PL240803B1 - Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno o dobrej tłoczności oraz sposób jego wytwarzania - Google Patents

Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno o dobrej tłoczności oraz sposób jego wytwarzania Download PDF

Info

Publication number
PL240803B1
PL240803B1 PL416418A PL41641813A PL240803B1 PL 240803 B1 PL240803 B1 PL 240803B1 PL 416418 A PL416418 A PL 416418A PL 41641813 A PL41641813 A PL 41641813A PL 240803 B1 PL240803 B1 PL 240803B1
Authority
PL
Poland
Prior art keywords
steel sheet
cold
ultra
steel
rolled
Prior art date
Application number
PL416418A
Other languages
English (en)
Other versions
PL416418A1 (pl
Inventor
Byoung-Ho Lee
Jea-Chun Jeon
Original Assignee
Posco
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Posco filed Critical Posco
Publication of PL416418A1 publication Critical patent/PL416418A1/pl
Publication of PL240803B1 publication Critical patent/PL240803B1/pl

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

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

Abstract

Przedmiotem niniejszego wynalazku jest arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno, zastosowany jako komponent wyrobów elektronicznych, ram, i temu podobnych, i w szczególności, arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno mający dobrą tłoczność, arkusz blachy stalowej galwanizowanej o tej samej właściwości oraz sposób wytwarzania arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno i arkusza blachy stalowej galwanizowanej. W celu uzyskania celu niniejszego wynalazku, niniejszy wynalazek zapewnia zamierzoną wytrzymałość i plastyczność przez optymalizację kompozycji składników stopu i warunków wytwarzania, i tym samym może dostarczyć materiał stalowy, wolny od defektów powierzchniowych oraz mający dobrą odkształcalność.

Description

PL 240 803 Β1
Opis wynalazku
Tło wynalazku
Niniejsze ujawnienie dotyczy arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno do wytwarzania komponentów elektronicznych, ram, i temu podobnych, a w szczególności, arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno mającego dobrą tłoczność oraz sposobów wytwarzania arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno.
Uprzedni stan wiedzy
Stale niskowęglowe mające zawartość węgla od około 200 ppm do około 400 ppm są stosowane do wytwarzania komponentów sprzętów gospodarstwa domowego, zwłaszcza paneli. Ogólnie, takie stale mogą być poddane procesowi wytłaczania w celu wytworzenia kształtów, takich jak wytłoczenia albo zgięcia, i następnie mogą być zastosowane jako struktury nośne produktów. Zatem, od takich stali wymagany jest pewien stopień wytrzymałości i wysoki stopień odkształcalności dla formowania jednoczęściowego.
Ostatnio zaistniał trend stosowania cienkich materiałów do wytwarzania produktów takich jak komponenty sprzętów gospodarstwa domowego, a sposoby formowania są bardziej skomplikowane niż istniejące sposoby formowania, stosowane obecnie do obróbki takich niskowęglowej według odnośnego stanu wiedzy wykazują problemy, takie jak pękanie przebiegające podczas procesów formowania i skręcanie przebiegające po procesach formowania. Zatem, wymagany jest rozwój stali mających ulepszone właściwości, w szczególności tłoczność.
Według sposobu zaproponowanego w celu spełnienia takich wymagań, dodaje się pierwiastki takie jak mangan (Mn), krzem (Si), fosfor (P), albo tytan (Ti) do stali ultra-niskowęglowej, mającej zawartość węgla od około 40 ppm albo mniej, tak aby indukować umacnianie roztworowe w stanie stałym i wzmacnianie przez umocnienie wydzieleniowe, a zatem zagwarantować wytrzymałość i tłoczność stali ultra-niskowęglowej. Jednakże, ten sposób obniża konkurencyjność cenową materiałów i powoduje różne defekty podczas procesów wytwarzania. Zatem, zamiast ulepszania tłoczności stali ultra-niskowęglowych, coraz bardziej jest wymagany sposób ulepszenia tłoczności istniejących stali niskowęglowych.
Ujawnienie
Problem techniczny
Celem niniejszego ujawnienia jest dostarczenie ultra-cienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno, mającego wysoki stopień wytrzymałości i wysoki stopień tłoczności, a zatem wolnego od pęknięć i defektów podczas procesów formowania, oraz sposobów wytwarzania takiego ultra-cienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno.
Rozwiązanie techniczne
Według niniejszego wynalazku, ultracienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno mający wysoki stopień tłoczności charakteryzuje się tym, że obejmuje, w procentach wagowych, węgiel (C): 0,010% do 0,025%, mangan (Mn):0,05% do 0,25%, siarkę (S): 0,002% do 0,010%, bor (B): 0,0005% do 0,0024%, azot (N): 0,002% do 0, 004%, glin (Al): 0,030% do 0, 045%, zbilansowane żelazem (Fe) i nie dającymi się uniknąć zanieczyszczeniami, przy czym mikrostruktura ultracienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno obejmuje węgliki w ilości równej 5% albo niższej i ferryt do równowagi, oraz przy czym ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno obejmuje co najmniej jedno spośród wytrącenia MnS i wytrącenia BN w udziale powierzchniowym równym od 1,5% do 7%.
Korzystnie, ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno posiada wytrącenie MnS i wytrącenie BN, które mają średni rozmiar w zakresie od 50 nm do 100 nm; ferryt ma średnią wielkość ziarna w zakresie od 10 pm do 40 pm; zawartości manganu (Mn), boru (B), siarki (S), i azotu (N) w ultracienkim arkuszu blachy stalowej walcowanej na zimno spełniają Wzór 1:
5,3 i (Mn(%wag)χΒ(%wag))/(S(%wag)*N(%wag) ) 100
[Wzór 1];
a także ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno ma stopień granicy plastyczności w zakresie od 150 MPa do 220 Mpa.
Według niniejszego ujawnienia, wskutek galwanizacji ultra- cienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno można wytworzyć arkusz blachy galwanizowanej mający wysoki stopień tłoczności.
PL 240 803 Β1
Według innego przedmiotu niniejszego wynalazku, sposób wytwarzania ultra-cienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno mającego wysoki stopień tłoczności, polega na tym, że obejmuje: ponowne rozgrzanie płyty stalowej mającej powyżej opisaną kompozycję do 1100°C albo wyżej; końcowe walcowanie na gorąco ponownie rozgrzanej płyty stalowej w punkcie Ar3 albo wyższym, tak aby utworzyć arkusz blachy stalowej walcowanej na gorąco; zwijanie arkusza blachy stalowej walcowanej na gorąco w temperaturze CT spełniającej Wzór 2:
650 < CT(°C) < 775-(3200*C(%wag))
[Wzór 2];
walcowanie na zimno stali walcowanej na gorąco w kręgach przy współczynniku redukcji równym 50% do 90% aby utworzyć arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno; oraz ciągłe wyżarzanie arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno w zakresie temperatur od 650°C do 850°C.
Korzystnie, sposób obejmuje po ciągłym wyżarzaniu utworzenie cynkowej warstwy powlekającej na arkuszu blachy stalowej walcowanej na zimno.
Według niniejszego ujawnienia, sposób wytwarzania arkusza blachy galwanizowanej mającego wysoki stopień tłoczności może obejmować utworzenie cynkowej warstwy powlekającej na arkuszu blachy stalowej walcowanej na zimno.
Korzystne skutki
Według przykładowych postaci wykonania niniejszego ujawnienia, ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno może mieć odpowiednie stopnie wytrzymałości i wydłużenia, a zatem wysoki stopień tłoczności, i w szczególności, gdy ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno jest poddany procesowi zginania, to może być stłumione tworzenie defektów w zgiętych częściach ultracienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno.
Opis figur rysunku
Figura 1 jest obrazem ilustrującym rozmiary ziaren według tego, czy zawartości składników stopowych znajdują się w zakresach proponowanych w przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia (a) albo poza zakresami (b i c) .
Figura 2 jest obrazem ilustrującym wydzielenia w arkuszu blachy stalowej z przykładowej postaci wykonania niniejszego wynalazku.
Figura 3 jest obrazem ze skaningowego mikroskopu elektronowego (SEM), ilustrującym wytwarzanie defektów według związku pomiędzy zawartością węgla i temperaturą zwijania.
Najlepszy sposób
Przykładowa postać wykonania niniejszego ujawnienia dotyczy materiału (arkusza blachy stalowej) do wytwarzania komponentów sprzętów gospodarstwa domowego albo temu podobnych. Arkusz blachy stalowej z przykładowej postaci wykonania ma stopień wytrzymałości wystarczający dla produktów przestrzennych. W szczególności, może być korzystne, aby arkusz blachy stalowej według przykładowej postaci wykonania, miał stopień granicy plastyczności równy 150 MPa albo wyższy w celu zapobieżenia defektom, takim jak zgięcia albo wgniecenia. Jeśli wytrzymałość arkusza blachy stalowej jest nadmiernie wysoka, to mogą łatwo tworzyć się defekty, takie jak pęknięcia w regionach arkusza blachy stalowej zdeformowanego w procesie formowania, i może być trudne skorygowanie defektów, takich jak skręcanie po procesie formowania. Zatem, korzystnie, granica plastyczności arkusza blachy stalowej według przykładowej postaci wykonania może być dopasowana tak, aby być niższa od 220 MPa.
Według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, stal niskowęglowa jest stosowana do wytwarzania arkusza blachy stalowej mającego zamierzony stopień wytrzymałości, a pierwiastki stopowe oraz warunki procesu arkusza blachy stalowej są zoptymalizowane tak, aby ulepszyć tłoczność arkusza blachy stalowej.
Arkusz blachy stalowej z przykładowej postaci wykonania może być arkuszem blachy stalowej walcowanej na zimno, w szczególności ultra-cienkim arkuszem blachy stalowej walcowanej na zimno. Ponadto arkusz blachy stalowej może być arkuszem blachy galwanizowanej otrzymanym przez galwanizację arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno.
Poniżej zostanie szczegółowo opisana kompozycja arkusza blachy stalowej z przykładowej postaci wykonania. W następującym opisie, o ile nie określono inaczej, zawartość każdego składnika jest podana w % wagowych.
PL 240 803 B1
Węgiel (C): 0,010% do 0,025%
Węgiel (C) rozpuszczony w stali ulepsza wytrzymałość. Jeśli zawartość węgla (C) w stali jest niższa od 0,01 %, to ilość węgla (C) rozpuszczonego w stali jest zbyt niska, a zatem efekt wzmocnienia w roztworze stałym jest niski. To znaczy, że wytrzymałość stali jest niska.
Jeśli zawartość węgla (C) w stali wzrasta w zakresie od 0,010% do 0,025%, to właściwości arkusza blachy stalowej mogą zmieniać się w pewnym regionie zakresu zawartości węgla, ze względu na to, że wytrącanie węglików w stali zaczyna się od zawartości węgla równej 0,020%. To znaczy, że wytrzymałość stali może stabilnie zmieniać się w zakresie zawartości węgla od 0,010% do 0,025%, dzięki równowadze pomiędzy wytracaniem węglików a rozpuszczalnością węgla (C) w stanie stałym.
Jeśli zawartość węgla (C) w stali jest wyższa niż 0,025%, ze względu na nadmiernie dużą ilość węgla (C) , to po maksymalnym wytrąceniu węglików może powracać umacnianie roztworowe. W tym przypadku, wytrzymałość stali może nadmiernie wzrastać i współczynnik starzenia stali może również wzrastać. Zatem, korzystnie, górny limit zawartości węgla może być ustalony jako 0, 025% .
Mangan (Mn): 0,05% do 0,25%
Mangan (Mn) zawarty w stali ulepsza wytrzymałość stali poprzez umacnianie roztworowe. Dodatkowo, mangan (Mn) łączy się z siarką (S) i wytrąca, tworząc MnS.
Jeśli zawartość manganu (Mn) w stali jest nadmiernie wysoka, może się wytrącać gruboziarnisty MnS. W tym wypadku, wytrzymałość stali może niekorzystnie spadać. Aby temu zapobiec, zawartość manganu (Mn) jest odpowiednio dopasowana.
Według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, może być korzystne, aby zawartość manganu (Mn) wynosiła 0,05% albo wyżej. Jednakże, jeśli zawartość manganu (Mn) jest wyższa niż 0,25%, to może występować segregacja centrów, a zatem podczas procesu walcowania na gorąco mogą tworzyć się defekty. Dodatkowo, może wytrącać się nadmiernie gruboziarnisty MnS, a zatem można nie uzyskać efektu kompleksowego wytrącania MnS i BN (opisane poniżej).
Siarka (S): 0,002% do 0,010%
Siarka (S) tworzy wytrącenie MnS razem z manganem (Mn). Jeśli zawartość siarki (S) jest niższa niż 0,002%, to MnS może wytrącać się niewystarczająco, a zatem otrzymanie efektu kompleksowego wytrącania MnS i BN może być trudne. Przeciwnie, jeśli zawartość siarki (S) jest wyższa niż 0,010%, to gruboziarnisty MnS może się wytrącać, i można utworzyć FeS tak, aby wywołać wysokotemperaturowe zwiększenie kruchości. Zatem, według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, może być korzystne, aby zawartość siarki (S) znajdowała się w zakresie od 0,002% do 0,010%.
Bor (B): 0,0005% do 0,0024%
Bor (B) dodany do stali reaguje z azotem (N) i tworzy osad BN, w ten sposób zmniejszając ilość azotu (N) rozpuszczonego w stali. Dodatkowo, bor (B) ma efekt zwiększania końcowego rozmiaru ziaren stali.
Jeśli zawartość boru (B) w stali jest niższa niż 0, 0005% (5 ppm) , to ilość osadu BN jest bardzo niska, a jeśli zawartość boru (B) w stali jest wyższa niż 0,0024% (24 ppm), to bor (B) pozostający po połączeniu z azotem (N) zawartym w stali bardzo prawdopodobnie będzie ulegać segregacji wzdłuż granic ziarna stali i występować jako wolny bor (B). W takim przypadku, mogą tworzyć się narosty na stali podczas procesu wytwarzania stali i procesu ciągłego odlewania, i bor (B) może ostatecznie ulegać segregacji wzdłuż granic ziarna stali, aby nadmiernie zwiększać wytrzymałość stali. Zatem, według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, może być korzystne, aby zawartość boru (B) była w zakresie od 0,0005% do 0,0024%.
Azot (N): 0,002% do 0,004%
Azot (N) tworzy wytrącenie BN razem z borem (B). Skoro jest trudno dopasować zawartość azotu (N) w stali tak, aby była ona niższa niż 0,002% (20 ppm) podczas procesu wytwarzania stali, zawartość azotu (N) w stali wynosi ogólnie 20 ppm albo więcej. Jednakże, jeśli zawartość azotu (N) w stali jest wyższa niż 0,004% (40 ppm), azot (N) pozostający w stanie rozpuszczonym po wytrąceniu w postaci BN może nadmiernie zwiększać wytrzymałość stali i zwiększać współczynnik starzenia stali. Zatem, według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, może być korzystne, że zawartość azotu (N) może być w zakresie od 0,002% do 0,004%.
Glin (Al): 0,030% do 0,045%
Glin (Al) jest pierwiastkiem dodawanym, aby otrzymać efekt odtleniający, i jeśli zawartość glinu (Al) jest niższa niż 0,030%, to efekt odtleniający glinu (Al) jest niski. Dodatkowo, według przykładowej postaci wykonania, może być korzystne, aby zawartość glinu (Al) w arkuszu blachy stalowej była ustalona
PL 240 803 Β1 jako 0,030% albo wyżej, tak aby indukować tworzenie AIN w niskiej temperaturze, a zatem zapobiegać rozpuszczaniu azotu (N) w arkuszu blachy stalowej. Jednakże, jeśli zawartość glinu (Al) jest wyższa niż 0,045%, to można wywołać wzmocnienie przez glin (Al) i wytrącanie AIN w wysokiej temperaturze. Zatem, według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, może być korzystne, aby zawartość glinu (Al) była w zakresie od 0,030% do 0,045%.
Spośród opisanych powyżej pierwiastków stopowych, zawartości manganu (Mn), siarki (S), boru (B), i azotu (N) mogą spełniać Wzór 1:
5,3 < (Mn(%wag)*B(%wag))/(S(%wag)χΝ(%wag)) < 100
[Wzór 1]
Wzór 1 służy ułatwieniu kompleksowego wytrącania MnS i BN. Jeśli wartość obliczona przez wyrażenie we Wzorze 1 jest niższa niż 5,3 albo wyższa niż 100, to kompleksowe wytrącanie może nie przebiegać wystarczająco, a zatem można nie uzyskać efektu wytrącania. Aby spełnić Wzór 1, stosunek mas atomowych manganu (Mn) i siarki (S) może przypadać w zakresie od 5 do 50, i stosunek mas atomowych boru (B) i azotu (N) może przypadać w zakresie od 0,62 do 1,2.
W przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, innym komponentem arkusza blachy stalowej jest żelazo (Fe). Jednakże, zanieczyszczenia surowców albo otoczeń wytwarzania stali mogą być w nieunikniony sposób zawarte w arkuszu blachy stalowej, i takie zanieczyszczenia nie mogą zostać usunięte z arkusza blachy stalowej. Takie zanieczyszczenia są dobrze znane fachowcom w przemyśle wytwórczym stali, a zatem ich opisy nie zostaną dostarczone w niniejszym ujawnieniu.
Arkusz blachy stalowej z przykładowej postaci wykonania mający opisaną powyżej kompozycję może mieć mikrostrukturę, w której węgliki są częściowo zawarte w fazie ferrytowej.
W takim przypadku, może być korzystne, że frakcja węglików wynosi 5% albo mniej względem powierzchni. Jeśli frakcja węglików w arkuszu blachy stalowej jest wyższa niż 5%, to mogą zacząć narastać pęknięcia z węglików. Dodatkowo, arkusz blachy stalowej może być degradowany w temperaturze procesu obróbki cieplnej.
Dodatkowo, korzystnie, wielkość ziarna ferrytu arkusza blachy stalowej może przypadać w zakresie od 10 pm do 40 pm. Jeśli rozmiar ziarna ferrytu jest za mały, mniejszy niż 10 pm, to wytrzymałość arkusza blachy stalowej może być nadmiernie wysoka w odróżnieniu od poziomu wytrzymałości zamierzonego w przykładowej postaci wykonania. Przeciwnie, jeśli rozmiar ziarna ferrytu jest zbyt duży, większy niż 40 pm, to po obróbce arkusza blachy stalowej mogą pozostawać defekty takie jak defekty typu skórki pomarańczy.
Według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, mikrostruktura arkusza blachy stalowej może obejmować wytrącenie MnS i wytrącenie BN, i w tym przypadku, może być korzystne, że frakcja co najmniej jednego z wytrącenia MnS i wytrącenia BN będzie w zakresie od 1,5% do 7% względem powierzchni. Jeśli frakcja wytrąceń jest niższa niż 1,5%, wytrącenia mogą mieć zmniejszony rozmiar, w ten sposób indukując umocnienie wydzieleniowe i czyniąc trudnym otrzymanie zamierzonych poziomów wytrzymałości i tłoczności. Przeciwnie, jeśli frakcja wytrąceń jest nadmiernie wysoka, wyższa niż 7%, to może niekorzystnie przebiegać umocnienie wydzieleniowe raczej niż rozrost ziaren indukowany przez gruboziarniste wytrącenia.
Dodatkowo, korzystnie, średni rozmiar wytrąceń MnS i wytrąceń BN może być w zakresie od 50 nm do 100 nm. Jeśli średni rozmiar wytrącenia jest niższy od 50 nm, to efektu rozrostu ziaren zamierzonego w przykładowej postaci wykonania można nie otrzymać ze względu na tworzenie drobnych wytrąceń. Przeciwnie, jeśli średni rozmiar wytrącenia jest nadmiernie duży, większy niż 100 nm, ilość cząstek wytrąceń MnS może być zbyt mała, i zatem cząstki wytrącenia MnS mogą niewystarczająco funkcjonować jako jądra wytrąceń dla BN. Zatem, tłoczność arkusza blachy stalowej może się zmniejszać.
Arkusz blachy stalowej z przykładowej postaci wykonania mający opisaną powyżej kompozycję i mikrostrukturę może mieć poziom granicy plastyczności w zakresie od 150 MPa do 220 MPa, a zatem wysoki stopień tłoczności.
W niniejszym ujawnieniu, granicę plastyczności stwierdza się w oparciu o wartości mierzone za pomocą sposobu offsetu 0,2%, i jeśli granica plastyczności arkusza blachy stalowej jest niższa niż 150 MPa, to arkusz blachy stalowej nie może odpowiednio funkcjonować jako struktura nośna w produkcie. Przeciwnie, jeśli granica plastyczności arkusza blachy stalowej jest wyższa niż 220 MPa, to produkty wytworzone za pomocą arkusza blachy stalowej mogą łatwo ulegać skręcaniu albo pękaniu w częściach
PL 240 803 Β1 wytłoczonych, albo częściach wygiętych. Zatem, gdy arkusz blachy stalowej z przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia ma stopień granicy plastyczności w zakresie od 150 MPa do 220 MPa, to arkusz blachy stalowej można odpowiednio stosować w zamierzonych zastosowaniach.
Poniżej, zostanie szczegółowo opisany sposób wytwarzania arkusza blachy stalowej zgodnie z przykładową postacią wykonania niniejszego ujawnienia. W przykładowej postaci wykonania, określenie „arkusz blachy stalowej” dotyczy arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno, w szczególności, ultra-cienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno. Arkusz może też stanowić arkusz blachy galwanizowanej wytworzony przez galwanizację arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno.
Po pierwsze, według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno można wytwarzać poprzez przygotowanie płyty stalowej mającej opisaną powyżej kompozycję, obróbkę płyty stalowej w procesie ponownego rozgrzewania, proces walcowania na gorąco, proces zwijania, proces walcowania na zimno, i proces ciągłego wyżarzania. W następującym opisie, zostaną opisane szczegółowo warunki procesów.
Ponowne rozgrzewanie płyty stalowej
W przykładowej postaci wykonania, temperatura podczas procesu ponownego rozgrzewania płyty stalowej nie jest ograniczona. Jednakże, temperatura procesu ponownego rozgrzewania może korzystnie być ustalona na 1100°C albo wyżej, tak aby zapewnić końcową temperaturę walcowania w następnym procesie walcowania na gorąco.
Walcowanie na gorąco ponownie rozgrzanej płyty stalowej. Ponownie rozgrzana płyta stalowa może być poddana końcowemu procesowi walcowania na gorąco w celu utworzenia arkusza blachy stalowej walcowanej na gorąco.
W przykładowej postaci wykonania, końcowy proces walcowania na gorąco może korzystnie być przeprowadzony w punkcie Ar3 albo wyżej, tak że gdy płyta stalowa jest walcowana, to płyta stalowa może mieć pojedynczą fazę austeniczną. Korzystniej, końcowy proces walcowania na gorąco może być przeprowadzony w zakresie temperatury od punktu Ar3 do 1000°C.
W przykładowej postaci wykonania, współczynnik redukcji i warunki chłodzenia końcowego procesu walcowania na gorąco nie są w szczególności ograniczone.
Zwijanie w kręgi
Arkusz blachy stalowej walcowanej na gorąco otrzymany w powyżej opisanym procesie walcowania na gorąco może być zwinięty, i w tym przypadku, temperatura procesu zwijania może spełniać Wzór 2:
650 < CT(°C) < 77 5-(3200xC (%wag))
[Wzór 2]
Wzór 2 powyżej opisuje związek pomiędzy zawartością węgla (C) i temperaturą procesu zwijania. Temperatura procesu zwijania może korzystnie wynosić 650°C albo wyżej, tak aby zapewnić walcowalność w następnym procesie walcowania na zimno. Jednakże, jeśli temperatura procesu zwijania jest zbyt wysoka, to tlen zawarty w osadzie utworzonym na arkuszu blachy stalowej może reagować z węglem (C) zawartym w arkuszu blachy stalowej podczas procesu zwijania, a zatem osadu nie można łatwo usunąć w późniejszym procesie trawienia. W tym przypadku, gdy arkusz blachy stalowej jest ostatecznie galwanizowany, może to mieć wpływ na orientację kryształów. Zatem, według przykładowej postaci wykonania niniejszego ujawnienia, temperatura procesu zwijania może być ustalona według Wzoru 2. Korzystnie, temperatura procesu zwijania może być dopasowana tak aby być w zakresie od 650°C do 770°C.
W przykładowej postaci wykonania, grubość arkusza blachy stalowej walcowanej na gorąco w kręgu nie jest w szczególności ograniczona. Jednakże, może być korzystne, aby grubość arkusza blachy walcowanej na gorąco w kręgu wynosiła 2,0 mm do 5,0 mm.
Walcowanie na zimno
Arkusz blachy stalowej walcowanej na gorąco w kręgu może być walcowany na zimno przy współczynniku redukcji równym 50% do 90% aby utworzyć arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno.
W tym przypadku, jeśli współczynnik redukcji procesu walcowania na zimno jest niższy niż 50%, arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno może nie mieć zamierzonej grubości, i jeśli współczynnik redukcji procesu walcowania na zimno jest wyższy niż 90%, walcowalność może spadać.
PL 240 803 B1
Ciągłe wyżarzanie
Arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno wytworzony jak opisano powyżej może być wyżarzany w sposób ciągły w linii ciągłego wyżarzania.
Temperatura procesu ciągłego wyżarzania może korzystnie przypadać w zakresie od 650°C do 850°C. Jeśli temperatura procesu ciągłego wyżarzania jest niższa niż 650°C, rekrystalizacja może nie przebiegać wystarczająco w arkuszu blachy stalowej, a zatem wytrzymałość i plastyczność arkusza blachy stalowej może być obniżona ze względu na wysoką gęstość dyslokacji. Przeciwnie, jeśli temperatura procesu ciągłego wyżarzania jest wyższa niż 850°C, to mogą narastać defekty, takie jak odkształcenia temperaturowe.
W przykładowej postaci wykonania, arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno otrzymany w procesie walcowania na zimno może być poddany obróbce w procesie powlekania, takim jak proces cynkowania ogniowego albo proces cynkowania galwanicznego, aby otrzymać produkt końcowy.
Na przykład, arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno może być powlekany w procesie cynkowania ogniowego, przy zastosowaniu kąpieli galwanicznej dopasowanej do temperatury od 420°C do 480°C. Jeśli temperatura kąpieli galwanicznej jest niższa niż 420°C, cynk może nie topić się wystarczająco, a zatem powlekanie może nie być przeprowadzone jednorodnie. Przeciwnie, jeśli temperatura kąpieli galwanicznej jest wyższa niż 480°C, cynk może odparować, a zamierzona struktura powlekania może nie być utworzona, ponieważ stopiony cynk może niewystarczająco łączyć się z arkuszem blachy stalowej. Dodatkowo, arkusz blachy stalowej może topić się podczas procesu cynkowania ogniowego.
W innym przykładzie, arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno może być cynkowany galwanicznie i następnie powlekany żywicą ochraniającą przed odciskami palców, i w tym przypadku, temperatura (temperatura suszenia) procesu powlekania może korzystnie wynosić 100°C do 180°C. Jeśli temperatura procesu powlekania po procesie cynkowania galwanicznego jest niższa niż 100°C, to żywica nałożona na arkusz blachy stalowej może nie wysychać jednolicie. Przeciwnie, jeśli temperatura procesu powlekania jest wyższa niż 180°C, to starzenie może przebiegać podczas sus zenia, a zatem granica plastyczności arkusza blachy stalowej może zwiększać si ę ze względu na wydłużenie przy granicy plastyczności.
W przykładowej postaci wykonania, po procesie walcowania na zimno, można ponadto przeprowadzać proces wygładzania na arkuszu blachy stalowej walcowanej na zimno.
Granica plastyczności arkusza blachy stalowej wytworzonego według przykładowej postaci wykonania może być zwiększona przez wydłużenie względne przy granicy plastyczności, ponieważ arkusz blachy stalowej zawiera węgiel (C) i azot (N) rozpuszczony w nim. Aby temu zapobiec, według przykładowej postaci wykonania, współczynnik wydłużenia procesu wygładzania może być dopasowany tak, aby tłumić występowanie wydłużenia przy wydłużeniu względnym przy granicy plastyczności w arkuszu blachy stalowej.
W przykładowej postaci wykonania współczynnik wydłużenia procesu wygładzania może korzystnie być ograniczony do ± 0,5% względem końcowej grubości arkusza blachy stalowej. Jeśli współczynnik wydłużenia procesu wygładzania jest zbyt niski, to wydłużenie względne przy granicy plastyczności może przebiegać w arkuszu blachy stalowej, a zatem arkusz blachy stalowej może być utwardzony. Przeciwnie, jeśli współczynnik wydłużenia procesu wygładzania jest zbyt wysoki, to arkusz blachy stalowej może być utwardzony przez umocnienie przez odkształcenie, a zatem wydłużenie arkusza blachy stalowej może niekorzystnie zmniejszać się. Korzystnie, końcowa grubość arkusza blachy stalowej może przypadać w zakresie od 0,5 mm do 3,0 mm, i dla tego, współczynnik wydłużenia procesu wygładzania może być dopasowany tak, aby przypadać w zakresie od 0,2% do 3,5%.
Jak opisano powyżej, według przykładowych postaci wykonania niniejszego ujawnienia, optymalizuje się zawartości względnie niedrogich pierwiastków stopowych, takich jak bor (B), mangan (Mn) i siarka (S) zamiast stosowania względnie drogich pierwiastków stopowych, takich jak niob (Nb), tytan (Ti), fosfor (P), i mangan (Mn), tak aby zmniejszać granicę plastyczności arkusza blachy stalowej i zwiększać kowalność arkusza blachy stalowej. Zatem, arkusz blachy stalowej może mieć ulepszoną tłoczność dla procesów formowania tłocznego.
Sposób realizacji wynalazku
Poniżej, niniejsze ujawnienie zostanie opisane bardziej szczegółowo zgodnie z przykładami. Jednakże, następujące przykłady powinny być rozważane jedynie w znaczeniu opisowym i nieograniczająco. Zakres niniejszego ujawnienia jest określony przez załączone zastrzeżenia, a zmiany oraz odmiany rozważnie wykonane na ich podstawie.
PL 240 803 Β1
Przykłady
Płyty stalowe mające kompozycje zilustrowane na Tabeli 1 poddano obróbce w procesie ponownego rozgrzewania, procesie walcowania na gorąco, procesie zwijania, procesie walcowania na zimno, procesie ciągłego wyżarzania i procesie wygładzania w warunkach zilustrowanych w Tabeli 2, tak aby ostatecznie wytworzyć arkusze blachy stalowej. W szczególności, ustalano różnorodnie temperaturę procesu zwijania mającą wpływ na defekty powierzchniowe.
Następnie mierzono frakcję i wielkość cząstek wytrąceń arkuszy blachy stalowej, rozmiar ziarna arkuszy blachy stalowej, i inne właściwości (takie jak granica plastyczności i wydłużenie) arkuszy blachy stalowej, jak zilustrowano w Tabeli 3.
W tym czasie frakcję i rozmiar cząstek wytrąceń, i rozmiar ziarna mierzono za pomocą transmisyjnego mikroskopu elektronowego (TEM).
Dodatkowo, powierzchnie arkuszy blachy stalowej obserwowano w celu określenia, czy arkusze blachy stalowej mają defekty powierzchniowe, i przeprowadzono test gięcia na trzpieniu o kształcie V (test formowania) na arkuszach blachy stalowej. Jego wyniki zilustrowano w Tabeli 3.
W tabeli 3, arkusz blachy stalowej mający defekty powierzchniowe jest oznaczony jako O, arkusz blachy stalowej nie mający defektów powierzchniowych jest oznaczony jako X, arkusz blachy stalowej pęknięty w części odkształconej po teście gięcia na trzpieniu o kształcie V jest oznaczony jako O, i arkusz blachy stalowej niepęknięty po teście gięcia na trzpieniu o kształcie V jest oznaczony jako X.
Test gięcia na trzpieniu o kształcie V przeprowadzono w warunkach normalnych przez umieszczenie każdego arkusza blachy stalowej na tłoczniku w kształcie V i dopasowaniu szybkości tłocznika do 5 mm/min albo niższej.
Tabela 1
Nr Zawartości pierwiastków stopowych (% wag) Stosunek zawartości
C Mn S B N Al (Mn/S)x(B/N)
IS 1 0, 015 0, 15 0, 006 0,0020 0,0021 0, 035 23, 8
IS 2 0, 018 0,20 0, 008 0,0023 0,0035 0, 038 16,4
CS 1 0, 020 0,05 0, 012 0,0025 0,0030 0, 040 3,5
CS 2 0, 002 0,10 0, 008 0,0025 0,0025 0, 030 12,5
CS 3 0, 020 0,15 0, 006 0,0020 0, 035 —
CS 4 0, 040 0,20 0, 006 0,0020 0,0025 0, 035 26,7
CS 5 0, 020 0,40 0, 004 0,0030 0,0020 0, 040 150
CS 6 0, 015 0,15 0, 006 0,0025 0,0050 0, 012 12,5
CS 7 0, 020 1,00 0, 045 0,0050 0,0100 0, 040 11,1
IS: Stal według wynalazku, CS: Stal porównawcza
PL 240 803 Β1
Tabela 2
Nr Temperatu Końco Temp. Stosunek Tempera Stosunek
ra wa z wi j a redukcji tura redukcj i
ponownego temp. nia podczas wyżarza podczas
rozgrzewa walco (°C) walcowania na nia wygładzania
nia wania zimno CC) (%)
(°C) (°C) (%)
MM 1 1200 920 400 75 820 1,0
MM 2 1200 920 660 75 820 1, o
MM 3 1200 920 700 75 820 1, o
MM 4 1200 920 760 75 820 1, o
MM 5 1200 920 660 75 820 0, 5
MM 6 1200 920 660 75 820 2, 0
MM 7 1200 920 660 75 550 1, o
MM: Sposób wytwarzania
PL 240 803 Β1
Tabela 3
Nr Wytrącenia GS (pm) YS (MPa) El (%) SD FD Wzór 2 Notatki
Frakcja (%) PS (nm)
IS 1 MM 1 1, 9 80 15 210 39 X 0 niespełnio ny CE
IS 1 MM 2 2,2 85 22 187 42,5 X X spełniony IE
IS 1 MM 4 2,4 95 25 180 43 0 X Niespełnio ny CE
IS 2 MM 2 2, 1 93 23 185 43 X X Spełniony IE
IS 2 MM 5 1, 8 90 22,5 210 41 X X Spełniony IE
IS 2 MM 6 2, 0 88 23,5 200 41 X 0 Spełniony CE
IS 2 MM 7 1, 8 80 5 280 20 X 0 Spełniony CE
PL 240 803 Β1
CS 1 MM 2 0,5 25 8,5 220 40 X o Spełniony CE
CS 2 MM 2 0, 8 50 13 189 43 X X Spełniony CE
CS 3 MM 2 i, o 75 8,3 240 38 X o Spełniony CE
CS 4 MM 2 1,2 70 10 250 35 X o Niemożliwy do policzenia CE
CS 5 MM 2 2, 8 102 12 225 39 X o spełniony CE
CS 6 MM 2 2, 1 90 10 245 38 X o Spełniony CE
CS 7 MM 2 7, 3 120 7,5 280 32 X o spełniony CE
IS: stal według wynalazku, CS: stal porównawcza, MM: sposób wytwarzania, PS: wielkość cząstek, GS: wielkość ziarna, YS: granica plastyczności, El: wydłużenie, SD: defekty powierzchniowe, FD: defekty formowania, CE: przykład porównawczy, IE: przykład według wynalazku
Jak zilustrowano w Tabelach 1 do 3, arkusze blachy stalowej wyprodukowane za pomocą Sposobów wytwarzania 1 i 2, przy użyciu stali według wynalazku 1, mającej kompozycję jak zaproponowana w niniejszym ujawnieniu, miały zamierzony stopień wytrzymałości.
Jednakże, arkusz blachy stalowej wytworzony za pomocą sposobu wytwarzania 1, w którym temperatura zwijania była względnie niska, miał defekty w procesie formowania ze względu na to, że mikrostruktura arkusza blachy stalowej nie narosła wystarczająco podczas procesu walcowania na gorąco.
Dodatkowo, chociaż arkusz blachy stalowej wytworzony za pomocą Sposobu wytwarzania 4 przy użyciu stali według wynalazku 1 miał zamierzony stopień wytrzymałości, ponieważ ziarna narosły wystarczająco, to w arkuszu blachy stalowej obserwowano defekty powierzchniowe, ponieważ temperatura zwijania arkusza blachy stalowej była wyższa niż temperatura zwijania zaproponowana w odniesieniu do zawartości węgla arkusza blachy stalowej. Defekty powierzchniowe obejmowały łuskę, ulokowaną głównie w centralnej części arkusza blachy stalowej, ale nie ulokowaną na częściach wiodących i tylnych arkusza blachy stalowej. Uważa się, że wyniki opisane powyżej pokazują związek pomiędzy temperaturą zwijania i wewnętrzną zawartością węgla w stalach.
To oznacza, że gdy temperatura zwijania arkusza blachy stalowej jest dopasowana tak, aby spełniać Wzór 2 zaproponowany w niniejszym ujawnieniu, to arkusz blachy stalowej może mieć zamierzone właściwości.
PL 240 803 B1
Dodatkowo, zgłaszający wyprodukowali arkusze blachy stalowej przy użyciu stali według wynalazku 2 za pomocą Sposobów wytwarzania 2, 5 i 6, w których jedynie współczynnik redukcji wygładzania był zmieniany tak, aby znaleźć odpowiedni zakres współczynnika redukcji wygładzania.
W rezultacie, gdy stosowano sposób wytwarzania 2, w którym ustalono współczynnik redukcji wygładzania na 1,0%, to można było uzyskać zamierzone właściwości. Jednakże, w przypadku zastosowania sposobu wytwarzania 5, w którym współczynnik redukcji wygładzania był nieco zmniejszony do 0,5%, wytrzymałość była nieco zwiększona w porównaniu z przypadkiem zastosowania Sposobu wytwarzania 2. Za przyczynę uważa się występowanie wydłużenia przy granicy plastyczności wywołanego przez niski współczynnik redukcji wygładzania. Gdy współczynnik redukcji wygładzania został zwiększony do 2,0% (Sposób wytwarzania 6), to wytrzymałość była nieco zwiększona, i obserwowano defekty formowania. Te wyniki rozważano, ponieważ chociaż wydłużenie przy granicy plastyczności nie występowało, to ze względu na wysokie wydłużenie wystąpiło umocnienie przez odkształcenie.
To oznacza, że jeśli współczynnik redukcji wygładzania dopasuje się tak, aby był w odpowiednim zakresie, to można zagwarantować tłoczność jak zamierzono w niniejszym ujawnieniu.
Arkusz blachy stalowej wytworzony za pomocą Stali porównawczej 1 za pomocą Sposobu wytwarzania 2 miał granicę plastyczności równą 220 MPa, która była względnie wysoka, ale uważana za będącą w zakresie zamierzonym w niniejszym ujawnieniu. Jednakże, arkusz blachy stalowej miał pęknięcia, i uważano, że tworzenie się pęknięć wynika z: niskiego ułamka drobnego MnS wynikającego z niewystarczającej ilości siarki (S); i ziarna zmniejszyły się ze względu na wytrącanie drobnego AlN i wytrącanie wolnego boru (B) wzdłuż granic ziaren. Wytrącanie wolnego boru (B) wynikało z nadmiernej ilości boru (B).
Dodatkowo, gdy arkusz blachy stalowej wytworzono, stosując Stal porównawczą 2, mającą ultraniską zawartość węgla, granica plastyczności i wydłużenie arkusza blachy stalowej były w zakresach zaproponowanych w niniejszym ujawnieniu. Jednakże, arkusz blachy stalowej wytworzono w procesie walcowania na gorąco w wysokiej temperaturze, ponieważ trudno było zapewnić temperaturę walcowania na gorąco dla stali ultra-niskowęglowej, i w wyniku, nikiel (Ni) istniejący jako pierwiastek śladowy był łatwo zatężany na powierzchni arkusza blachy stalowej i nie był łatwo usuwany w procesie trawienia. Zatem, na arkuszu blachy stalowej utworzyły się defekty mające kształt wystający w kierunku walcowania (znane jako „defekt znaku V). Ogólnie, takie defekty tworzą się na arkuszach blachy stalowej ultra-niskowęglowej raczej niż na arkuszach blachy stalowej średniowęglowej i arkuszach blachy stalowej niskowęglowej.
Gdy arkusz blachy stalowej wytworzono przy użyciu Stali porównawczej 3, do której nie dodano boru (B) , to wytrzymałość arkusza blachy stalowej była nadmiernie wysoka ze względu na rozdrobnienie ziarna wywołane przez dużą ilość drobnego AlN utworzonego w arkuszu blachy stalowej, a zatem utworzyły się pęknięcia w arkuszu blachy stalowej podczas procesu formowania.
Gdy arkusz blachy stalowej wytworzono przy użyciu Stali porównawczej 4, mającej nadmiernie wysoką zawartość węgla, to pęknięcia utworzyły się w regionach arkusza blachy stalowej zdeformowanych w procesie formowania, za ich przyczynę uważano fakt, że wytrzymałość arkusza blachy stalowej była nadmiernie wysoka ze względu na węgiel. Dodatkowo, Stal porównawcza 4 nie mogła spełnić związku pomiędzy zawartością węgla (C) i temperaturą zwijania. To znaczy, że zawartość węgla Stali porównawczej 4 była nadmiernie wysoka, a zatem nie było możliwe policzenie wzoru 2.
Gdy arkusz blachy stalowej wytworzono przy użyciu Stali porównawczej 5 mającej nadmiernie duże ilości manganu (Mn) i boru (B), to rozmiar ziaren był mały ze względu na wytrącanie gruboziarnistego MnS, a zatem wytrzymałość arkusza blachy stalowej była zbytnio zwiększona, aby wywoływać pęknięcia w regionach zdeformowanych podczas procesu formowania.
Dodatkowo, gdy arkusz blachy stalowej wytworzono przy użyciu Stali porównawczej 6, mającej nadmiernie niską ilość glinu (Al), to AlN nie tworzył się w wystarczający sposób, a zatem azot (N) pozostający po utworzeniu BN powodował umacnianie roztworowe i wydłużenie przy granicy plastyczności. W rezultacie, ze względu na nadmiernie wysoką wytrzymałość arkusza blachy stalowej, tworzyły się pęknięcia w regionach arkusza blachy stalowej zdeformowanych podczas procesu formowania.
Dodatkowo, gdy arkusze blachy stalowej wytworzono przy użyciu stali według wynalazku 2 i Stali porównawczej 7 za pomocą Sposobu wytwarzania 7, w którym temperatura wyżarzania była względnie niska, wydłużenie arkuszy blachy stalowej było niskie ze względu na niewystarczającą rekrystalizację podczas wyżarzania, i wytrzymałość arkuszy blachy stalowej była znacznie zwiększona ze względu na niewykrystalizowane ziarna oraz wysoką gęstość dyslokacji w ziarnach. W rezultacie, w uformowanych częściach arkuszy blachy stalowej tworzyły się pęknięcia.

Claims (8)

  1. PL 240 803 B1
    Wyniki opisane powyżej pokazują, że możliwość pęknięć w arkuszu blachy stalowej podczas testu gięcia na trzpieniu o kształcie V zwiększa się wraz ze wzrostem granicy plastyczności arkusza blachy stalowej i spadkiem wydłużenia arkusza blachy stalowej. W tym przypadku, wysoka granica plastyczności i niskie wydłużenie odnoszą się do stosunku wytrącenia MnS i wytrącenia BN w arkuszu blachy stalowej. To oznacza, że jeśli frakcja MnS, BN, i wytrąceń MnS + BN w arkuszu blachy stalowej jest niższa niż 1,5%, to gruboziarniste wytrącenia nie są wystarczające, a zatem wzrost ziaren nie jest wystarczający. Zatem, granica plastyczności arkusza blachy stalowej jest wysoka, a wydłużenie arkusza blachy stalowej jest niskie.
    Właściwie, w przykładach, rozmiar ziaren był względnie niski, gdy frakcja wytrąceń była niższa niż 1,5%, w porównaniu do przypadku, w którym frakcja wytrąceń wynosiła 1,5% albo więcej. Jednakże, gdy frakcja wytrąceń była nadmiernie wysoka, wyższa niż 7%, to rozmiar ziaren był niekorzystnie mały, i było prawdopodobne, że podczas procesu formowania wystąpią pęknięcia ze względu na słabe wydłużenie i wysoką wytrzymałość indukowaną przez umacnianie roztworowe.
    To znaczy że aby uzyskać efekty zamierzone w niniejszym ujawnieniu, gdy dopasuje się odpowiednio wzajemnie pierwiastki stopowe i warunki wytwarzania arkusza blachy stalowej, to arkuszowi blachy stalowej można nadać zamierzone właściwości i arkusz blachy stalowej może nie mieć defektów powierzchniowych oraz pęknięć tworzonych w procesie formowania.
    Dodatkowo, jak zilustrowano na Figurach 1A do 1C, zgłaszający obserwowali mikrostruktury arkuszy blachy stalowej wytworzonych za pomocą sposobu wytwarzania 2 przy użyciu stali według wynalazku 1 i Stali porównawczych 2 i 3.
    W nawiązaniu do Figury 1, gdy pierwiastki stopowe i warunki wytwarzania dopasowano jak zaproponowano w niniejszym ujawnieniu (a), to rozmiar ziaren był względnie duży, około 23 μm. Jednakże, w przypadku zastosowania Stali porównawczej 2 (b) i Stali porównawczej 3 (c), rozmiar ziaren był względnie mały, odpowiednio 13 μm i 8 μm. Uważa się, że ta różnica w rozmiarze ziaren ostatecznie powoduje różnicę w granicy plastyczności.
    Dodatkowo, jak zilustrowano na Figurze 2, obserwowano wytrącenia istniejące w arkuszu blachy stalowej (Stal według wynalazku 1) wytworzonej według niniejszego ujawnienia.
    Jak zilustrowano na Figurze 2, powstawały w dużych ilościach wytrącenia mające rozmiar od 50 nm do 100 nm.
    Dodatkowo, arkusz blachy stalowej wytworzono przy użyciu stali według wynalazku 1 za pomocą Sposobu wytwarzania 4, nie spełniającego związku pomiędzy temperaturą zwijania i zawartością węgla (C) zaproponowanego w niniejszym ujawnieniu, a powierzchnię arkusza blachy stalowej obserwowano za pomocą skaningowego mikroskopu elektronowego (SEM) po procesie zwijania, jak zilustrowano na Figurze 3 (b).
    Jak pokazano na Figurze 3 (a), zaobserwowano defekty powierzchniowe jedynie utworzone z żelaza (Fe). Defekty powierzchniowe utworzyły się ze względu na redukcję warstwy tlenowej łuski podczas procesu wyżarzania. Takie defekty powierzchniowe nie mogą być usunięte w procesie trawienia i mogą powodować defekty po procesie końcowego powlekania.
    Jednakże, arkusz blachy stalowej (Stal według wynalazku 2, Sposób wytwarzania 2) zwinięty zgodnie ze związkiem zaproponowanym w niniejszym ujawnieniu nie miał defektów powierzchniowych.
    Zastrzeżenia patentowe
    1. Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno mający wysoki stopień tłoczności, znamienny tym, że ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno obejmuje, w % wagowych, węgiel (C): 0,010% do 0,025%, mangan (Mn): 0,05% do 0,25%, siarkę (S): 0, 002% do 0,010%, bor (B): 0,0005% do 0,0024%, azot (N): 0,002% do 0,004%, glin (Al): 0,030% do 0,045%, i żelazo (Fe) do równowagi, oraz nieuniknione zanieczyszczenia, przy czym mikrostruktura ultra-cienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno obejmuje węgliki w ilości równej 5% albo niższej i ferryt do równowagi, oraz przy czym ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno obejmuje co najmniej jedno spośród wytrącenia MnS i wytrącenia BN w udziale powierzchniowym równym 1,5% do 7%.
  2. 2. Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno według zastrz, 1, znamienny tym, że wytrącenie MnS i wytrącenie BN ma średni rozmiar w zakresie od 50 nm do 100 nm.
    PL 240 803 Β1
  3. 3. Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno według zastrz, 1, znamienny tym, że ferryt ma średnią wielkość ziarna w zakresie od 10 pm do 40 pm.
  4. 4. Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno według zastrz, 1, znamienny tym, że zawartości manganu (Mn), boru (B), siarki (S), i azotu (N) w ultra-cienkim arkuszu blachy stalowej walcowanej na zimno spełniają Wzór 1:
    5,3 i (Mn(%wag)*B(%wag))/(S(%wag)*N(%wag)) T 100
    [Wzór 1]
  5. 5. Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno według zastrz, 1, znamienny tym, że ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno ma stopień granicy plastyczności w zakresie od 150 MPa do 220 Mpa.
  6. 6. Sposób wytwarzania ultra-cienkiego arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno mającego wysoki stopień tłoczności, znamienny tym, że obejmuje:
    ponowne ogrzewanie płyty stalowej do 1100°C albo wyżej, gdzie płyta stalowa obejmuje, w% wag, węgiel (C): 0,010% do 0,025%, mangan (Mn): 0,05% do 0,25%, siarkę (S): 0,002% do 0,010%, bor (B): 0,0005% do 0,0024%, azot (N): 0,002% do 0,004%, glin‘(AI): 0,030% do 0,045%, i żelazo (Fe) do równowagi i nie dające się uniknąć zanieczyszczenia, a zawartości manganu (Mn), boru (B), siarki (S), i azotu (N) spełniają Wzór 1:
    5,3 i (Mn (%wag) xB (Wag) ) / (S (Wag) xN (%wag) ) 100 ;
    końcowe walcowanie na gorąco ponownie rozgrzanej płyty stalowej w punkcie Ar3 albo wyższym, tak aby utworzyć walcowany na gorąco arkusz blachy stalowej, zwijanie walcowanego na gorąco arkusza blachy stalowej w temperaturze CT spełniającej Wzór 2:
    650 < CT(oC) < 775-(3200xC(%wag)) ;
    walcowanie na zimno zwiniętej stali walcowanej na gorąco przy współczynniku redukcji od 50% do 90%, aby utworzyć walcowany na zimno arkusz blachy stalowej; oraz ciągłe wyżarzanie arkusza blachy stalowej walcowanej na zimno w zakresie temperatur od 650°C do 850°C.
  7. 7. Sposób według zastrz. 6, znamienny tym, że po ciągłym wyżarzaniu, arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno zawierający ferryt ma średni rozmiar ziarna od 10 pm do 40 pm.
  8. 8. Sposób według zastrzeżenia 7, znamienny tym, że sposób obejmuje po ciągłym wyżarzaniu utworzenie cynkowej warstwy powlekającej na arkuszu blachy stalowej walcowanej na zimno.
PL416418A 2013-09-13 2013-12-24 Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno o dobrej tłoczności oraz sposób jego wytwarzania PL240803B1 (pl)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2013-0110661 2013-09-13
KR1020130110661A KR101518581B1 (ko) 2013-09-13 2013-09-13 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법
PCT/KR2013/012071 WO2015037787A1 (ko) 2013-09-13 2013-12-24 프레스 가공성이 우수한 극박 냉연강판, 아연도금강판 및 이들의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
PL416418A1 PL416418A1 (pl) 2017-09-11
PL240803B1 true PL240803B1 (pl) 2022-06-06

Family

ID=52665873

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PL416418A PL240803B1 (pl) 2013-09-13 2013-12-24 Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno o dobrej tłoczności oraz sposób jego wytwarzania

Country Status (4)

Country Link
KR (1) KR101518581B1 (pl)
CN (1) CN105531386B (pl)
PL (1) PL240803B1 (pl)
WO (1) WO2015037787A1 (pl)

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112795731A (zh) * 2019-11-13 2021-05-14 上海梅山钢铁股份有限公司 一种灯罩用冷轧钢板及其生产方法
CN114150215B (zh) * 2021-10-19 2022-10-21 首钢集团有限公司 一种汽车用低合金高强钢及其制备方法
KR20230091460A (ko) * 2021-12-16 2023-06-23 주식회사 포스코 프레스 성형성이 우수한 냉연강판, 아연도금강판, 및 이들의 제조 방법

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2505579B2 (ja) * 1989-06-02 1996-06-12 新日本製鐵株式会社 耐つまとび性およびそのコイル内均一性に優れたホ―ロ―用冷延鋼板の製造方法
JP2504219B2 (ja) * 1989-09-29 1996-06-05 住友金属工業株式会社 絞り用合金化亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2776203B2 (ja) * 1993-06-17 1998-07-16 住友金属工業株式会社 常温非時効性に優れた冷延鋼板の製造方法
JPH10225703A (ja) * 1997-02-17 1998-08-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐常温歪時効性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP3831057B2 (ja) * 1997-04-10 2006-10-11 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP3756779B2 (ja) * 2001-04-20 2006-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた薄肉化深絞りしごき缶用鋼板
JP3760888B2 (ja) * 2002-04-30 2006-03-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力冷延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP4626484B2 (ja) 2005-10-27 2011-02-09 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
JP2007211337A (ja) * 2006-01-12 2007-08-23 Jfe Steel Kk 耐ひずみ時効性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板およびその製造方法
KR101354931B1 (ko) * 2010-12-27 2014-01-22 주식회사 포스코 가공성 및 내식성이 우수한 열연강판 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판
JP5699860B2 (ja) * 2011-08-24 2015-04-15 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
PL416418A1 (pl) 2017-09-11
CN105531386A (zh) 2016-04-27
KR20150031118A (ko) 2015-03-23
WO2015037787A1 (ko) 2015-03-19
CN105531386B (zh) 2018-03-27
KR101518581B1 (ko) 2015-05-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101949628B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR101915917B1 (ko) 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법
KR101949627B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
TWI406966B (zh) 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
US7442268B2 (en) Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP5971434B2 (ja) 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP2018536764A (ja) 成形性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
KR20170067850A (ko) 고강도 강판, 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 용융 알루미늄 도금 강판 및 고강도 전기 아연 도금 강판, 그리고 그것들의 제조 방법
KR20180132890A (ko) 강판, 도금 강판 및, 그들의 제조 방법
WO2017169941A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2016092733A1 (ja) 高強度冷延鋼板及びその製造方法
UA120902C2 (uk) Листова твіп-сталь, що включає аустенітну матрицю
TWI593811B (zh) Can steel plate and its manufacturing method
JP2008255442A (ja) 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
AU721077B2 (en) Bake-hardenable sheet steel with excellent anti-aging property, and method for producing it
WO2016157258A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016157257A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5256689B2 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20180128977A (ko) 오스테나이트계 매트릭스를 가지는 twip 강 시트를 제조하는 방법
JP2007197742A (ja) 溶接缶用冷延鋼板およびその製造方法
PL240803B1 (pl) Ultra-cienki arkusz blachy stalowej walcowanej na zimno o dobrej tłoczności oraz sposób jego wytwarzania
KR101406471B1 (ko) 충돌특성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
JP2023503359A (ja) 冷間成形可能な高強度鋼ストリップの製造方法及び鋼ストリップ
JPH03257124A (ja) 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法
CN115216688B (zh) 800MPa级热轧低合金高强钢及其钢基体和制备方法