RU2573154C2 - Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства, и высокопрочный гальванизированный стальной лист и способ его производства - Google Patents

Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства, и высокопрочный гальванизированный стальной лист и способ его производства Download PDF

Info

Publication number
RU2573154C2
RU2573154C2 RU2014107493/02A RU2014107493A RU2573154C2 RU 2573154 C2 RU2573154 C2 RU 2573154C2 RU 2014107493/02 A RU2014107493/02 A RU 2014107493/02A RU 2014107493 A RU2014107493 A RU 2014107493A RU 2573154 C2 RU2573154 C2 RU 2573154C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
less
sheet
temperature
strength
Prior art date
Application number
RU2014107493/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2014107493A (ru
Inventor
Хироюки КАВАТА
Наоки МАРУЯМА
Акинобу МУРАСАТО
Акинобу МИНАМИ
Хадзиме ХАСЕГАВА
Тисато ВАКАБАЯСИ
Цуйоси ОКИ
Original Assignee
Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Publication of RU2014107493A publication Critical patent/RU2014107493A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2573154C2 publication Critical patent/RU2573154C2/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D7/00—Electroplating characterised by the article coated
    • C25D7/06—Wires; Strips; Foils
    • C25D7/0614—Strips or foils
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12535—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.] with additional, spatially distinct nonmetal component
    • Y10T428/12611—Oxide-containing component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)
  • Electroplating Methods And Accessories (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочному стальному листу, используемому в автомобилестроении. Лист выполнен из стали, содержащей, мас.%: С от 0,075 до 0,3, Si от 0,3 до 2,5, Mn от 1,3 до 3,5, Р от 0,001 до 0,05, S от 0,0001 до 0,005, Al от 0,001 до 0,05, Ti от 0,001 до 0,015, N от 0,0001 до 0,005, О от 0,0001 до 0,003, железо и неизбежные примеси - остальное. Сталь листа имеет структуру, в которой в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины листа через 1/4 толщины листа содержится 1-8% остаточного аустенита в объемных долях, среднее отношение длин сторон зерен остаточного аустенита составляет 2,0 или меньше, количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените превышает среднее количество Mn в стали в 1,1 раза или больше, содержатся частицы TiN, имеющие средний диаметр 0,5 мкм или меньше, а плотность частиц AlN с диаметром зерна 1 мкм или больше составляет 1,0 частица/мм2 или меньше. Лист имеет максимальный предел прочности 900 МПа или больше и высокую ударопрочность. 4 н. и 8 з.п. ф-лы, 19 табл., 1 пр.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
[0001] Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу и к способу его производства, к высокопрочному гальванизированному стальному листу и к способу его производства и, более конкретно, к высокопрочному стальному листу, имеющему превосходную ударопрочность, и к способу его производства. Настоящая заявка основана на и испрашивает приоритет японской патентной заявки № 2011-167661, поданной 29 июля 2011, полное содержание которой включено в настоящий документ посредством ссылки.
Уровень техники
[0002] В последние годы существует потребность не только в усовершенствовании прочности стальных листов, используемых в автомобилях, но также и в усовершенствовании их ударопрочности для того, чтобы увеличить безопасность столкновения при одновременном сокращении веса автомобилей.
[0003] В качестве высокопрочного стального листа, имеющего высокую абсорбцию энергии при столкновении, Патентный документ 1 описывает высокопрочный стальной лист, содержащий, в % мас., C: от 0,05% до 0,3%, Si: 2,0% или меньше, Al: от 0,01% до 2,0%, Mn: от 0,5% до 4,0%, Ni: от 0% до 5,0%, P: 0,1% или меньше, S: 0,1% или меньше, и N: 0,01% или меньше, с остатком, состоящим из Fe и неизбежных примесей, и имеющий химический состав, удовлетворяющий условиям 1,5-3,0×C≤Si+Al≤3,5-5,0×C и Mn+(Ni/3)≥1,0 (%), в котором термическое упрочнение стального листа составляет 50 МПа или больше.
[0004] Далее, в качестве высокопрочного стального листа, обладающего превосходной способностью поглощать удар при столкновении, Патентный документ 2 описывает высокопластичный и высокопрочный стальной лист, который имеет структуру стали, включающую в себя: бейнит, имеющий объемную долю VB, определяемую выражением VB≤(TSs/60)-1 (TSs: предел прочности (МПа) в статическом испытании на растяжение); и остаточный аустенит с содержанием углерода 1,2% мас. или меньше, чья объемная доля составляет 5% или больше, с остатком, являющимся ферритом, в котором отношение предела текучести к пределу прочности в статическом испытании на растяжение составляет 0,6 или больше, и статически-динамическое отношение стального листа является высоким, с отношением TSd/TSs между пределом прочности в динамическом испытании на растяжение и пределом прочности в статическом испытании на растяжение, удовлетворяющем соотношению, заданному выражением TSd/TSs≥0,8+(300/TSs) (Tsd: предел прочности (МПа) в динамическом испытании на растяжение при скорости деформации 1000/с).
[0005] Далее, в качестве способа производства высокопрочного холоднокатаного стального листа, обладающего превосходным свойством сопротивления ударным нагрузкам, Патентный документ 3 описывает способ производства, включающий в себя: горячую прокатку сляба, который имеет состав, содержащий C: от 0,08% мас. до 0,18% мас., Si: от 1,00% мас. до 2,0% мас., Mn: от 1,5% мас. до 3,0% мас., P: 0,03% мас. или меньше, S: 0,005% мас. или меньше, и Al общ: от 0,01% мас. до 0,1% мас., и в котором степень сегрегации Mn, определяемая выражением (степень сегрегации Mn=(концентрация Mn в центральной части сляба - концентрация Mn в основании)/концентрация Mn в основании), составляет от 1,05 до 1,10; выполнение после холодной прокатки нагрева в двухфазной области или в однофазной области до температуры от 750°C до 870°C с выдержкой в течение 60 с или дольше на линии непрерывного отжига; затем, после охлаждения в диапазоне температур от 720°C до 600°C со средней скоростью охлаждения 10°C/с или меньше, выполнение охлаждения до диапазона температур от 350°C до 460°C со средней скоростью охлаждения 10°C/с или больше с тем, чтобы выдержать эту температуру в течение от 30 с до 20 мин, и после этого выполнение охлаждения до комнатной температуры для того, чтобы получить пятифазную структуру: полигональный феррит, игольчатый феррит, бейнит, остаточный аустенит и мартенсит.
[0006] В качестве стального листа, используемого в качестве стального листа для автомобилей, Патентный документ 4 описывает легированный гальванизированный стальной лист после горячего цинкования, содержащий, в % мас., C: от 0,05% до 0,25%, Si: 0,5% или меньше, Mn: от 1% до 3%, P: 0,1% или меньше, S: 0,01% или меньше, Al: от 0,1% до 2%, и N: меньше чем 0,005%, с остатком, состоящим из Fe и неизбежных примесей, в котором удовлетворяются условия Si+Al≥0,6%, (0,0006Al)% ≤ N ≤ 0,0058% - (0,0026 × Al)%, и Al ≤ (1,25 × C0,5 - 0,57Si + 0,625 Mn)%.
[0007] В качестве высокопрочного легированного листа оцинкованной стали горячего цинкования, обладающего превосходной способностью к поглощению энергии, Патентный документ 5 описывает гальванизированный стальной лист горячего цинкования, основной материал которого является стальным листом, имеющим: состав компонентов, содержащий C: от 0,05% мас. до 0,20% мас., Si: от 0,3% мас. до 1,5% мас., Mn: от 1,0% мас. до 2,5% мас., и P: 0,1% мас. или меньше, с остатком, состоящим из Fe и неизбежных примесей; и микроструктуру, содержащую один или оба из мартенсита и остаточного аустенита в суммарном количестве от 25% об. до 50% об., с остатком, являющимся ферритом и бейнитом, в котором горячее оцинкование с легированием осуществляется на обеих поверхностях стального листа.
[0008] В качестве высокоподатливого, высокопрочного холоднокатаного стального листа, обладающего превосходными поверхностными свойствами и способностью к поглощению удара, Патентный документ 6 описывает холоднокатаный стальной лист, содержащий, в массовых долях, C: от 0,06% до 0,25%, Si: 2,5% или меньше, Mn: от 0,5% до 3,0%, P: 0,1% или меньше, S: 0,03% или меньше, Al: от 0,1% до 2,5%, Ti: от 0,003% до 0,08%, и N: 0,01% или меньше, с остатком, состоящим из Fe и неизбежных примесей, в котором содержание Ti удовлетворяет условию (48/14)N≤Ti≤(48/14)N+(48/32)S+0,01, и структура после холодной прокатки и рекристаллизационного отжига является структурой, содержащей 5% остаточного аустенита или больше по объему.
[0009] В качестве высокоподатливого, высокопрочного стального листа, обладающего превосходной низкотемпературной ударной вязкостью, Патентный документ 7 описывает стальной лист, имеющий структуру, которая содержит, в % площади, 60% бейнита или больше и от 1% до 20% остаточного γ, с остатком, являющимся по существу ферритом, в котором остаточный γ находится в зерне бейнита.
Документы предшествующего уровня техники
Патентные документы
[0010] Патентный документ 1: Японская выложенная патентная заявка № 2001-11565.
Патентный документ 2: Японская выложенная патентная заявка № 2002-294400.
Патентный документ 3: Японская выложенная патентная заявка № 2004-300452.
Патентный документ 4: Японская выложенная патентная заявка № 2006-307327.
Патентный документ 5: Японская выложенная патентная заявка № 2009-68039.
Патентный документ 6: Японская выложенная патентная заявка № H10-130776.
Патентный документ 7: Японская выложенная патентная заявка № H11-21653.
Раскрытие изобретения
Проблемы, решаемые изобретением
[0011] Однако обычные технологии не в состоянии обеспечить достаточную ударопрочность в высокопрочном листе стали, имеющем максимальный предел прочности 900 МПа или больше, и, таким образом, требуется дальнейшее усовершенствование ударопрочности.
Принимая во внимание вышеописанную ситуацию, настоящее изобретение предлагает высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства, а также высокопрочный гальванизированный стальной лист, в котором слой гальванического покрытия формируется на поверхности высокопрочного стального листа, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства.
Способы решения проблем
[0012] Авторы настоящего изобретения провели интенсивные исследования для того, чтобы получить высокопрочный стальной лист с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, для которого может быть получена превосходная ударопрочность. В результате авторы настоящего изобретения установили, что необходимо, чтобы стальной лист имел предопределенный химический состав, содержащий Al: от 0,001% до 0,050%, Ti: от 0,0010% до 0,0150%, и N: от 0,0001% до 0,0050%, и чтобы в области от 1/8 до 3/8 толщины листа через 1/4 толщины листа структура стального листа содержала от 1% до 8% остаточного аустенита в объемной доле, соотношение длин сторон остаточного аустенита составляло 2,0 или меньше, количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените превышало среднее количество марганца в 1,1 раза или больше, содержались частицы TiN со средним диаметром зерна 0,5 мкм или меньше и плотность частиц AlN с диаметром зерна 1 мкм или больше составляла 1,0-1/мм2 или меньше.
[0013] То есть, вышеописанный высокопрочный стальной лист является листом стали, который содержит алюминий, титан и азот в вышеупомянутых диапазонах, в котором образование зерен AlN со средним диаметром 1 мкм или больше, которые становятся отправными точками разрушения при низких температурах, подавляется образованием мелких частиц TiN с диаметром 0,5 мкм или меньше и поэтому плотность AlN с диаметром 1 мкм или больше является низкой, то есть 1,0-1/мм2 или меньше. Следовательно, в вышеописанном высокопрочном листе стали предотвращается разрушение, начинающееся с AlN.
[0014] Далее, в вышеописанном высокопрочном листе стали объемная доля остаточного аустенита, который становится отправной точкой разрушения, составляет от 1% до 8% и, таким образом, является маленькой, остаточный аустенит имеет устойчивую форму, обладающую превосходной изотропностью, со средним соотношением сторон, равным 2,0 или меньше, и остаточный аустенит является химически устойчивым, с количеством марганца в твердом растворе в остаточном аустените, превышающем среднее количество марганца в 1,1 раза или больше. Следовательно, в вышеописанном высокопрочном листе стали предотвращается разрушение, начинающееся с остаточного аустенита.
[0015] Как описано выше, в вышеописанном высокопрочном листе стали, поскольку разрушение, начинающееся с зерен AlN, и разрушение, начинающееся с остаточного аустенита, предотвращаются, возможно получить превосходную ударопрочность.
Настоящее изобретение было создано на основе таких знаний, и его суть является следующей.
[0016] (1) Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, содержащий, в % мас., C: от 0,075% до 0,300%, Si: от 0,30% до 2,50%, Mn: от 1,30% до 3,50%, P: от 0,001% до 0,050%, S: от 0,0001% до 0,0050%, Al: от 0,001% до 0,050%, Ti: от 0,0010% до 0,0150%, N: от 0,0001% до 0,0050% и O: от 0,0001% до 0,0030%, с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей, и имеющий структуру стального листа, в которой в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины листа через 1/4 толщины листа содержится 1% остаточного аустенита в объемных долях, среднее отношение сторон остаточного аустенита составляет 2,0 или меньше, количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените превышает среднее количество Mn в 1,1 раза или больше, содержатся частицы TiN, имеющие средний диаметр 0,5 мкм или меньше, и плотность частиц AlN с диаметром 1 мкм или больше составляет 1,0-1/мм2 или меньше, причем максимальный предел прочности составляет 900 МПа или больше.
[0017] (2) Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(1), в котором структура стального листа содержит, в объемных долях, от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита и от 10% до 50% мартенсита отпуска,
в котором перлит ограничен 5% или меньше в объемной доле, и свежий мартенсит ограничен 15% или меньше в объемной доле.
[0018] (3) Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(1), дополнительно содержащий, в % мас., один или два или больше из Nb: от 0,0010% до 0,0150%, V: от 0,010% до 0,150% и B: от 0,0001% до 0,0100%.
[0019] (4) Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(1), дополнительно содержащий, в % мас., один или два или больше из Cr: от 0,01% до 2,00%, Ni: от 0,01% до 2,00%, Cu: от 0,01% до 2,00%, Мо: от 0,01% до 1,00% и W: от 0,01% до 1,00%.
[0020] (5) Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(1), дополнительно содержащий в сумме от 0,0001% мас. до 0,5000% мас. одного или двух или больше из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и REM (Rare Earth Metal, редкоземельный металл).
[0021] (6) Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(1), на поверхности которого сформирован слой гальванического покрытия.
[0022] (7) Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(6), в котором на поверхности слоя гальванического покрытия формируется покрывающая пленка, состоящая из оксида фосфора и/или из сложного оксида, содержащего фосфор.
[0023] (8) Способ производства высокопрочного стального листа, имеющего превосходную ударопрочность, включающий в себя: стадию горячей прокатки, на которой сляб, содержащий, в % мас., C: от 0,075% до 0,300%, Si: от 0,30% до 2,50%, Mn: от 1,30% до 3,50%, P: от 0,001% до 0,050%, S: от 0,0001% до 0,0050%, Al: от 0,001% до 0,050%, Ti: от 0,0010% до 0,0150%, N: от 0,0001% до 0,0050% и O: от 0,0001% до 0,0030%, с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей, нагревается до температуры 1210°C или выше, горячая прокатка выполняется в условиях, удовлетворяющих следующему (Выражению 1) по меньшей мере в диапазоне температур от 1100°C до 1000°C, горячая прокатка заканчивается при температуре завершения горячей прокатки, которая не ниже, чем более высокая температура из 800°C и точки преобразования Ar3, и не выше чем 970°C, намотка листа в рулон выполняется в температурной области 750°C или ниже, и охлаждение выполняется при средней скорости охлаждения 15°C/час или меньше; стадию холодной прокатки, на которой холодная прокатка выполняется со степенью обжатия от 30% до 75% после стадии горячей прокатки; и, после стадии холодной прокатки, стадию непрерывного отжига, на которой выполняется нагревание в диапазоне температур от 550°C до 700°C при средней скорости нагрева 10°C/с или меньше, максимальная температура нагрева устанавливается между (точка преобразования Ac1 + 40) и 1000°C, охлаждение выполняется в диапазоне температур от максимальной температуры нагрева до 700°C со средней скоростью охлаждения от 1,0°C/с до 10,0°C/с, охлаждение выполняется в диапазоне температур от 700°C до 500°C со средней скоростью охлаждения от 5,0°C/с до 200,0°C/с, и процесс выдержки выполняется в диапазоне температур от 350°C до 450°C в течение от 30 до 1000 секунд.
[Числовое выражение 1]
Figure 00000001
В (Выражении 1) i представляет собой число проходов, Ti представляет собой рабочую температуру i-го прохода, ti представляет собой время, прошедшее от i-го прохода до i+1-го прохода, и εi представляет собой степень обжатия i-го прохода.
[0024] (9) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную ударопрочность, в котором на стадии непрерывного отжига производственного способа в соответствии с п.(8) после процесса выдержки на поверхности стального листа формируется слой гальванического покрытия посредством применения электролитической гальванизации.
[0025] (10) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную ударопрочность, в котором на стадии непрерывного отжига производственного способа в соответствии с п.(8) после охлаждения в диапазоне температур от 700°C до 500°C стальной лист погружается в ванну для гальванизации с тем, чтобы перед процессом выдержки в диапазоне температур от 350°C до 450°C или после процесса выдержки сформировать на поверхности стального листа слой гальванического покрытия.
[0026] (11) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(10), в котором после погружения в ванну для гальванизации стальной лист повторно нагревается до температуры от 460°C до 600°C и выдерживается в течение двух секунд или дольше для легирования слоя гальванического покрытия.
[0027] (12) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(10), в котором после формирования слоя гальванического покрытия на поверхность слоя гальванического покрытия наносится покрывающая пленка, состоящая из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
[0028] (13) Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(11), в котором после легирования слоя гальванического покрытия на поверхность легированного слоя гальванического покрытия наносится покрывающая пленка, состоящая из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
Эффект изобретения
[0029] В высокопрочном листе стали по настоящему изобретению, поскольку предотвращается действие зерен AlN и остаточного аустенита в качестве отправных точек разрушения, становится возможным получить высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность и имеющий максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Далее, в соответствии со способом производства высокопрочного стального листа по настоящему изобретению возможно обеспечить высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность и имеющий максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Далее, в соответствии с настоящим изобретением возможно обеспечить высокопрочный гальванизированный стальной лист, в котором слой гальванического покрытия формируется на поверхности высокопрочного стального листа, обладающего превосходной ударопрочностью, и способ его производства.
Наилучший способ реализации изобретения
[0030] (Химические компоненты)
Сначала будут описаны химические компоненты (состав) высокопрочного стального листа по настоящему изобретению. Следует отметить, что [%] в следующем описании представляет собой [% мас.].
Высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению содержит C: от 0,075% до 0,300%, Si: от 0,30% до 2,50%, Mn: от 1,30% до 3,50%, P: от 0,001% до 0,050%, S: от 0,0001% до 0,0050%, Al: от 0,001% до 0,050%, Ti: от 0,0010% до 0,0150%, N: от 0,0001% до 0,0050% и O: от 0,0001% до 0,0030%, с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей.
[0031] «C: от 0,075% до 0,300%»
Углерод содержится для того, чтобы увеличить прочность высокопрочного стального листа. Однако, когда содержание углерода составляет более чем 0,300%, свариваемость становится недостаточной. Принимая во внимание свариваемость, содержание углерода предпочтительно составляет 0,250% или меньше и более предпочтительно 0,220% или меньше. С другой стороны, когда содержание углерода составляет меньше чем 0,075%, прочность уменьшается и становится невозможно гарантировать максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Для того чтобы увеличить прочность, содержание углерода составляет предпочтительно 0,090% или больше и более предпочтительно 0,100% или больше.
[0032] «Si: от 0,30% до 2,50%»
Кремний является элементом, который подавляет образование карбида на основе железа в стальном листе, и необходим для того, чтобы увеличить прочность и формуемость. Однако, когда содержание кремния превышает 2,50%, стальной лист становится хрупким, и его пластичность ухудшается. Принимая во внимание пластичность, содержание кремния составляет предпочтительно 2,20% или меньше и более предпочтительно 2,00% или меньше. С другой стороны, когда содержание кремния составляет меньше чем 0,30%, большое количество крупнозернистых карбидов на основе железа образуется на стадии отжига, что приводит к ухудшению прочности и формуемости. Принимая это во внимание, значение нижней границы содержания кремния составляет предпочтительно 0,50% или больше и более предпочтительно 0,70% или больше.
[0033] «Mn: от 1,30% до 3,50%»
Марганец добавляется к стальному листу по настоящему изобретению для того, чтобы увеличить прочность стального листа. Однако, когда содержание марганца превышает 3,50%, крупнозернистые части с повышенной концентрацией марганца образуются в центральной части толщины стального листа, повышая его хрупкость, и возникают проблемы, такие как ломка литого сляба. Далее, когда содержание марганца превышает 3,50%, свариваемость также ухудшается. Следовательно, содержание марганца должно составлять 3,50% или меньше. Принимая во внимание свариваемость, содержание марганца предпочтительно составляет 3,20% или меньше и более предпочтительно 3,00% или меньше. С другой стороны, когда содержание марганца составляет меньше чем 1,30%, во время охлаждения после отжига образуется большое количество мягких структур, что не позволяет гарантировать максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Таким образом, содержание марганца должно составлять 1,30% или больше. Для того чтобы увеличить прочность, содержание марганца предпочтительно составляет 1,50% или больше и более предпочтительно 1,70% или больше.
[0034] «P: от 0,001% до 0,050%»
Фосфор имеет тенденцию выделяться в центральной части толщины стального листа и делает эту часть хрупкой. Когда содержание фосфора составляет более чем 0,050%, такая часть делается очень хрупкой и поэтому содержание фосфора ограничивается величиной 0,50% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания фосфора, но установка содержания фосфора меньше чем 0,001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат и поэтому величина 0,001% устанавливается как значение нижней границы содержания фосфора.
[0035] «S: от 0,0001% до 0,0050%»
Сера оказывает негативное влияние на свариваемость и возможности производства во время литья и горячей прокатки. Далее, сера, соединяясь с титаном, образует сульфид, препятствующий превращению титана в нитрид и косвенно вызывающий образование нитрида алюминия и поэтому, верхнее предельное значение содержания S устанавливается в 0,0050%. С этой точки зрения содержание S предпочтительно составляет 0,035% или меньше и более предпочтительно 0,0025% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания серы, но установка содержания серы меньше чем 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат и поэтому величина 0,0001% устанавливается в качестве значения нижней границы содержания серы.
[0036] «Al: от 0,001% до 0,050%»
Алюминий при добавлении в большом количестве образует крупнозернистый нитрид, что снижает величину вытяжки при низких температурах и ухудшает ударопрочность и поэтому верхний предел содержания алюминия устанавливается в 0,050%. Для того чтобы избежать образования крупнозернистого нитрида, содержание алюминия предпочтительно составляет 0,035% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижнего предела содержания алюминия, но установка содержания алюминия менее 0,001% сопровождается значительным увеличением стоимости производства и поэтому величина 0,001% устанавливается в качестве нижнего предельного значения. Далее, хотя алюминий является эффективным элементом в качестве раскисляющего материала, с этой точки зрения содержание алюминия предпочтительно составляет 0,005% или больше и более предпочтительно 0,010% или больше.
[0037] «N: от 0,0001% до 0,0050%»
Так как азот образует крупнозернистый нитрид, служащий отправной точкой разрушения при низких температурах и ухудшает ударопрочность, его добавляемое количество должно быть уменьшено. Когда содержание азота составляет более чем 0,0050%, это влияние становится существенным и поэтому диапазон содержания азота устанавливается в 0,0050% или меньше. С этой точки зрения содержание азота составляет предпочтительно 0,0040% или меньше и более предпочтительно 0,0030% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижнего предела содержания азота, но установка содержания азота менее 0,0001% вызывает значительное увеличение производственных затрат и поэтому величина 0,0001% устанавливается в качестве нижнего предельного значения.
[0038] «O: от 0,0001% до 0,0030%»
Поскольку кислород образует крупнозернистый оксид и создает отправную точку разрушения при низких температурах, его содержание должно быть уменьшено. Когда содержание кислорода составляет более чем 0,0030%, это влияние становится существенным и поэтому верхний предел содержания кислорода устанавливается в 0,0030% или меньше. С этой точки зрения содержание кислорода составляет предпочтительно 0,0020% или меньше и более предпочтительно 0,0010% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижнего предела содержания кислорода, но установка содержания кислорода менее 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат и поэтому величина 0,0001% устанавливается в качестве нижнего предельного значения.
[0039] «Ti: от 0,0010% до 0,0150%»
Титан является элементом, который формирует мелкозернистый нитрид в результате горячей прокатки при подходящих условиях и подавляет образование крупнозернистого нитрида алюминия, что снижает образование отправных точек разрушения при низких температурах и улучшает ударопрочность. Для того чтобы получить этот эффект, содержание титана должно составлять 0,0010% или больше и поэтому содержание титана предпочтительно составляет 0,0030% или больше и более предпочтительно 0,0050% или больше. С другой стороны, когда содержание титана составляет более чем 0,0150%, формуемость мягкой части стального листа ухудшается из-за выделения мелкозернистого карбонитрида, который вместо этого понижает величину вытяжки при низких температурах. Поэтому содержание титана устанавливается в 0,0150% или меньше. Принимая во внимание формуемость, содержание титана составляет предпочтительно 0,0120% или меньше и более предпочтительно 0,0100% или меньше.
[0040] Высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению может дополнительно содержать следующие элементы по мере необходимости.
«Nb: от 0,0010% до 0,0150%»
Ниобий является элементом, который образует мелкозернистый нитрид в результате применения горячей прокатки при подходящих условиях и подавляет образование крупнозернистого нитрида алюминия, что уменьшает образование отправных точек разрушения при низких температурах. Для того чтобы получить этот эффект, содержание ниобия составляет предпочтительно 0,0010% или больше и поэтому содержание ниобия более предпочтительно составляет 0,0030% или больше и еще более предпочтительно 0,0050% или больше. С другой стороны, когда содержание ниобия составляет более чем 0,0150%, формуемость мягкой части стального листа ухудшается из-за выделения мелкозернистого карбонитрида, который вместо этого понижает величину вытяжки при низких температурах и поэтому содержание ниобия предпочтительно составляет 0,0150% или меньше. Принимая во внимание формуемость, содержание ниобия более предпочтительно составляет 0,0120% или меньше и еще более предпочтительно 0,0100% или меньше.
[0041] «V: от 0,010% до 0,150%»
Ванадий является элементом, который образует мелкозернистый нитрид в результате применения горячей прокатки при подходящих условиях и подавляет образование крупнозернистого нитрида алюминия, что уменьшает образование отправных точек разрушения при низких температурах. Для того чтобы получить этот эффект, содержание ванадия должно быть 0,010% или больше и поэтому его содержание предпочтительно составляет 0,030% или больше и более предпочтительно 0,050% или больше. С другой стороны, когда содержание ванадия составляет более чем 0,150%, формуемость мягкой части стального листа ухудшается из-за выделения мелкозернистого карбонитрида, который вместо этого понижает величину вытяжки при низких температурах и поэтому содержание ванадия предпочтительно составляет 0,150% или меньше. Принимая во внимание формуемость, содержание ванадия более предпочтительно составляет 0,120% или меньше и еще более предпочтительно 0,100% или меньше.
[0042] «B: от 0,0001% до 0,0100%»
Бор является элементом, который образует мелкозернистый нитрид в результате применения горячей прокатки при подходящих условиях и подавляет образование крупнозернистого нитрида алюминия, что уменьшает образование отправных точек разрушения при низких температурах. Для того чтобы получить этот эффект, содержание бора предпочтительно составляет 0,0001% или больше и поэтому содержание бора предпочтительно составляет 0,0003% или больше и более предпочтительно 0,0005% или больше. Далее, бор является элементом, который подавляет фазовое превращение при высоких температурах, что эффективно для увеличения прочности, и может быть добавлен в больших количествах, но когда содержание бора составляет более чем 0,0100%, обрабатываемость при горячей обработке ухудшается, приводя к снижению производительности и поэтому содержание бора предпочтительно составляет 0,0100% или меньше. Принимая во внимание производительность, содержание бора более предпочтительно составляет 0,0050% или меньше и еще более предпочтительно 0,0030% или меньше.
[0043] «Cr: от 0,01% до 2,00%»
Хром является элементом, который подавляет фазовое превращение при высоких температурах, что эффективно для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание хрома составляет более чем 2,00%, обрабатываемость при горячей обработке ухудшается, приводя к снижению производительности и поэтому содержание хрома предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания хрома, но для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря хрому, содержание хрома предпочтительно составляет 0,01% или больше.
[0044] «Ni: от 0,01% до 2,00%»
Никель является элементом, который подавляет фазовое превращение при высоких температурах, что эффективно для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание никеля составляет более чем 2,00%, ухудшается свариваемость и поэтому содержание никеля предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания никеля, но для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря никелю, содержание никеля предпочтительно составляет 0,01% или больше.
[0045] «Cu: от 0,01% до 2,00%»
Медь является элементом, который увеличивает прочность путем измельчения зерен стали, и может быть добавлена вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание меди составляет более чем 2,00%, ухудшается свариваемость и поэтому содержание меди предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания меди, но для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря меди, содержание меди предпочтительно составляет 0,01% или больше.
[0046] «Мо: от 0,01% до 1,00%»
Молибден является элементом, который подавляет фазовое превращение при высоких температурах и эффективен для того, чтобы увеличивать прочность, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание молибдена составляет более чем 1,00%, ухудшается обрабатываемость во время горячей обработки, приводя к снижению производительности. Поэтому содержание молибдена предпочтительно составляет 1,00% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания молибдена, но для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря молибдену, содержание молибдена предпочтительно составляет 0,01% или больше.
[0047] «W: от 0,01% до 1,00%»
Вольфрам является элементом, который подавляет фазовое превращение при высоких температурах и эффективен для того, чтобы увеличивать прочность, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание вольфрама составляет более чем 1,00%, ухудшается обрабатываемость во время горячей обработки, приводя к снижению производительности и поэтому содержание вольфрама предпочтительно составляет 1,00% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания вольфрама, но для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря вольфраму, содержание вольфрама предпочтительно составляет 0,01% или больше.
[0048] «В сумме от 0,0001% мас. до 0,5000% мас. одного, двух или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и REM»
Кальций, церий, магний, цирконий, гафний и редкоземельные металлы являются элементами, эффективными для улучшения формуемости, и один, или два, или более из них могут быть добавлены. Однако, когда полное содержание одного или двух, или более из кальция, церия, магния, циркония, гафния и редкоземельного металла составляет более чем 0,5000%, вместо этого проявляется тенденция к потере пластичности. Поэтому полное содержание этих элементов предпочтительно составляет 0,5000% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы полного содержания одного или двух или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и редкоземельного металла, но для того, чтобы получить достаточный эффект улучшения формуемости стального листа, полное содержание этих элементов предпочтительно составляет 0,0001% или больше. Принимая во внимание формуемость, полное содержание одного или двух или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и редкоземельного металла более предпочтительно составляет 0,0005% или больше и еще более предпочтительно 0,0010% или больше.
[0049] Следует отметить, что аббревиатура REM обозначает редкоземельный металл и относится к элементу, принадлежащему к лантаноидному ряду. В настоящем изобретении REM и церий часто добавляются в качестве мишметалла, и элементы лантаноидного ряда иногда содержатся в сложной форме в дополнение к лантану и церию. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются, даже когда другие элементы лантаноидного ряда, отличающиеся от лантана и церия, содержатся в качестве неизбежных примесей. Кроме того, эффекты настоящего изобретения демонстрируются даже тогда, когда добавляются металлические лантан и церий.
[0050] (Структура стального листа)
Причины, по которым оговаривается структура высокопрочного стального листа по настоящему изобретению, являются следующими.
«частицы TiN»
Структура высокопрочного стального листа по настоящему изобретению содержит частицы нитрида титана TiN, имеющие средний диаметр 0,5 мкм или меньше. Крупные частицы нитрида титана работают отправными точками разрушения, но мелкие частицы нитрида титана, средний диаметр которых составляет 0,5 мкм или меньше, не являются отправными точками разрушения. Средний диаметр частиц нитрида титана составляет предпочтительно 0,3 мкм или меньше и более предпочтительно 0,1 мкм или меньше с тем, чтобы эффективно препятствовать созданию отправных точек разрушения в виде крупных частиц нитрида титана и дополнительно улучшить ударопрочность высокопрочного стального листа.
[0051] Средний диаметр частиц нитрида титана находится, например, следующим способом.
Конкретно, образец для просвечивающего электронного микроскопа (TEM), содержащий частицы нитрида титана, готовится из сечения по толщине стального листа, параллельного направлению прокатки, способом экстракционной реплики, и 10 или больше частиц нитрида титана наблюдаются с использованием просвечивающего электронного микроскопа. Диаметр каждой из частиц нитрида титана определяется как диаметр круга, имеющего площадь, равную спроектированной площади частицы нитрида титана, полученной анализом изображения. Затем диаметры этих 10 или больше частиц нитрида титана измеряются и их среднее значение принимается за средний диаметр частицы нитрида титана.
[0052] «частицы AlN»
Далее, в структуре высокопрочного стального листа по настоящему изобретению плотность частиц нитрида алюминия AlN, имеющих диаметр 1 мкм или больше составляет 1,0-1/мм2 или меньше. Крупные частицы нитрида алюминия, имеющие диаметр 1 мкм или больше, служат отправными точками разрушения. В структуре высокопрочного стального листа по настоящему изобретению, поскольку плотность частиц нитрида алюминия, имеющих диаметр 1 мкм или больше, составляет 1,0-1/мм2 или меньше, разрушение, начинающееся с частиц нитрида алюминия, предотвращается. Для того чтобы более эффективно предотвратить разрушение, начинающееся с частиц нитрида алюминия, плотность частиц нитрида алюминия, имеющих диаметр 1 мкм или больше, предпочтительно составляет 0,5-1/мм2 или меньше и более предпочтительно 0,1-1/мм2 или меньше.
В данном случае средний диаметр частиц нитрида титана и плотность частиц нитрида алюминия, имеющих диаметр 1 мкм или больше, могут быть измерены в любом положении толщины в стальном листе, за исключением верхней поверхности стального листа, где количество частиц является небольшим. Например, аналогично остаточному аустениту, ферриту и так далее, которые будут описаны позже, эти величины, например, предпочтительно измеряются в положении от 1/8 до 3/8 толщины в качестве области, представляющей стальной лист.
[0053] В настоящем изобретении частица нитрида алюминия, имеющая диаметр 1 мкм или больше, означает частицу нитрида алюминия, диаметр эквивалентной окружности которой d равен 1 мкм или больше. Диаметр эквивалентной окружности d является диаметром окружности, имеющей площадь, равную спроектированной площади S частицы, полученной путем анализа изображения, и находится в соответствии со следующим выражением: d=√(4S/π).
[0054] Плотность частиц нитрида алюминия в настоящем изобретении находится, например, следующим способом.
Конкретно, площадь величиной 10,0 мм2 или больше сечения по толщине, параллельного направлению прокатки, наблюдаются с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM), подсчитывается количество частиц нитрида алюминия, имеющих диаметр 1 мкм или больше, и вычисляется их плотность. Следует отметить, что компоненты частиц нитрида алюминия могут быть подтверждены с использованием энергодисперсионного рентгеновского спектроскопа, присоединенного к полевому эмиссионному растровому электронному микроскопу.
[0055] Структура высокопрочного стального листа по настоящему изобретению содержит от 1% до 8% остаточного аустенита в объемных долях в области от 1/8 до 3/8 толщины через 1/4 толщины листа и среднее отношение длин сторон остаточного аустенита 2,0 или меньше и количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените превышает среднее количество марганца в 1,1 раза или больше.
Объемная доля остаточного аустенита предпочтительно составляет от 1% до 8% в общей структуре стального листа. Однако металлическая структура в области от 1/8 до 3/8 толщины через 1/4 толщины стального листа представляет структуру всего стального листа. Следовательно, если объемная доля остаточного аустенита, содержащегося в области от 1/8 до 3/8 толщины стального листа, составляет от 1% до 8%, можно считать, что объемная доля остаточного аустенита, содержащегося в общей структуре стального листа, составляет от 1% до 8%. Поэтому в настоящем изобретении предусматривается диапазон объемной доли остаточного аустенита в области от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа.
[0056] Далее, предпочтительно, чтобы в области от 1/8 до 3/8 толщины структура высокопрочного стального листа по настоящему изобретению содержала, в объемных долях, от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита и от 10% до 50% мартенсита отпуска помимо остаточного аустенита, перлит был ограничен 5% в объемной доле или меньше и свежий мартенсит был ограничен 15% в объемной доле или меньше. Высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению, имеющий такую структуру стального листа, обладает превосходной формуемостью.
Аналогичным образом, желательно, чтобы эти металлические структуры, такие как феррит, находились в предопределенных диапазонах в общей структуре стального листа. Однако металлическая структура в области от 1/8 до 3/8 толщины через 1/4 толщины стального листа представляет структуру всего стального листа. Следовательно, если в области от 1/8 до 3/8 толщины стального листа содержится в объемных долях от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита и от 10% до 50% мартенсита отпуска, перлит ограничен 5% в объемной доле или меньше и свежий мартенсит ограничен 15% в объемной доле или меньше, можно считать, что эти металлические структуры, такие как феррит, находятся по существу в предопределенных диапазонах в общей структуре стального листа. Поэтому в настоящем изобретении предусматриваются диапазоны объемной доли этих металлических структур, таких как феррит, в области от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа.
[0057] «Остаточный аустенит»
Остаточный аустенит должен содержаться в пределах диапазона, не ухудшающего величину вытяжки при низких температурах, для того, чтобы значительно улучшить прочность и пластичность. Когда объемная доля остаточного аустенита составляет меньше чем 1%, улучшение прочности и пластичности является недостаточным и поэтому эта величина устанавливается в качестве нижнего предела. Принимая во внимание прочность и формуемость, количество остаточного аустенита предпочтительно составляет 1,5% или больше и более предпочтительно 2,0% или больше. С другой стороны, поскольку остаточный аустенит служит отправной точкой разрушения, что значительно ухудшает изгибаемость, его объемная доля в структуре стального листа должна быть ограничена 8% или меньше. Для того чтобы увеличить изгибаемость, объемная доля остаточного аустенита более предпочтительно составляет 6% или меньше.
[0058] Далее, для того, чтобы предотвратить разрушение, начинающееся с остаточного аустенита, предпочтительно, чтобы остаточный аустенит имел устойчивую форму и был химически устойчив.
В настоящем изобретении остаточный аустенит имеет среднее соотношение длин сторон 2,0 или меньше и имеет устойчивую форму, обладающую превосходной изотропностью. Для того чтобы сделать форму остаточного аустенита более устойчивой, среднее отношение сторон остаточного аустенита предпочтительно должно составлять 1,8 или меньше и более предпочтительно 1,6 или меньше. Нижний предел среднего соотношения сторон остаточного аустенита составляет 1,0. Когда среднее отношение сторон составляет более чем 2,0, часть остаточного аустенита легко преобразуется в мартенсит при вытяжке при низких температурах, при этом образуются отправные точки разрушения, приводя к ухудшению величины вытяжки.
[0059] В настоящем изобретении количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените в 1,1 раза или больше превышает среднее количество марганца «(количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените/среднее количество марганца)≥1,1», посредством чего остаточный аустенит становится химически устойчивым. Для того чтобы сделать остаточный аустенит более химически устойчивым, количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените предпочтительно в 1,2 раза или больше должно превышать среднее количество марганца и более предпочтительно в 1,3 раза или больше. Верхний предел этого коэффициента превышения особенно не устанавливается, но для того, чтобы установить его равным 2,0 или больше, требуется специальное оборудование и поэтому величина 2,0 устанавливается как практический верхний предел.
[0060] «Феррит»
Феррит является структурой, эффективной для того, чтобы улучшить величину вытяжки при низких температурах, и предпочтительно содержится в структуре стального листа в количестве от 10% до 75% в объемных долях. Когда объемная доля феррита составляет меньше чем 10%, достаточная величина вытяжки не может быть получена. Принимая во внимание величину вытяжки, объемная доля феррита, содержащегося в структуре стального листа, составляет предпочтительно 15% или больше и более предпочтительно 20% или больше. С другой стороны, поскольку феррит является мягкой структурой, когда его объемная доля составляет более чем 75%, возможно, что не будет получена достаточная прочность. Для того чтобы достаточно увеличить предел прочности стального листа, объемная доля феррита, содержащегося в структуре стального листа, составляет предпочтительно 65% или меньше и более предпочтительно 50% или меньше.
[0061] «Перлит»
Когда количество перлита является большим, ухудшается пластичность. Исходя из этого, объемная доля перлита, содержащегося в структуре стального листа, предпочтительно ограничивается 5% или меньше и более предпочтительно 2% или меньше.
[0062] «Бейнитный феррит, бейнит»
Бейнитный феррит и бейнит являются структурами, превосходными в балансе прочности и пластичности, и структура стального листа предпочтительно содержит один или оба из бейнитного феррита и бейнита в общем количестве от 10% до 50% объемной доли. Далее, бейнитный феррит и бейнит являются микроструктурами, имеющими промежуточную прочность между прочностью мягкого феррита и твердого мартенсита и между прочностью мартенсита отпуска и остаточного аустенита, и, принимая во внимание способность к отбортовке-вытяжке, их полное содержание - предпочтительно 15% или больше, и все еще более предпочтительно 20% или больше. С другой стороны, когда фракция суммарного объема бейнитного феррита и бейнита составляет более чем 50%, предел текучести чрезмерно увеличивается, что ухудшает стабильность формы, что не является предпочтительным. В данном случае может содержаться только один бейнитный феррит или бейнит, либо они могут содержаться оба.
[0063] «Свежий мартенсит»
Свежий мартенсит в значительной степени улучшает предел прочности, но, с другой стороны, он становится отправной точкой разрушения и в значительной степени ухудшает величину вытяжки при низких температурах и поэтому его объемная доля в структуре стального листа предпочтительно ограничивается 15% или меньше. Для того чтобы увеличить величину вытяжки при низких температурах, объемная доля свежего мартенсита более предпочтительно составляет 10% или меньше, и еще более предпочтительно 5% или меньше.
[0064] «Мартенсит отпуска»
Мартенсит отпуска является структурой, которая в значительной степени улучшает предел прочности, и может содержаться в структуре стального листа в количестве 50% в объемной доле или меньше. Принимая во внимание предел прочности, объемная доля мартенсита отпуска предпочтительно составляет 10% или больше. С другой стороны, когда объемная доля мартенсита отпуска, содержащегося в структуре стального листа, составляет более чем 50%, происходит чрезмерное увеличение предела текучести и появляется опасность ухудшения стабильности формы, что, следовательно, не является предпочтительным.
[0065] «Другие»
Структура стального листа высокопрочного стального листа может содержать структуры, отличающиеся от вышеописанных структур, такие как крупнозернистый цементит. Однако, когда в структуре стального листа количество крупнозернистого цементита становится большим, ухудшается изгибаемость. Исходя из этого, объемная доля крупнозернистого цементита, содержащегося в структуре стального листа, предпочтительно составляет 10% или меньше и более предпочтительно 5% или меньше.
[0066] Объемные доли соответствующих структур, содержащихся в структуре стального листа высокопрочного стального листа по настоящему изобретению, могут быть измерены, например, следующими способами.
Для определения объемной доли остаточного аустенита на данной поверхности, которая параллельна поверхности стального листа и находится на глубине от 1/8 до 3/8 толщины листа, выполняется измерение рентгеновской дифракции и вычисляется доля площади остаточного аустенита, которая затем может быть принята за объемную долю в области от 1/8 до 3/8 толщины листа.
Микроструктура в области от 1/8 до 3/8 толщины листа имеет высокую однородность, и посредством измерения в достаточно широком диапазоне возможно получить долю микроструктуры, представляющую долю в области от 1/8 до 3/8 толщины листа, в каком бы месте в области от 1/8 до 3/8 толщины листа измерение не проводилось. Конкретно, рентгеновская дифракция предпочтительно проводится на площади в 250000 мкм2 или больше поверхности, параллельной поверхности стального листа и располагающейся на глубине в 1/4 его толщины.
[0067] Далее, доли микроструктур (феррит, бейнитный феррит, бейнит, мартенсит отпуска, перлит, свежий мартенсит) за исключением остаточного аустенита могут быть измерены посредством наблюдения в электронный микроскоп в области от 1/8 до 3/8 толщины. Конкретно, поверхность, перпендикулярная поверхности основного стального листа и параллельная направлению прокатки (направлению вытяжки), берется в качестве поверхности наблюдения, и из нее берется образец, и поверхность наблюдения полируется и травится ниталем. Затем диапазон от 1/8 до 3/8 толщины листа, центром которого является 1/4 толщины листа, наблюдается с помощью полевого эмиссионного электронного растрового микроскопа (FE-SEM) и измеряются доли площади соответствующих фракций. В этом случае, например, наблюдение с помощью полевого эмиссионного электронного растрового микроскопа проводится в трех или больше областях, которые задаются с интервалом 1 мм или больше в области от 1/8 до 3/8 толщины листа. Затем рассчитываются доли площади соответствующих структур, таких как феррит, в области наблюдения с общей площадью 5000 мкм2 или больше, и эти доли площади принимаются за объемные доли соответствующих структур в области от 1/8 до 3/8 толщины листа.
[0068] Феррит является массой кристаллических зерен и является областью, внутри которой нет карбида на основе железа с размером вдоль главной оси 100 нм или больше. Следует отметить, что объемная доля феррита является суммой объемных долей феррита, остающегося при максимальной температуре нагрева, и феррита, вновь образованного в температурной области ферритного превращения.
Бейнитный феррит является скоплением кристаллических зерен реечной формы, которое не содержит во внутренней части зерна карбид на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше.
Бейнит является скоплением кристаллических зерен реечной формы, которое имеет во внутренней части зерна множество карбидов на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше, и эти карбиды дополнительно принадлежат единственной разновидности, то есть группе карбидов на основе железа, простирающихся в одном и том же направлении. Здесь под группой карбидов на основе железа, простирающихся в одном и том же направлении, понимаются группы карбида на основе железа, имеющие различие 5° или меньше между своими продольными направлениями.
Мартенсит отпуска является скоплением кристаллических зерен реечной формы, которое имеет во внутренней части зерна множество карбидов на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше, и эти карбиды дополнительно принадлежат множественным разновидностям, то есть множеству групп карбида на основе железа, простирающихся в различных направлениях.
Наблюдая карбиды на основе железа в кристаллических зернах реечной формы с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM) и проверяя их продольные направления, можно легко различить бейнит и мартенсит отпуска.
[0069] Далее, свежий мартенсит и остаточный аустенит незначительно корродируют при травлении ниталем. Следовательно, они четко отличаются от вышеописанных структур (феррита, бейнитного феррита, бейнита, мартенсита отпуска) при наблюдении с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM).
Следовательно, объемная доля свежего мартенсита получается как разность между долей площади некорродированной области, наблюдаемой при помощи FE-SEM, и долей площади остаточного аустенита, измеряемой с помощью рентгеновских лучей.
[0070] (Слой гальванического покрытия)
Далее, настоящее изобретение может быть высокопрочным гальванизированным стальным листом, обладающим превосходной ударопрочностью, в котором слой гальванического покрытия формируется на поверхности высокопрочного стального листа. Слой гальванического покрытия может быть легирован. Когда слой гальванического покрытия формируется на поверхности высокопрочного стального листа, стальной лист имеет превосходную устойчивость к коррозии. Далее, когда легированный слой гальванического покрытия формируется на поверхности высокопрочного стального листа, стальной лист имеет превосходную устойчивость к коррозии и превосходную адгезию материала покрытия. Далее, слой гальванического покрытия или легированный слой гальванического покрытия могут содержать алюминий в качестве примеси.
[0071] Легированный слой гальванического покрытия может содержать один или два или больше из Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs и REM, или они могут быть смешаны в нем. Даже когда легированный слой гальванического покрытия содержит один, или два, или больше из вышеупомянутых элементов или содержит их смесь, эффекты настоящего изобретения не ухудшаются, и в зависимости от их содержания это иногда предпочтительно, поскольку улучшаются устойчивость к коррозии и обрабатываемость.
[0072] Относительно массы слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия никаких специальных ограничений не предусматривается, но, принимая во внимание устойчивость к коррозии, желательно, чтобы масса покрытия составляла 20 г/м2 или больше и 150 г/м2 или меньше с экономической точки зрения. Далее, средняя толщина слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия устанавливается равной не меньше чем 1,0 мкм и не больше чем 50 мкм. Когда средняя толщина составляет менее 1,0 мкм, невозможно получить достаточную устойчивость к коррозии. Предпочтительно средняя толщина составляет 2,0 мкм или больше. С другой стороны, средняя толщина больше 50,0 мкм не является предпочтительной, поскольку это не экономично и ухудшает прочность стального листа. Принимая во внимание материальные затраты, толщина слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия предпочтительно должна быть как можно меньше и предпочтительно составляет 30,0 мкм или меньше.
Что касается определения средней толщины слоя металлического покрытия, то для этого берется поперечное сечение, параллельное направлению прокатки стального листа, и зеркально полируется, поперечное сечение наблюдается с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа, и толщина плакирующего слоя измеряется в пяти точках на каждой из передней поверхности и задней поверхности стального листа, то есть всего в десяти точках, и среднее арифметическое измеренных значений устанавливается как толщина слоя покрытия.
[0073] В данном случае, когда применяется процесс легирования, содержание железа в легированном слое гальванического покрытия устанавливается в 8,0% или больше и предпочтительно составляет 9,0% или больше для того, чтобы гарантировать хорошее сопротивление отслаиванию. Далее, для того, чтобы гарантировать хорошее сопротивление опудриванию, содержание железа в легированном слое гальванического покрытия устанавливается в 12,0% или меньше, и предпочтительно составляет 11,0% или меньше.
[0074] Далее, в настоящем изобретении на поверхности вышеупомянутого слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия может быть сформирована покрывающая пленка, состоящая из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор. Покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего окись фосфора и/или фосфор, может функционировать в качестве смазки при обработке стального листа и может защитить слой гальванического покрытия, сформированный на поверхности стального листа.
[0075] (Способ производства)
Далее подробно будет описан способ производства высокопрочного стального листа по настоящему изобретению.
Для того, чтобы произвести высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению, сначала отливается сляб, имеющий вышеописанные химические компоненты (состав).
В качестве сляба, который будет подвергнут стадии горячей прокатки, может использоваться непрерывно литой сляб или сляб, произведенный на машине для непрерывного литья тонких слябов. Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению совместим с таким процессом, как процесс непрерывной разливки и прямой прокатки рулонов (CC-DR), в котором горячая прокатка выполняется немедленно после литья.
[0076] (Стадия горячей прокатки)
На стадии горячей прокатки температура нагрева сляба должна составлять 1210°C или выше для того, чтобы в достаточной степени растворить включения на основе титана, образованные во время литья, и образовать однородный твердый раствор титана в стали и предпочтительно составляет 1225°C или выше. Далее, когда температура нагрева сляба является чрезмерно низкой, конечная температура горячей прокатки становится ниже температуры точки преобразования Ar3. В результате прокатка выполняется в двухфазовой области феррита и аустенита, структура горячекатаного листа становится гетерогенной двойной зернистой структурой, и даже после выполнения стадии холодной прокатки и стадии непрерывного отжига гетерогенная структура не исчезает, что в конечном итоге дает стальной лист с плохой пластичностью и изгибаемостью. Далее, уменьшение температуры нагрева сляба приводит к чрезмерному увеличению давления при прокатке, что создает проблемы при прокатке, приводя к дефектной форме основного стального листа после прокатки. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного ограничения верхнего предела температуры нагрева сляба, но чрезмерное увеличение температуры нагрева не является предпочтительным с экономической точки зрения и поэтому желательно, чтобы верхний предел температуры нагрева сляба составлял 1350°C или ниже.
[0077] Температура точки преобразования Ar3 вычисляется по следующей формуле:
Ar3=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
В этой формуле C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo и Al представляют собой содержание соответствующих элементов [% мас]. Если элемент не содержится, то его содержание равно 0.
[0078] В настоящем изобретении после нагрева до вышеупомянутой температуры нагрева сляба горячая прокатка выполняется в условиях, удовлетворяющих следующему (Выражению 1) в диапазоне температур по меньшей мере от 1100°C до 1000°C. В (Выражении 1) i представляет собой число проходов, Ti представляет собой рабочую температуру i-го прохода, ti представляет собой время, прошедшее от i-го прохода до i+1-го прохода, и εi представляет собой степень обжатия i-го прохода.
[0079] [Числовое выражение 1]
Figure 00000001
[0080] Для того чтобы произвести стальной лист, содержащий мелкие частицы нитрида титана, подавляя одновременно образование крупнозернистых нитрида титана и нитрида алюминия, в сталь должно быть введено горячей прокаткой в диапазоне температур от 1100°C до 1000°C большое количество дислокаций, являющихся местами образования нитрида титана. Однако в диапазоне температур от 1100°C до 1000°C дислокация, введенная обработкой, легко гасится благодаря диффузии атомов железа. Следовательно, обработка (прокатка), посредством которой получается количество напряжения, достаточно большое, чтобы ввести достаточную дислокацию, должна быть непрерывно выполнена за относительно короткий промежуток времени. Таким образом, количество проходов должно быть достаточно большим, время между последовательными проходами должно быть коротким, и рабочей температурой и степенью обжатия в каждом из проходов нужно управлять соответствующим образом.
[0081] На стадии горячей прокатки, после того, как сляб вынут из нагревательной печи, возможно выполнить произвольное количество проходов горячей прокатки в температурной области вплоть до температуры завершения горячей прокатки, нижний предел которой является максимальным значением из 850°C и температуры точки преобразования Ar3. При горячей прокатке обжатие, выполняемое в диапазоне от 1100°C до 1000°C, оказывает значительное влияние на состояние дисперсии проблематичных частиц нитрида титана и нитрида алюминия и поэтому условия горячей прокатки в том же самом диапазоне температур предусматриваются использованием (Выражения 1).
Обжатие, выполняемое в диапазоне температур выше 1100°C, не оказывает влияния на состояние дисперсии проблематичных частиц нитрида титана и нитрида алюминия, так как дислокация, введенная во время преобразования, мгновенно гасится и не работает в качестве места сегрегации нитрида титана. С другой стороны, к тому времени, когда температура прокатки станет ниже чем 1000°C, образование ядер частиц, которые могут быть крупнозернистым нитридом титана и нитридом алюминия, заканчивается и после этого (в диапазоне температур ниже чем 1000°C) прокатка не влияет на состояние дисперсии проблематичных частиц нитрида титана и нитрида алюминия.
[0082] Вообще во время периода времени с того момента, когда сляб вынимается из нагревательной печи, и до того момента, когда прокатка заканчивается, выполняется от 8 до 25 проходов прокатки. Обжатие в диапазоне температур от 1100°C до 1000°C выполняется за 2-10 проходов. Вообще обжатие в этом диапазоне температур начинается с толщины листа от 200 мм до 500 мм и прокатка выполняется до толщины листа от 10 мм до 50 мм. Ширина листа обычно составляет от 500 мм до 2000 мм. Следует отметить, что температура стального листа является температурой на поверхности, и хотя ее способ измерения может быть любым, температура может быть измерена непосредственно, например, с использованием термопары.
[0083] В (Выражении 1), конкретно, количество проходов i может быть в диапазоне от 2 до 10, предпочтительно в диапазоне от 5 до 8, например. Время, прошедшее от i-го прохода до i+1-го прохода, может находиться в диапазоне от 2 с до 300 с, предпочтительно в диапазоне от 5 с до 180 с и более предпочтительно в диапазоне от 10 с до 120 с.
Далее, рабочая температура 1-го прохода, являющегося начальным проходом в горячей прокатке в диапазоне температуры от 1100°C до 1000°C, может находиться в диапазоне от 1100°C до 1050°C и предпочтительно находится в диапазоне от 1090°C до 1065°C. Степень обжатия i-го прохода может находиться в диапазоне от 5%-50% и предпочтительно находится в диапазоне от 15% до 35%.
[0084] В (Выражении 1), которое является эмпирической формулой, выражающей поведение образования частиц нитрида титана, расстояние диффузии атомов выражается произведением полиномиального члена, выражающего движущую силу образования зерна, экспоненциального члена, выражающего коэффициент диффузии атомов, времени t и количества дислокаций, введенных в соответствии с обработкой, которое выражается величиной деформации ε. Когда значение (Выражения 1) меньше, чем 1,0, образование нитрида титана является недостаточным, твердый раствор азота остается вплоть до того момента, как температура горячей прокатки станет равной 1000°C, и образуется крупнозернистый нитрид алюминия. С другой стороны, когда значение (Выражения 1) составляет более 5,0, образование нитрида титана становится чрезмерно активным, провоцируется образование крупнозернистого нитрида титана, и свойства листа ухудшаются.
[0085] В настоящем изобретении посредством выполнения обжатия в диапазоне температур по меньшей мере от 1100°C до 1000°C при условиях, удовлетворяющих вышеприведенному (Выражению 1), время между смежными множественными проходами можно сделать относительно коротким, а рабочей температурой и степенью обжатия в каждом из проходов можно соответственно управлять и поэтому в сталь может быть введено большое количество дислокаций, являющихся местами образования нитрида титана, и в стали может быть образован мелкозернистый нитрид титана. Следует отметить, что обжатие, выполняемое в диапазоне температур выше 1100°C, и обжатие, выполняемое в диапазоне температур ниже чем 1000°C, особенно не ограничиваются. Например, обжатие может быть выполнено в диапазоне температур выше 1100°C при условиях, удовлетворяющих вышеупомянутому (Выражению 1), или может быть выполнено при условиях, не удовлетворяющих вышеупомянутому (Выражению 1). Альтернативно, обжатие в диапазоне температур выше 1100°C можно и не выполнять вообще. Аналогичным образом обжатие в диапазоне температур ниже чем 1000°C может быть выполнено при условиях, удовлетворяющих вышеупомянутому (Выражению 1), или может быть выполнено при условиях, не удовлетворяющих вышеупомянутому (Выражению 1).
[0086] В настоящем изобретении после того, как горячая прокатка выполняется в диапазоне температур по меньшей мере от 1100°C до 1000°C при условиях, удовлетворяющих вышеупомянутому (Выражению 1), горячая прокатка заканчивается при температуре завершения горячей прокатки, которая имеет значение не ниже, чем максимальная температура из 800°C и температуры точки преобразования Ar3, и не выше чем 970°C, и намотка листа в рулон выполняется в температурной области 750°C или ниже. Следует отметить, что толщина листа после финишной прокатки составляет, например, от 2 мм до 10 мм. Когда температура завершения горячей прокатки ниже чем 800°C, давление во время финишной прокатки становится высоким, что создает проблемы при прокатке, приводя к дефектной форме основного стального листа после горячей прокатки. Далее, когда конечная температура горячей прокатки меньше чем температура точки преобразования Ar3, горячая прокатка становится прокаткой в двухфазной области феррита и аустенита, что иногда делает структуру горячекатаного стального листа гетерогенной двойной зернистой структурой. С другой стороны, когда верхний предел конечной температуры горячей прокатки составляет 970°C или выше, образование нитрида титана становится недостаточным, и существует вероятность того, что дополнительный азот образует нитрид с алюминием.
[0087] В настоящем изобретении на стадии горячей прокатки горячая прокатка выполняется в диапазоне температур от 1100°C до 1000°C при условиях, удовлетворяющих вышеупомянутому (Выражению 1), и горячая прокатка заканчивается при температуре завершения горячей прокатки, которая имеет значение не ниже, чем максимальная температура из 800°C и температуры точки преобразования Ar3, и не выше чем 970°C, что позволяет подавить образование крупнозернистого нитрида титана в диапазоне температур от 1100°C до 1000°C и образовать мелкие частицы нитрида титана в течение того времени, пока температура от значения 1000°C не достигнет температуры завершения горячей прокатки. В результате окончательно полученный высокопрочный стальной лист обладает превосходной ударопрочностью.
[0088] Для того чтобы предотвратить чрезмерное увеличение толщины оксида, образующегося на поверхности горячекатаного стального листа, и ухудшение способности к травлению температура намотки листа в рулон устанавливается на уровне 750°C или меньше. Для дальнейшего увеличения способности к травлению температура намотки листа в рулон предпочтительно составляет 720°C или меньше, более предпочтительно 700°C или меньше.
С другой стороны, когда температура намотки листа в рулон составляет менее 500°C, прочность горячекатаного стального листа чрезмерно увеличивается и затрудняет холодную прокатку и поэтому температура намотки листа в рулон составляет предпочтительно 500°C или больше. Для уменьшения давления при холодной прокатке температура намотки листа в рулон предпочтительно составляет 550°C или больше и более предпочтительно 600°C или больше.
[0089] Затем горячекатаный стальной лист, намотанный в рулон в вышеописанной температурной области, охлаждается со средней скоростью охлаждения 15°C/час или меньше. Следовательно, стимулируется распределение марганца, твердорастворенного в стальном листе, что позволяет выборочно оставить остаточный аустенит в той области, где концентрируется марганец, и увеличить количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените. В результате окончательно полученный высокопрочный стальной лист становится листом, в котором количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените превосходит среднее количество марганца в 1,1 раза или больше. Распределение марганца после намотки листа в рулон тем больше, чем выше температура. Следовательно, необходимо установить скорость охлаждения стального листа равной 15°C/час или меньше, особенно в диапазоне от температуры намотки листа в рулон до (температуры намотки листа в рулон - 50°C).
[0090] Затем предпочтительно выполняется травление горячекатаного стального листа, произведенного таким образом. Травление должно удалить оксиды с поверхностей горячекатаного стального листа, и, следовательно, оно является важным для улучшения способности основного стального листа к гальваническому покрытию. Далее, травление может быть однократным либо может быть выполнено раздельно несколько раз.
[0091] (Стадия холодной прокатки)
Затем, для того, чтобы остаточный аустенит имел устойчивую форму, обладающую превосходной изотропностью, горячекатаный стальной лист, подвергнутый травлению, подвергается стадии холодной прокатки, на которой осуществляется его холодная прокатка со степенью обжатия от 30% до 75%. Когда степень обжатия составляет меньше чем 30%, остаточный аустенит не может иметь устойчивой формы, и в окончательно полученном высокопрочном листе стали среднее отношение сторон остаточного аустенита не становится равным 2,0 или меньше. Для того чтобы остаточный аустенит имел устойчивую форму, степень обжатия на стадии холодной прокатки должна составлять предпочтительно 40% или больше и более предпочтительно 45% или больше. С другой стороны, когда степень обжатия на стадии холодной прокатки составляет более чем 75%, давление при холодной прокатке становится чрезмерно большим, что затрудняет холодную прокатку. Таким образом, степень обжатия предпочтительно составляет 75% или меньше. Принимая во внимание давление при холодной прокатке, степень обжатия более предпочтительно составляет 70% или меньше.
[0092] Следует отметить, что на стадии холодной прокатки эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного определения количества проходов холодной прокатки и степени обжатия каждого прохода на стадии холодной прокатки.
[0093] (Стадия непрерывного отжига)
Затем холоднокатаный стальной лист, полученный после стадии холодной прокатки, подвергается стадии непрерывного отжига, где он пропускается через линию непрерывного отжига. На стадии непрерывного отжига в настоящем изобретении выполняется нагревание в диапазоне температур от 550°C до 700°C при средней скорости нагрева 10°C/с или меньше, максимальная температура нагрева устанавливается в диапазоне от (точка преобразования Ac1 + 40) до 1000°C, и охлаждение выполняется в диапазоне температур от максимальной температуры нагрева до 700°C со средней скоростью охлаждения от 1,0°C/с до 10,0°C/с, затем выполняется охлаждение в диапазоне температур от 700°C до 500°C со средней скоростью охлаждения от 5,0°C/с до 200,0°C/с, и процесс выдержки выполняется в течение от 30 с до 1000 с в диапазоне температур от 350°C до 450°C. После этого получается высокопрочный стальной лист по настоящему изобретению.
[0094] На стадии непрерывного отжига в результате нагревания в диапазоне температур от 550°C до 700°C со средней скоростью нагрева 10°C/с или меньше происходит достаточная рекристаллизация холоднокатаного стального листа, остаточный аустенит имеет устойчивую форму с более превосходной изотропностью, и окончательно остающийся аустенит имеет форму, близкую к форме сферы. Когда средняя скорость нагрева в диапазоне температур от 550°C до 700°C составляет более 10°C/с, остаточный аустенит не может иметь устойчивую форму.
[0095] Далее, когда максимальная температура нагрева на стадии непрерывного отжига ниже чем (точка преобразования Ac1 + 40)°C, много крупнозернистых карбидов на основе железа остаются в стальном листе нерасплавленными, и формуемость значительно ухудшается и поэтому максимальная температура нагрева устанавливается равной величине (точка преобразования Ac1 + 40)°C или выше. Принимая во внимание формуемость, максимальная температура нагрева предпочтительно составляет (точка преобразования Ac1 + 50)°C или выше и более предпочтительно (точка преобразования Ac1 + 60)°C или выше. С другой стороны, когда максимальная температура нагрева выше чем 1000°C, диффузия атомов усиливается и распределение кремния, марганца и алюминия ослабляется и поэтому максимальная температура нагрева устанавливается в 1000°C или ниже. Для того чтобы управлять количеством кремния, марганца и алюминия в остаточном аустените, максимальная температура нагрева предпочтительно должна быть равна или ниже температуры точки преобразования Ac3.
[0096] В диапазоне температур от максимальной температуры нагрева до 700°C, когда средняя скорость охлаждения составляет более 10,0°C/с, фаза феррита в стальном листе, вероятно, будет неравномерной, что приведет к ухудшению формуемости и поэтому верхний предел средней скорости охлаждения устанавливается равным 10,0°C/с. С другой стороны, когда средняя скорость охлаждения составляет меньше чем 1,0°C/с, феррит и перлит образуются в большом количестве и остаточный аустенит не получается и поэтому нижний предел средней скорости охлаждения устанавливается равным 1,0°C/с. Для того чтобы получить остаточный аустенит, средняя скорость охлаждения предпочтительно должна составлять 2,0°C/с или больше и более предпочтительно 3,0°C/с или больше.
[0097] В диапазоне температур от 700°C до 500°C, когда средняя скорость охлаждения составляет менее чем 5,0°C/с или меньше, перлит и/или карбид на основе железа образуются в большом количестве и остаточного аустенита не остается и поэтому нижний предел средней скорости охлаждения устанавливается равным 5,0°C/с или больше. С этой точки зрения средняя скорость охлаждения предпочтительно составляет 7,0°C/с или больше и более предпочтительно 8,0°C/с или больше. С другой стороны, эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки верхнего предела средней скорости охлаждения, но для создания средней скорости охлаждения выше 200°C/с необходимо специальное оборудование и таким образом верхний предел скорости охлаждения устанавливается равным 200°C/с, принимая во внимание затраты.
[0098] Далее, для того, чтобы способствовать преобразованию бейнита для получения остаточного аустенита, выполняется процесс выдержки в диапазоне температур от 350°C до 450°C в течение от 30 с до 1000 с. Когда время выдержки является коротким, преобразование бейнита не происходит и концентрация углерода в остаточном аустените становится недостаточной для того, чтобы осталось достаточно много остаточного аустенита. С этой точки зрения нижний предел времени выдержки устанавливается равным 30 с. Время выдержки предпочтительно составляет 40 с или дольше и более предпочтительно 60 с или дольше. С другой стороны, когда время выдержки является чрезмерно долгим, образуется карбид на основе железа, углерод потребляется этим карбидом на основе железа и остаточный аустенит не может быть получен в достаточном количестве и поэтому время выдержки устанавливается равным 1000 с или короче. С этой точки зрения время выдержки предпочтительно составляет 800 с или короче и более предпочтительно 600 с или короче.
[0099] Далее, в настоящем изобретении на стадии непрерывного отжига вышеописанного производственного способа после вышеупомянутого процесса выдержки может быть применено электролитическое цинкование для того, чтобы сформировать слой гальванического покрытия на поверхности стального листа, производя таким образом высокопрочный гальванизированный стальной лист.
[0100] Далее, в настоящем изобретении на стадии непрерывного отжига вышеописанного производственного способа после охлаждения в диапазоне температур от 700°C до 500°C стальной лист может быть погружен в ванну для цинкования перед процессом выдержки в диапазоне температур от 350°C до 450°C или после процесса выдержки для того, чтобы сформировать слой гальванического покрытия на поверхности стального листа, производя таким образом высокопрочный гальванизированный стальной лист.
В результате получается высокопрочный гальванизированный стальной лист, обладающий превосходной ударопрочностью, на поверхности которого сформирован слой гальванического покрытия.
[0101] Ванна для цинкования (гальванизации) особенно не ограничивается, и даже когда ванна для цинкования содержит один или два или больше из следующих элементов: Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs и REM, эффекты настоящего изобретения не ухудшаются и в зависимости от их количества это может иметь преимущества, такие как повышение устойчивости к коррозии и улучшение обрабатываемости. Далее, в ванне для цинкования может содержаться алюминий. В этом случае концентрация алюминия в ванне предпочтительно составляет 0,05% или больше и 0,15% или меньше.
Далее, температура после процесса легирования предпочтительно составляет от 480°C до 560°C, а время выдержки в процессе легирования составляет предпочтительно от 15 до 60 с.
[0102] Далее, после того, как стальной лист погружается в ванну для цинкования, может быть применен процесс легирования, в котором стальной лист повторно нагревается до температуры от 460°C до 600°C и выдерживается в течение 2 секунд или больше, посредством чего слой гальванического покрытия легируется.
В результате выполнения такого процесса легирования на поверхности формируется сплав Zn-Fe, который является легированным оцинкованным слоем, так что получается высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий на поверхности легированный слой гальванического покрытия.
[0103] Далее, на поверхность слоя гальванического покрытия или легированного слоя гальванического покрытия высокопрочного гальванизированного стального листа может быть нанесена покрывающая пленка, состоящая из окиси фосфора и/или композитной окиси, содержащей фосфор.
[0104] В этом варианте осуществления после процесса легирования предпочтительно следует выдержка при температуре от 200°C до 350°C в течение от 30 с до 1000 с. В результате структура стального листа содержит мартенсит отпуска.
Далее, вместо выдержки при температуре от 200°C до 350°C в течение от 30 с до 1000 с после процесса легирования мартенсит отпуска может быть образован путем охлаждения стального листа, прошедшего процесс легирования, до температуры 350°C или ниже для образования мартенсита и последующего повторного нагрева стального листа до диапазона температур не ниже 350°C и не выше 550°C, с последующей выдержкой в течение 2 с или дольше. Альтернативно, мартенсит отпуска также образуется в структуре основного стального листа путем дополнительного охлаждения стального листа, который был охлажден до диапазона температур 500°C или ниже на стадии непрерывного отжига, до температуры 350°C или ниже для образования мартенсита и последующего повторного нагрева стального листа с последующей выдержкой при температуре от 400°C до 500°C.
[0105] Следует отметить, что настоящее изобретение не ограничивается вышеописанным примером.
Например, для того, чтобы улучшить адгезию плакирующего слоя, стальной лист перед отжигом может быть покрыт одним или несколькими металлами, выбираемыми из никеля, меди, кобальта и железа.
[0106] Далее, в этом варианте осуществления стальной лист, подвергнутый отжигу, может быть подвергнут дрессировке с целью исправления формы. Однако, когда степень обжатия после отжига составляет более 10%, мягкая ферритовая часть нагартовывается, что приводит к значительному ухудшению пластичности и поэтому степень обжатия предпочтительно составляет менее 10%.
ПРИМЕРЫ
[0107] Настоящее изобретение будет описано более подробно с использованием примеров.
Слябы, имеющие химические компоненты (составы) от A до AF, проиллюстрированные в таблице 1 и таблице 2, и химические компоненты (составы) от BA до BC, проиллюстрированные в таблице 3, были отлиты, сразу же после отливки подвергнуты горячей прокатке при условиях (температура нагрева сляба, начальная температура прокатки, значение (Выражения 1) при горячей прокатке в диапазоне температур от 1100°C до 1000°C, конечная температура горячей прокатки), проиллюстрированных в таблицах 4-7, охлаждены, намотаны при температурах, проиллюстрированных в таблицах 4-7, охлаждены при средних скоростях охлаждения, проиллюстрированных в таблицах 4-7 и подвергнуты травлению. После этого они были подвергнуты холодной прокатке со степенями обжатия, проиллюстрированными в таблицах 4-7.
Figure 00000002
Figure 00000003
Figure 00000004
Figure 00000005
Figure 00000006
Figure 00000007
Figure 00000008
[0115] После этого был произведен отжиг при условиях, показанных в таблицах 8-11, для того, чтобы произвести стальные листы экспериментальных примеров 1-108, 201-208. На стадии отжига нагревание выполнялось в диапазоне температур от 550°C до 700°C при средних скоростях нагрева, показанных в таблицах 6-8, и после нагревания до максимальных температур нагрева, показанных в таблицах 8-11, было выполнено охлаждение в диапазоне температур от максимальных температур нагрева до 700°C при средних скоростях охлаждения (скоростях охлаждения 1), показанных в таблицах 8-11, затем было выполнено охлаждение в диапазоне температур от 700°C до 500°C при средних скоростях охлаждения (скоростях охлаждения 2), показанных в таблицах 8-11, после чего был выполнен процесс выдержки в течение времен выдержки, показанных в таблицах 8-11, в диапазоне температур от 350°C до 450°C, после чего листы охлаждались до комнатной температуры.
Figure 00000009
Figure 00000010
Figure 00000011
Figure 00000012
[0120] После охлаждения до комнатной температуры холодная прокатка со степенью обжатия 0,15% была выполнена в экспериментальных примерах 6-20 и экспериментальных примерах 70-108, холодная прокатка со степенью обжатия 1,50% была выполнена в экспериментальном примере 23, холодная прокатка со степенью обжатия 1,00% была выполнена в экспериментальном примере 28, и холодная прокатка со степенью обжатия 0,25% была выполнена в экспериментальных примерах 31-55.
Далее, в экспериментальных примерах 34, 44, 78, 81 после стадии отжига было выполнено нанесение металлического покрытия методом электроосаждения на линии электролитического осаждения для того, чтобы произвести электролитически оцинкованные стальные листы.
[0121] В экспериментальных примерах 19, 24, 84 после охлаждения до температуры 500°C при скоростях охлаждения 2 было выполнено погружение в ванну для цинкования на время, необходимое для охлаждения до диапазона температур от 350°C до 450°C, производя таким образом гальванизированный стальной лист горячего цинкования.
Далее, в экспериментальных примерах 29, 87 после процесса выдержки в диапазоне температур от 350°C до 450°C было выполнено погружение в ванну для цинкования, а затем охлаждение до комнатной температуры, производя таким образом гальванизированный стальной лист горячего цинкования.
[0122] В экспериментальных примерах 4, 14, 75 после охлаждения до температуры 500°C при скоростях охлаждения 2 было выполнено погружение в ванну для цинкования на время, необходимое для охлаждения до диапазона температур от 350°C до 450°C, и процесс легирования был выполнен с 30-секундной выдержкой при температурах легирования, показанных в таблицах 8-11, производя таким образом легированные гальванизированные стальные листы горячего цинкования.
Далее, в экспериментальных примерах 9, 58, 72 погружение в ванну для цинкования было выполнено после процесса выдержки в диапазоне температур от 350°C до 450°C, и далее процесс легирования был выполнен с 30-секундной выдержкой при температурах легирования, показанных в таблицах 8-11, производя таким образом легированные гальванизированные стальные листы горячего цинкования.
[0123] Далее, в экспериментальных примерах 14 и 72 на поверхность слоя гальванического покрытия была нанесена покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего фосфор.
В таблицах 8-11 «CR» означает холоднокатаный стальной лист, «GA» означает легированный гальванизированный стальной лист, «GI» означает гальванизированный стальной лист и «EG» означает электролитически гальванизированный стальной лист.
[0124] В каждом из стальных листов экспериментальных примеров 1-108 и 201-208 наблюдались микроструктуры в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины и измерялись их объемные доли. Результаты этого проиллюстрированы в таблицах 12-15. В таблицах 12-15 «F» означает феррит, «B» означает бейнит, «BF» означает бейнитный феррит, «ТМ» означает мартенсит отпуска, «M» означает свежий мартенсит и «остаточный γ» означает остаточный аустенит.
[0125] Было вырезано поперечное сечение, и количество остаточного аустенита вне фракций микроструктуры было измерено с помощью анализатора картин дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD), присоединенного к полевому эмиссионному растровому электронному микроскопу (FE-SEM) в зеркально отполированном сечении, а количества других фракций были получены путем травления ниталем зеркально отполированного сечения по толщине и наблюдения сечения по толщине с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа.
Figure 00000013
Figure 00000014
Figure 00000015
Figure 00000016
[0130] Далее, для определения среднего соотношения сторон остаточного аустенита (γ) (соотношения сторон γ), были сложены результаты измерения соотношений сторон 20 самых больших областей остаточного аустенита в карте остаточного аустенита, полученной с помощью вышеупомянутого анализатора картин дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD), и результаты измерения соотношений сторон 20 самых больших областей остаточных аустенитов, полученные аналогичным анализом дифракции обратно-рассеянных электронов тестового образца, изготовленного для наблюдения поверхности, параллельной поверхности листа и находящейся на глубине 1/4 толщины, и было найдено среднее значение соотношений сторон этих 40 областей (зерен) остаточного аустенита.
[0131] Далее, для определения среднего диаметра частиц нитрида титана (средний размер TiN) для просвечивающего электронного микроскопа (TEM) из поверхности, на которой наблюдаются объемные доли микроструктур, способом экстракционной реплики был изготовлен образец, с помощью просвечивающего электронного микроскопа были измерены диаметры (диаметры эквивалентных окружностей) 10 частиц нитрида титана и было найдено их среднее значение.
Для определения плотности частиц нитрида алюминия, имеющих диаметр зерна 1 мкм или больше, на поверхности, на которой наблюдаются объемные доли микроструктур, с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа наблюдались включения в области площадью 10,0 мм2, измерялся состав включений, диаметр эквивалентной окружности которых был более 1,0 мкм, подсчитывалось количество включений, состоящих из нитрида алюминия, и таким образом вычислялась плотность.
[0132] Отношение (WMnγ/WMn) количества марганца в твердом растворе (WMnγ) в остаточном аустените к среднему количеству марганца (WMn) определялось путем измерения значений WMn и WMnγ следующим способом.
Конкретно, на поверхности наблюдения, где были найдены фракции микроструктуры, электронно-зондовый микроанализ (EPMA) проводился в том же самом диапазоне, что и анализ картин дифракции обратно-рассеянных электронов (EBSD), значение WMn было найдено из полученной карты концентрации марганца, и карта концентрации марганца, и карта остаточного аустенита были далее наложены одна на другую, посредством чего были извлечены только измеренные значения концентрации марганца в остаточном аустените, и значение WMNγ было получено как их среднее значение.
[0133] Таблицы 16-19 показывают полученные результаты, когда свойства стальных листов экспериментальных примеров 1-108 и 201-208 были оценены следующим способом.
Из стальных листов экспериментальных примеров 1-108 и 201-208 были взяты образцы для испытания на растяжение, соответствующие стандарту JIS Z 2201, испытание на растяжение проводилось в соответствии со стандартом JIS Z 2241, и были измерены значения предела текучести «YS», предела прочности «TS» и полного удлинения «EL».
Далее было выполнено испытание на раздачу отверстия (JFST1001) для оценки способности к отбортовке и было вычислено предельное значение раздачи отверстия «λ» в качестве индекса способности к отбортовке-вытяжке.
Далее тот же самый образец для испытания на растяжение был погружен в спирт, в который был добавлен жидкий азот, был охлажден до температуры -60°C, вынут и немедленно подвергнут испытанию на растяжение, и была найдена степень вытяжки (значение вытяжки) его разрушенной части.
Figure 00000017
Figure 00000018
Figure 00000019
Figure 00000020
[0138] Как показано в таблицах 16-19, во всех экспериментальных примерах, являющихся примерами по настоящему изобретению, из экспериментальных примеров 1-108 и 201-208, предел прочности составил 900 МПа или больше и результирующее значение вытяжки составило 20% или больше и таким образом было высоким, и все образцы имели превосходную ударопрочность.
С другой стороны, в экспериментальных примерах, являющихся сравнительными примерами из экспериментальных примеров 1-108, предел прочности был меньше чем 900 МПа, и/или результирующее значение вытяжки было низким, и образцы не имели высокой прочности и превосходной ударопрочности.
[0139] Далее, экспериментальные примеры 14 и 72 являются примерами, в которых на поверхность слоя гальванического покрытия нанесена покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащей фосфор, и они имеют хорошие свойства.
[0140] Экспериментальный пример 5 является примером, в котором температура нагрева сляба перед горячей прокаткой является низкой, и остается крупнозернистый нитрид титана, и значение вытяжки при низких температурах становится низким.
Экспериментальный пример 10 является примером, в котором значение (Выражения 1) является большим, и существует крупнозернистый нитрид титана, а экспериментальный пример 59 является примером, в котором значение (Выражения 1) является маленьким, и существует крупнозернистый нитрид алюминия. В экспериментальном примере 10 и экспериментальном примере 59 значение вытяжки при низких температурах становится низким.
[0141] Экспериментальный пример 15 является примером, в котором температура завершения горячей прокатки является низкой, и поскольку микроструктуры простираются в одном направлении и являются неравномерными, пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
Экспериментальный пример 20 является примером, в котором температура намотки листа в рулон после горячей прокатки является высокой, и поскольку микроструктуры становятся очень крупнозернистыми, пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
[0142] В экспериментальном примере 25 средняя скорость охлаждения после намотки листа в рулон является высокой, значение соотношения WMnγ/WMn является низким, количество марганца, сконцентрированного в остаточном аустените, недостаточно, и значение вытяжки при низких температурах становится низким.
В экспериментальном примере 30, поскольку степень обжатия холодной прокатки является маленькой, а соотношение сторон остаточного аустенита (соотношение сторон γ) является большим, значение вытяжки при низких температурах становится низким.
[0143] В экспериментальном примере 35, поскольку средняя скорость нагрева при отжиге является высокой, а соотношение сторон остаточного аустенита (соотношение сторон γ) является большим, значение вытяжки при низких температурах становится низким.
Экспериментальный пример 40 является примером, в котором максимальная температура нагрева при отжиге является низкой и поскольку образец содержит много крупнозернистых карбидов на основе железа, работающих отправной точкой разрушения, пластичность, способность к вытяжке и фланцеванию, а также значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
[0144] В экспериментальном примере 45, поскольку скорость охлаждения до температуры 700°C чрезмерно высока и не получается достаточного количества мягкой структуры, пластичность и значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
В экспериментальном примере 50 скорость охлаждения 1 является чрезмерно низкой, образуется крупнозернистый карбид, не получается достаточного количества мягкой структуры, прочность ухудшается и пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
[0145] В экспериментальном примере 54 время выдержки при температуре от 350°C до 450°C является коротким, количество остаточного аустенита является небольшим, и пластичность и значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
В экспериментальном примере 55 время выдержки при температуре от 350°C до 450°C является длинным, количество остаточного аустенита является небольшим, образуется крупнозернистый карбид и пластичность и значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
[0146] В экспериментальном примере 60 скорость охлаждения 2 является низкой, образуется крупнозернистый карбид и пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также значение вытяжки при низких температурах становятся низкими.
Экспериментальные примеры 103-108 являются примерами, в которых химические компоненты выпадают из предопределенных диапазонов и в любом из них достаточная величина вытяжки при низких температурах не достигается.

Claims (12)

1. Высокопрочный стальной лист, выполненный из стали, содержащей, мас.%:
С: от 0,075 до 0,3
Si: от 0,3 до 2,5
Mn: от 1,3 до 3,5
Р: от 0,001 до 0,05
S: от 0,0001 до 0,005
Al: от 0,001 до 0,05
Ti: от 0,001 до 0,015
N: от 0,0001 до 0,005 и
О: от 0,0001 до 0,003
железо и неизбежные примеси - остальное,
при этом он имеет максимальный предел прочности 900 МПа или больше, сталь листа имеет структуру, в которой в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины листа через 1/4 толщины листа содержится 1-8% остаточного аустенита в объемных долях, среднее отношение длин сторон зерен остаточного аустенита составляет 2,0 или меньше, количество марганца в твердом растворе в остаточном аустените превышает среднее количество Mn в стали в 1,1 раза или больше, содержатся частицы TiN, имеющие средний диаметр 0,5 мкм или меньше, а плотность частиц AlN с диаметром зерна 1 мкм или больше составляет 1,0 частица/мм2 или меньше.
2. Лист по п. 1, в котором структура в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины листа содержит, в объемных долях: от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве бейнитного феррита и/или бейнита, от 10% до 50% мартенсита отпуска, 5% или меньше перлита и 15% или меньше свежего мартенсита.
3. Лист по п. 1, в котором сталь дополнительно содержит, в мас.%, один или более элементов из:
Nb: от 0,001 до 0,015
V: от 0,01 до 0,15
В: от 0,0001 до 0,01
Cr: от 0,01 до 2,0
Ni: от 0,01 до 2,0
Cu: от 0,01 до 2,0
Мо: от 0,01 до 1,0
W: от 0,01 до 1,0 и один или более из Са, Се, Mg, Zr, Hf и REM в сумме от 0,0001 до 0,5.
4. Лист по п. 1, на поверхности которого сформирован слой гальванического покрытия.
5. Лист по п. 4, в котором на поверхности слоя гальванического покрытия сформирована покрывающая пленка, состоящая из оксида фосфора и/или из сложного оксида, содержащего фосфор.
6. Способ производства высокопрочного стального листа, включающий в себя:
стадию горячей прокатки, на которой сляб из стали, содержащей, мас.%:
С: от 0,075 до 0,3
Si: от 0,3 до 2,5
Mn: от 1,3 до 3,5
Р: от 0,001 до 0,05
S: от 0,0001 до 0,005
Al: от 0,001 до 0,05
Ti: от 0,001 до 0,015
N: от 0,0001 до 0,005 и
О: от 0,0001 до 0,003
железо и неизбежные примеси - остальное,
нагревают до температуры 1210°С или выше, проводят обжатие в условиях, удовлетворяющих выражению (1) по меньшей мере в диапазоне температур от 1100°С до 1000°С, обжатие листа заканчивают при температуре завершения горячей прокатки не ниже чем 800°С или Ar3, в зависимости от того, какая из температур является более высокой температурой и при этом не выше чем 970°С, выполняют смотку в диапазоне температур 750°С или ниже и выполняют охлаждение при средней скорости охлаждения 15°С/час или меньше;
проводят стадию холодной прокатки со степенью обжатия от 30% до 75%, и
стадию непрерывного отжига, на которой выполняют нагрев в диапазоне температур от 550°С до 700°С при средней скорости нагрева 10°С/с или меньше, максимальную температуру нагрева устанавливают между (Ac1 + 40) и 1000°С, выполняют охлаждение в диапазоне температур от максимальной температуры нагрева до 700°С со средней скоростью охлаждения от 1°С/с до 10°С/с, выполняют охлаждение стального листа в диапазоне температур от 700°С до 500°С со средней скоростью охлаждения от 5°С/с до 200°С/с, и выполняют процесс выдержки в диапазоне температур от 350°С до 450°С в течение от 30 до 1000 секунд, причем:
Figure 00000021

где i представляет собой число проходов, Ti представляет собой рабочую температуру i-го прохода, ti представляет собой время, прошедшее от i-го прохода до i+1-го прохода, и εi представляет собой степень обжатия i-го прохода.
7. Способ по п. 6, в котором сталь сляба дополнительно содержит, мас.%, один или более элементов из:
Nb: от 0,001 до 0,015
V: от 0,01 до 0,15
В: от 0,0001 до 0,01
Cr: от 0,01 до 2,0
Ni: от 0,01 до 2,0
Cu: от 0,01 до 2,0
Мо: от 0,01 до 1,0
W: от 0,01 до 1,0
один или более из Са, Се, Mg, Zr, Hf и REM в сумме от 0,0001 до 0,5.
8. Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, характеризующийся тем, что он включает стадии, в соответствии с которыми производят высокопрочный стальной лист способом по п. 6, и стадию формирования слоя гальванического покрытия электролитической гальванизацией.
9. Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, характеризующийся тем, он включает стадии, в соответствии с которыми производят высокопрочный стальной лист способом по п. 6, при этом во время процесса непрерывного отжига после охлаждения в диапазоне от 700°С до 500°С стальной лист погружают в ванну для гальванизации формируют на поверхности листа слой гальванического покрытия перед или после процесса выдержки в диапазоне температур от 350°С до 450°С.
10. Способ по п. 9, в котором после погружения в ванну для гальванизации стальной лист повторно нагревают до температуры от 460°С до 600°С и выдерживают в течение двух секунд или дольше для легирования слоя гальванического покрытия.
11. Способ по п. 9, в котором после формирования слоя гальванического покрытия на его поверхность наносят покрывающую пленку, состоящую из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
12. Способ по п. 10, в котором после легирования слоя гальванического покрытия на его поверхность наносят покрывающую пленку, состоящую из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
RU2014107493/02A 2011-07-29 2012-07-27 Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства, и высокопрочный гальванизированный стальной лист и способ его производства RU2573154C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-167661 2011-07-29
JP2011167661 2011-07-29
PCT/JP2012/069261 WO2013018740A1 (ja) 2011-07-29 2012-07-27 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2014107493A RU2014107493A (ru) 2015-09-10
RU2573154C2 true RU2573154C2 (ru) 2016-01-20

Family

ID=47629263

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2014107493/02A RU2573154C2 (ru) 2011-07-29 2012-07-27 Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства, и высокопрочный гальванизированный стальной лист и способ его производства

Country Status (14)

Country Link
US (1) US10351937B2 (ru)
EP (1) EP2740812B1 (ru)
JP (1) JP5240421B1 (ru)
KR (1) KR101598307B1 (ru)
CN (1) CN103717771B (ru)
BR (1) BR112014002023B1 (ru)
CA (1) CA2840816C (ru)
ES (1) ES2755414T3 (ru)
MX (1) MX360333B (ru)
PL (1) PL2740812T3 (ru)
RU (1) RU2573154C2 (ru)
TW (1) TWI471425B (ru)
WO (1) WO2013018740A1 (ru)
ZA (1) ZA201401401B (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2747812C1 (ru) * 2017-12-19 2021-05-14 Арселормиттал Стальная подложка с покрытием, нанесенным в результате погружения в расплав
RU2795439C1 (ru) * 2019-06-03 2023-05-03 Арселормиттал Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения

Families Citing this family (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5699877B2 (ja) * 2011-09-13 2015-04-15 新日鐵住金株式会社 耐かじり性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2014185359A (ja) * 2013-03-22 2014-10-02 Jfe Steel Corp 高強度鋼板
KR101518551B1 (ko) 2013-05-06 2015-05-07 주식회사 포스코 충격특성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP5728115B1 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP5728108B2 (ja) * 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
KR101518600B1 (ko) 2013-10-23 2015-05-07 주식회사 포스코 충격특성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP6306481B2 (ja) * 2014-03-17 2018-04-04 株式会社神戸製鋼所 延性及び曲げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US10590504B2 (en) 2014-12-12 2020-03-17 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR101930186B1 (ko) * 2015-01-15 2018-12-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP2016148098A (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 株式会社神戸製鋼所 降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板
WO2016129550A1 (ja) * 2015-02-13 2016-08-18 株式会社神戸製鋼所 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板
JP2016153524A (ja) * 2015-02-13 2016-08-25 株式会社神戸製鋼所 切断端部での耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板
CN104711481B (zh) * 2015-03-20 2017-03-15 苏州纽东精密制造科技有限公司 一种货架承重高强度钢及其热处理工艺
JP6434348B2 (ja) * 2015-03-23 2018-12-05 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板
JP6473022B2 (ja) * 2015-03-23 2019-02-20 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板
JP6554397B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
US20180171424A1 (en) * 2015-06-03 2018-06-21 Salzgitter Flachstahl Gmbh Deformation-hardened component made of galvanized steel, production method therefor and method for producing a steel strip suitable for the deformation-hardening of components
US10704117B2 (en) 2015-07-29 2020-07-07 Jfe Steel Corporation Cold-rolled steel sheet, coated steel sheet, method for manufacturing cold-rolled steel sheet, and method for manufacturing coated steel sheet
US11384415B2 (en) 2015-11-16 2022-07-12 Benteler Steel/Tube Gmbh Steel alloy with high energy absorption capacity and tubular steel product
CN108291283B (zh) * 2015-11-26 2020-07-10 杰富意钢铁株式会社 高强度热浸镀锌钢板及用于其的热轧钢板和冷轧钢板的制造方法、高强度热浸镀锌钢板
KR102099769B1 (ko) * 2016-03-25 2020-04-10 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 강판 및 고강도 아연 도금 강판
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
WO2017196965A1 (en) 2016-05-10 2017-11-16 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
BR112019004943A2 (pt) 2016-10-19 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço revestida, método para fabricação de chapa de aço galvanizada por imersão a quente e método para fabricação de chapa de aço galvanizada por imersão a quente com liga
TWI626318B (zh) * 2016-10-20 2018-06-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鍍敷鋼板、熔融鍍鋅鋼板的製造方法及合金化熔融鍍鋅鋼板的製造方法
KR101819380B1 (ko) * 2016-10-25 2018-01-17 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 고망간강 및 그 제조방법
RU2635643C1 (ru) * 2017-03-13 2017-11-14 Юлия Алексеевна Щепочкина Сталь
AU2018245893B2 (en) * 2017-03-31 2021-10-07 Nippon Steel Corporation Railway wheel
US11326234B2 (en) 2017-03-31 2022-05-10 Nippon Steel Corporation Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet
US9987567B1 (en) * 2017-09-29 2018-06-05 NextLeaf Solutions Ltd. Cannabinoid extraction process and system
KR102031445B1 (ko) * 2017-12-22 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
US11788163B2 (en) * 2018-03-30 2023-10-17 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
KR102098482B1 (ko) 2018-07-25 2020-04-07 주식회사 포스코 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2019002078A (ja) * 2018-09-10 2019-01-10 株式会社神戸製鋼所 降伏比と加工性に優れた超高強度鋼板
KR102131538B1 (ko) * 2018-11-30 2020-07-08 주식회사 포스코 냉간가공성 및 ssc 저항성이 우수한 초고강도 강재 및 그 제조방법
TWI667356B (zh) * 2018-12-11 2019-08-01 日商新日鐵住金股份有限公司 High-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance, and method for producing high-strength steel sheet excellent in moldability and impact resistance
WO2020121417A1 (ja) * 2018-12-11 2020-06-18 日本製鉄株式会社 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法
MX2021006649A (es) 2018-12-11 2021-07-15 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia que tiene excelente moldeabilidad y resistencia al impacto, y metodo para fabricar lamina de acero de alta resistencia que tiene excelente moldeabilidad y resistencia al impacto.
KR102178728B1 (ko) * 2018-12-18 2020-11-13 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
EP3922740B1 (en) * 2019-02-06 2023-09-13 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same
MX2021015578A (es) * 2019-06-28 2022-01-24 Nippon Steel Corp Lamina de acero.
CN114630914A (zh) * 2019-08-19 2022-06-14 美国钢铁公司 高强度钢产品和用于制备所述高强度钢产品的退火方法
KR102255821B1 (ko) * 2019-09-17 2021-05-25 주식회사 포스코 저온 충격인성이 우수한 고강도 극후물 강재 및 이의 제조방법
KR102457019B1 (ko) * 2020-06-17 2022-10-21 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102485009B1 (ko) * 2020-12-17 2023-01-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102485004B1 (ko) * 2020-12-17 2023-01-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR20230055740A (ko) * 2021-10-19 2023-04-26 주식회사 포스코 친환경 고강도 고성형성 강판 및 그 제조방법
KR20230072050A (ko) * 2021-11-17 2023-05-24 주식회사 포스코 냉간 성형 후 내충격성이 우수한 고항복비형 고강도강 및 그 제조방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2312162C2 (ru) * 2003-04-10 2007-12-10 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочный стальной лист с покрытием из расплавленного цинка и способ его изготовления
RU2312920C2 (ru) * 2003-03-31 2007-12-20 Ниппон Стил Корпорейшн Легированный стальной лист с покрытием из расплавленного цинка и способ его изготовления
RU2358025C1 (ru) * 2007-11-21 2009-06-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства холоднокатаного проката повышенной прочности

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3498504B2 (ja) 1996-10-23 2004-02-16 住友金属工業株式会社 高延性型高張力冷延鋼板と亜鉛メッキ鋼板
JP3592490B2 (ja) 1997-07-02 2004-11-24 株式会社神戸製鋼所 低温靱性に優れた高延性高強度鋼板
JP3525812B2 (ja) 1999-07-02 2004-05-10 住友金属工業株式会社 衝撃エネルギー吸収性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2001111672A (ja) * 1999-10-05 2001-04-20 Kenwood Corp 移動体通信端末
JP3872621B2 (ja) 1999-11-05 2007-01-24 新日本製鐵株式会社 自動車車体用亜鉛系メッキ鋼板
JP4320891B2 (ja) * 2000-01-13 2009-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 スケール密着性に優れた熱延鋼板の製造方法
JP2001329340A (ja) * 2000-05-17 2001-11-27 Nippon Steel Corp 成形性の優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP3772686B2 (ja) 2001-03-28 2006-05-10 住友金属工業株式会社 高張力鋼板およびその製造方法
KR100451247B1 (ko) * 2002-11-06 2004-10-13 엘지전자 주식회사 전기밥솥
JP4227431B2 (ja) * 2003-02-12 2009-02-18 新日本製鐵株式会社 高強度高延性鋼板及びその製造方法
JP4320198B2 (ja) 2003-03-28 2009-08-26 日新製鋼株式会社 衝撃特性と形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP5250939B2 (ja) 2005-03-31 2013-07-31 Ｊｆｅスチール株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4956998B2 (ja) * 2005-05-30 2012-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4676923B2 (ja) * 2006-06-05 2011-04-27 新日本製鐵株式会社 耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4905240B2 (ja) 2007-04-27 2012-03-28 Ｊｆｅスチール株式会社 表面品質、破壊靱性および耐サワー性に優れる熱延鋼板の製造方法
JP2009068039A (ja) 2007-09-11 2009-04-02 Nisshin Steel Co Ltd エネルギー吸収特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
CN101578380B (zh) 2007-12-06 2011-01-12 新日本制铁株式会社 脆性破坏传播停止特性与大线能量焊接热影响部韧性优异的厚壁高强度钢板及其制造方法
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2009119751A1 (ja) 2008-03-27 2009-10-01 新日本製鐵株式会社 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法
JP5245921B2 (ja) * 2009-03-05 2013-07-24 新日鐵住金株式会社 ラインパイプ用鋼材の製造方法
US10023947B2 (en) 2009-11-30 2018-07-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel plate with ultimate tensile strength of 900 MPa or more excellent in hydrogen embrittlement resistance and method of production of same
JP5487916B2 (ja) * 2009-11-30 2014-05-14 新日鐵住金株式会社 衝突吸収エネルギーに優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP5533729B2 (ja) 2011-02-22 2014-06-25 新日鐵住金株式会社 局部変形能に優れ、成形性の方位依存性の少ない延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2312920C2 (ru) * 2003-03-31 2007-12-20 Ниппон Стил Корпорейшн Легированный стальной лист с покрытием из расплавленного цинка и способ его изготовления
RU2312162C2 (ru) * 2003-04-10 2007-12-10 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочный стальной лист с покрытием из расплавленного цинка и способ его изготовления
RU2358025C1 (ru) * 2007-11-21 2009-06-10 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") Способ производства холоднокатаного проката повышенной прочности

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2747812C1 (ru) * 2017-12-19 2021-05-14 Арселормиттал Стальная подложка с покрытием, нанесенным в результате погружения в расплав
US11674209B2 (en) 2017-12-19 2023-06-13 Arcelormittal Hot-dip coated steel substrate
RU2795439C1 (ru) * 2019-06-03 2023-05-03 Арселормиттал Холоднокатаный и покрытый стальной лист и способ его получения
RU2803955C1 (ru) * 2019-12-18 2023-09-22 Арселормиттал Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ изготовления
RU2802328C1 (ru) * 2020-07-24 2023-08-24 Арселормиттал Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления

Also Published As

Publication number Publication date
EP2740812B1 (en) 2019-09-11
KR20140041838A (ko) 2014-04-04
MX2014000919A (es) 2014-05-12
BR112014002023A2 (pt) 2017-02-21
WO2013018740A1 (ja) 2013-02-07
CA2840816C (en) 2016-05-31
ZA201401401B (en) 2015-09-30
EP2740812A4 (en) 2015-04-08
CN103717771B (zh) 2016-06-01
RU2014107493A (ru) 2015-09-10
BR112014002023B1 (pt) 2019-03-26
ES2755414T3 (es) 2020-04-22
KR101598307B1 (ko) 2016-02-26
JP5240421B1 (ja) 2013-07-17
TW201313919A (zh) 2013-04-01
US10351937B2 (en) 2019-07-16
TWI471425B (zh) 2015-02-01
CA2840816A1 (en) 2013-02-07
JPWO2013018740A1 (ja) 2015-03-05
PL2740812T3 (pl) 2020-03-31
MX360333B (es) 2018-10-29
US20140205855A1 (en) 2014-07-24
EP2740812A1 (en) 2014-06-11
CN103717771A (zh) 2014-04-09

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2573154C2 (ru) Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства, и высокопрочный гальванизированный стальной лист и способ его производства
CN112074620B (zh) 镀锌钢板及其制造方法
RU2566121C1 (ru) Высокопрочный гальванизированный погружением стальной лист с превосходной характеристикой сопротивления удару и способ его изготовления и высокопрочный, подвергнутый легированию, гальванизированный погружением стальной лист и способ его изготовления
US11136636B2 (en) Steel sheet, plated steel sheet, method of production of hot-rolled steel sheet, method of production of cold-rolled full hard steel sheet, method of production of steel sheet, and method of production of plated steel sheet
KR101660607B1 (ko) 냉연 강판 및 냉연 강판의 제조 방법
KR101614230B1 (ko) 베이킹 경화성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그것들의 제조 방법
KR102165051B1 (ko) 박강판 및 도금 강판, 그리고, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
WO2010061972A1 (ja) 成形性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
EP2765211B1 (en) High-tensile-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
KR101597058B1 (ko) 냉연 강판
JP5699764B2 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20140102310A (ko) 핫 스탬프 성형체 및 그 제조 방법
KR20140026628A (ko) 성형성이 우수한 고강도 강판, 고강도 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법
KR20120023129A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
US20140305550A1 (en) High strength hot rolled steel sheet and method for producing the same
JP7216933B2 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP6409916B2 (ja) 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法
JP6264176B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP2004244665A (ja) 高強度高延性鋼板及びその製造方法
KR20180014092A (ko) 고강도 박강판 및 그 제조 방법
JP2009235441A (ja) 伸びフランジ性に優れる高降伏比高強度冷延鋼板
JP2004323958A (ja) 耐二次加工脆性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5708320B2 (ja) 冷延鋼板
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
WO2023032225A1 (ja) 熱延鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
PD4A Correction of name of patent owner
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20200728