RU2579320C2 - Холоднокатаный стальной лист с покрытием из цинка или цинкового сплава, способ его производства и применение такого стального листа - Google Patents
Холоднокатаный стальной лист с покрытием из цинка или цинкового сплава, способ его производства и применение такого стального листа Download PDFInfo
- Publication number
- RU2579320C2 RU2579320C2 RU2013157350/02A RU2013157350A RU2579320C2 RU 2579320 C2 RU2579320 C2 RU 2579320C2 RU 2013157350/02 A RU2013157350/02 A RU 2013157350/02A RU 2013157350 A RU2013157350 A RU 2013157350A RU 2579320 C2 RU2579320 C2 RU 2579320C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- sheet
- cold
- rolled
- sheet according
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 63
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 63
- 239000011701 zinc Substances 0.000 title claims description 31
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims description 20
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 title claims description 20
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 title claims description 16
- 238000000576 coating method Methods 0.000 title claims description 16
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 title claims description 13
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 9
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 56
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 46
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 38
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims abstract description 26
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 23
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 18
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 16
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 15
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 15
- 238000003466 welding Methods 0.000 claims description 10
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 5
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 5
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 5
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims description 4
- 238000005530 etching Methods 0.000 claims description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 3
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims description 3
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 claims description 2
- 239000010451 perlite Substances 0.000 claims description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 18
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 15
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 21
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 20
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 15
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 14
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 13
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 13
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 13
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000000047 product Substances 0.000 description 11
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 11
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 9
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 8
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 8
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 7
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 7
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 6
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N nickel Substances [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 230000035945 sensitivity Effects 0.000 description 6
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 5
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 5
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 5
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 4
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 4
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 4
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 4
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 3
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 3
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 239000002390 adhesive tape Substances 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000002596 correlated effect Effects 0.000 description 2
- 230000000875 corresponding effect Effects 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 230000006355 external stress Effects 0.000 description 2
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 2
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 2
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 2
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 2
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 2
- 239000003381 stabilizer Substances 0.000 description 2
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 2
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 2
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 1
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 1
- 238000005056 compaction Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- WBZKQQHYRPRKNJ-UHFFFAOYSA-L disulfite Chemical compound [O-]S(=O)S([O-])(=O)=O WBZKQQHYRPRKNJ-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 230000003628 erosive effect Effects 0.000 description 1
- 230000007717 exclusion Effects 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 1
- 230000005251 gamma ray Effects 0.000 description 1
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 1
- 239000005431 greenhouse gas Substances 0.000 description 1
- 229910052735 hafnium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000000977 initiatory effect Effects 0.000 description 1
- 230000003993 interaction Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical class [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 238000012544 monitoring process Methods 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000000149 penetrating effect Effects 0.000 description 1
- 230000002028 premature Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 239000011819 refractory material Substances 0.000 description 1
- LIVNPJMFVYWSIS-UHFFFAOYSA-N silicon monoxide Chemical class [Si-]#[O+] LIVNPJMFVYWSIS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052814 silicon oxide Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000007790 solid phase Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000000638 stimulation Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000006467 substitution reaction Methods 0.000 description 1
- 150000004763 sulfides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 1
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
- C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
- B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
- B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
- B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
- B23K11/11—Spot welding
-
- 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
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- 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
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/002—Bainite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- 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)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Изобретение может быть использовано, в частности, в автомобильной промышленности и касается изготовления холоднокатаного и отожженного стального листа с «ТРИП-эффектом». Стальной лист имеет следующий состав, мас.%: 0,17≤C≤0,25, 1,5≤Mn≤2, 0,50≤Si≤1, 0,50≤Al≤1,2, при этом Si+Al≥1,30, остальное - железо и неизбежные примеси, образующиеся в результате обработки. Микроструктура листа в процентах площади состоит из от 65 до 85% феррита и от 15 до 35% островков мартенсита и остаточного аустенита. Средний размер указанных островков мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 1,3 мкм, а их средний форм-фактор составляет менее 3. Механическая прочность Rm листа составляет между 780 и 900 МПа включительно, а удлинение при разрыве A% больше или равно 19%. Обеспечивается сочетание высокой прочности и высокой формуемости. 4 н. и 13 з.п. ф-лы, 3 ил., 5 табл.
Description
Данное изобретение относится к изготовлению холоднокатаных листов с покрытием, демонстрирующих «ТРИП-эффект» (пластичность, наведенная превращением) при формовании деталей и предназначенных, в частности, для применения в автомобильной промышленности.
Сокращение выбросов в атмосферу парниковых газов является в настоящее время важной задачей при конструировании автомобилей, и эта задача решается посредством снижения массы транспортных средств и, в свою очередь, снижения потребления ими топлива. Когда эта задача объединяется с требованиями безопасности к транспортным средствам нового поколения, автомобилестроители оказываются перед необходимостью применения в кузовах автомобилей сталей с увеличенной механической прочностью для уменьшения толщины комплектующих и, таким образом, снижения массы транспортного средства. Однако детали для автомобилей нового поколения имеют сложные формы и стальные листы, из которых они изготавливаются, должны обладать достаточной пластичностью.
В этих обстоятельствах ТРИП-стали переживают преобладающий рост, поскольку они сочетают высокую прочность с высокой формуемостью.
Этот хороший компромисс между механической прочностью и формуемостью является следствием сложной структуры ТРИП-стали, включающей феррит, который является вязким компонентом, более твердые компоненты, такие как островки мартенсита и аустенита (МА), большинство которых состоит из остаточного аустенита, и, наконец, бейнитно-ферритную матрицу, которая имеет механическую прочность и пластичность, промежуточные между ферритом и островками МА. ТРИП-стали имеют очень высокую способность к уплотнению, которая делает возможным хорошее распределение деформаций в случае столкновений или даже во время формования автомобильных деталей. В связи с этим оказывается возможным изготовление деталей столь же сложных, как и получаемые из обычных сталей, но с улучшенными механическими свойствами, что, в свою очередь, позволяет снизить толщину деталей при удовлетворении идентичных требований в отношении механической прочности. Поэтому эти стали являются эффективным средством, удовлетворяющим требованиям по снижению массы и увеличению безопасности транспортных средств. Среди горячекатаных или холоднокатаных стальных листов, этот тип стали среди прочего находит применение в деталях конструкции и элементах безопасности автомобиля.
Современные требования к уменьшению массы транспортных средств и потреблению энергии привели к спросу на некоторые ТРИП-стали, механическая прочность Rm которых на исследуемом согласно ISO (Международная организации по стандартизации) образце составляет между 780 и 900 МПа при общем удлинении, превышающем 19%. В дополнение к такому уровню прочности и пластичности эти стали должны обладать хорошей свариваемостью и высокой степенью пригодности для непрерывного горячего цинкования погружением. Эти стали также должны демонстрировать высокую степень сгибаемости.
В этой связи документ JP 2001254138 описывает стали, которые имеют следующую химическую композицию: 0,05-0,3% C, 0,3-2,5% Si, 0,5-3,0% Mn и 0,001-2,0% Al, остальное - железо и неизбежные примеси. Структура содержит остаточный аустенит, в котором массовая концентрация углерода равна или превышает 1%, а его объемная доля составляет между 3 и 50%, а также феррит, форм-фактор которого находится между 0,5 и 3 и объем которого составляет между 50 и 97%. Этот документ известного уровня техники относится к стали без покрытия, и в рамках этого патента данное изобретение для получения стали, требующей особой механической прочности, ассоциированной с высокой пластичностью, для получения сложных, имеющих покрытие конструкционных элементов автотранспортных средств, применяться не может.
Документ известного уровня техники WO 2002101112 также описывает стали, которые имеют следующую химическую композицию: С: 0,0001-0,3%, Si: от 0,001 до 2,5%, Mn: 0,001-3%, Al: 0,0001-4%, P: 0,0001-0,3%, S: 0,0001-0,1% и необязательно один или несколько из следующих элементов: Nb, Ti, V, Zr, Hf и Ta в общем количестве между 0,001 и 1%, B: от 0,0001 до 0,1%, Mo: от 0,001 до 5%, Cr: от 0,001 до 25%, Ni: от 0,001 до 10%, Cu: от 0,001 до 5%, Co: от 0,001 до 5%, W: от 0,001 до 5% и Y, РЗМ (редкоземельные металлы), Ca, Mg и Ce в общем количестве между 0,0001 и 1%, остальное - железо и неизбежные примеси. Заявленная микроструктура состоит из от 50% до 97% феррита или фазы феррит + бейнит, объединенных в качестве основной структуры, и аустенита в качестве второй фазы с общим объемным содержанием между 3 и 50%. Раскрытие, сделанное в этом документе, не позволяет изготовить лист, от которого требуется особая механическая прочность, ассоциированная с высокой степенью пластичности, что необходимо для получения сложной детали с покрытием, предназначенной для применения в конструкции автомобиля.
Цель данного изобретения состоит в получении стального листа с покрытием из Zn или цинкового сплава, обладающего комбинацией критериев улучшенной формуемости, пригодности к нанесению покрытий и свариваемости. Низкая чувствительность к охрупчиванию жидким цинком при проникновении цинка во время сварки улучшает поведение имеющей покрытие сварной детали при эксплуатации. Эта охрупчиваемость объясняется плавлением нижнего слоя цинка или цинкового сплава из-за высоких температур, действию которых он подвергается во время сварки. При этих температурах жидкий Zn проникает в границы аустенитных зерен стали и вызывает охрупчивание, которое приводит к преждевременному появлению трещин в зонах, подвергшихся действию больших внешних напряжений, например, при выполнении точечной сварки.
В этом смысле цель изобретения состоит в том, чтобы создать стальные листы с «ТРИП-эффектом», которые имеют механическую прочность между 780 и 900 МПа наряду с удлинением при разрушении, превышающим 19%. Этот лист должен быть пригодным для нанесения покрытия из Zn или цинкового сплава и должен быть относительно невосприимчивым к проникновению Zn в границы аустенитных зерен.
Дополнительная цель изобретения состоит в создании экономичного способа изготовления, исключающего необходимость в добавлении дорогих легирующих элементов.
Такой лист может быть изготовлен с помощью любого подходящего способа производства. Однако предпочтительно применение способа изготовления, при котором небольшие колебания параметров не приводят к значительным изменениям микроструктуры или механических свойств.
Одна особенно предпочтительная цель изобретения заключается в создании стального листа, который легко поддается холодной прокатке, то есть такого, твердость которого после стадии горячей прокатки ограничивается таким образом, чтобы требующиеся во время стадии холодной прокатки усилия прокатки оставались умеренными.
Таким образом, целью изобретения является холоднокатаный, отожженный стальной лист, покрытый цинком или цинковым сплавом, имеющий следующую композицию, в мас.%:
0,17%≤C≤0,25%;
1,5%≤Mn≤2,0%;
0,50%≤Si≤1%
0,50%≤Al≤1,2%;
B≤0,001%;
P≤0,030%;
S≤0,01%;
Nb≤0,030%;
Ti≤0,020%;
V≤0,015%;
Cu≤0,1%;
Cr≤0,150%;
Ni≤0,1%;
0%≤Mo≤0,150%,
при условии, что Si+Al≥1,30%,
остальное - железо и неизбежные примеси, появляющиеся вследствие обработки, микроструктуру, состоящую в % по площади, из от 65% до 85% феррита, от 15% до 35% островков мартенсита и остаточного аустенита, при этом указанный феррит содержит менее 5% нерекристаллизованного феррита и при этом следует понимать, что общее содержание остаточного аустенита составляет между 10% и 25%, общее содержание мартенсита равно или менее 10%, средний размер указанных островков мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 1,3 мкм, их средний форм-фактор составляет менее 3, механическая прочность Rm составляет между 780 и 900 МПа, а удлинение при разрыве A% равно или превышает 19%.
Заявленный в соответствии с данным изобретением лист может также демонстрировать перечисленные ниже характеристики, которые рассматриваются индивидуально или в комбинации:
- композиция включает в мас.%:
0,19%≤C≤0,23%;
- композиция включает в мас.%:
1,6%≤Mn≤1,8%;
- композиция включает в мас.%:
0,7%≤Si≤0,9%;
- композиция включает в мас.%:
0,6%≤Al≤0,8%;
- композиция включает в мас.%:
0%≤B≤0,0005%;
- более 90% (% по площади) островков мартенсита и остаточного аустенита имеют размер, меньший или равный двум микрометрам.
Дополнительной целью изобретения является способ изготовления холоднокатаного, отожженного листа, покрытого цинком или цинковым сплавом, состоящий из указанных ниже стадий:
- получения стали, имеющей композицию, заявленную в соответствии с данным изобретением, затем
- отливки стали в форме заготовки, после чего
- нагрева заготовки до температуры между 1150 и 1250°C, затем
- горячей прокатки заготовки с окончанием прокатки при температуре окончания прокатки TFL, большей или равной Ar3, для получения листа, после чего
намотки горячекатаного листа в рулон при температуре Tbob между 500 и 600°C, далее
- охлаждения горячекатаного листа до температуры окружающей среды, после чего
- в случае необходимости, травление горячекатаного листа, далее
- этот лист подвергается холодной прокатке, затем
- повторного нагрева холоднокатаного листа со скоростью Vc между 1 и 30°C/с до температуры Tr на протяжении времени tr, которое больше или равно 15 секундам, при этом указанные величины температуры и времени выбираются так, чтобы получить процентную долю площади аустенита между 35% и 70%, с остальной частью, состоящей из полигонального феррита, после чего
- охлаждения холоднокатаного листа до температуры Teg между 475 и 440°C со скоростью Vref, которая является достаточно высокой, чтобы предотвратить образование перлита, далее
- выдержки холоднокатаного листа при температуре снятия напряжений Teg в течение времени teg между 20 и 120 секундами, далее
- нанесения на холоднокатаный лист покрытия непрерывным погружением в ванну с горячим расплавом цинка или цинкового сплава, после чего
- охлаждения горячекатаного листа до температуры окружающей среды.
Заявленный в соответствии с данным изобретением лист может также демонстрировать перечисленные ниже характеристики, которые рассматриваются индивидуально или в комбинации:
- температура охлаждения прокатки TFL выше 900°C;
- температура окончания прокатки TFL равна или выше 920°C;
- точка росы во время отжига при Tr на протяжении времени tr составляет между -20°C и -15°C;
- температура отжига Tr составляет между Ac1 +50°C и Ас3 -50°C;
- температура отжига Tr составляет между Ac1 +50°C и Ac1 +170°C;
- время teg предпочтительно находится между 30 и 80 секундами;
- идеально время teg находится между 30 и 60 секундами.
Заявленный в соответствии с данным изобретением лист является подходящим для контактной точечной сварки.
Дополнительная цель изобретения состоит в применении холоднокатаного, отожженного листа с покрытием по изобретению или полученного способом по изобретению, для изготовления конструкционных элементов или элементов обеспечения безопасности наземных автотранспортных средств.
Дополнительные особенности и преимущества данного изобретения представлены в следующем описании, которое дается просто посредством примера и с обращением к сопутствующим фигурам, на которых:
фиг. 1 показывает размеры образца для испытаний на растяжение, используемого для оценки механических свойств, при этом числовые значения этих размеров представлены в таблице 4;
фиг. 2 представляет пример микроструктуры заявляемого в соответствии с данным изобретением стального листа с островками МА (белое) и матрицей, содержащей полигональный феррит и бейнит (черное);
фиг. 3 представляет пример распределения форм-фактора островков МА согласно изобретению в качестве функции соответствующей максимальной длины.
Также в рамках настоящего изобретения раскрывается влияние доли содержания аустенита, образующегося при выдержке в температурном межкритическом диапазоне, и ее комбинации с температурой снятия напряжений на конечные механические свойства стального листа.
Углерод играет значительную роль в образовании микроструктуры и через ТРИП-эффект в обеспечении механических свойств в отношении пластичности и прочности: при содержании углерода менее 0,17 мас.% механическая прочность становится недостаточной. Выше 0,25% постепенно снижается свариваемость, хотя ТРИП-эффект улучшается. Содержание углерода преимущественно составляет между 0,19 и 0,23% включительно.
Марганец является элементом, который обеспечивает упрочнение твердым раствором замещения, который увеличивает способность принимать закалку и замедляет выделение карбидов. Для достижения желательных механических свойств необходимо минимальное содержание 1,5 масс.%. Однако выше 2% его гаммагенный характер приводит к образованию чрезмерно полосчатой структуры, что снижает пригодность стали к нанесению покрытий и может неблагоприятно воздействовать на формуемость автомеханических конструкционных деталей. Содержание марганца преимущественно составляет между 1,6 и 1,8% включительно.
Благодаря добавлению кремния и алюминия, которые значительно замедляют выделение карбидов в течение цикла отжига и особенно во время бейнитного превращения, делается возможной стабилизация остаточного аустенита. Это обеспечивает возможность обогащения аустенита углеродом, приводя к стабилизации аустенита в стальном листе с покрытием при температуре окружающей среды. Последующее приложение внешнего напряжения, например, во время формования, ведет к превращению этого аустенита в мартенсит. Это превращение приводит к хорошему компромиссу между механической прочностью и пластичностью ТРИП-сталей.
Кремний является элементом, который повышает твердость в твердом растворе замещения. Этот элемент также играет важную роль в образовании микроструктуры, замедляя выделение карбидов в течение стадии снятия напряжений после первичного охлаждения, что позволяет сконцентрировать углерод в остаточном аустените для его стабилизации. Кремний играет эффективную роль совместно с алюминием, наилучшие результаты применения кремния в отношении заданных свойств достигаются при уровнях содержания, превышающих 0,50%. Однако добавление кремния в количестве, превышающем 1%, чревато неблагоприятным воздействием на пригодность к горячему цинкованию, и вследствие стимулирования образования оксидов, которые сцепляются с поверхностью изделий; для поддержания пригодности к нанесению покрытий способом окунания в расплав содержание кремния должно быть ограничено 1 масс.%. Предпочтительно содержание кремния составляет между 0,7 и 0,9% включительно. Кремний также ухудшает свариваемость; его содержание, равное или ниже 1%, одновременно обеспечивает и очень хорошую пригодность для сварки, и хорошую пригодность для нанесения покрытий.
Алюминий играет важную роль в изобретении, значительно замедляя выделение карбидов; его эффект объединяется с действием кремния, вследствие чего содержание кремния и алюминия в массовых процентах является таким, чтобы удовлетворять условию Si+Al≥1,30% с тем, чтобы достаточно замедлить выделение карбидов и стабилизировать остаточный аустенит. Этот эффект достигается, когда содержание алюминия превышает 0,50% и когда оно составляет менее 1,2%. Предпочтительно содержание алюминия должно быть равно или ниже 0,8% и выше или равно 0,6%. Также обычно считается, что высокие уровни Al увеличивают эрозию огнеупорных материалов и риск забивки отверстий сталеразливочных стаканов при литье стали до прокатки. Алюминий также проявляет отрицательную склонность к сегрегации и может привести к макросегрегациям. В чрезмерных количествах алюминий снижает пластичность в горячем состоянии и увеличивает риск появления дефектов в ходе непрерывной разливки. Без тщательного контроля условий разливки дефекты микро- и макросегрегации в конечном счете приводят к центральной сегрегации в отожженном стальном листе. Эта центральная полоса будет более твердой, чем окружающая ее матрица, и будет неблагоприятно воздействовать на формуемость материала.
При содержании серы выше 0,01% падает пластичность из-за избыточных количеств сульфидов, таких как MnS (сульфиды марганца), что снижает обрабатываемость стали и также оказывается источником зарождения трещин. Сера также является остаточным элементом, содержание которого должно быть ограничено.
Фосфор является элементом, упрочняющим твердый раствор, но значительно снижающим пригодность для точечной сварки и пластичность в горячем состоянии, в частности, из-за его склонности к сегрегации на границе зерен или тенденции к совместному выделению с марганцем. По этим причинам для обеспечения хорошей пригодности для точечной сварки и хорошей пластичности в горячем состоянии содержание фосфора должно быть ограничено 0,03%. Он также является остаточным элементом, содержание которого должно лимитироваться.
Молибден играет эффективную роль в обеспечении способности к закалке и твердости и задерживает появление бейнита. Однако добавление молибдена чрезмерно увеличивает стоимость легирующих добавок, поэтому по экономическим причинам его содержание ограничивается 0,150% или даже 0,100%.
Хром, благодаря его роли в обеспечении способности к закалке, также вносит вклад в задержку образования доэвтектоидного феррита. Этот элемент также участвует в упрочнении твердого раствора замещения, хотя по экономическим причинам его содержание ограничивается 0,150% или даже 0,100%, поскольку он является дорогим легирующим элементом.
Никель, который является эффективным стабилизатором аустенита, способствует стабилизации аустенита. Однако при уровнях, превышающих 0,1%, расходы на добавление легирующих элементов становятся неоправданными с финансовой точки зрения. Поэтому по экономическим причинам содержание никеля ограничивается 0,1%.
Медь, которая также является эффективным стабилизатором аустенита, способствует стабилизации аустенита. Однако при уровнях, превышающих 0,1%, расходы на добавление легирующих элементов становятся неоправданными с финансовой точки зрения. Поэтому по экономическим причинам содержание меди ограничивается 0,1%.
Бор оказывает сильное влияние на способность стали к закалке. Он ограничивает действие углерода и ограничивает диффузионные фазовые превращения (ферритное или бейнитное превращение во время охлаждения), поддерживая, таким образом, образование упрочняющих фаз, таких как мартенсит. Этот эффект в данном изобретении нежелателен, поскольку цель состоит в содействии бейнитному превращению для стабилизации аустенита и предупреждении образования слишком большой процентной доли площади мартенсита. Поэтому содержание бора ограничивается 0,001%.
Микролегирующие элементы, такие как ниобий, титан и ванадий, ограничиваются максимальными уровнями 0,030%, 0,020% и 0,015%, соответственно, поскольку эти элементы обладают свойством образовывать упрочняющие выделения с углеродом и/или азотом, которые также проявляют тенденцию к снижению пластичности изделия. Они также задерживают рекристаллизацию при нагревании и во время стадии выдержки при отжиге, и поэтому утончают микроструктуру, что также упрочняет материал.
Остальная часть композиции состоит из железа и неизбежных примесей, появляющихся в результате обработки.
Стали с ТРИП-эффектом имеют микроструктуру, которая содержит островки остаточного аустенита и мартенсита, именуемые «островками МА», а также феррит. Этот феррит может быть подразделен на две категории: межкритический феррит, который является полигональным ферритом, образующимся во время выдержки после нагревания как части отжига при Tr, и не содержащий карбидов бейнитный феррит, образующийся после выдержки в ходе первичного охлаждения и в течение стадии снятия напряжений, которая является частью отжига. Термин «феррит» при его дальнейшем использовании включает обе подкатегории. Наличие в микроструктуре мартенсита нежелательно, но полное его исключение труднодостижимо.
Предпочтительные свойства листа по изобретению достигаются благодаря комбинации микроструктуры, которая включает полигональный феррит, бейнитный феррит и островки остаточного аустенита и мартенсита, с особой химической композицией, которая определена в формуле изобретения.
В рамках данного изобретения образуется не более 5% нерекристаллизованного феррита. Эта доля содержания нерекристаллизованного феррита оценивается следующим образом: после идентифицирования в микроструктуре ферритной фазы выполняется количественное определение процентной доли площади нерекристаллизованного феррита относительно всего количества ферритной фазы. Эта нерекристаллизованная фаза имеет очень низкую пластичность, является источником инициирования трещин во время формирования в заключительную форму и не позволяет достигнуть заданных в соответствии с изобретением характеристик.
Согласно изобретению микроструктура в процентах площади представлена уровнями содержания от 65% до 85% феррита, от 15% до 35% островков мартенсита и остаточного аустенита, причем общее содержание остаточного аустенита составляет между 10% и 25%, а общее содержание мартенсита составляет 10% или менее процентных долей площади.
Количество островков МА менее 15% не обеспечивает сколько-нибудь значительного увеличения устойчивости к разрушению. Также не достигается полное удлинение в 19%. Кроме того, поскольку островки МА являются твердыми, если их уровень содержания составляет менее 15%, существует риск, что заданные 780 МПа не будут достигнуты. Если содержание островков МА свыше 35%, для эффективной их стабилизации потребовалось бы высокое содержание углерода и это неблагоприятным образом отразилось бы на свариваемости стали. Для получения островков МА, достаточно устойчивых при температуре окружающей среды, содержание углерода в массовых процентах от остаточного аустенита предпочтительно превышает 0,8%. В рамках данного изобретения феррит позволяет улучшить пластичность, и присутствие этой пластичной структуры необходимо для достижения заданного полного удлинения в 19%. Бейнитный феррит позволяет стабилизировать остаточный аустенит.
Фиг. 2 иллюстрирует заявленную в соответствии с данным изобретением микроструктуру, представленную в виде изображения, полученного оптическим микроскопом. Островки МА отображены белым цветом, а феррит - черным. На данном этапе не делается никаких различий между полигональным ферритом и бейнитным ферритом, поскольку увеличение слишком невелико и в обоих случаях с кристаллографической точки зрения присутствует объемноцентрированная кубическая структура. Основное различие состоит в том, что бейнитный феррит имеет плотность дислокаций и содержание углерода более высокие, чем у полигонального межкритического феррита.
Заявленный в соответствии с данным изобретением способ может содержать следующие перечисленные ниже стадии.
Готовят сталь, имеющую заявленную в соответствии с изобретением композицию, затем из этой стали отливают заготовку. Сталь может отливаться в виде слитков или же сталь может непрерывным способом отливаться в форме слябов.
Отлитые заготовки сначала доводят до температуры Trech выше 1150°C и ниже 1250°C таким образом, чтобы целиком достичь температуры, благоприятствующей высоким скоростям деформации, которой сталь подвергается во время прокатки. Этот интервал температур позволяет находиться в аустенитном диапазоне.
Однако, если температура Trech превышает 1275°C, аустенитные зерна достигают нежелательно крупных размеров и приводят к более грубой конечной структуре.
Заготовка является горячекатаной в диапазоне температур, при которых структура стали полностью представлена аустенитом; если температура окончания прокатки TFL оказывается ниже температуры Ar3 начала превращения аустенита в феррит в ходе охлаждения, ферритные зерна при прокатке упрочняются и пластичность значительно падает. Предпочтительно температура окончания прокатки TFL выбирается выше 900°C. Еще большее предпочтение отдается температуре окончания прокатки TFL, выше или равной 920°C.
Затем горячекатаный продукт наматывают в рулон при температуре Tbob между 500 и 600°C. Этот диапазон температур позволяет достичь полного бейнитного превращения во время квазиизотермической выдержки, ассоциированной с намоткой в рулон, сопровождаемой медленным охлаждением. Температура намотки в рулон, превышающая 600°C, приводит к образованию нежелательных оксидов.
Когда температура намотки в рулон оказывается слишком низкой, возрастает твердость продукта, что требует увеличения сил, необходимых для приложения в ходе последующей холодной прокатки.
В случае необходимости горячекатаный продукт может быть далее подвергнут травлению с помощью известного способа, с последующей холодной прокаткой со степенью обжатия, предпочтительно между 30 и 80%.
После этого холоднокатаный продукт нагревают, предпочтительно в установке непрерывного отжига, со средней скоростью нагревания Vc между 1 и 30°C/с. Что касается температуры нагрева при отжиге Tr, скорость нагревания в этом диапазоне позволяет получить нерекристаллизованную ферритную фракцию в количестве менее 5%.
Нагревание выполняют вплоть до температуры нагрева при отжиге Tr, которая предпочтительно находится между температурой Ac1 (температура, при которой в ходе нагревания начинается аллотропное превращение) +50°C и Ас3 (температура завершения аллотропного превращения в ходе нагревания) - 50°C, в течение промежутка времени tr, выбранного таким, чтобы получить между 35 и 70% межкритического аустенита. Это может быть достигнуто, в частности, посредством выбора с учетом энергосбережения температуры Tr между Ac1 +50°C и Ac1 +170°C. Когда величина Tr составляет менее (Ac1 +50°C), структура может также содержать зоны нерекристаллизованного феррита, процентная доля площади которого может достигать 5%. Заявленная в соответствии с данным изобретением температура нагрева при отжиге Tr позволяет получать межкритический аустенит в количествах, достаточных для последующего образования во время охлаждения феррита в таких количествах, которые обеспечивают достаточную стабилизацию остаточного аустенита и достижение требуемых механических свойств.
Когда доля содержания межкритического аустенита превышает 70%, концентрация в нем углерода при температуре Tr невелика, что ведет к последующему слишком быстрому превращению и слишком большому содержанию полигонального и бейнитного феррита, соответственно, в течение охлаждения и в ходе стадии снятия напряжений между 440 и 475°C. Поскольку феррит не является очень твердой фазой, его присутствие в слишком больших количествах лишает возможности достижения целевых 780 МПа и полного удлинения ≥19%.
Продолжительность выдержки trec составляет между 15 и 300 секундами. Минимальное время выдержки tr больше или равно 15 секундам при температуре Tr, делает возможным растворение карбидов и, самое главное, достаточное превращение в аустенит. Насыщение эффекта происходит за пределами интервала в 300 с. Также время выдержки, превышающее 300 секунд, сложно совмещается с технологическими требованиями установок непрерывного отжига, в частности, со скоростью разматывания рулона.
В конце выдержки для отжига лист охлаждается до температуры, которая является близкой к температуре Teg, при этом скорость охлаждения Vref является достаточно высокой для того, чтобы не допускать каких-либо превращений во время охлаждения и, в частности, образования перлита, который абсорбирует углерод. Для этой цели скорость охлаждения Vref предпочтительно превышает 5°C/с. На данной стадии происходит частичное превращение аустенита в феррит. Это позволяет, когда С вытесняется в аустенит (вследствие того, что последний относительно нерастворим в феррите), стабилизировать последний для стимулирования ТРИП-эффекта.
Время выдержки в диапазоне температур от 440°C до 475°C должно быть более 20 секунд, чтобы обеспечить возможность стабилизации аустенита посредством обогащения указанного аустенита углеродом, и менее 120 секунд, чтобы ограничить процентную долю площади феррита и установить предел максимально возможной степени выделения карбидов. В действительности вне границ 120 секунд выделяется цементит Fe3C и, следовательно, уменьшается количество углерода, доступного для ТРИП-эффекта, исходящего из остаточного аустенита. Результатом является как низкая механическая прочность из-за аустенита, который распадается и содержит меньше углерода, так и низкое удлинение из-за ТРИП-эффекта с аустенитом, который менее устойчив, поскольку менее богат углеродом. Этот аустенит будет представлять островки, которые при воздействии механического усилия будут преждевременно трансформироваться в мартенсит. Поскольку мартенсит не очень пластичен, полное удлинение стали будет снижено.
Предпочтительно время выдержки teg при температуре Teg будет находиться между 30 и 80 секундами. Время выдержки, идеальное для обеспечения эффекта оптимального воздействия на микроструктуру и механические свойства, будет составлять между 30 и 60 секундами.
После этого выполняется горячее цинкование погружением в ванну с цинком или цинковым сплавом, температура TZn которых может находиться между 440 и 475°C.
Например, композиция ванны с цинком или цинковым сплавом может быть такой, что:
Al(%)+Fe(%)+10(Pb+Cd)<0,55%, остальное до 100%, составляет Zn.
Оцинкованное изделие затем охлаждается до температуры окружающей среды со скоростью Vref2, превышающей 2°C/с. Таким способом получается холоднокатаный, отожженный и оцинкованный стальной лист, который в единицах процентов площади содержит от 65 до 85% феррита и от 15 до 35% островков мартенсита и остаточного аустенита, при этом понятно, что остаточное содержание аустенита составляет между 10 и 25%.
Для стимулирования явления внутримолекулярного окисления легко окисляемых элементов, таких как марганец, алюминий и кремний, и содействия, таким образом, осаждению грунтовочного слоя цинка на листе, после холодной прокатки выполняется отжиг в печи при высокой точке росы, то есть с увеличением проникновения кислорода в металл.
Когда отжиг выполняется в атмосфере с точкой росы -40°C или ниже, изделие демонстрирует ограниченную смачиваемость, и осажденный цинк не покрывает все сто процентов поверхности листа. Кроме того, было найдено, что при точке росы, равной -40°C, адгезия грунтующего цинкового покрытия оказывается недостаточной.
Напротив, при точке росы между -20°C и -15°C смачиваемость и адгезия цинкового грунтующего покрытия значительно улучшаются.
Также могут использоваться способы цинкования электролитическим способом или PVD (физического осаждения из паровой фазы).
Далее изобретение иллюстрируется с помощью следующих неограничивающих примеров.
Были приготовлены стали, композиция которых в массовых процентах представлена в следующей таблице 1. Поскольку для изготовления листа, заявленного в соответствии с данным изобретением, использовались стали IX1, IX2, IX3 и IX4, для целей сравнения также представлена композиция сталей R1-R6, которые использовались для изготовления сравнительных листов.
Были отлиты заготовки, соответствующие перечисленным выше композициям, повторно нагреты до 1230°C и затем подвергнуты горячей прокатке в диапазоне полностью аустенитной структуры. Условия изготовления этих горячекатаных продуктов (температура окончания прокатки TFL и температура намотки в рулон Tbob) показаны в таблице 2.
Все горячекатаные изделия после этого подвергались травлению и далее холодной прокатке с коэффициентом обжатия между 30 и 80%. Ряд сталей, имеющих один и тот же состав, был подвергнут воздействию различных условий обработки.
Таблица 3 отображает условия обработки отожженного листа после холодной прокатки:
- Скорость нагрева Vc;
- Исходное содержание аустенита в конце выдержки (межкритического) γinit;
- Температура нагрева при отжиге Tr;
- Время выдержки при отжиге tr;
- Скорость охлаждения после отжига Vref;
- Температура снятия напряжений Teg;
- Продолжительность стадии снятия напряжений teg;
Также в таблице 3 представлены температуры фазовых превращений Ac1 и Ас3.
Помимо этого, была определена микроструктура ТРИП-сталей с количественной оценкой содержания остаточного аустенита. Было выполнено количественное определение процентной доли площади островков МА после травления метабисульфитным реактивом для травления Klemm или Lepera, сопровождаемого анализом изображения с помощью программного обеспечения AphelionTM.
Листы были полостью покрыты Zn.
В ряде случаев были оценены температуры окончания прокатки, несмотря на то, что они остаются между 900 и 1000°C, было отмечено, что они превышают 920°C.
Отметка "n.e." означает «не оценивалось».
В следующей далее таблице 5 представлены полученные механические свойства при растяжении (предел упругости Re, прочность Rm, удлинение при разрыве A). Эти величины были получены с использованием образца для испытаний в соответствии с ISO 20×80, имеющего представленные в таблице 4 размеры и проиллюстрированного на фиг. 1. Для получения данных по этим механическим свойствам использовались одноосные растягивающие усилия при условии, что сила прикладывалась в направлении, перпендикулярном по отношению к направлению холодной прокатки.
Таблица 4. Размеры образцов для испытаний на растяжение, единицы измерений - миллиметры (фиг. 1 иллюстрирует указанные длины).
Пригодность к нанесению покрытия количественно определялась следующим образом: лист изгибался на 180° вокруг клина и затем снаружи на изогнутую поверхность наносилась клейкая лента; покрытие является сцепленным, если при удалении клейкой ленты оно не отрывается вместе с лентой. Если покрытие не сцепленное, то оно отрывается с лентой.
Аналогично, в ходе испытания на свариваемость на покрытой Zn детали оценивается чувствительность к охрупчиванию при проникновении жидкого Zn. Испытание состоит из рассмотрения под микроскопом трещин и их глубины для каждого применяемого материала и способа, после чего выполняется их относительное классифицирование.
Шкалы в обоих этих испытаниях градуируются от 1 балла (недостаточная пригодность к нанесению покрытий/чувствительность к жидкому Zn) до 5 (очень хорошая пригодность к нанесению покрытий/нечувствительность к жидкому Zn). Результаты в 1-2 балла рассматриваются как неудовлетворительные.
Стальные листы по изобретению имеют ряд микроструктурных и механических свойств, которые делают возможным успешное изготовление деталей, предназначенных, в частности, для применения в качестве конструкционных элементов: прочность между 780 и 900 МПа, удлинение при разрыве более 19% на ISO 20×80 образце для испытания, представленном в таблице 4, хорошую пригодность к нанесению покрытий и относительно низкую чувствительность к охрупчиванию при проникновении жидкого цинка. Фиг. 2 иллюстрирует морфологию стального листа 1 с белыми островками МА.
Листы IX1, IX2, IX3 и IX4 соответствуют изобретению с точки зрения химической композиции. Соотнесенные с этими композициями образцы, пронумерованные от 1 до 12, позволяют продемонстрировать стабильность полученных свойств и показать границы способа изготовления для получения заявленного в соответствии с данным изобретением листа.
Химические композиции IX1, IX2, IX3 и IX4, соотнесенные с заявленными в соответствии с изобретением образцами (1, 2 и 5-11 включительно), относительно нечувствительны к проникновению жидкого цинка, в частности, при выполнении контактной точечной сварки. Эти композиции имеют хорошую пригодность к нанесению покрытий и островки МА, которые неожиданно имеют среднюю длину 1,06 мкм, то есть мелкие зерна. Их механическая прочность также составляет между 780 и 900 МПа, а их полное удлинение значительно больше 19%. Фиг. 2 иллюстрирует микроструктуру листа исследуемого образца 1. Каждый островок мартенсита/аустенита, также именуемый «островком МА», характеризуется его максимальной длиной и максимальной шириной. Определенная на основе репрезентативного образца из более 100 охарактеризованных островков, средняя длина островков оказалась удивительно невелика и составила 1,06 мкм. Доверительный интервал равен 95%, что дает среднее между 0,97 и 1,15 мкм. Наименьший измеренный островок равнялся 0,38 мкм, а самый длинный был 3,32 мкм. Первая квартиль, то есть наибольший островок из 25% наименьших островков, была измерена на 0,72 мкм; третья квартиль, то есть наименьший из 25% самых длинных островков, была измерена на 1,29 мкм. Медиана была вычислена равной 0,94 мкм. Близость между медианой и средним является хорошим индикатором того, что данные показывают распределение, центрированное по длине 1 мкм в пределах 0,1 мкм. Островки МА также характеризуются их форм-фактором, то есть соотношением между их длиной и их максимальной шириной Островки МА в исследуемом образце 1 имеют распределение форм-фактора, представленное фиг. 3. Среднее форм-фактора равно 2,15. Доверительный интервал равен 95%, что дает среднее форм-фактора между 1,95 и 2,34 мкм.
Исследуемый образец 3, ассоциированный с химической композицией IX1, имеет слишком низкое содержание аустенита в конце времени выдержки γinit, поскольку температура выдержки составляет менее Ac1 +50°C и, следовательно, итоговая процентная доля площади МА слишком невелика, и эта микроструктурная особенность в рамках данного изобретения связана с ослаблением механической прочности. Испытуемый образец 4, ассоциированный с химической композицией IX1, был подвергнут отжигу при температуре, которая позволяет получить 60% γinit и поэтому находится в пределах интервала, заявленного в соответствии с данным изобретением. Однако температура снятия напряжений Teg составляет 430°C и поэтому слишком низка, а время снятия напряжений teg равно 180 секундам, что является слишком длительным периодом. Поэтому процентная доля площади этих островков слишком мала, вследствие чего механическая прочность составляет менее 780 МПа.
Испытуемый образец 12, соотносимый с химической композицией IX4, подвергся стадии снятия напряжений в течение teg 314 секунд, которое превышает рамки данного изобретения, составляющие 120 секунд, а его полное удлинение в 15,3% оказалось слишком невелико.
R1 имеет химическую композицию, которая находится вне пределов, заданных в соответствии с данным изобретением. R1 имеет слишком низкое содержание Si и слишком высокое содержание фосфора. Поэтому свойства механической прочности испытуемых образцов 13 и 14 являются неудовлетворительными относительно целевых, заданных в соответствии с данным изобретением, поскольку они оказываются ниже 780 МПа, несмотря на соответствие условиям изготовления в случае образца 13.
Химические композиции R3 и R4 не соответствуют изобретению, поскольку их массовая концентрация углерода составляет менее 0,17%. Образцы 17, 18, 19 и 20, ассоциированные с R3 (17 и 18) и R4 (19 и 20), не позволяют достичь 780 МПа. Доли содержания островков МА, полученных в конце их отжига, слишком невелики, поскольку углерода недостаточно для стабилизации аустенита и образования достаточного количества островков МА. Поэтому содержание этих островков МА слишком низко и, отсюда, механическая прочность этих образцов составляет менее 780 МПа.
Химическая композиция R2 не соответствует изобретению, поскольку содержание Si превышает 1%, а содержание алюминия составляет менее 0,5%. Двумя образцами, имеющими эту химическую композицию, являются образцы 15 и 16. Образец 15 не отвечает изобретению, несмотря на цикл отжига, который действительно соответствует заявленному. Доля содержания островков МА в конце этого отжига слишком высока из-за двойственности упрочняющего эффекта кремния и его способности к образованию феррита, которая ниже такой способности алюминия. Действительно, феррит представляет собой мягкую по сравнению с островками МА структуру, и использование образующих феррит элементов мягчит стальной лист; в этом случае алюминий служил бы для уравновешивания твердости при получении листа с механической прочностью ниже 900 МПа. Поэтому механическая прочность стального листа 15 выше 900 МПа, а средний размер островков МА значительно больше 1,3 мкм. Такая величина зерна способствует возможности взаимодействия между зернами и ускоряет развитие уже образовавшихся трещин. Кроме того, чувствительность к проникновению жидкого цинка (2/5) этого образца меньше минимальной, заданной для изобретения (3/5).
Испытуемый образец 16 не соответствует изобретению; средний размер островков МА значительно превосходил 1,3 мкм. Содержание кремния также ведет к образованию оксидов кремния на поверхности во время отжига, выполняемого перед горячим цинкованием погружением. Поэтому пригодность этого продукта к нанесению покрытий будет ниже минимально приемлемой, оцениваемой тремя баллами из пяти. Его чувствительность к проникновению жидкого цинка также составляет менее 3 из 5.
Химическая композиция R5 не соответствует изобретению. Содержание углерода составляет менее 0,17%, а содержание Ti выше 0,020%. Показанные образцами 21 и 22 результаты не удовлетворительны в отношении достижения заданного удлинения в 19%.
Химическая композиция R6 не соответствует изобретению из-за содержания ниобия, превышающего 0,030%. Примеры 23 и 24 показывают, что заданное удлинение в 19% не достигается.
Предпочтительным является применение заявленных в соответствии с данным изобретением стальных листов для изготовления конструкционных элементов или элементов безопасности в наземных автотранспортных средствах. Могут быть приведены следующие неограничивающие примеры: поперечные балки, рейлинги, средние стойки.
Claims (17)
1. Холоднокатаный стальной лист с покрытием из цинка или цинкового сплава, композиция которого включает, в мас.%:
0,17% ≤ С ≤ 0,25%;
1,5% ≤ Mn ≤ 2,0%;
0,50% ≤ Si ≤ 1%;
0,50% ≤ Al ≤ 1,2%;
В ≤ 0,001%;
Р ≤ 0,030%;
S ≤ 0,01%;
Nb ≤ 0,030%;
Ti ≤ 0,020%;
V ≤ 0,015%;
Cu ≤ 0,1%;
Cr ≤ 0,150%;
Ni ≤ 0,l%;
0% ≤ Мо ≤ 0,150%,
при этом Si + Al ≥ 1,30%,
остальное - железо и неизбежные примеси, появляющиеся в результате обработки, и микроструктура которого в процентах площади состоит из: от 65% до 85% феррита и
от 15% до 35% островков мартенсита и остаточного аустенита, при этом указанный феррит содержит менее 5% нерекристаллизованного феррита, общее содержание остаточного аустенита составляет между 10% и 25%, а общее содержание мартенсита меньше или равно 10%, средний размер указанных островков мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 1,3 мкм, а их средний форм-фактор составляет менее 3,
механическая прочность Rm листа составляет между 780 и 900 МПа включительно, а удлинение при разрыве А% больше или равно 19%.
0,17% ≤ С ≤ 0,25%;
1,5% ≤ Mn ≤ 2,0%;
0,50% ≤ Si ≤ 1%;
0,50% ≤ Al ≤ 1,2%;
В ≤ 0,001%;
Р ≤ 0,030%;
S ≤ 0,01%;
Nb ≤ 0,030%;
Ti ≤ 0,020%;
V ≤ 0,015%;
Cu ≤ 0,1%;
Cr ≤ 0,150%;
Ni ≤ 0,l%;
0% ≤ Мо ≤ 0,150%,
при этом Si + Al ≥ 1,30%,
остальное - железо и неизбежные примеси, появляющиеся в результате обработки, и микроструктура которого в процентах площади состоит из: от 65% до 85% феррита и
от 15% до 35% островков мартенсита и остаточного аустенита, при этом указанный феррит содержит менее 5% нерекристаллизованного феррита, общее содержание остаточного аустенита составляет между 10% и 25%, а общее содержание мартенсита меньше или равно 10%, средний размер указанных островков мартенсита и остаточного аустенита составляет менее 1,3 мкм, а их средний форм-фактор составляет менее 3,
механическая прочность Rm листа составляет между 780 и 900 МПа включительно, а удлинение при разрыве А% больше или равно 19%.
2. Стальной лист по п. 1, композиция которого включает, в мас.%:
0,19% ≤ С ≤ 0,23%.
0,19% ≤ С ≤ 0,23%.
3. Стальной лист по п. 1 или 2, композиция которого включает, в мас.%:
1,6% ≤ Mn ≤ 1,8%.
1,6% ≤ Mn ≤ 1,8%.
4. Стальной лист по п. 1 или 2, композиция которого включает, в мас.%:
0,7% ≤ Si ≤ 0,9%.
0,7% ≤ Si ≤ 0,9%.
5. Стальной лист по п. 1 или 2, композиция которого включает, в мас.%:
0,6%≤ Al ≤ 0,8%.
0,6%≤ Al ≤ 0,8%.
6. Стальной лист по п. 1 или 2, композиция которого включает, в мас.%:
0% ≤ В ≤ 0,0005%.
0% ≤ В ≤ 0,0005%.
7. Стальной лист по п. 1 или 2, в котором более 90% по площади указанных островков мартенсита и остаточного аустенита имеют размер, меньший или равный двум микрометрам.
8. Способ изготовления холоднокатаного стального листа с покрытием из цинка или цинкового сплава, состоящий из следующих стадий:
- создания стали, имеющей композицию по любому из пп. 1-7, затем
- отливки этой стали в форме заготовки, после чего
- нагревания этой заготовки до температуры между 1150 и 1250°C, затем
- подвергания этой заготовки горячей прокатке с окончанием прокатки при конечной температуре прокатки TFL, большей или равной Ar3, для получения листа, после чего
- намотки этого горячекатаного листа в рулон при температуре Tbob между 500 и 600°C, далее
- охлаждения этого горячекатаного листа до температуры окружающей среды, после чего,
- в случае необходимости, подвергания этого горячекатаного листа травлению, далее
- подвергания этого листа холодной прокатке, затем
- повторного нагревания этого холоднокатаного листа со скоростью Vc между 1 и 30°C/с до температуры Tr в течение времени tr, которое больше или равно 15 секундам, при этом указанные величины температуры и времени выбирают так, чтобы получить процентную долю площади аустенита между 35% и 70%, после чего
- охлаждения этого холоднокатаного листа до температуры Teg между 475 и 440°C со скоростью Vref, которая является достаточно высокой, чтобы предотвратить образование перлита, далее
- выдержки холоднокатаного листа при температуре снятия напряжений Teg в течение времени teg между 20 и 120 секундами, после чего
- нанесения на холоднокатаный лист покрытия непрерывным погружением в ванну с горячим расплавом цинка или цинкового сплава, далее
- охлаждения холоднокатаного листа до температуры окружающей среды.
- создания стали, имеющей композицию по любому из пп. 1-7, затем
- отливки этой стали в форме заготовки, после чего
- нагревания этой заготовки до температуры между 1150 и 1250°C, затем
- подвергания этой заготовки горячей прокатке с окончанием прокатки при конечной температуре прокатки TFL, большей или равной Ar3, для получения листа, после чего
- намотки этого горячекатаного листа в рулон при температуре Tbob между 500 и 600°C, далее
- охлаждения этого горячекатаного листа до температуры окружающей среды, после чего,
- в случае необходимости, подвергания этого горячекатаного листа травлению, далее
- подвергания этого листа холодной прокатке, затем
- повторного нагревания этого холоднокатаного листа со скоростью Vc между 1 и 30°C/с до температуры Tr в течение времени tr, которое больше или равно 15 секундам, при этом указанные величины температуры и времени выбирают так, чтобы получить процентную долю площади аустенита между 35% и 70%, после чего
- охлаждения этого холоднокатаного листа до температуры Teg между 475 и 440°C со скоростью Vref, которая является достаточно высокой, чтобы предотвратить образование перлита, далее
- выдержки холоднокатаного листа при температуре снятия напряжений Teg в течение времени teg между 20 и 120 секундами, после чего
- нанесения на холоднокатаный лист покрытия непрерывным погружением в ванну с горячим расплавом цинка или цинкового сплава, далее
- охлаждения холоднокатаного листа до температуры окружающей среды.
9. Способ изготовления листа по п. 8, при котором температура TFL превышает 900°C.
10. Способ изготовления листа по п. 8, при котором температура TFL превышает 920°C.
11. Способ изготовления листа по любому из пп. 8-10, при котором точка росы в ходе отжига в течение времени tr при температуре Tr составляет между -20°C и -15°C.
12. Способ изготовления листа по любому из пп. 8-10, при котором указанная температура Tr составляет между Ac1+50°C и Ас3-50°C.
13. Способ изготовления листа по любому из пп. 8-10, при котором указанная температура Tr составляет между Ac1+50°C и Ac1+170°C.
14. Способ изготовления листа по любому из пп. 8-10, при котором указанное время teg составляет между 30 и 80 секундами.
15. Способ изготовления листа по любому из пп. 8-10, при котором указанное время teg составляет между 30 и 60 секундами.
16. Способ изготовления детали сваркой по меньшей мере из одного холоднокатаного стального листа с покрытием по любому из пп. 1-7 или полученного способом по любому из пп. 8-15, в котором указанный лист сваривают контактной точечной сваркой.
17. Применение холоднокатаного стального листа с покрытием по любому из пп. 1-7 или полученного способом по любому из пп. 8-15, для изготовления конструкционных элементов или элементов безопасности для наземных автотранспортных средств.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/FR2011/000331 WO2012168564A1 (fr) | 2011-06-07 | 2011-06-07 | Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procédé de fabrication et utilisation d'une telle tôle |
FRPCT/FR2011/000331 | 2011-06-07 | ||
PCT/FR2012/000150 WO2012168567A1 (fr) | 2011-06-07 | 2012-05-17 | Tôle d'acier laminée à froid et revêtue de zinc ou d'alliage de zinc, procede de fabrication et utilisation d'une telle tôle |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2013157350A RU2013157350A (ru) | 2015-07-20 |
RU2579320C2 true RU2579320C2 (ru) | 2016-04-10 |
Family
ID=46147471
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2013157350/02A RU2579320C2 (ru) | 2011-06-07 | 2012-05-17 | Холоднокатаный стальной лист с покрытием из цинка или цинкового сплава, способ его производства и применение такого стального листа |
Country Status (16)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20140120371A1 (ru) |
EP (1) | EP2718469B1 (ru) |
JP (1) | JP5824146B2 (ru) |
KR (1) | KR101720926B1 (ru) |
CN (1) | CN103649343B (ru) |
BR (1) | BR112013031500B8 (ru) |
CA (1) | CA2838665C (ru) |
ES (1) | ES2613618T3 (ru) |
HU (1) | HUE032740T2 (ru) |
MA (1) | MA35170B1 (ru) |
MX (1) | MX355518B (ru) |
PL (1) | PL2718469T3 (ru) |
RU (1) | RU2579320C2 (ru) |
UA (1) | UA112871C2 (ru) |
WO (2) | WO2012168564A1 (ru) |
ZA (1) | ZA201309330B (ru) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2768717C1 (ru) * | 2018-11-30 | 2022-03-24 | Арселормиттал | Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления |
Families Citing this family (27)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP1767659A1 (fr) * | 2005-09-21 | 2007-03-28 | ARCELOR France | Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée |
US9174309B2 (en) * | 2012-07-24 | 2015-11-03 | General Electric Company | Turbine component and a process of fabricating a turbine component |
WO2015015239A1 (en) * | 2013-08-02 | 2015-02-05 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled, coated and post tempered steel sheet and method of manufacturing thereof |
DE102015001438A1 (de) | 2015-02-04 | 2016-08-18 | Bernhard Engl | Flexible Wärmebehandlungsanlage für metalisches Band |
EP3266553B1 (en) * | 2015-03-05 | 2021-06-30 | JFE Steel Corporation | Resistance spot welding method |
EP3266554B1 (en) | 2015-03-05 | 2021-08-11 | JFE Steel Corporation | Resistance spot welding device |
KR101962564B1 (ko) * | 2015-04-22 | 2019-03-26 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 도금 강판 |
WO2017109538A1 (en) * | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability |
US11560606B2 (en) | 2016-05-10 | 2023-01-24 | United States Steel Corporation | Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products |
WO2017196965A1 (en) | 2016-05-10 | 2017-11-16 | United States Steel Corporation | High strength steel products and annealing processes for making the same |
US11993823B2 (en) | 2016-05-10 | 2024-05-28 | United States Steel Corporation | High strength annealed steel products and annealing processes for making the same |
DE102016011047A1 (de) | 2016-09-13 | 2018-03-15 | Sms Group Gmbh | Flexible Wärmebehandlungsanlage für metallisches Band in horizontaler Bauweise |
WO2018115948A1 (en) * | 2016-12-21 | 2018-06-28 | Arcelormittal | A method for the manufacture of a coated steel sheet |
CN106636931B (zh) * | 2016-12-30 | 2018-05-18 | 北京科技大学 | 一种含δ-铁素体的TRIP钢的制备方法 |
WO2018162937A1 (en) * | 2017-03-07 | 2018-09-13 | Arcelormittal | Resistance spot welding method for joining zinc coated steel sheets |
WO2018234839A1 (en) | 2017-06-20 | 2018-12-27 | Arcelormittal | ZINC COATED STEEL SHEET HAVING HIGH STRENGTH POINTS WELDABILITY |
CN108300845B (zh) * | 2017-09-22 | 2021-04-20 | 新疆八一钢铁股份有限公司 | 汽车结构用钢b280vk连铸坯轧制工艺 |
WO2019092467A1 (en) * | 2017-11-08 | 2019-05-16 | Arcelormittal | A galvannealed steel sheet |
WO2019111028A1 (en) * | 2017-12-05 | 2019-06-13 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steal sheet and method of manufacturing the same |
WO2020058748A1 (en) * | 2018-09-20 | 2020-03-26 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
DE102018132171A1 (de) * | 2018-12-13 | 2020-06-18 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Batteriegehäuse und Verwendung |
CN110747391A (zh) * | 2019-08-30 | 2020-02-04 | 武汉钢铁有限公司 | 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法 |
CN112680660B (zh) * | 2020-12-03 | 2022-04-15 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种1.2GPa级TRIP钢及其微观组织的调控方法 |
CN113025886B (zh) * | 2021-02-05 | 2022-05-20 | 首钢集团有限公司 | 一种增强成形性冷轧退火双相钢及其制备方法 |
CN115181893B (zh) * | 2021-04-02 | 2023-07-11 | 宝山钢铁股份有限公司 | 1180MPa级低碳低合金热镀锌TRIP钢及快速热处理热镀锌制造方法 |
CN115181899B (zh) * | 2021-04-02 | 2023-07-07 | 宝山钢铁股份有限公司 | 980MPa级别低碳低合金TRIP钢及其快速热处理制造方法 |
CN115537645A (zh) * | 2021-06-29 | 2022-12-30 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种trip钢及其制备方法、冷轧钢板和热镀锌钢板 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5470529A (en) * | 1994-03-08 | 1995-11-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High tensile strength steel sheet having improved formability |
EP1431406A1 (en) * | 2002-12-20 | 2004-06-23 | Sidmar N.V. | A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products |
EP1865085A1 (en) * | 2005-03-31 | 2007-12-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating adhesion, workability and hydrogen embrittlement resistance, and steel component for automobile |
RU2338792C2 (ru) * | 2002-10-14 | 2008-11-20 | Юзинор | Способ получения упрочненных обжигом стальных листов, стальные листы и детали |
Family Cites Families (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2001226737A (ja) * | 2000-02-15 | 2001-08-21 | Kobe Steel Ltd | 低降伏比高張力非調質鋼及びその製造方法 |
JP3924108B2 (ja) | 2000-03-13 | 2007-06-06 | 新日本製鐵株式会社 | 予加工後のハイドロフォーム成形性の優れた高強度鋼板の製造方法 |
JP2002030403A (ja) * | 2000-07-14 | 2002-01-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
BR0210265B1 (pt) | 2001-06-06 | 2013-04-09 | folha de aÇo galvanizado ou galvanelado com imersço a quente. | |
JP4473588B2 (ja) * | 2004-01-14 | 2010-06-02 | 新日本製鐵株式会社 | めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法 |
JP4503001B2 (ja) * | 2006-11-21 | 2010-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐パウダリング性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
ES2526974T3 (es) * | 2008-04-10 | 2015-01-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hojas de acero de alta resistencia que presentan un balance excelente entre capacidad de expansión de agujeros y ductilidad y también una resistencia a fatiga excelente, hojas de acero revestidas de zinc y procedimientos para producir las hojas de acero |
JP2011153336A (ja) * | 2010-01-26 | 2011-08-11 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
JP5719545B2 (ja) * | 2010-08-13 | 2015-05-20 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板 |
-
2011
- 2011-06-07 WO PCT/FR2011/000331 patent/WO2012168564A1/fr active Application Filing
-
2012
- 2012-05-17 CA CA2838665A patent/CA2838665C/fr active Active
- 2012-05-17 JP JP2014514123A patent/JP5824146B2/ja active Active
- 2012-05-17 BR BR112013031500A patent/BR112013031500B8/pt active IP Right Grant
- 2012-05-17 US US14/124,940 patent/US20140120371A1/en not_active Abandoned
- 2012-05-17 EP EP12722751.0A patent/EP2718469B1/fr active Active
- 2012-05-17 WO PCT/FR2012/000150 patent/WO2012168567A1/fr active Application Filing
- 2012-05-17 ES ES12722751.0T patent/ES2613618T3/es active Active
- 2012-05-17 PL PL12722751T patent/PL2718469T3/pl unknown
- 2012-05-17 HU HUE12722751A patent/HUE032740T2/en unknown
- 2012-05-17 MX MX2013014397A patent/MX355518B/es active IP Right Grant
- 2012-05-17 KR KR1020147000196A patent/KR101720926B1/ko active IP Right Grant
- 2012-05-17 UA UAA201315247A patent/UA112871C2/uk unknown
- 2012-05-17 RU RU2013157350/02A patent/RU2579320C2/ru active
- 2012-05-17 CN CN201280033799.3A patent/CN103649343B/zh active Active
-
2013
- 2013-12-06 ZA ZA2013/09330A patent/ZA201309330B/en unknown
- 2013-12-09 MA MA36542A patent/MA35170B1/fr unknown
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5470529A (en) * | 1994-03-08 | 1995-11-28 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | High tensile strength steel sheet having improved formability |
RU2338792C2 (ru) * | 2002-10-14 | 2008-11-20 | Юзинор | Способ получения упрочненных обжигом стальных листов, стальные листы и детали |
EP1431406A1 (en) * | 2002-12-20 | 2004-06-23 | Sidmar N.V. | A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products |
EP1865085A1 (en) * | 2005-03-31 | 2007-12-12 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating adhesion, workability and hydrogen embrittlement resistance, and steel component for automobile |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2768717C1 (ru) * | 2018-11-30 | 2022-03-24 | Арселормиттал | Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
BR112013031500A2 (pt) | 2016-12-13 |
CN103649343B (zh) | 2015-06-24 |
ES2613618T3 (es) | 2017-05-24 |
HUE032740T2 (en) | 2017-10-30 |
CN103649343A (zh) | 2014-03-19 |
US20140120371A1 (en) | 2014-05-01 |
KR20140026601A (ko) | 2014-03-05 |
JP2014523478A (ja) | 2014-09-11 |
WO2012168567A1 (fr) | 2012-12-13 |
WO2012168564A1 (fr) | 2012-12-13 |
JP5824146B2 (ja) | 2015-11-25 |
MX2013014397A (es) | 2014-09-25 |
EP2718469B1 (fr) | 2016-11-16 |
MA35170B1 (fr) | 2014-06-02 |
ZA201309330B (en) | 2014-08-27 |
RU2013157350A (ru) | 2015-07-20 |
BR112013031500B1 (pt) | 2019-01-29 |
UA112871C2 (uk) | 2016-11-10 |
CA2838665A1 (fr) | 2012-12-13 |
KR101720926B1 (ko) | 2017-03-29 |
PL2718469T3 (pl) | 2017-07-31 |
EP2718469A1 (fr) | 2014-04-16 |
BR112013031500B8 (pt) | 2019-02-19 |
CA2838665C (fr) | 2016-07-05 |
MX355518B (es) | 2018-04-20 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2579320C2 (ru) | Холоднокатаный стальной лист с покрытием из цинка или цинкового сплава, способ его производства и применение такого стального листа | |
RU2712591C1 (ru) | Высокопрочная сталь, имеющая повышенную деформируемость, и способ производства такой стали | |
TWI523975B (zh) | A galvanized steel sheet excellent in formability and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same | |
TWI499675B (zh) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent resistance to delayed breaking characteristics and a method for manufacturing the same | |
KR101328768B1 (ko) | 초고강도의 냉간 압연된 2 상 강판의 제조 방법 및 이에 의해 제조된 강판 | |
JP4958182B2 (ja) | メッキ用高マンガン鋼帯、メッキ鋼帯、高マンガン熱間圧延鋼帯の製造方法、メッキ用高マンガン冷間圧延鋼帯の製造方法、および高マンガンメッキ鋼帯の製造方法 | |
KR20160096611A (ko) | 고강도 강 및 이를 제조하기 위한 방법 | |
CA3081557C (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
US20230243007A1 (en) | Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing thereof | |
CA3183159A1 (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
US20230340630A1 (en) | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
WO2024121608A1 (en) | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
CA3236022A1 (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
WO2024127064A1 (en) | Cold rolled and heat-treated steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
CA3233088A1 (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |