RU2525013C1 - High-strength cold-rolled steel sheet suitable for chemical conversion and method of its production - Google Patents
High-strength cold-rolled steel sheet suitable for chemical conversion and method of its production Download PDFInfo
- Publication number
- RU2525013C1 RU2525013C1 RU2013109433/02A RU2013109433A RU2525013C1 RU 2525013 C1 RU2525013 C1 RU 2525013C1 RU 2013109433/02 A RU2013109433/02 A RU 2013109433/02A RU 2013109433 A RU2013109433 A RU 2013109433A RU 2525013 C1 RU2525013 C1 RU 2525013C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- phase
- steel sheet
- steel
- chemical conversion
- grain size
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION
Настоящее изобретение относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу, который может быть соответствующим образом использован в структурных деталях автомобилей, и способу его получения. Целью настоящего изобретения является, в частности, улучшение пригодности к химической конверсии такого стального листа.The present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet, which can be suitably used in structural parts of automobiles, and a method for producing it. The aim of the present invention is, in particular, improving the suitability for chemical conversion of such a steel sheet.
Известный уровень техникиPrior art
В последние годы автопроизводители решительно стремятся снизить выбросы CO2 за счет повышения эффективности использования топлива. В частности, поскольку снижение массы корпуса автомобиля является действенным для повышения эффективности использования топлива, предпринимаются меры для повышения прочности стального листа, который используется в корпусе автомобиля, и для снижения толщины стального листа. В дополнение к улучшению эффективности топлива, улучшение прочности стального листа, применяемого в корпусе автомобиля, часто является необходимым для улучшения таких характеристик безопасности при столкновении, как защита объема кабины. Таким образом, высокопрочный стальной лист с пределом прочности (TS) на уровне около 980 МПа используется, в частности, для ряда штампуемых автомобильных структурных деталей сложной формы.In recent years, automakers have been determined to reduce CO 2 emissions by improving fuel efficiency. In particular, since reducing the mass of the car body is effective for increasing fuel efficiency, measures are being taken to increase the strength of the steel sheet used in the car body and to reduce the thickness of the steel sheet. In addition to improving fuel efficiency, improving the strength of the steel sheet used in the car body is often necessary to improve collision safety features such as cabin volume protection. Thus, a high-strength steel sheet with a tensile strength (TS) of about 980 MPa is used, in particular, for a number of stamped automotive structural parts of complex shape.
Для достижения высокой прочности стального листа обычным является добавление к Fe различных легирующих элементов, таких как C, Si, Mn, Ti, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo и V. Предусматривая возможность использования стального листа для кузовов автомобиля, следует учесть множество сложных вопросов, таких как:To achieve high strength of the steel sheet, it is common to add various alloying elements to Fe, such as C, Si, Mn, Ti, Nb, Cu, Ni, Cr, Mo and V. When considering the possibility of using steel sheet for car bodies, many complex issues such as:
(a) может ли быть сформирована деталь без трещин и складок,(a) whether a part can be formed without cracks and creases,
(b) может ли быть сварена деталь,(b) whether the part can be welded,
(c) плотное ли конверсионное покрытие образуется на поверхности стального листа, и(c) whether a dense conversion coating is formed on the surface of the steel sheet, and
(d) достаточна ли коррозионная стойкость после электроосаждения покрытия.(d) whether the corrosion resistance after electrodeposition of the coating is sufficient.
Очень важным является обеспечение достаточного качества конверсионного покрытия, в частности в случае высокопрочных стальных листов с пределом прочности (TS) на уровне около 980 МПа и более, включающих легирующие компоненты, для обеспечения прочности, по сравнению со стальными листами с пределом прочности (TS) на уровне около 590 МПа.It is very important to ensure a sufficient quality of the conversion coating, in particular in the case of high-strength steel sheets with a tensile strength (TS) of about 980 MPa or more, including alloying components, to ensure strength, compared with steel sheets with a tensile strength (TS) of level of about 590 MPa.
Известны различные технологии, связанные с высокопрочным холоднокатаным стальным листом. Например, высокопрочный холоднокатаный стальной лист с улучшенной пригодностью к отбортовке может быть получен созданием структуры, в которой заданное количество конечного материала, отличного от фазы феррита, диспергировано через постоянные интервалы, как описано в JP 2004-035905 A (патентный документ 1), либо с использованием мелкодисперсной фазы бейнита в качестве основной фазы, как описано в JP 2001-226741 A (патентный документ 2). Кроме того, JP 2000-273 576 A (патентный документ 3) описывает высокопрочный холоднокатаный стальной лист, в котором появление трещин на краях борта при профилировке листового металла предотвращается контролем отношения между пределом упругости и пределом прочности. Кроме того, JP 2000-008136А (патентный документ 4) раскрывает высокопрочный холоднокатаный стальной лист, с пригодностью к отбортовке штамповкой и замедленным разрушением, которые улучшены путем контроля оксидных включений.Various techniques are known for high strength cold rolled steel sheet. For example, a high-strength cold-rolled steel sheet with improved flanging properties can be obtained by creating a structure in which a predetermined amount of the final material other than the ferrite phase is dispersed at regular intervals, as described in JP 2004-035905 A (Patent Document 1), or using the finely divided phase of bainite as the main phase, as described in JP 2001-226741 A (patent document 2). In addition, JP 2000-273 576 A (Patent Document 3) describes a high-strength cold-rolled steel sheet in which cracking at the edges of the bead during profiling of the sheet metal is prevented by controlling the relationship between the tensile strength and tensile strength. In addition, JP 2000-008136A (Patent Document 4) discloses a high-strength cold-rolled steel sheet, with the ability to be flanged by stamping and delayed fracture, which are improved by controlling oxide inclusions.
В качестве технологии для улучшения химической конверсионной обработки, например, каждый из документов JP 59-159987 A (патентный документ 5) и JP 06-093472 A (патентный документ 6) раскрывает стальной лист, пригодный для химической конверсионной обработки, с поверхностью стального листа, сформированной покрытием слоем оксида никеля или гидроксида никеля, слоем Ni металла, образованным осажденными частицами Ni металла. Кроме того, JP 2004-204350 A (патентный документ 7) раскрывает стальной лист, пригодный для химической конверсионной обработки с поверхностью с пониженной концентрацией Si.As a technology for improving chemical conversion processing, for example, each of JP 59-159987 A (Patent Document 5) and JP 06-093472 A (Patent Document 6) disclose a steel sheet suitable for chemical conversion treatment with a steel sheet surface, formed by coating with a layer of nickel oxide or nickel hydroxide, a Ni metal layer formed by precipitated Ni metal particles. In addition, JP 2004-204350 A (Patent Document 7) discloses a steel sheet suitable for chemical conversion treatment with a surface with a reduced Si concentration.
При описании улучшения пригодности к отбортовке штамповкой, формуемости при прокатке и замедленного разрушения патентные документы 1-4 не раскрывают пригодность к химической конверсионной обработке стальных листов, включающих ферритную фазу и мартенситную фазу. Таким образом, технология, раскрытая в патентных документах 1-4, будет недостаточной для последовательного достижения удовлетворительной пригодности к химической конверсионной обработке.When describing the improvement of suitability for stamping flanging, rolling formability and delayed fracture, Patent Documents 1-4 do not disclose the suitability for chemical conversion processing of steel sheets including a ferritic phase and a martensitic phase. Thus, the technology disclosed in patent documents 1-4 will not be sufficient to consistently achieve satisfactory suitability for chemical conversion processing.
Каждый из патентных документов 5 и 6 раскрывает технологию улучшения химической конверсионной обработки путем нанесения Ni на поверхность стального листа. Однако эта технология требует специального покрытия с использованием Ni, который является дорогим металлом, что приводит к высокой стоимости и низкой производительности. Существует еще одна проблема, заключающаяся в том, что должны быть включены дорогие легирующие элементы, такие как Cu, Ni, Cr, Mo, V и т.д., для обеспечения требуемой прочности стальных листов.Each of patent documents 5 and 6 discloses a technology for improving chemical conversion processing by applying Ni to the surface of a steel sheet. However, this technology requires a special coating using Ni, which is an expensive metal, which leads to high cost and low productivity. There is another problem in that expensive alloying elements such as Cu, Ni, Cr, Mo, V, etc., must be included to provide the required strength of steel sheets.
Наконец, технология, раскрытая в патентном документе 7, требует более высокой стоимости процесса, чем обычно, из-за двух стадий декапирования, зачистки, удаления окалины и т.п. Кроме того, поскольку по этой технологии концентрация Si снижена недостаточно, трудно стабильно обеспечивать удовлетворительную химическую конверсионную обработку.Finally, the technology disclosed in Patent Document 7 requires a higher process cost than usual due to two stages of decapitation, stripping, descaling, and the like. In addition, since the Si concentration is not sufficiently reduced by this technology, it is difficult to stably provide a satisfactory chemical conversion treatment.
Сущность изобретенияSUMMARY OF THE INVENTION
Проблемы, решаемые изобретениемProblems Solved by the Invention
Настоящее изобретение преимущественно решает вышеуказанные проблемы. Целью настоящего изобретения является создание высокопрочного холоднокатаного стального листа без дополнительных дорогих легирующих элементов, таких как Cu, Ni, Cr, Mo и V с пределом прочности (TS) 980 МПа или более, что обеспечивает подходящую химическую конверсионную обработку без необходимости специальной обработки поверхности стального листа. Еще одной целью настоящего изобретения является способ изготовления такого высокопрочного холоднокатаного стального листа.The present invention advantageously solves the above problems. The aim of the present invention is to provide a high-strength cold-rolled steel sheet without additional expensive alloying elements such as Cu, Ni, Cr, Mo and V with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, which provides a suitable chemical conversion treatment without the need for special surface treatment of the steel sheet . Another objective of the present invention is a method of manufacturing such a high-strength cold-rolled steel sheet.
Пути решения проблемыWays to solve the problem
Для решения вышеуказанных проблем изобретатели провели интенсивное исследование и выяснили следующее.To solve the above problems, the inventors conducted an intensive study and found out the following.
(1) Даже в случае ферритомартенситной двухфазной стали, изготовленной из составляющих, в которых снижено содержание углерода (C) для свариваемости и формуемости без добавления дорогих легирующих элементов, таких как Cu, Ni, Cr, Mo и V, соответствующим контролем доли площади ферритной фазы и мартенситной фазы, можно получить стальной лист с пределом прочности (TS) 980 МПа или более при сохранении необходимой пригодности к обработке и увеличенной прочности.(1) Even in the case of ferritomartensitic biphasic steel made of components in which the carbon content is reduced (C) for weldability and formability without the addition of expensive alloying elements such as Cu, Ni, Cr, Mo and V, by appropriate control of the area fraction of the ferritic phase and martensitic phase, it is possible to obtain a steel sheet with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more while maintaining the necessary suitability for processing and increased strength.
(2) В стали вышеуказанного состава, если отношение Si/Mn в стали сохраняется на низком уровне с тем, чтобы подавить концентрирование Si на поверхности стального листа в виде SiO2, можно минимизировать средний размер зерна ферритной фазы и мартенситной фазы до одинакового уровня и реализовать мелкозернистую и однородную дисперсию мартенситной фазы в ферритной фазе, чтобы тем самым улучшить химическую конверсионную обработку без специальной обработки поверхности стального листа контролем условий нагрева и условий отжига после горячей прокатки.(2) In steel of the above composition, if the Si / Mn ratio in steel is kept low in order to suppress the concentration of Si on the surface of the steel sheet in the form of SiO 2 , the average grain size of the ferritic phase and martensitic phase can be minimized to the same level and realized fine-grained and uniform dispersion of the martensitic phase in the ferrite phase, thereby improving chemical conversion treatment without special treatment of the surface of the steel sheet by controlling the heating conditions and annealing conditions after hot rolling ki.
Настоящее изобретение основано на вышеуказанных сведениях и характеризуется признаками, описанными ниже.The present invention is based on the above information and is characterized by the features described below.
Первый аспект настоящего изобретения относится к высокопрочному холоднокатаному стальному листу, пригодному для химической конверсионной обработки, в котором компоненты композиции стального листа включают в % масс.:The first aspect of the present invention relates to a high-strength cold-rolled steel sheet suitable for chemical conversion treatment, in which the components of the composition of the steel sheet include in wt%:
C: 0,05-0,1;C: 0.05-0.1;
Si: 0,05-0,45;Si: 0.05-0.45;
Mn: 2,5-3,5;Mn: 2.5-3.5;
Al: 0,01-0,08;Al: 0.01-0.08;
P: 0,05 или менее;P: 0.05 or less;
S: 0,0050 или менее;S: 0.0050 or less;
N: 0,01 или менее;N: 0.01 or less;
Nb: 0,02-0,1;Nb: 0.02-0.1;
Ti: 0,001-0,05, иTi: 0.001-0.05, and
остальное Fe и неизбежные примеси, отношение Si/Mn составляет 0,02-0,15; и микроструктура стального листа включает 50-80% ферритной фазы и 20-50% мартенситной фазы относительно площади всей микроструктуры, остальное является фазой бейнита и/или фазой остаточного аустенита, средний размер зерна фазы феррита и фазы мартенсита составляет 0,5-3,0 мкм для каждой, причем отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита (средний размер зерна фазы феррита/средний размер зерна фазы мартенсита) составляет 0,5-5,0.the rest is Fe and inevitable impurities, the ratio Si / Mn is 0.02-0.15; and the microstructure of the steel sheet includes 50-80% of the ferritic phase and 20-50% of the martensitic phase relative to the area of the entire microstructure, the rest is the bainite phase and / or the phase of residual austenite, the average grain size of the ferrite phase and the martensite phase is 0.5-3.0 μm for each, and the ratio of the average grain size of the ferrite phase to the average grain size of the martensite phase (average grain size of the ferrite phase / average grain size of the martensite phase) is 0.5-5.0.
Второй аспект настоящего изобретения заключается в способе изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, пригодного для химической конверсионной обработки, включающем горячую прокатку стального сляба с компонентами композиции в соответствии с первым аспектом, с последующим декапированием, термообработкой при 400-700°C в течение 0,5-10 часов, холодной прокаткой и отжигом, в котором:The second aspect of the present invention is a method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet suitable for chemical conversion treatment, comprising hot rolling a steel slab with the components of the composition in accordance with the first aspect, followed by decapitation, heat treatment at 400-700 ° C for 0.5- 10 hours, cold rolling and annealing, in which:
отжиг проводят так, чтобы на стадии нагрева максимальная конечная точка отжига составляла 760-860°C, и стальной лист выдерживают в диапазоне температур от температуры ниже на 50°С максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры, в течение 50-100 секунд, и последующую стадию охлаждения проводят со средней скоростью охлаждения 5-50°C/сек.annealing is carried out so that at the heating stage the maximum annealing end point is 760-860 ° C, and the steel sheet is held in the temperature range from a temperature lower than 50 ° C of the maximum final temperature to the maximum final temperature, for 50-100 seconds, and the subsequent the cooling stage is carried out with an average cooling rate of 5-50 ° C / sec.
Третий аспект настоящего изобретения заключается в способе изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, пригодного для химической конверсионной обработки, в соответствии со вторым аспектом, дополнительно включающим перестаривание при 150-350°C в течение 400 секунд или менее, через период времени или непосредственно после стадии охлаждения при отжиге.A third aspect of the present invention is a method for manufacturing a high strength cold rolled steel sheet suitable for chemical conversion treatment in accordance with a second aspect, further comprising overcooking at 150-350 ° C. for 400 seconds or less, after a period of time or immediately after the cooling step at annealing.
Положительный эффект изобретенияThe positive effect of the invention
Настоящее изобретение позволяет стабильно изготавливать высокопрочный холоднокатаный стальной лист с пределом прочности (TS) 980 МПа или более, что очень хорошо подходит для химической конверсионной обработки. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист, полученный настоящим изобретением, может быть соответствующим образом использован в качестве структурных деталей автомобилей, в качестве материалов для деталей бампера и т.д.The present invention makes it possible to stably produce high-strength cold-rolled steel sheet with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, which is very well suited for chemical conversion processing. The high-strength cold-rolled steel sheet obtained by the present invention can be suitably used as structural parts of automobiles, as materials for bumper parts, etc.
Осуществление изобретенияThe implementation of the invention
Настоящее изобретение будет подробно описано ниже.The present invention will be described in detail below.
Во-первых, будут описаны причины ограничения компонентов композиции стального листа в вышеуказанных диапазонах. Следует отметить, что содержания каждого элемента приведено в % масс., если не указано иное.First, the reasons for limiting the components of the composition of the steel sheet in the above ranges will be described. It should be noted that the content of each element is given in% wt., Unless otherwise indicated.
C: 0,05-0,1C: 0.05-0.1
Углерод (C) является элементом, стабилизирующим аустенит, который влияет на долю площади мартенситной фазы, полученной из фазы аустенита, и твердость стали. При содержании углерода в стали менее 0,05% происходит чрезмерное формирование фазы феррита, что затрудняет обеспечение необходимой прочности. С другой стороны, когда содержание C превышает 0,1%, происходит чрезмерное формирование фазы мартенсита, что затрудняет равномерное диспергирование мелкозернистой мартенситной фазы. Таким образом ухудшается химическая конверсионная обработка. Кроме того, значительно ухудшается свариваемость точечной сваркой. Соответственно, содержание C в стали должно составлять 0,05-0,1%.Carbon (C) is an austenite stabilizing element that affects the fraction of the martensitic phase area obtained from the austenite phase and the hardness of steel. When the carbon content in the steel is less than 0.05%, the ferrite phase is excessively formed, which makes it difficult to provide the necessary strength. On the other hand, when the C content exceeds 0.1%, the martensite phase forms excessively, which makes it difficult to evenly disperse the fine-grained martensite phase. Thus, the chemical conversion treatment is degraded. In addition, spot weldability is significantly impaired. Accordingly, the content of C in steel should be 0.05-0.1%.
Si: 0,05-0,45%Si: 0.05-0.45%
Кремний (Si) является элементом, способствующим увеличению прочности стали упрочнением твердого раствора ферритной фазы. Кремний, однако, обладает эффектом, способствующим формированию ферритной фазы при непрерывном охлаждении после холодной прокатки и отжига и выдержки. Поэтому, когда содержание Si, добавленного в сталь, превышает 0,45%, чрезмерно формируется фаза феррита, что затрудняет обеспечение необходимой прочности стали. Кроме того, количество кремния, концентрированное на поверхности стального листа, увеличивается, что приводит к ухудшению химической конверсионной обработки. С другой стороны, содержание Si менее 0,05% приводит к снижению формирования ферритной фазы, так что чрезмерно формируется фаза мартенсита. Таким образом, затрудняется равномерное диспергирование мелкозернистой мартенситной фазы, что приводит к ухудшению химической конверсионной обработки. Соответственно, содержание Si в стали должно составлять 0,05-0,45%.Silicon (Si) is an element that helps to increase the strength of steel by hardening a solid solution of a ferrite phase. Silicon, however, has an effect that promotes the formation of a ferrite phase during continuous cooling after cold rolling and annealing and aging. Therefore, when the content of Si added to the steel exceeds 0.45%, the ferrite phase is excessively formed, which makes it difficult to provide the necessary strength of the steel. In addition, the amount of silicon concentrated on the surface of the steel sheet increases, which leads to a deterioration in chemical conversion processing. On the other hand, a Si content of less than 0.05% leads to a decrease in the formation of the ferrite phase, so that the martensite phase is excessively formed. Thus, it is difficult to uniformly disperse the fine-grained martensitic phase, which leads to a deterioration in chemical conversion processing. Accordingly, the Si content in the steel should be 0.05-0.45%.
Mn: 2,5-3,5Mn: 2.5-3.5
Марганец (Mn) является элементом, стабилизирующим аустенит, способствующим увеличению прочности стали подавлением выделения карбида при охлаждении после отжига и формированием соответствующего количества мартенситной фазы из фазы аустенита. Содержание Mn, добавленного в сталь, должно составлять 2,5% или более для достижения вышеуказанного эффекта. С другой стороны, когда содержание Mn, добавленного в сталь, превышает 3,5%, чрезмерно увеличивается закаливаемость, что приводит к увеличению доли площади мартенситной фазы. Таким образом, затрудняется равномерное диспергирование мелкозернистой мартенситной фазы. Соответственно, содержание марганца в стали должно составлять 2,5-3,5%.Manganese (Mn) is an element that stabilizes austenite, contributing to an increase in the strength of steel by suppressing carbide precipitation during cooling after annealing and the formation of an appropriate amount of martensitic phase from the austenite phase. The content of Mn added to the steel should be 2.5% or more to achieve the above effect. On the other hand, when the content of Mn added to steel exceeds 3.5%, hardenability increases excessively, which leads to an increase in the fraction of the martensitic phase area. Thus, uniform dispersion of the fine-grained martensitic phase is hindered. Accordingly, the manganese content in steel should be 2.5-3.5%.
Al: 0,01-0,08Al: 0.01-0.08
Алюминий (Al) является элементом, полезным в качестве раскислителя стали, и содержание Al, добавленного в сталь, должно составлять 0,01% или более. С другой стороны, когда содержание Al превышает 0,08%, возрастает количество включений, таких как оксид алюминия, в поверхностной части стального листа, что приводит к снижению изгибаемости стального листа. Кроме того, избыток Al на поверхности стального листа ухудшает химическую конверсионную обработку, коррозионную стойкость и свариваемость стали. Соответственно, содержание алюминия в стали должно составлять 0,01-0,08.Aluminum (Al) is an element useful as a deoxidizing agent for steel, and the Al content added to the steel should be 0.01% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.08%, the number of inclusions, such as alumina, in the surface of the steel sheet increases, which leads to a decrease in the bendability of the steel sheet. In addition, an excess of Al on the surface of the steel sheet impairs the chemical conversion treatment, corrosion resistance and weldability of the steel. Accordingly, the aluminum content in the steel should be 0.01-0.08.
P: 0,05 или менееP: 0.05 or less
Хотя большое количество фосфора (P) ухудшает свариваемость точечной сваркой, приемлемым содержанием фосфора в стали является 0,05% или менее. Соответственно, содержание фосфора в стали должно быть равным 0,05% или менее. Следует отметить, что чрезмерно низкое содержание Р снижает эффективность производства стали, что приводит к высокой стоимости. Нижний предел содержания P предпочтительно составляет около 0,01%.Although a large amount of phosphorus (P) impairs spot weldability, the acceptable phosphorus content in steel is 0.05% or less. Accordingly, the phosphorus content in the steel should be 0.05% or less. It should be noted that an excessively low content of P reduces the efficiency of steel production, which leads to high cost. The lower limit of the P content is preferably about 0.01%.
S: 0,0050 или менееS: 0.0050 or less
Сера (S) образует сульфидное включение, такое как MnS. MnS деформируется за счет удлинения при холодной прокатке, являясь начальной точкой трещины, так что технологичность стали снижается. Таким образом, содержание MnS предпочтительно уменьшают как можно больше, хотя приемлемым является содержание до 0,0050%. Соответственно, содержание S в стали должно быть 0,0050% или менее. Следует отметить, что чрезмерное снижение содержания S технически затруднено, что включает увеличение стоимости обессеривания в производстве стали и некоторое снижение производительности. Таким образом, нижний предел содержания S предпочтительно составляет 0,0001%. N: 0,01 или менее.Sulfur (S) forms a sulfide inclusion, such as MnS. MnS deforms due to elongation during cold rolling, being the initial point of a crack, so that the processability of steel is reduced. Thus, the MnS content is preferably reduced as much as possible, although a content of up to 0.0050% is acceptable. Accordingly, the S content in the steel should be 0.0050% or less. It should be noted that an excessive decrease in the S content is technically difficult, which includes an increase in the cost of desulfurization in steel production and a slight decrease in productivity. Thus, the lower limit of the S content is preferably 0.0001%. N: 0.01 or less.
Азот (N) является элементом, который влияет на старение стали, поэтому содержание N предпочтительно является низким. В частности, когда содержание N в стали превышает 0,01%, происходит значительные деформационное старение. Соответственно, содержание N должно быть 0,01% или менее. Следует отметить, что чрезмерное сокращение содержания N включает увеличение стоимости денитрификации и снижение производительности при производстве стали. Таким образом, нижний предел содержания N предпочтительно составляет 0,0001%.Nitrogen (N) is an element that affects the aging of steel, therefore, the N content is preferably low. In particular, when the N content in the steel exceeds 0.01%, significant strain aging occurs. Accordingly, the N content should be 0.01% or less. It should be noted that an excessive reduction in the N content includes an increase in the cost of denitrification and a decrease in productivity in steel production. Thus, the lower limit of the N content is preferably 0.0001%.
Nb: 0,02-0,1Nb: 0.02-0.1
Ниобий (Nb) выделяется в виде карбида, такого как NbC, с подавлением укрупнения кристаллического зерна при отжиге и вносит вклад в измельчение кристаллического зерна и гомогенизацию микроструктуры ферритной фазы и мартенситной фазы. Содержание Nb, добавленного к стали, составляет 0,02% или более, чтобы достичь вышеуказанного эффекта. С другой стороны, содержание Nb, превышающее 0,1%, может вызвать эффект насыщения, что является довольно невыгодным с точки зрения стоимости сплава. Кроме того, увеличиваются твердость горячекатаного листа и давление при прокатке, соответственно, производительность снижается. Соответственно, содержание Nb в стали должно составлять 0,02-0,1%.Niobium (Nb) is precipitated as a carbide, such as NbC, with suppression of coarsening of crystalline grains during annealing and contributes to the refinement of crystalline grains and homogenization of the microstructure of the ferrite phase and martensitic phase. The content of Nb added to the steel is 0.02% or more in order to achieve the above effect. On the other hand, an Nb content in excess of 0.1% can cause a saturation effect, which is rather disadvantageous in terms of the cost of the alloy. In addition, the hardness of the hot-rolled sheet and the rolling pressure increase, respectively, and the productivity decreases. Accordingly, the Nb content in steel should be 0.02-0.1%.
Ti: 0,001-0,05Ti: 0.001-0.05
Как и в случае Nb, титан (Ti) выделяется в виде карбида, такого как TiC, подавляет укрупнение кристаллического зерна при отжиге и способствует измельчению и гомогенизации кристаллического зерна ферритной фазы и мартенситной фазы. В частности, титан подавляет рост зерна на стадии нагрева горячей прокатки сляба, способствуя тем самым измельчению/гомогенизации конечной микроструктуры. Содержание Ti, добавленного к стали, составляет 0,001% или более для достижения вышеуказанного эффекта. С другой стороны, содержание Ti, превышающее 0,05%, может вызвать эффект насыщения. Соответственно, содержание Ti в стали должно составлять 0,001-0,05%.As in the case of Nb, titanium (Ti) is precipitated as a carbide such as TiC, suppresses coarsening of crystalline grains during annealing, and facilitates grinding and homogenization of crystalline grains of the ferritic phase and martensitic phase. In particular, titanium inhibits grain growth at the stage of heating the hot rolling of the slab, thereby contributing to the grinding / homogenization of the final microstructure. The Ti content added to the steel is 0.001% or more to achieve the above effect. On the other hand, a Ti content in excess of 0.05% can cause a saturation effect. Accordingly, the Ti content in the steel should be 0.001-0.05%.
Таким образом, компоненты композиции в соответствии с настоящим изобретением были описаны выше. Следует отметить, что в данном изобретении важно, чтобы не только каждый компонент удовлетворял вышеуказанному диапазону, но также отношение Si/Mn было доведено до соответствующего значения.Thus, the components of the composition in accordance with the present invention have been described above. It should be noted that in this invention it is important that not only each component satisfies the above range, but also the Si / Mn ratio is brought to the appropriate value.
Отношение Si/Mn: 0,02-0,15Si / Mn Ratio: 0.02-0.15
Кремний содержится в стали для обеспечения заданного количества мягкой ферритной фазы, что способствует хорошей пластичности. Тем не менее, в стали с добавленным Si, кремний является окисляемым элементом, концентрируется на поверхности стального листа, в виде SiO2 при отжиге. Оксид кремния (SiO2) на поверхности стального листа ингибирует адсорбцию коллоидов Ti при кондиционировании поверхности на стадии предварительной обработки для окраски и травления стального листа при формировании химического конверсионного покрытия. Аналогично Mn также концентрируется на поверхности стального листа; однако он имеет меньшее влияние на химическую конверсионную обработку, чем Si. Для сталей, содержащих чрезмерное количество Si, трудно подавить формирование SiO2 на поверхности стального листа. Однако при содержании Si в вышеуказанном диапазоне 0,05-0,45%, отношение Si/Mn, равное 0,15 или менее, приводит к преобладающей концентрации Mn, более высокой, чем концентрация Si на поверхности стального листа. Соответственно, эффект SiO2, образующегося на поверхности стального листа, снижается. Таким образом, химическая конверсионная обработка может быть улучшена. Отношение Si/Mn предпочтительно является небольшим. Однако для достижения отношения Si/Mn менее 0,02 требуется избыточное добавление Mn или чрезмерное снижение содержания Si, что приводит к увеличению затрат. Соответственно, отношение Si/Mn должно находиться в диапазоне 0,02-0,15, предпочтительно в диапазоне 0,05-0,10.Silicon is contained in steel to provide a given amount of soft ferrite phase, which contributes to good ductility. Nevertheless, in steel with added Si, silicon is an oxidizable element, it concentrates on the surface of a steel sheet, in the form of SiO 2 during annealing. Silicon oxide (SiO 2 ) on the surface of the steel sheet inhibits the adsorption of Ti colloids upon conditioning the surface at the pretreatment stage for painting and etching the steel sheet to form a chemical conversion coating. Similarly, Mn also concentrates on the surface of the steel sheet; however, it has a lesser effect on chemical conversion treatment than Si. For steels containing an excessive amount of Si, it is difficult to suppress the formation of SiO 2 on the surface of the steel sheet. However, when the Si content in the above range is 0.05-0.45%, a Si / Mn ratio of 0.15 or less leads to a predominant Mn concentration higher than the Si concentration on the surface of the steel sheet. Accordingly, the effect of SiO 2 formed on the surface of the steel sheet is reduced. Thus, chemical conversion treatment can be improved. The Si / Mn ratio is preferably small. However, in order to achieve a Si / Mn ratio of less than 0.02, excessive addition of Mn or an excessive decrease in Si content is required, which leads to an increase in costs. Accordingly, the ratio Si / Mn should be in the range of 0.02-0.15, preferably in the range of 0.05-0.10.
В стальном листе настоящего изобретения компонентами, отличными от вышеуказанных компонентов, являются железо (Fe) и неизбежные примеси. Следует отметить, что другие компоненты, отличные от вышеуказанных компонентов, могут присутствовать, если они не будут негативно влиять на эффекты настоящего изобретения.In the steel sheet of the present invention, components other than the above components are iron (Fe) and unavoidable impurities. It should be noted that other components other than the above components may be present if they do not adversely affect the effects of the present invention.
Далее будут описаны причины ограничения микроструктуры стали стального листа настоящего изобретения вышеуказанными диапазонами.Next, reasons for limiting the microstructure of the steel sheet of the present invention to the above ranges will be described.
Доля площади ферритной фазы во всей микроструктуре: 50-80%The fraction of the area of the ferritic phase in the entire microstructure: 50-80%
Ферритная фаза является мягкой и способствует хорошей пластичности. Когда доля площади ферритной фазы во всей микроструктуре составляет менее 50%, доля площади твердой фазы мартенсита является относительно высокой, так что прочность стали чрезмерно увеличена. Таким образом, трудно обеспечить достаточное относительное удлинение стали. С другой стороны, доля площади более 80% затрудняет обеспечение необходимой прочности. Соответственно, доля площади ферритной фазы в стали во всей микроструктуре стали должна находиться в диапазоне 50-80%.The ferrite phase is soft and contributes to good ductility. When the area fraction of the ferritic phase in the entire microstructure is less than 50%, the area fraction of the martensite solid phase is relatively high, so that the strength of the steel is excessively increased. Thus, it is difficult to provide sufficient elongation of the steel. On the other hand, an area ratio of more than 80% makes it difficult to provide the necessary strength. Accordingly, the fraction of the area of the ferritic phase in the steel in the entire microstructure of the steel should be in the range of 50-80%.
Доля площади мартенситной фазы во всей микроструктуре: 20-50%The fraction of the area of the martensitic phase in the entire microstructure: 20-50%
Мартенситная фаза способствует высокой прочности стали. Когда доля площади мартенситной фазы во всей микроструктуре составляет менее 20%, доля площади мягкой фазы феррита является относительно высокой, что затрудняет обеспечение необходимой прочности. С другой стороны, когда доля площади превышает 50%, прочность стали избыточно увеличивается, что приводит к снижению технологичности. Соответственно, доля площади мартенситной фазы в стали во всей микроструктуре должна находиться в диапазоне 20-50%.The martensitic phase contributes to the high strength of the steel. When the fraction of the area of the martensitic phase in the entire microstructure is less than 20%, the proportion of the area of the soft phase of ferrite is relatively high, which makes it difficult to provide the necessary strength. On the other hand, when the area fraction exceeds 50%, the strength of the steel increases excessively, which leads to a decrease in manufacturability. Accordingly, the fraction of the martensitic phase area in steel in the entire microstructure should be in the range of 20-50%.
Остальная микроструктура, отличная от вышеуказанной ферритной фазы и мартенситной фазы, включает фазу бейнита и фазу остаточного аустенита. Фаза бейнита и фаза остаточного аустенита предпочтительно являются небольшими для получения мелкозернистой и однородной микроструктуры, состоящей из ферритной фазы и мартенситной фазы.The rest of the microstructure, different from the above ferritic phase and martensitic phase, includes a bainite phase and a residual austenite phase. The bainite phase and the residual austenite phase are preferably small to obtain a fine-grained and homogeneous microstructure consisting of a ferrite phase and a martensitic phase.
В частности, при перестаривании после прекращения охлаждения, превращение бейнита, полученного из фазы аустенита, сопровождается проходящим утолщением углерода в аустените. Таким образом, окончательно формируется фаза остаточного аустенита. Фаза остаточного аустенита обладает эффектом повышения пластичности путем деформационного превращения. Для получения мелкозернистой и однородной микроструктуры с ограниченным изменением концентрации Si, Mn, и даже C, микроструктура предпочтительно состоит в основном из ферритной фазы и мартенситной фазы. Фаза бейнита и фаза остаточного аустенита составляющие более 5% доли площади всей микроструктуры свидетельствует о наличии твердой фазы с высокой концентрацией углерода. Таким образом, трудно получить мелкозернистую и однородную микроструктуру. Соответственно, фаза бейнита и/или фаза остаточного аустенита предпочтительно составляет 5% или менее, или, альтернативно, 0%, доли площади всей микроструктуры.In particular, when overcooking after cessation of cooling, the transformation of bainite obtained from the austenite phase is accompanied by a passing thickening of carbon in austenite. Thus, the phase of residual austenite is finally formed. The residual austenite phase has the effect of increasing ductility by deformation transformation. To obtain a fine-grained and uniform microstructure with a limited variation in the concentration of Si, Mn, and even C, the microstructure preferably consists mainly of a ferrite phase and a martensitic phase. The bainite phase and the residual austenite phase, which constitute more than 5% of the area of the entire microstructure, indicate the presence of a solid phase with a high carbon concentration. Thus, it is difficult to obtain a fine-grained and uniform microstructure. Accordingly, the bainite phase and / or the residual austenite phase is preferably 5% or less, or, alternatively, 0%, the area fraction of the entire microstructure.
Средний размер зерна фазы феррита: 0,5-3,0 мкмThe average grain size of the ferrite phase: 0.5-3.0 microns
Для получения мелкозернистой и однородной микроструктуры, которая является полезной для улучшения химической конверсионной обработки, средний размер зерна фазы феррита предпочтительно должен быть как можно меньше. Однако чрезмерное измельчение зерна связано с трудностями с точки зрения затрат и способов достижения этого. Соответственно, средний размер зерна составляет 0,5 мкм или более. С другой стороны, когда зерно феррита укрупняется до среднего размера зерна более 3,0 мкм, мартенситная фаза локализуется в ферритной фазе, включающей укрупненное кристаллическое зерно. Кроме того, когда две фазы, аустенитная фаза и ферритная фазы, разделяются во время отжига и охлаждения, объемное распределение кремния выше в ферритной фазе, чем в аустенитной фазе. По этой причине, когда ферритная фаза, включающая укрупненное кристаллическое зерно, присутствует в конечной микроструктуре, концентрация Si меняется и химическая конверсионная обработка ухудшается. Соответственно, средний размер зерна фазы феррита должен быть в диапазоне 0,5-3,0 мкм.In order to obtain a fine-grained and uniform microstructure that is useful for improving chemical conversion treatment, the average grain size of the ferrite phase should preferably be as small as possible. However, excessive grain refinement is associated with difficulties in terms of costs and ways to achieve this. Accordingly, the average grain size is 0.5 μm or more. On the other hand, when the ferrite grain coarsens to an average grain size of more than 3.0 μm, the martensitic phase is localized in the ferrite phase, including the coarse crystalline grain. In addition, when the two phases, the austenitic phase and the ferritic phase, are separated during annealing and cooling, the bulk distribution of silicon is higher in the ferrite phase than in the austenitic phase. For this reason, when the ferrite phase, including the coarse crystalline grain, is present in the final microstructure, the Si concentration changes and the chemical conversion treatment deteriorates. Accordingly, the average grain size of the ferrite phase should be in the range of 0.5-3.0 μm.
Средний размер зерна фазы мартенсита: 0,5-3,0 мкмThe average grain size of the martensite phase: 0.5-3.0 microns
Как и в случае ферритной фазы, средний размер зерна фазы мартенсита предпочтительно должен быть как можно меньше. Однако чрезмерное измельчение зерна связано с трудностями с точки зрения затрат и способов достижения этого. Соответственно, средний размер зерна составляет 0,5 мкм или более. С другой стороны, когда зерно мартенсита укрупняется до среднего размера зерна более 3,0 мкм, локализуется фаза мартенсита, включающая укрупненное кристаллическое зерно. Когда мартенситная фаза, включающая укрупненное кристаллическое зерно, присутствует в конечной микроструктуре, концентрация Si также меняется и химическая конверсионная обработка ухудшается. Соответственно, средний размер зерна фазы мартенсита должен находиться в диапазоне 0,5-3,0 мкм.As with the ferrite phase, the average grain size of the martensite phase should preferably be as small as possible. However, excessive grain refinement is associated with difficulties in terms of costs and ways to achieve this. Accordingly, the average grain size is 0.5 μm or more. On the other hand, when the martensite grain coarsens to an average grain size of more than 3.0 μm, the martensite phase is localized, including the coarse crystalline grain. When the martensitic phase, including coarse crystalline grain, is present in the final microstructure, the Si concentration also changes and the chemical conversion treatment deteriorates. Accordingly, the average grain size of the martensite phase should be in the range of 0.5-3.0 microns.
Отношение средних размеров зерна фазы феррита и фазы мартенсита (средний размер зерна фазы феррита/средний размер зерен фазы мартенсита): 0,5-5,0The ratio of the average grain size of the ferrite phase and the martensite phase (average grain size of the ferrite phase / average grain size of the martensite phase): 0.5-5.0
Мелкозернистая и однородная микроструктура с ограниченным изменением концентрации Si, Mn и даже C является эффективной для улучшения химической конверсионной обработки. Как было указано выше, хотя кристаллическое зерно ферритной фазы и мартенситной фазы является мелкодисперсным, микроструктура не всегда однородна, когда средний размер зерна ферритной фазы значительно отличается от среднего размера зерна мартенситной фазы. Когда отношение среднего размера зерна феррита фазы к среднему размеру зерна мартенситной фазы составляет менее 0,5, кристаллическое зерно ферритной фазы является мелкодисперсным, тогда как кристаллическое зерно мартенситной фазы являются укрупненным. Когда отношение более 5,0, кристаллическое зерно ферритной фазы является укрупненным, а кристаллическое зерно фазы мартенсита является мелкодисперсным. В любом случае, наличие фаз с различным распределение концентрации Si, Mn и даже C приводит к микроструктуре, которая является неблагоприятной для химической конверсионной обработки. Соответственно, отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита должно составлять 0,5-5,0, предпочтительно 0,8-2,0.A fine-grained and uniform microstructure with a limited variation in the concentration of Si, Mn, and even C is effective for improving chemical conversion treatment. As indicated above, although the crystalline grain of the ferritic phase and the martensitic phase is finely dispersed, the microstructure is not always uniform when the average grain size of the ferritic phase is significantly different from the average grain size of the martensitic phase. When the ratio of the average grain size of the ferrite phase to the average grain size of the martensitic phase is less than 0.5, the crystalline grain of the ferritic phase is finely divided, while the crystalline grain of the martensitic phase is enlarged. When the ratio is more than 5.0, the crystalline grain of the ferritic phase is coarsened, and the crystalline grain of the martensite phase is finely divided. In any case, the presence of phases with different distributions of the concentration of Si, Mn, and even C leads to a microstructure that is unfavorable for chemical conversion treatment. Accordingly, the ratio of the average grain size of the ferrite phase to the average grain size of the martensite phase should be 0.5-5.0, preferably 0.8-2.0.
Далее будет описан способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа настоящего изобретения.Next, a method for manufacturing the high strength cold rolled steel sheet of the present invention will be described.
Во-первых, изготавливают сляб с компонентами композиции, которые описаны выше. Сляб может быть изготовлен отливкой тонкого сляба или слитка, однако предпочтительно изготавливается методом непрерывного литья для уменьшения сегрегации.First, a slab is made with the components of the composition as described above. The slab can be made by casting a thin slab or ingot, however, it is preferably made by continuous casting to reduce segregation.
Затем, изготовленный сляб нагревают. Температура нагрева сляба предпочтительно составляет 1100°C и более. В частности, верхний предел температуры нагрева сляба предпочтительно составляет 1300°С с точки зрения снижения образования окалины и снижения удельного потребления энергии.Then, the fabricated slab is heated. The slab heating temperature is preferably 1100 ° C. or more. In particular, the upper limit of the slab heating temperature is preferably 1300 ° C. from the point of view of reducing scale formation and lower specific energy consumption.
Сляб нагревают, как описано выше, подвергают горячей прокатке, включая черновую и чистовой прокатку. Условия черновой прокатки специально упоминать необязательно, и черновая прокатка может быть выполнена обычными способами. Температура подачи в чистовую клеть при чистовой прокатке предпочтительно составляет 850°C или более, чтобы избежать образования ламинарной структуры, состоящей из феррита, перлита и других. В частности, верхний предел температуры подачи в чистовую клеть предпочтительно составляет 950°C для сокращения образования окалины и получения более мелкозернистой и более однородной микроструктуры путем подавления укрупнения кристаллического зерна.The slab is heated, as described above, subjected to hot rolling, including roughing and finishing rolling. The conditions for rough rolling are not specifically mentioned, and rough rolling can be performed by conventional methods. The finishing mill feed temperature during finishing rolling is preferably 850 ° C. or more in order to avoid the formation of a laminar structure consisting of ferrite, perlite and others. In particular, the upper limit of the feed temperature to the finishing stand is preferably 950 ° C. to reduce the formation of scale and obtain a finer-grained and more uniform microstructure by suppressing coarsening of crystalline grains.
Температура намотки после горячей прокатки предпочтительно должна составлять 450-650°C для холодной прокатываемости и качества поверхности. После поддержания необходимой температуры намотки осуществляют декапирование, удаляя таким образом оксиды с поверхности. Декапирование может быть выполнено общепринятыми способами.The winding temperature after hot rolling should preferably be 450-650 ° C for cold rolling and surface quality. After maintaining the required temperature, the windings are decapitated, thus removing oxides from the surface. The decoupling can be performed by conventional methods.
Условия нагрева: 400-700°C, 0,5-10 часовHeating conditions: 400-700 ° C, 0.5-10 hours
Затем проводят термообработку полученного горячекатаного листа. Термообработка после горячей прокатки является важным процессом для достижения превосходной химической конверсионной обработки холоднокатаного стального листа, полученного последующей холодной прокаткой и отжигом. Термообработка включает следующие стадии:Then, heat treatment of the obtained hot-rolled sheet is carried out. Heat treatment after hot rolling is an important process to achieve excellent chemical conversion processing of cold rolled steel sheet obtained by subsequent cold rolling and annealing. Heat treatment includes the following stages:
(a) устранение неоднородной структуры зоны, получающейся сегрегацией P и Mn в зависимости от конечной температуры горячей прокатки, скорости охлаждения, температуры намотки и т.д., и(a) eliminating the heterogeneous structure of the zone resulting from the segregation of P and Mn depending on the final hot rolling temperature, cooling rate, winding temperature, etc., and
(b) дополнительное устранение локализации элементов изготовлением горячекатаного листа с фазами феррита, бейнита, мартенсита и перлита с различным объемным распределением C, Si и Mn, в которых элементы распределены неравномерно, имеющим микроструктуру, состоящую в основном из феррита и цементита, обеспечивая тем самым равномерное распределение C, Si и Mn.(b) the additional elimination of the localization of elements by the manufacture of a hot-rolled sheet with phases of ferrite, bainite, martensite and perlite with different volume distributions of C, Si and Mn, in which the elements are distributed unevenly, having a microstructure consisting mainly of ferrite and cementite, thereby ensuring uniform distribution of C, Si and Mn.
В данном случае, когда температура нагрева при вышеуказанной термообработке ниже 400°C или когда время выдержки составляет менее 0,5 часов, микроструктура горячекатаного листа меняется незначительно. Соответственно, сохраняется фазовый состав и не могут быть устранены изменения концентрации элемента, так что элементы, такие как Si, остаются распределенными неравномерно. Таким образом, переход и рекристаллизация проходят неравномерно в процессе термообработки после холодной прокатки. По этой причине, полученная конечная микроструктура имеет неоднородную структуру смешанного зерна, включающую укрупненное зерно и мелкодисперсное зерно. Соответственно, не может быть улучшена химическая конверсионная обработка. С другой стороны, температура нагрева, превышающая 700°C, приводит к фазе перлита и мартенситной фазе, которые получаются из аустенитной фазы и ферритной фазы в микроструктуре, полученной после термообработки. Таким образом, такие элементы, как Si, распределены неравномерно и гомогенизации не получается. По этой причине, конечная микроструктура имеет неоднородную структуру смешанного зерна, включающую укрупненное зерно и мелкодисперсное зерно. Соответственно, не может быть улучшена химическая конверсионная обработка. Время выдержки, превышающее 10 часов, является приемлемым, но приводит к снижению производительности. Соответственно, температура нагрева при термообработке после горячей прокатки должна составлять 400-700°C, тогда как время выдержки должно составлять 0,5-10 часов.In this case, when the heating temperature during the above heat treatment is below 400 ° C or when the exposure time is less than 0.5 hours, the microstructure of the hot-rolled sheet changes slightly. Accordingly, the phase composition is maintained and changes in the element concentration cannot be eliminated, so that elements such as Si remain unevenly distributed. Thus, the transition and recrystallization are uneven during the heat treatment after cold rolling. For this reason, the resulting final microstructure has an inhomogeneous mixed grain structure, including coarse grain and fine grain. Accordingly, chemical conversion treatment cannot be improved. On the other hand, a heating temperature in excess of 700 ° C leads to a perlite phase and a martensitic phase, which are obtained from the austenitic phase and the ferrite phase in the microstructure obtained after heat treatment. Thus, elements such as Si are unevenly distributed and homogenization is not obtained. For this reason, the final microstructure has a heterogeneous mixed grain structure, including coarse grain and fine grain. Accordingly, chemical conversion treatment cannot be improved. A holding time in excess of 10 hours is acceptable, but leads to a decrease in productivity. Accordingly, the heating temperature during heat treatment after hot rolling should be 400-700 ° C, while the exposure time should be 0.5-10 hours.
Проводят холодную прокатку горячекатаного листа, полученного термообработкой, как описано выше. Условия холодной прокатки не обязательно специально указывать, т.к. холодная прокатка может быть выполнена обычными способами. Толщина стального листа настоящего изобретения, предпочтительно составляет около 0,8-1,6 мм. Затем полученный таким образом холоднокатаный лист отжигают при следующих условиях.Cold rolling of the hot-rolled sheet obtained by heat treatment is carried out as described above. Cold rolling conditions do not need to be specifically indicated, as cold rolling can be performed by conventional methods. The thickness of the steel sheet of the present invention is preferably about 0.8-1.6 mm. Then, the cold-rolled sheet thus obtained is annealed under the following conditions.
Максимальная конечная температура: 760-860°CMaximum final temperature: 760-860 ° C
Когда максимальная конечная температура отжига ниже 760°C, доля площади ферритной фазы при выдержке и отжиге является чрезмерно высокой, что затрудняет обеспечение необходимой прочности. При этом элементы C, Si, Mn и P, добавленные в сталь, диффундируют недостаточно. Кроме того, микроструктура с неравномерной концентрацией C, Si, Mn и P формируется после отжига под влиянием фаз перлита бейнита, и мартенсита, образующихся после горячей прокатки. Таким образом, большое количество мартенситных фаз различной твердости и размера рассеяны, что приводит к ухудшению химической конверсионной обработки.When the maximum final annealing temperature is below 760 ° C, the fraction of the ferritic phase area during holding and annealing is excessively high, which makes it difficult to provide the necessary strength. Moreover, the elements C, Si, Mn, and P added to the steel do not diffuse sufficiently. In addition, a microstructure with an uneven concentration of C, Si, Mn, and P is formed after annealing under the influence of perlite bainite and martensite phases formed after hot rolling. Thus, a large number of martensitic phases of various hardness and size are dispersed, which leads to a deterioration in chemical conversion processing.
С другой стороны, максимальная конечная температура, превышающая 860°C, увеличивает долю площади аустенитной фазы при выдержке и отжиге, что приводит к снижению доли площади ферритной фазы после охлаждения и перестаривания и увеличивает долю площади мартенситной фазы. Полученная таким образом сталь обладает чрезмерной прочностью, что затрудняет обеспечение достаточного относительного удлинения. Когда стальной лист нагревают до высокой температуры диапазона однофазного аустенита, превышающей 860°C, концентрация C, Si, Nn и P является равномерной, однако зерно аустенита чрезмерно укрупняется. Это приводит к увеличению мартенситной фазы, включающей укрупненное кристаллическое зерно в материале после конечного отжига, и химическая конверсионная обработка материала после конечного отжига, соответственно, ухудшается. Таким образом, для достаточной диффузии элементов компонентов, содержащихся в стали, для получения мелкодисперсной и однородной микроструктуры максимальная конечная температура отжига должна составлять 760-840°C, более предпочтительно 780-860°C.On the other hand, the maximum final temperature exceeding 860 ° C increases the area fraction of the austenitic phase during aging and annealing, which leads to a decrease in the area fraction of the ferritic phase after cooling and overcooking and increases the area fraction of the martensitic phase. Thus obtained steel has excessive strength, which makes it difficult to ensure sufficient elongation. When the steel sheet is heated to a high temperature in the range of single-phase austenite in excess of 860 ° C, the concentration of C, Si, Nn and P is uniform, however, the austenite grain is excessively coarsened. This leads to an increase in the martensitic phase, including coarse crystalline grain in the material after the final annealing, and the chemical conversion treatment of the material after the final annealing, respectively, deteriorates. Thus, for sufficient diffusion of the elements of the components contained in the steel to obtain a finely dispersed and homogeneous microstructure, the maximum final annealing temperature should be 760-840 ° C, more preferably 780-860 ° C.
Время пребывания стального листа (продолжительность, в течение которой стальной лист сохраняется) в диапазоне температур от температуры на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева: 50-100 секундThe residence time of the steel sheet (the duration during which the steel sheet is stored) in the temperature range from a temperature of 50 ° C below the maximum final temperature to the maximum final temperature at the heating stage: 50-100 seconds
Когда время пребывания стального листа при температуре на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева более 100 секунд, кристаллическое зерно укрупняется. Это затрудняет получение мелкокристаллического зерна. В случае когда время пребывания менее 50 секунд, недостаточная рекристаллизация после холодной прокатки приводит к смешанной структуре зерна, включающей удлиненное зерно феррита и мелкодисперсное зерно феррита, формируемой рекристаллизацией, так что ухудшается химическая конверсионная обработка. Соответственно, время пребывания стального листа при температуре на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева должно составлять 50-100 секунд.When the residence time of the steel sheet at a temperature of 50 ° C is lower than the maximum final temperature to the maximum final temperature at the heating stage for more than 100 seconds, the crystalline grain coarsens. This makes it difficult to obtain fine crystalline grain. In the case where the residence time is less than 50 seconds, insufficient recrystallization after cold rolling leads to a mixed grain structure, including an elongated ferrite grain and a finely divided ferrite grain formed by recrystallization, so that the chemical conversion treatment is impaired. Accordingly, the residence time of the steel sheet at a temperature of 50 ° C below the maximum final temperature to the maximum final temperature at the heating stage should be 50-100 seconds.
Вышеуказанный контролируемый диапазон температур нагрева ограничен диапазоном от температуры ниже на 50°C температуры максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры, так как интервал температур от температуры ниже на 50°C максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры имеет большое влияние на неполную рекристаллизацию или образование смешанной структуры зерна.The above controlled range of heating temperatures is limited to a range from a temperature lower than 50 ° C of the maximum final temperature to a maximum final temperature, since the temperature range from a temperature lower than 50 ° C of the maximum final temperature to the maximum final temperature has a large effect on incomplete recrystallization or the formation of mixed grain structure.
Средняя скорость охлаждения: 5-50°C/секAverage cooling rate: 5-50 ° C / s
Средняя скорость охлаждения на стадии охлаждения является средней скоростью охлаждения, начиная с максимальной конечной температуры до 350°C или ниже. Когда средняя скорость охлаждения составляет менее 5°C/сек, при охлаждении образуется чрезмерное количество ферритной фазы, так что трудно обеспечить необходимую прочность. В случаях когда средняя скорость охлаждения превышает 50°C/сек, чрезмерно высокая закаливаемость приводит к чрезмерному образованию фазы мартенсита и подавлению образования фазы феррита, что затрудняет получение мелкодисперсной и однородной микроструктуры. Таким образом, средняя скорость охлаждения на стадии охлаждения должна составлять 5-50°C/сек, предпочтительно 10-40°C/сек. Охлаждение предпочтительно осуществляют газовым охлаждением. Кроме того, могут быть использованы охлаждение туманом, охлаждающий барабан, водяное охлаждение или их любая комбинация.The average cooling rate in the cooling stage is the average cooling rate, starting from a maximum final temperature of 350 ° C or lower. When the average cooling rate is less than 5 ° C / s, an excessive amount of ferrite phase is formed during cooling, so it is difficult to provide the necessary strength. In cases where the average cooling rate exceeds 50 ° C / s, an excessively high hardenability leads to an excessive formation of the martensite phase and inhibition of the formation of the ferrite phase, which makes it difficult to obtain a finely dispersed and uniform microstructure. Thus, the average cooling rate in the cooling step should be 5-50 ° C / s, preferably 10-40 ° C / s. The cooling is preferably carried out by gas cooling. In addition, fog cooling, a cooling drum, water cooling, or any combination thereof may be used.
В настоящем изобретении через некоторое время или сразу после вышеуказанного охлаждения может быть дополнительно выполнено перестаривание.In the present invention, overcooking can be further performed after some time or immediately after the above cooling.
Условия перестаривания: 150-350°C, 400 секунд или менееOverconditioning conditions: 150-350 ° C, 400 seconds or less
Когда температура перестаривания выше 350°C, образуется небольшое количество фазы мартенсита, в то время как фаза бейнита или фаза остаточного аустенита формируется чрезмерно, в результате чего трудно добиться необходимой прочности. Температура перестаривания может быть ниже 150°C, но в этом случае требуется оборудование для охлаждения чрезмерной мощности, тем самым увеличивая издержки и снижая производительность труда. Соответственно, температура перестаривания предпочтительно находится в диапазоне 150-350°C. Когда время перестаривания превышает 400 секунд, чрезмерно формируются фаза бейнита или фаза остаточного аустенита, так что доля мартенситной фазы уменьшается. Соответственно, время перестаривания предпочтительно составляет 400 секунд или менее.When the over-temperature is above 350 ° C, a small amount of martensite phase forms, while the bainite phase or residual austenite phase forms excessively, making it difficult to achieve the required strength. The overcooking temperature may be below 150 ° C, but in this case equipment is required for cooling excessive capacity, thereby increasing costs and reducing labor productivity. Accordingly, the over-temperature is preferably in the range of 150-350 ° C. When the overcooking time exceeds 400 seconds, the bainite phase or the residual austenite phase are excessively formed, so that the proportion of the martensitic phase decreases. Accordingly, the over-time is preferably 400 seconds or less.
Дополнительно при необходимости может быть проведена дрессировка полученного таким образом стального листа.Additionally, if necessary, can be trained so obtained steel sheet.
ПримерыExamples
Каждый образец стали с соответствующими компонентами композиции, представленной в таблице 1, выплавляют для получения сляба. Слябы нагревают до 1200°C, проводят их горячую прокатку при температуре подачи в чистовую клеть 900°C, охлаждают сразу же после прокатки со скоростью 50°C/сек, намотку при 550°C и затем декапируют соляной кислотой. После этого полученные таким образом горячекатаные листы подвергают термообработке при условиях, указанных в таблице 2. После холодной прокатки листы подвергают отжигу при условиях, указанных в таблице 2, с последующим перестариванием при необходимости. Таким образом изготавливают образцы холоднокатаного стального листа. Микроструктуру стали полученных таким образом холоднокатаных стальных листов анализируют, и результаты также приведены в таблице 2. Кроме того, анализируют механические свойства и пригодность к химической конверсионной обработке каждого холоднокатаного стального листа, и результаты представлены в таблице 3.Each steel sample with the corresponding components of the composition shown in table 1 is smelted to obtain a slab. The slabs are heated to 1200 ° C, hot rolled at a feed temperature of 900 ° C, cooled immediately after rolling at a speed of 50 ° C / s, wound at 550 ° C and then decapitated with hydrochloric acid. After that, the hot-rolled sheets thus obtained are subjected to heat treatment under the conditions indicated in Table 2. After cold rolling, the sheets are annealed under the conditions indicated in Table 2, followed by overcooking, if necessary. In this way, samples of cold rolled steel sheet are made. The microstructure of the steel of the cold-rolled steel sheets thus obtained is analyzed, and the results are also shown in table 2. In addition, the mechanical properties and suitability for chemical conversion processing of each cold-rolled steel sheet are analyzed, and the results are presented in table 3.
Здесь, микроструктуру стали, механические свойства и пригодность к химической конверсионной обработке каждого холоднокатаного стального листа определяют следующим образом.Here, the microstructure of steel, mechanical properties and suitability for chemical conversion processing of each cold rolled steel sheet are determined as follows.
(1) Микроструктура стали(1) Microstructure of steel
Определяют микроструктуру стали и доли площади соответствующих фаз во всей микроструктуре измеряют, как описано ниже.The microstructure of the steel is determined and the area fractions of the respective phases in the entire microstructure are measured as described below.
Во-первых, сечение стального листа каждого стального листа, вырезанное в положении ×1/4 толщины вдоль направления прокатки стального листа, изучают с помощью оптического микроскопа. Изучение проводят с N=5 (т.е. с пятью полями наблюдения). Площадь, занимаемая каждой фазой в каждом из 100×100 мкм квадратов произвольно выбранных анализом изображения, определяют с использованием каждой 1000×микрофотографии микроструктуры. В частности, образцы травят смешанным раствором, содержащим 3% масс. пикраля и 3% масс. пиросульфита натрия. Области черного цвета определяются как ферритная фаза, и другие области определяются как соответствующие сумме фазы мартенсита, фазы бейнита и фазы остаточного аустенита, долю площади ферритной фазы находят с помощью микрофотографии микроструктуры.First, the cross section of the steel sheet of each steel sheet cut at a position of 1/4 of the thickness along the rolling direction of the steel sheet is examined using an optical microscope. The study is carried out with N = 5 (i.e., with five observation fields). The area occupied by each phase in each of 100 × 100 μm squares of randomly selected image analysis is determined using each 1000 × micrograph of the microstructure. In particular, the samples are etched with a mixed solution containing 3% of the mass. picral and 3% of the mass. sodium pyrosulfite. Black regions are defined as the ferrite phase, and other regions are determined as corresponding to the sum of the martensite phase, bainite phase, and residual austenite phase; the area fraction of the ferrite phase is found by micrograph of the microstructure.
Далее проводят травление ниталем. Область, где наблюдается карбид, определяется как фаза бейнита, и гладкая область определяется как соответствующая сумма мартенситной фазы и фазы остаточного аустенита с помощью SEM микрофотографии микроструктуры поперечного сечения 5000×SEM, для определения доли площади фазы бейнита.Next, nital etching is carried out. The region where carbide is observed is defined as the bainite phase, and the smooth region is determined as the corresponding sum of the martensitic phase and the residual austenite phase using an SEM micrograph of a 5000 × SEM microstructure to determine the fraction of the area of the bainite phase.
Кроме того, для того чтобы отличить мартенситную фазу от фазы остаточного аустенита, определяют объемную долю фазы остаточного аустенита методом рентгеновской дифрактометрии с использованием Мо К-альфа излучения. В частности, объемную долю фазы остаточного аустенита рассчитывают на основе интенсивностей пиков граней (211) и (220) аустенитной фазы и граней (200) и (220) ферритной фазы с использованием образца стального листа и анализа, в качестве определения на поверхности, его поверхности в непосредственной близости к положению 1/4 глубины в направлении толщины листа. Объемная доля фазы остаточного аустенита определяется как доля площади фазы остаточного аустенита. Между тем долю площади фазы мартенсита находят вычитанием вышеуказанной доли площади фазы остаточного аустенита из общей доли площади мартенситной фазы и фазы остаточного аустенита.In addition, in order to distinguish the martensitic phase from the residual austenite phase, the volume fraction of the residual austenite phase is determined by X-ray diffractometry using Mo K alpha radiation. In particular, the volume fraction of the residual austenite phase is calculated based on the intensities of the peaks of the faces (211) and (220) of the austenitic phase and the faces (200) and (220) of the ferritic phase using a steel sheet sample and analysis, as a determination on the surface, its surface in close proximity to the 1/4 depth position in the direction of the sheet thickness. The volume fraction of the residual austenite phase is defined as the fraction of the residual austenite phase area. Meanwhile, the fraction of the martensite phase area is found by subtracting the above fraction of the residual austenite phase area from the total area fraction of the martensitic phase and the residual austenite phase.
Средний размер зерна фазы феррита и фазы мартенсита определяют в соответствии с номинальным измерением размера зерна с использованием квадратуры. Измерение проводят с N=5 (т.е. с пятью полями наблюдения). После травления ниталем площадь (V), занимаемую каждой фазой в каждом квадрате 20x20 мкм произвольно выбранных для анализа изображения, определяют и считают число (n) каждой фазы на площади с использованием SEM микрофотографии микроструктуры поперечного сечения с 5000×SEM. Таким образом, рассчитывают среднюю площадь зерна (a=V/N) для окончательного определения размера зерна (d=√a).The average grain size of the ferrite phase and martensite phase is determined in accordance with the nominal measurement of grain size using quadrature. The measurement is carried out with N = 5 (i.e. with five observation fields). After nital etching, the area (V) occupied by each phase in each 20x20 μm square of randomly selected images for analysis is determined and the number (n) of each phase in the area is determined and counted using an SEM micrograph of a microstructure of the cross section with 5000 × SEM. Thus, calculate the average grain area (a = V / N) for the final determination of grain size (d = √a).
(2) Прочностные испытания(2) Strength tests
Испытания на растяжение проводят в соответствии с JIS Z 2241 для оценки прочностных характеристик образца No 5, приготовленного в соответствии с JIS Z 2201 в продольном (растяжение) направлении, ортогональном к направлению прокатки. Прочностные характеристики оценивают с использованием TS×El, и значение равное 16000 мПа или более оценивается как удовлетворительноеTensile tests are carried out in accordance with JIS Z 2241 to assess the strength characteristics of sample No. 5 prepared in accordance with JIS Z 2201 in the longitudinal (tensile) direction orthogonal to the rolling direction. Strength characteristics are evaluated using TS × El, and a value of 16,000 MPa or more is rated as satisfactory
(3) Свойства при раздаче отверстия(3) Opening properties
Свойства при раздаче отверстия оценивают в соответствии со стандартом Японской федерации черной металлургии JFS Т 1001. Отверстие с начальным диаметром d0=10 мм просекают в каждом образце. Конический пробойник с углом при вершине 60° запрессовывают в отверстие до проникновения трещин через толщину листа. Диаметр d пробойника после проникновения трещин измеряют для расчета степени раздачи отверстия λ(%)={(d-d0)/d0}×100. Стальные листы, обозначенные тем же номером образца, тестируют три раза для вычисления среднего значения степени раздачи отверстия, и оценку проводят с использованием среднего значения. Свойства при раздаче отверстия оценивают TS×λ, и полученное значение TS×λ, равное 29000 мПа или более, оценивают как удовлетворительное.The hole distribution properties are evaluated in accordance with JFS T 1001, Japan Steel Industry Standard. A hole with an initial diameter d 0 = 10 mm is cut through in each sample. A conical punch with an angle at an apex of 60 ° is pressed into the hole until cracks penetrate through the sheet thickness. The diameter d of the punch after the penetration of cracks is measured to calculate the degree of distribution of the hole λ (%) = {(dd 0 ) / d 0 } × 100. Steel sheets marked with the same sample number are tested three times to calculate the average value of the degree of distribution of the hole, and the assessment is carried out using the average value. The hole distribution properties are evaluated by TS × λ, and the obtained TS × λ value of 29000 MPa or more is rated as satisfactory.
(4) Пригодность к химической конверсионной обработке(4) Suitability for chemical conversion treatment
Средство для обработки поверхности (5N-10) и химической конверсионной обработки (SD2800), оба производства Nippon Paint Co, Ltd, используют для химической конверсионной обработки образцов 75 мм×150 мм фосфатом цинка. После этого проводят электроосаждение покрытия толщиной 25 мкм (краска: V-50 черная) Каждый образец обрезают ножевой рамой для получения двух разрезов длиной 100 мм и погружают в 5% масс. жидкий раствор NaCl при 50°C в течение 240 часов. Потом клейкую ленту накладывают на разрезы и отделяют, измеряя тем самым ширину отслоившегося химического конверсионного покрытия.Surface treatment (5N-10) and chemical conversion treatment (SD2800), both manufactured by Nippon Paint Co, Ltd, are used for the chemical conversion treatment of 75 mm × 150 mm zinc phosphate samples. After that, electrodeposition of a coating with a thickness of 25 μm is carried out (paint: V-50 black). Each sample is cut with a knife frame to obtain two cuts 100 mm long and immersed in 5% of the mass. NaCl liquid solution at 50 ° C for 240 hours. Then the adhesive tape is applied to the cuts and separated, thereby measuring the width of the exfoliated chemical conversion coating.
При оценке пригодности к химической конверсионной обработке, как указано в последующей таблице, символ "+" означает, что следующие условия соблюдены и символ "-" означает, что условия недостаточно соблюдены.When evaluating suitability for chemical conversion treatment, as indicated in the following table, the symbol “+” means that the following conditions are met and the symbol “-” means that the conditions are not sufficiently met.
(a) Размер кристаллического зерна химического конверсионного покрытия: 2-10 мкм(a) Crystal grain size of chemical conversion coating: 2-10 μm
(b) Вес покрытия: 1,8-2,6 г/м2 (b) Coating weight: 1.8-2.6 g / m 2
(c) Максимальная ширина отслоения: 2,5 мм или менее(c) Maximum peeling width: 2.5 mm or less
(d) Поверхность стального листа полностью покрыта химических конверсионным покрытием с участком без покрытия или слишком тонким слоем(d) The surface of the steel sheet is completely coated with a chemical conversion coating with an uncoated portion or too thin layer
Определение микроструктуры проводят 1000×SEM для измерения размера кристаллического зерна каждого химического конверсионного покрытия методом секущих. Вес покрытия определяют растворением химического конверсионного покрытия после химической конверсионной обработки и сравнением веса до и после растворения. Кроме того, наличие дефектов или слишком тонкой части химического конверсионного покрытия может быть установлено определением микроструктуры 1000×SEM.The microstructure is determined by 1000 × SEM to measure the crystal grain size of each chemical conversion coating by the secant method. The weight of the coating is determined by dissolving the chemical conversion coating after chemical conversion treatment and comparing the weight before and after dissolution. In addition, the presence of defects or too thin a portion of the chemical conversion coating can be determined by determining the microstructure of 1000 × SEM.
*2 Время присутствия стального листа в диапазоне температур от температуры на 50°C ниже максимальной конечной температуры до максимальной конечной температуры на стадии нагрева
*3 Средняя скорость охлаждения на стадии охлаждения от максимальной конечной
температуры до 350°C или ниже
*4 Фаза бейнита и/или фаза остаточного аустенита
*5 Отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита (средний размер зерна фазы феррита/средний размер зерна фазы мартенсита)* 1 Underline means "out of range"
* 2 The time the steel sheet is present in the temperature range from a temperature of 50 ° C below the maximum final temperature to the maximum final temperature at the heating stage
* 3 Average cooling rate at the cooling stage from the maximum final
temperatures up to 350 ° C or lower
* 4 Bainite phase and / or residual austenite phase
* 5 Ratio of the average grain size of the ferrite phase to the average grain size of the martensite phase (average grain size of the ferrite phase / average grain size of the martensite phase)
Таблица 3 показывает, что все холоднокатаные стальные листы настоящего изобретения не только подходят для химической конверсионной обработки, но также имеют предел прочности 980 МПа или более, что даже соответствует значению TSxEl 16000 мПа·% или более и TSxA, 29000 мПа·% или более. Таким образом, баланс между прочностью и технологичностью является удовлетворительным.Table 3 shows that all cold-rolled steel sheets of the present invention are not only suitable for chemical conversion processing, but also have a tensile strength of 980 MPa or more, which even corresponds to a TSxEl value of 16,000 MPa ·% or more and TSxA, 29,000 MPa ·% or more. Thus, the balance between strength and manufacturability is satisfactory.
С другой стороны, показано, что сравнительные образцы стали уступают в пригодности к химической конверсионной обработке. Сравнительные образцы стали, обозначенные №№6, 10, 14, 16 и 17, имеют низкую долю площади мартенситной фазы, что приводит к низкому уровню прочности. Между тем сравнительные образцы стали, обозначенные №№11 и 15, имеют высокую долю площади мартенситной фазы, однако значение TS·λ, равное 29000 мПа·% или более, не получено ни в одном образце.On the other hand, it has been shown that comparative steel samples are inferior in their suitability for chemical conversion treatment. Comparative steel samples, designated No. 6, 10, 14, 16 and 17, have a low fraction of the martensitic phase area, which leads to a low level of strength. Meanwhile, comparative steel samples, designated Nos. 11 and 15, have a high fraction of the martensitic phase area, however, TS · λ, equal to 29000 mPa ·% or more, was not obtained in any sample.
В соответствии с настоящим изобретением высокопрочный холоднокатаный стальной лист с пределом прочности (TS) 980 МПа или более, пригодный для химической конверсионной обработки? может быть получен по низким ценам без дорогостоящих легирующих элементов, таких как Cu, Ni, Cr, Мо и V, которые должны содержатся в стали, и без выполнения специальной обработки поверхности стального листа. Это стало возможным контролем Si/Mn отношения и доли площади и среднего размера зерна фазы феррита и фазы мартенсита. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения особенно пригоден для структурных деталей автомобилей, между тем он также может быть соответствующим образом использован в других применениях, таких как строительные материалы или бытовые электроприборы.In accordance with the present invention, a high-strength cold-rolled steel sheet with a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, suitable for chemical conversion treatment? can be obtained at low prices without expensive alloying elements, such as Cu, Ni, Cr, Mo and V, which must be contained in steel, and without special surface treatment of the steel sheet. This made it possible to control the Si / Mn ratio and the fraction of the area and average grain size of the ferrite phase and the martensite phase. The high-strength cold-rolled steel sheet of the present invention is particularly suitable for structural parts of automobiles, while it can also be suitably used in other applications, such as building materials or household appliances.
Claims (3)
при этом отношение Si/Mn составляет 0,02-0,15 и
микроструктура стального листа включает долю площади 50-80% ферритной фазы и 20-50% мартенситной фазы относительно площади всей микроструктуры, остальное представляет собой фаза бейнита и/или фаза остаточного аустенита, средний размер зерна каждой из фазы феррита и фазы мартенсита составляет 0,5-3,0 мкм, причем отношение среднего размера зерна фазы феррита к среднему размеру зерна фазы мартенсита составляет 0,5-5,0.1. High-strength cold-rolled steel sheet suitable for chemical conversion processing, having a steel composition, including in wt.%:
wherein the ratio Si / Mn is 0.02-0.15 and
the microstructure of the steel sheet includes a fraction of the area of 50-80% of the ferrite phase and 20-50% of the martensitic phase relative to the area of the entire microstructure, the rest is the bainite phase and / or the residual austenite phase, the average grain size of each of the ferrite phase and the martensite phase is 0.5 -3.0 μm, and the ratio of the average grain size of the ferrite phase to the average grain size of the martensite phase is 0.5-5.0.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012-103769 | 2012-04-27 | ||
| JP2012103769A JP2013231216A (en) | 2012-04-27 | 2012-04-27 | High strength cold rolled steel sheet having excellent chemical conversion property and method for producing the same |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2525013C1 true RU2525013C1 (en) | 2014-08-10 |
Family
ID=49677912
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2013109433/02A RU2525013C1 (en) | 2012-04-27 | 2013-03-04 | High-strength cold-rolled steel sheet suitable for chemical conversion and method of its production |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2013231216A (en) |
| BR (1) | BR102013010172A2 (en) |
| MY (1) | MY171981A (en) |
| RU (1) | RU2525013C1 (en) |
| ZA (1) | ZA201302653B (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2736376C1 (en) * | 2017-12-05 | 2020-11-16 | Арселормиттал | Cold-rolled and annealed steel sheet and method of its production |
| RU2749413C2 (en) * | 2016-05-10 | 2021-06-09 | Юнайтид Стейтс Стил Корпорэйшн | High-strength steel products and their manufacturing methods |
| RU2755318C1 (en) * | 2020-10-08 | 2021-09-15 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Method for producing high-strength cold-rolled continuously annealed flat stock of if-steel |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105274430B (en) * | 2015-09-30 | 2017-10-10 | 唐山钢铁集团有限责任公司 | A kind of production method of the ultra-thin size hot-rolled Punching Steel of 510MPa grades of tensile strength 390 |
| JP6358451B2 (en) * | 2017-01-05 | 2018-07-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | Steel sheet with excellent delayed fracture resistance |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1291448A1 (en) * | 2000-05-26 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| EP1193322B1 (en) * | 2000-02-29 | 2006-07-05 | JFE Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| RU2312163C2 (en) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH THE ULTIMATE TENSILE STRENGTH OF 780 MPa OR MORE HAVING THE EXCELLENT LOCAL DEFORMABILITY AND TIME-DELAYED RISE OF THE HARDNESS OF THE WELDING POINT |
| RU2312162C2 (en) * | 2003-04-10 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet |
| EP2258886A1 (en) * | 2008-01-31 | 2010-12-08 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same |
-
2012
- 2012-04-27 JP JP2012103769A patent/JP2013231216A/en active Pending
-
2013
- 2013-03-04 MY MYPI2013000738A patent/MY171981A/en unknown
- 2013-03-04 RU RU2013109433/02A patent/RU2525013C1/en not_active IP Right Cessation
- 2013-04-12 ZA ZA2013/02653A patent/ZA201302653B/en unknown
- 2013-04-25 BR BRBR102013010172-9A patent/BR102013010172A2/en not_active IP Right Cessation
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1193322B1 (en) * | 2000-02-29 | 2006-07-05 | JFE Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| EP1571229B1 (en) * | 2000-02-29 | 2007-04-11 | JFE Steel Corporation | High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof |
| EP1291448A1 (en) * | 2000-05-26 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold rolled steel sheet and galvanized steel sheet having strain aging hardening property and method for producing the same |
| RU2312162C2 (en) * | 2003-04-10 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet |
| RU2312163C2 (en) * | 2003-05-21 | 2007-12-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | HIGH-STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET WITH THE ULTIMATE TENSILE STRENGTH OF 780 MPa OR MORE HAVING THE EXCELLENT LOCAL DEFORMABILITY AND TIME-DELAYED RISE OF THE HARDNESS OF THE WELDING POINT |
| EP2258886A1 (en) * | 2008-01-31 | 2010-12-08 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2749413C2 (en) * | 2016-05-10 | 2021-06-09 | Юнайтид Стейтс Стил Корпорэйшн | High-strength steel products and their manufacturing methods |
| RU2736376C1 (en) * | 2017-12-05 | 2020-11-16 | Арселормиттал | Cold-rolled and annealed steel sheet and method of its production |
| US11530461B2 (en) | 2017-12-05 | 2022-12-20 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same |
| RU2755318C1 (en) * | 2020-10-08 | 2021-09-15 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Method for producing high-strength cold-rolled continuously annealed flat stock of if-steel |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| MY171981A (en) | 2019-11-11 |
| BR102013010172A2 (en) | 2015-06-16 |
| JP2013231216A (en) | 2013-11-14 |
| ZA201302653B (en) | 2014-02-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3309273B1 (en) | Galvannealed steel sheet and method for manufacturing same | |
| EP3178955B1 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| EP3415653B1 (en) | High-strength galvanized steel sheet and method for producing same | |
| EP2243852B1 (en) | High-strength hot-dip zinc coated steel sheet excellent in workability and process for production thereof | |
| EP3214199B1 (en) | High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same | |
| EP3214193B1 (en) | High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same | |
| US10570475B2 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| RU2557035C1 (en) | High-strength cold-rolled sheet steel and method of its production | |
| RU2599934C2 (en) | Steel sheet for hot stamping, method of its manufacturing and item made from hot-stamped steel sheet | |
| TWI504757B (en) | High strength molten galvanized steel sheet and its manufacturing method | |
| EP3447160A1 (en) | Steel plate, plated steel plate, and production method therefor | |
| JP6597889B2 (en) | High strength cold-rolled steel sheet and method for producing high-strength cold-rolled steel sheet | |
| EP2980245B1 (en) | High-strength alloyed molten-zinc-plated steel sheet and method for manufacturing same | |
| EP3178953A1 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| EP3447159B1 (en) | Steel plate, plated steel plate, and production method therefor | |
| KR20180031751A (en) | High strength thin steel sheet and method for manufacturing same | |
| WO2019130713A1 (en) | High strength steel sheet and method for producing same | |
| EP3901315A1 (en) | Plated steel sheet for hot press forming having excellent impact properties after hot press forming, hot press formed member, and manufacturing methods thereof | |
| KR20130094325A (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent fatigue characteristics and manufacturing method therefor | |
| RU2525013C1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet suitable for chemical conversion and method of its production | |
| US20240052466A1 (en) | Steel sheet, member, and methods for manufacturing the same | |
| KR20200076788A (en) | High strength cold rolled steel sheet and manufacturing method for the same | |
| WO2021125283A1 (en) | Steel sheet and method for manufacturing same | |
| EP4043593B1 (en) | High strength steel sheet, impact absorbing member, and method for manufacturing high strength steel sheet | |
| EP3981892B1 (en) | High strength steel sheet, high strength member, and methods for manufacturing the same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20200305 |