-tie-energie als functie van de rek kan worden berekend door het oppervlak onder de 10 trekrekkrommes te bepalen. Op deze manier is de geabsorbeerde deformatie-energie bepaald tot aan een rek van 5% en 20% bij zowel lage reksnelheid (0.001 s“') als hoge reksnelheid (50 s_1). In figuur 1 is de deformatie-energie uitgezet tegen de statische rekgrens.To get an idea of the crash resistance of the aforementioned annealed steels from Example 1, the mechanical properties have been determined at various stretching rates between 0.001 and 100 seconds. The absorbed deformation energy as a function of the elongation can be calculated by determining the area under the tensile elongation curves. In this way, the absorbed deformation energy is determined up to an elongation of 5% and 20% at both low strain rate (0.001 s "") and high strain rate (50 s_1). In Figure 1, the deformation energy is plotted against the static yield point.
Indien de deformatie energie (ten opzichte van de statische rekgrens) van de 15 staalsoorten At/mF wordt vergeleken met die van andere industrieel geproduceerd (ultra) laagkoolstof staal (IF, LC in figuur 1), HSLA staal en staalsoorten gehard door middel van oplosharding (P-IF en P-LC in figuur 1), blijkt de deformatie energie van staal A-F en voor andere ferritisch-martensitische meer-fase staalsoorten (DP en ref3 in figuur l)_bij 20% deformatie in meer of mindere mate hoger te zijn dan 20 voor de andere staalsoorten. Dit geldt vooral voor hoge reksnelheden (50 s'1).If the energy deformation (relative to the static yield point) of the 15 steel grades At / mF is compared with that of other industrially produced (ultra) low carbon steel (IF, LC in figure 1), HSLA steel and steel hardened by solution hardening (P-IF and P-LC in figure 1), the deformation energy of steel AF and for other ferritic-martensitic multi-phase steels (DP and ref3 in figure 1) appears to be more or less higher at 20% deformation than 20 for the other steel grades. This is especially true for high stretching speeds (50 s'1).
1015184 - 14-1015184 - 14-
70 j - ----- . 70 j— i. ...... I70 y - -----. 70 j— i. ...... I
HSLAHSLA
H81A eo IH81A et al. I
f f g HSUf f g HSU
1“ f .e 4b.p.lCc ·-0Ρ “ H8LA , . .HSLA t" A . «F 0p1 "f .e 4b.p.lCc · -0Ρ" H8LA,. .HSLA t "A." F 0p
I- -vc ..-% t * pVI- -vc ..-% t * pV
I» -1FA I SO .LCI »-1FA I SO .LC
f»LC Sf »LC S
20 .if E 20 I ^ ° 10 “10 0 4---- --------1 - ....-1----- I I 0 -I — I , I — ~T- 1 --- 160 200 250 300 350 400 480 500 550 000 150 200 260 300 350 400 450 500 550 60020 .if E 20 I ^ ° 10 “10 0 4 ---- -------- 1 - ....- 1 ----- II 0 -I - I, I - ~ T- 1 --- 160 200 250 300 350 400 480 500 550 000 150 200 260 300 350 400 450 500 550 600
Static Yield Strew [MPa] _static Yield Stress fip [MPa]_ 350 -J-----I 350 1------1Static Yield Strew [MPa] _static Yield Stress fip [MPa] _ 350 -J ----- I 350 1 ------ 1
B c -DPB c -DP
^300 .c .DP ,=-300 . r*f3 e0P^ 300 .c .DP, = - 300. r * f3 e0P
I B F »f3 ^ J Α·“0. F"*EI B F »f3 ^ J Α ·“ 0. F "* E
I2M ; ‘ *0 Zu I250 . "«I2M; "* 0 Zu I250. "«
2ί_. -«(1 £_ HSU2ί_. - «(1 £ _ HSU
i200 ,p.LC ·ΟΡ HSU _ f?200 .P-IF .HSU HSUi200, p.LC · ΟΡ HSU _ f? 200 .P-IF .HSU HSU
Ui . p.ff jS »P*LCOnion. p.ff jS »P * LC
J 150 eLC -HSU HSU J W- .LCJ 150 eLC -HSU HSU J W- .LC
I 100 e'F I 100I 100 e'F I 100
f i ’<Ff i '<F
“ 50 “50 0 4 — -,-1 ' .......— T- —I I 0 1 ------ I —— -1 — - 150 200 250 300 350 400 450 500 550 500 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600“50“ 50 0 4 - -, - 1 '.......— T- —II 0 1 ------ I —— -1 - - 150 200 250 300 350 400 450 500 550 500 150 200 250 300 350 400 450 500 550 600
Static Yield Stress ftp [MPa] Static Yield Stress ftp [MPa]Static Yield Stress ftp [MPa] Static Yield Stress ftp [MPa]
Figuur 1: Deformatie-energiedichtheid bij een lage reksnelheid van 0.001 s'1 (links) en hoge reksnelheid van 50 s'1 (rechts). Boven: 5% rek; onder: 20% rek.Figure 1: Deformation energy density at a low strain rate of 0.001 s'1 (left) and high strain rate of 50 s'1 (right). Above: 5% elongation; bottom: 20% elongation.
5 Het verschil tussen staal A-F (en DP) en de andere staalsoorten moet worden toegeschreven aan het verschil in microstructuur: de multi-phase staalsoorten bevatten relatief veel tweede fase structuren zoals bainiet en martensiet, terwijl de overige staalsoorten bestaan uit alleen ferriet of ferriet met weinig perliet. Voor staal ref (refl in figuur 1), bestaande uit een puur ferritisch-perlitische structuur, is de deformatie-10 energie lager dan voor ferritisch-martensitische en ferritisch-bainitische staalsoorten.5 The difference between steel AF (and DP) and the other steel grades must be attributed to the difference in microstructure: the multi-phase steel grades contain relatively many second phase structures such as bainite and martensite, while the other steel grades consist of only ferrite or ferrite with little perlite. For steel ref (refl in figure 1), consisting of a purely ferritic-pearlitic structure, the deformation energy is lower than for ferritic-martensitic and ferritic-bainitic steels.
Het grote voordeel van multi-phase staal vergeleken met de andere staalsoorten is dat de werkversteviging relatief hoog is en hoog blijft zelfs voor hoge reksnelhe- den. Dit komt ook tot uitdrukking in de i?p0 2.//i?m verhouding, die voor de onderzochte multi-phase staalsoorten onder de 0.7 blijft zelfs bij hoge reksnelheden, ter-15 wijl de Rpo,2°/JRm verhouding sterk toeneemt met toenemende reksnelheid voor de overige staalsoorten.The major advantage of multi-phase steel compared to the other steel grades is that the work reinforcement is relatively high and remains high even for high stretching speeds. This is also reflected in the i? P0 2.//i? M ratio, which for the investigated multi-phase steels remains below 0.7 even at high stretching speeds, while the Rpo, 2 ° / JRm ratio increases sharply. with increasing strain rate for the other steel grades.
101518 4 -15-101518 4 -15-
Voorbeeld 2: Multi-phase staal geproduceerd op een dompelverzinklijn met een afkoelsnelheid van 20 °CExample 2: Multi-phase steel produced on a hot dip galvanizing line with a cooling rate of 20 ° C
Het tweede voorbeeld betreft een simulatie van een dompelverzinklijn waarbij 5 in tegenstelling tot voorbeeld 1 geen langzame afkoeling na gloeien aanwezig is: het materiaal wordt vanaf de maximum gloeitemperatuur (820 °C) direct afgekoeld tot de temperatuur van het zinkbad (480 - 450 °C). De afkoelsnelheid tijdens koelen tot verzinktemperatuur bedraagt 20 °C/s, aanzienlijk hoger dan de 7 °C/s in voorbeeld 1 (zie schema 2 hieronder). De mechanische eigenschappen worden opgesomd in tabel 10 5 voor staal A t/m F.The second example concerns a simulation of a hot dip galvanizing line where, in contrast to example 1, there is no slow cooling after annealing: the material is cooled directly from the maximum annealing temperature (820 ° C) to the temperature of the zinc bath (480 - 450 ° C) ). The cooling rate during cooling to galvanizing temperature is 20 ° C / s, considerably higher than the 7 ° C / s in example 1 (see diagram 2 below). The mechanical properties are listed in table 10 5 for steel A to F.
Schema 2: Procesparameters (temperatuur, tijd, opwarm/afkoelsnelheid) van de dompelverzinksimulatie van voorbeeld 2.Scheme 2: Process parameters (temperature, time, heating / cooling rate) of the hot dip galvanizing simulation of Example 2.
VWarm Ttóp tgloii tgc Tq Vq T2n tZn Vkoel [°C/s] [°C] [s] [s] [°C] [°C/s] [°C] [s] [°C/s] ~2Ï 820 6Ï - I 2Ö 470-450 9.7 Ï3VWarm Ttóp tgloii tgc Tq Vq T2n tZn Vcool [° C / s] [° C] [s] [s] [° C] [° C / s] [° C] [s] [° C / s] ~ 2Ï 820 6Ï - I 2Ö 470-450 9.7 Ï3
Vwarm· opwarmsnelheid; Tgloei: toptemperatuur tijdens gloeien; TQ: temperatuur waar-15 bij de snelle afkoeling begint, is hier gelijk aan Ttop; VQ: afkoelsnelheid tussen TQ en temperatuur van het zinkbad; TZn: temperatuur van het zinkbad; tZn: periode dat het staal in het zinkbad verblijft; Vkoel: afkoelsnelheid na het zinkbad tot 250 °C.Preheat · heating rate; Glowing: peak temperature during annealing; TQ: temperature at which the rapid cooling begins is equal to Ttop here; VQ: cooling rate between TQ and temperature of the zinc bath; TZn: temperature of the zinc bath; tZn: period that the steel remains in the zinc bath; Vcooling: cooling rate after the zinc bath to 250 ° C.
Tabel 5: Mechanische eigenschappen parallel aan de walsrichting voor staal ge-20 gloeid volgens de temperatuur-tijd cyclus van een dompelverzinklijn met een afkoelsnelheid van 20 °C/s.Table 5: Mechanical properties parallel to the rolling direction for steel annealed according to the temperature-time cycle of a hot dip galvanizing line with a cooling rate of 20 ° C / s.
Code Rp Reli ReL Ae Rm R/Rm Au Aso AJA%0 n R„pcAi0 [MPa] [MPa] [MPa] [%] [MPa] [%] [%] [MPa.%] A 3ÏÖ 670 0.46 16.0 19.9 0.81 0.199 13333 B 321 7ÖÏ 0.46 17.9 22.1 0.81 0.202 15492 C 356 858 0.41 15.4 19.1 0.81 0.186 16388 D 349 351 348 0.7 675 0.52 21.0 26.1 0.80 0.237 17618 1 435 438 426 1.9 638 0.68 14.5 17.0 0.85 0.180 10846 F 334 337 335 Ö5~ 689 0.48 19.4 23.8 0.81 0.224 16398 ü 1 51 84 - 16-Code Rp Reli ReL Ae Rm R / Rm Au Aso AJA% 0 n R „pcAi0 [MPa] [MPa] [MPa] [%] [MPa] [%] [%] [MPa.%] A 3Ï 670 0.46 16.0 19.9 0.81 0.199 13333 B 321 7ÖÏ 0.46 17.9 22.1 0.81 0.202 15492 C 356 858 0.41 15.4 19.1 0.81 0.186 16388 D 349 351 348 0.7 675 0.52 21.0 26.1 0.80 0.237 17618 1 435 438 426 1.9 638 0.68 14.5 17.0 0.85 0.180 10846 F 334 337 335 Ö5 ~ 689 0.48 19.4 23.8 0.81 0.224 16398 ü 1 51 84 - 16-
Door de hogere afkoelsnelheid zijn de mechanische eigenschappen aanzienlijk verbeterd ten opzichte van Tabel 1: in dit geval worden voor alle onderzochte staalsoorten, met uitzondering van staal E, multi-phase eigenschappen verkregen (Tabel 5 5). Dit blijkt uit de relatief hoge treksterkte, de lagere R^vJRm verhouding en de afname van de vloeivlag ten opzichte van voorbeeld 1 (vergelijk tabel 2 en 5). Deze mechanische eigenschappen komen overeen met een tweede fase gekarakteriseerd door hoofdzakelijk martensiet en bainiet. De hogere afkoelsnelheid zorgt ervoor dat minder perliet wordt gevormd tijdens afkoelen.Due to the higher cooling rate, the mechanical properties have improved considerably compared to Table 1: in this case, multi-phase properties are obtained for all steel grades, with the exception of steel E (Table 5). This is evidenced by the relatively high tensile strength, the lower R / vJRm ratio and the decrease of the yield flag compared to Example 1 (compare Tables 2 and 5). These mechanical properties correspond to a second phase characterized by mainly martensite and bainite. The higher cooling rate ensures that less perlite is formed during cooling.
io Voorbeeld 3: Continugloeilijn met nagloeibehandelingio Example 3: Continuous annealing line with afterglow treatment
In het laatste voorbeeld wordt een bestaande continugloeilijn gesimuleerd waarbij het staal gedurende 30 seconden wordt gegloeid bij een maximum temperatuur van 760-840 °C, gevolgd door een langzame afkoeling naar een temperatuur TQ 15 van 620-720 °C. Na deze langzame afkoeling volgt een snelle afkoeling van ca 50-100 °C/s tot nagloeitemperatuur (250-470 °C) en vervolgens een nagloeibehandeling gedurende 1-3 minuten.In the last example, an existing continuous annealing line is simulated with the steel annealed for 30 seconds at a maximum temperature of 760-840 ° C, followed by slow cooling to a temperature TQ 15 of 620-720 ° C. After this slow cooling, a rapid cooling of about 50-100 ° C / s to afterglow temperature (250-470 ° C) followed by an afterglow treatment for 1-3 minutes.
Een dergelijke nagloeibehandeling is gunstig voor transformatie van austeniet naar bainiet. Tijdens deze isotherme bainiettransformatie wordt austeniet verrijkt met 20 koolstof hetgeen resulteert in stabilisatie van austeniet. Bij een lagere nagloeitemperatuur of kortere nagloeiperiode zal relatief meer harde tweede fase (martensiet en bainiet) worden verkregen, terwijl bij hoge nagloeitemperatuur (470 °C) of langere nagloeiperiode ook perliet kan worden gevormd en cementiet kan worden uitgescheiden. Perliet en cementiet zijn niet gewenst omdat ze ongunstig zijn voor de me-25 chanische eigenschappen, zoals ook volgt uit bovenstaande voorbeelden. Perlietvor-ming en uitscheiding van cementiet zijn echter afhankelijk van de samenstelling: hoe meer niet-carbide vormende elementen (Si, P, Al) zijn toegevoegd, des te hoger kan de nagloeitemperatuur bedragen. Deze elementen hebben namelijk de neiging uitscheiding van cementiet te verhinderen.Such an afterglow treatment is favorable for transformation from austenite to bainite. During this isothermal bainite transformation, austenite is enriched with 20 carbon resulting in austenite stabilization. At a lower afterglow temperature or shorter afterglow period, relatively more hard second phase (martensite and bainite) will be obtained, while at high afterglow temperature (470 ° C) or longer afterglow period, perlite can also be formed and cementite can be excreted. Perlite and cementite are undesirable because they are unfavorable for the mechanical properties, as also follows from the above examples. Perlite formation and cementite secretion depend on the composition: the more non-carbide-forming elements (Si, P, Al) are added, the higher the afterglow temperature can be. Namely, these elements tend to prevent cementite secretion.
101 5184 -17-101 5184 -17-
Voor een gloeitemperatuur van 800 °C, een TQ van 660 °C, een nagloeitempe-ratuur van 400 °C en een nagloeiperiode van 1 minuut (zie schema 3) zijn de mechanische eigenschappen gegeven in Tabel 6.For an annealing temperature of 800 ° C, a TQ of 660 ° C, an afterglow temperature of 400 ° C and an afterglow period of 1 minute (see diagram 3), the mechanical properties are given in Table 6.
5 Schema 3: Procesparameters (temperatuur, tijd, opwarm/afkoelsnelheid) van de continu-gloeisimulatie van voorbeeld 3.Scheme 3: Process parameters (temperature, time, warm-up / cool-down speed) of the continuous glow simulation of Example 3.
Vwaïm TgjQjj tgloei ^SC "^nagloei ^nagloei ^koel [°C/s] [°C] [s] [s] [°C] [°C/s] [°C] [s] [°C/s] 1Ö 8Ö0 3Ö 3Ö 66Ö ÏÖÖ 4ÖÖ 6Ö 5ÖVwaïm TgjQjj tglow SC SC "nag afterglow nag afterglow koel cool [° C / s] [° C] [s] [s] [° C] [° C / s] [° C] [s] [° C / s ] 1Ö 8Ö0 3Ö 3Ö 66Ö ÏÖÖ 4ÖÖ 6Ö 5Ö
Vwann* opwarmsnelheid; Tg(oei toptemperatuur tijdens gloeien; tsc: periode van langzame afkoeling tussen toptemperatuur en tq;tq : temperatuur waarbij de snelle afkoeling begint; VQ: afkoelsnelheid tussen TQ en nagloeitemperatuur; Tnagloei: nagloei-10 temperatuur; Μί: duur van de nagloeibehandeling; Vkoel: afkoelsnelheid na nagloeien tot kamertemperatuur.Vwann * heating rate; Tg (peak temperature during annealing; tsc: period of slow cooling between peak temperature and tq; tq: temperature at which rapid cooling begins; VQ: cooling rate between TQ and afterglow temperature; Afterglow: afterglow temperature; Μί: duration of the afterglow treatment; Vcooling : cooling rate after afterglow to room temperature.
Tabel 6: Mechanische eigenschappen parallel aan de walsrichting voor staal gegloeid volgens de temperatuur-tijd cyclus van een continugloeilijn met een gekozen 15 gloeitemperatuur van 800 °C en nagloeitemperatuur van 400 °C.Table 6: Mechanical properties parallel to the rolling direction for steel annealed according to the temperature-time cycle of a continuous annealing line with a selected annealing temperature of 800 ° C and afterglow temperature of 400 ° C.
Code Rp Rgfi ReL Ae Rm R/Rm Au Ai0 AJAi0 n R„xAs0 [MPa] [MPa] [MPa] [%] [MPa] [%] [%] [MPa.%] ref 344 651 0.53 15.0 19.6 0.77 0.182 12760 A 337 694 0.49 14.0 18.0 0.78 0.175 12492 B 33Ï 719 0.46 13.1 16.4 0.80 0.166 11792 C 4ÏÖ 863 0.47 13.2 15.1 0.87 0.163 13031 D 331 720 0.46 17.5 20.5 0.85 0.209 14760 1 43Ö 681 0.63 15.9 19.2 0.83 0.193 13075 F 352 697 0.50 15.4 18.7 0.82 0.176 13034Code Rp Rgfi ReL Ae Rm R / Rm Au Ai0 AJAi0 n R „xAs0 [MPa] [MPa] [MPa] [%] [MPa] [%] [%] [MPa.%] Ref 344 651 0.53 15.0 19.6 0.77 0.182 12760 A 337 694 0.49 14.0 18.0 0.78 0.175 12492 B 33Ï 719 0.46 13.1 16.4 0.80 0.166 11792 C 4ÏÖ 863 0.47 13.2 15.1 0.87 0.163 13031 D 331 720 0.46 17.5 20.5 0.85 0.209 14760 1 43Ö 681 0.63 15.9 19.2 0.83 0.193 13075 F 352 697 0.50 15.4 18.7 0.82 0.176 13034
Opvallend zijn de veel hogere treksterktes dan in voorbeeld 1 en 2. Dit is het directe gevolg van een hogere afkoelsnelheid waardoor weinig tot geen perlietvor- V j1 84 -18- ming kan optreden voor de betreffende staalsamenstellingen. Voor geen van de staalsoorten wordt dan ook een vloeivlag gevonden.Striking are the much higher tensile strengths than in examples 1 and 2. This is the direct result of a higher cooling speed, as a result of which little to no perlite formation can occur for the steel compositions concerned. A flow flag is therefore not found for any of the steel grades.
Ook de reksnelheids gevoeligheid van ref is aanzienlijk verbeterd (ref3 in figuur 1). Het staal bestaat dan ook voornamelijk uit ferriet en martensiet met wat bai-5 niet. Op grond van de mechanische eigenschappen (R^<2%/Rm verhouding, treksterkte) van de overige staalsoorten A-F, die zelfs beter zijn dan die van het referentiemateriaal (zie tabel 6), kan worden verwacht dat de reksnelheidsgevoeligheid voor staal A-F hoger zijn dan voor staal ref, omdat ze immers dezelfde basissamenstelling hebben.The strain rate sensitivity of ref has also been significantly improved (ref3 in figure 1). The steel therefore mainly consists of ferrite and martensite with some Bai-5 not. Due to the mechanical properties (R ^ <2% / Rm ratio, tensile strength) of the other steel grades AF, which are even better than those of the reference material (see table 6), the strain velocity sensitivity for steel AF can be expected to be higher than for steel ref, because they have the same basic composition.
Voor staal ref is gevonden dat een lagere nagloeitemperatuur van 300 °C de 10 mechanische eigenschappen nog aanzienlijk zijn verbeterd. De treksterkte neemt met bijna 100 MPa toe van 651 MPa tot 744 MPa, terwijl de Rp02%/Rm verhouding afneemt van 0.53 tot 0.42 (de totale rek en de «-waarde blijft hierbij gelijk). Dit is het gevolg van de aanwezigheid van relatief meer martensiet ten opzichte van bainiet indien het staal wordt nagegloeid bij lagere temperatuur. Voor staal A-F, met dezelf-15 de basissamenstelling, kan ook een veel hogere treksterkte worden verwacht indien het staal bij lagere temperatuur wordt gegloeid.For steel ref, it has been found that a lower afterglow temperature of 300 ° C and the mechanical properties have been considerably improved. The tensile strength increases by almost 100 MPa from 651 MPa to 744 MPa, while the Rp02% / Rm ratio decreases from 0.53 to 0.42 (the total elongation and the «value remains the same). This is due to the presence of relatively more martensite compared to bainite if the steel is annealed at a lower temperature. For steel A-F, with the same basic composition, much higher tensile strength can also be expected if the steel is annealed at a lower temperature.
Het nadeel van een continugloeilijn kan zijn dat het eindprodukt niet direct verzinkt is, zoals na gloeien op een dompelverzinklijn. Indien echter beklede staalplaat gewenst is, kan het staal electrolytisch verzinkt worden na het gloeien.The disadvantage of a continuous annealing line may be that the end product is not directly galvanized, such as after annealing on a hot dip galvanizing line. However, if coated steel sheet is desired, the steel can be electrolytically galvanized after annealing.
101 5184101 5184
Claims (15)
Priority Applications (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| NL1015184A NL1015184C2 (en) | 2000-05-12 | 2000-05-12 | Multi-phase steel and method for its manufacture. |
| EP01201725A EP1154028A1 (en) | 2000-05-12 | 2001-05-10 | Multiphase steel and method for its production |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| NL1015184A NL1015184C2 (en) | 2000-05-12 | 2000-05-12 | Multi-phase steel and method for its manufacture. |
| NL1015184 | 2000-05-12 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| NL1015184C2 true NL1015184C2 (en) | 2001-11-13 |
Family
ID=19771369
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| NL1015184A NL1015184C2 (en) | 2000-05-12 | 2000-05-12 | Multi-phase steel and method for its manufacture. |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| EP (1) | EP1154028A1 (en) |
| NL (1) | NL1015184C2 (en) |
Families Citing this family (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1288322A1 (en) | 2001-08-29 | 2003-03-05 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
| EP1431406A1 (en) * | 2002-12-20 | 2004-06-23 | Sidmar N.V. | A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products |
| EP1595965B1 (en) * | 2002-12-26 | 2008-10-22 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel sheet excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics, and method for production thereof |
| JP4214006B2 (en) * | 2003-06-19 | 2009-01-28 | 新日本製鐵株式会社 | High strength steel sheet with excellent formability and method for producing the same |
| WO2007064172A1 (en) * | 2005-12-01 | 2007-06-07 | Posco | Steel sheet for hot press forming having excellent heat treatment and impact property, hot press parts made of it and the method for manufacturing thereof |
| JP5040197B2 (en) | 2006-07-10 | 2012-10-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Hot-rolled thin steel sheet with excellent workability and excellent strength and toughness after heat treatment and method for producing the same |
| CN101627142B (en) * | 2007-02-23 | 2012-10-03 | 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 | Cold rolled and continuously annealed high strength steel strip and method for producing said steel |
| DE102011117572A1 (en) * | 2011-01-26 | 2012-08-16 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | High-strength multiphase steel with excellent forming properties |
| DE102014017273A1 (en) | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | High strength air hardening multiphase steel with excellent processing properties and method of making a strip of this steel |
| DE102014017275A1 (en) | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | High strength air hardening multiphase steel with excellent processing properties and method of making a strip of this steel |
| JP6724320B2 (en) * | 2015-09-10 | 2020-07-15 | 日本製鉄株式会社 | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in elongation and hole expandability and method for producing the same |
| US11384415B2 (en) | 2015-11-16 | 2022-07-12 | Benteler Steel/Tube Gmbh | Steel alloy with high energy absorption capacity and tubular steel product |
| CN111519104B (en) * | 2020-05-12 | 2021-06-15 | 首钢集团有限公司 | Thin-gauge hot-rolled low-alloy high-strength steel and preparation method thereof |
| JP2023015925A (en) * | 2021-07-20 | 2023-02-01 | 株式会社神戸製鋼所 | Thick steel sheet and method for manufacturing the same |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4285741A (en) * | 1978-06-16 | 1981-08-25 | Nippon Steel Corporation | Process for producing high-strength, low yield ratio and high ductility dual-phase structure steel sheets |
| US4398970A (en) * | 1981-10-05 | 1983-08-16 | Bethlehem Steel Corporation | Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture |
| US4770719A (en) * | 1984-04-12 | 1988-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing a low yield ratio high-strength steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement |
| US4816090A (en) * | 1986-09-10 | 1989-03-28 | The Broken Hill Proprietary Co., Ltd. | Heat treated cold rolled steel strapping |
| EP0429094A1 (en) * | 1984-01-20 | 1991-05-29 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels |
| US5328528A (en) * | 1993-03-16 | 1994-07-12 | China Steel Corporation | Process for manufacturing cold-rolled steel sheets with high-strength, and high-ductility and its named article |
| WO1996017966A1 (en) * | 1994-12-06 | 1996-06-13 | Exxon Research & Engineering Company | Dual-phase steel and method thereof |
| JPH0925537A (en) * | 1995-05-10 | 1997-01-28 | Kobe Steel Ltd | High strength cold rolled steel sheet excellent in pitting corrosion resistance and workability, high strength galvanized steel sheet, and their production |
| EP0922777A1 (en) * | 1997-11-19 | 1999-06-16 | RECHERCHE ET DEVELOPPEMENT DU GROUPE COCKERILL SAMBRE, en abrégé: RD-CS | Flat product, such as sheet, made from ductile high-yield steel and process for manufacturing the same |
-
2000
- 2000-05-12 NL NL1015184A patent/NL1015184C2/en not_active IP Right Cessation
-
2001
- 2001-05-10 EP EP01201725A patent/EP1154028A1/en not_active Withdrawn
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US4285741A (en) * | 1978-06-16 | 1981-08-25 | Nippon Steel Corporation | Process for producing high-strength, low yield ratio and high ductility dual-phase structure steel sheets |
| US4398970A (en) * | 1981-10-05 | 1983-08-16 | Bethlehem Steel Corporation | Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture |
| EP0429094A1 (en) * | 1984-01-20 | 1991-05-29 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | High strength low carbon steels, steel articles thereof and method for manufacturing the steels |
| US4770719A (en) * | 1984-04-12 | 1988-09-13 | Kawasaki Steel Corporation | Method of manufacturing a low yield ratio high-strength steel sheet having good ductility and resistance to secondary cold-work embrittlement |
| US4816090A (en) * | 1986-09-10 | 1989-03-28 | The Broken Hill Proprietary Co., Ltd. | Heat treated cold rolled steel strapping |
| US5328528A (en) * | 1993-03-16 | 1994-07-12 | China Steel Corporation | Process for manufacturing cold-rolled steel sheets with high-strength, and high-ductility and its named article |
| WO1996017966A1 (en) * | 1994-12-06 | 1996-06-13 | Exxon Research & Engineering Company | Dual-phase steel and method thereof |
| JPH0925537A (en) * | 1995-05-10 | 1997-01-28 | Kobe Steel Ltd | High strength cold rolled steel sheet excellent in pitting corrosion resistance and workability, high strength galvanized steel sheet, and their production |
| EP0922777A1 (en) * | 1997-11-19 | 1999-06-16 | RECHERCHE ET DEVELOPPEMENT DU GROUPE COCKERILL SAMBRE, en abrégé: RD-CS | Flat product, such as sheet, made from ductile high-yield steel and process for manufacturing the same |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| PATENT ABSTRACTS OF JAPAN vol. 1997, no. 05 30 May 1997 (1997-05-30) * |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP1154028A1 (en) | 2001-11-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CA3080680C (en) | Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| CN110088342B (en) | High-strength cold-rolled steel sheet having high formability and method for producing same | |
| EP2683839B1 (en) | Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith | |
| CN111315902B (en) | Cold-rolled heat-treated steel sheet and method for producing same | |
| KR100912570B1 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability and method for producing same | |
| US5328528A (en) | Process for manufacturing cold-rolled steel sheets with high-strength, and high-ductility and its named article | |
| NL1015184C2 (en) | Multi-phase steel and method for its manufacture. | |
| CN111433379A (en) | Cold-rolled heat-treated steel sheet and method for producing same | |
| JP2019502822A (en) | High-strength hot-dip galvanized steel strip | |
| KR20040091751A (en) | Process for producing high tensile hot-dip zinc-coated steel sheet of excellent ductility and antifatigue properties | |
| WO2007111164A1 (en) | High-strength steel sheet having excellent workability | |
| CN108950405A (en) | A kind of 800MPa grade multi-phase Steels and production method with good flange performance | |
| WO2021089851A1 (en) | Medium manganese steel product and method of manufacturing the same | |
| CN112689684B (en) | Cold rolled and coated steel sheet and method for manufacturing the same | |
| CN111448329A (en) | Cold rolled and coated steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JPH1060593A (en) | High strength cold rolled steel sheet excellent in balance between strength and elongation-flanging formability, and its production | |
| Heller et al. | Effect of alloying elements on microstructure and mechanical properties of hot rolled multiphase steels | |
| CN109023053A (en) | A kind of 600MPa grade multi-phase Steels and production method with good flange performance | |
| JP2004300452A (en) | Method for producing high strength cold-rolled steel sheet having excellent impact property and shape-fixability | |
| CN113840930A (en) | Cold rolled and coated steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP4846916B2 (en) | Hot rolled steel with extremely high elastic limits and mechanical strength, especially useful for manufacturing automotive vehicle parts | |
| CN115698365B (en) | Heat-treated cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| CA3182944A1 (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
| CN114787396A (en) | Heat-treated cold-rolled steel sheet and method for producing same | |
| CN113853445A (en) | Cold rolled and coated steel sheet and method for manufacturing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PD2B | A search report has been drawn up | ||
| VD1 | Lapsed due to non-payment of the annual fee |
Effective date: 20041201 |