RU2601037C2 - Высококремнистые двухфазные стали с улучшенной пластичностью - Google Patents
Высококремнистые двухфазные стали с улучшенной пластичностью Download PDFInfo
- Publication number
- RU2601037C2 RU2601037C2 RU2014126384/02A RU2014126384A RU2601037C2 RU 2601037 C2 RU2601037 C2 RU 2601037C2 RU 2014126384/02 A RU2014126384/02 A RU 2014126384/02A RU 2014126384 A RU2014126384 A RU 2014126384A RU 2601037 C2 RU2601037 C2 RU 2601037C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- mass
- steel sheet
- steels
- steel
- temperature
- Prior art date
Links
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
- C21D1/62—Quenching devices
- C21D1/63—Quenching devices for bath quenching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- 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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению листа двухфазной стали, используемому в автомобильной промышленности. Горячекатаный лист из двухфазной стали, содержащей 0,1-0,3 мас.% С, 1,5-2,5 мас.% Si, 1,75-2,5 мас.% Mn, подвергают отжигу при температуре от 750 до 875°C. Закаливают полученный отожженный лист в воде при температуре от 400 до 420°C и осуществляют его перестаривание при температуре от 400 до 420°C для превращения мартенсита в указанном горячекатаном стальном листе в отпущенный мартенсит и получения структуры листа, содержащей феррит и отпущенный мартенсит. Лист обладает пределом прочности при растяжении по меньшей мере 980 МПа и общим удлинением по меньшей мере 15%. 6 з.п. ф-лы, 7 ил., 4 табл.
Description
Перекрестная ссылка на родственные заявки
Эта заявка испрашивает приоритет на основании 35 U.S.С.119 (е) по предварительной заявке US №61/ 629757, поданной 28 ноября 2011.
Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение в целом относится к двухфазным (DP) сталям. Более конкретно, настоящее изобретение относится к DP стали с высоким содержанием кремния в диапазоне 0,5-3,5% масс. Более конкретно, настоящее изобретение относится к DP стали с высоким содержанием Si с улучшенной пластичностью за счет непрерывного отжига охлаждением водой.
Известный уровень техники
В связи с ростом использования высокопрочных сталей в автомобильной промышленности существует растущий спрос на сталь с повышенной прочностью без потери пластичности. Двухфазные (DP) стали являются обычным выбором, поскольку они обеспечивают хороший баланс прочности и пластичности. Поскольку в недавно разработанных сталях объемная доля мартенсита продолжает увеличиваться, еще больше увеличивая прочность, пластичность становится ограничивающим фактором. Кремний является предпочтительным легирующим элементом, потому что было найдено, что кривая прочность-пластичность сдвигается вверх и вправо в DP сталях. Однако кремний образует оксиды, которые могут вызвать проблемы с адгезией цинковых покрытий, что требует снизить до минимума содержание кремния при достижении требуемых механических свойств.
Таким образом, в известном уровне техники существует потребность в DP сталях с конечным пределом прочности при растяжении, большем или равном около 980 МПа и общим удлинением большем или равном около 15%.
Краткое изложение существа изобретения
Настоящее изобретение относится к двухфазной стали (мартенсит+феррит). Предел прочности при растяжении двухфазной стали составляет, по меньшей мере, 980 МПа, и общее удлинение, по меньшей мере, 15%. Общее удлинение двухфазной стали также может составлять, по меньшей мере, 18%. Предел прочности при растяжении двухфазной стали также может составлять, по меньшей мере, 1180 МПа.
Двухфазная сталь может содержать 0,5-3,5% масс. Si и более предпочтительно 1,5-2,5% масс. Si. Двухфазная сталь может дополнительно включать 0,1-0,3% масс. С, более предпочтительно 0,14-0,21% масс. С и наиболее предпочтительно менее 0,19% масс. С, например около 0,15% масс. С. Двухфазная сталь также может дополнительно включать 1-3% масс. Μn, более предпочтительно 1,75-2,5% масс. Μn и наиболее предпочтительно около 1,8-2,2% масс. марганца.
Двухфазная сталь может дополнительно включать 0,05-1% масс. Аl, 0,005-0,1% масс. общего содержания одного или нескольких элементов, выбранных из группы, состоящей из Nb, Ti и V, и 0-0,3% масс. Мо.
Краткое описание чертежей
Фиг. 1A и 1B представляют зависимость ТЕ от TS для 0,15C-1,8Mn-0,15Mo-0,02Nb-XSi и 0,20C-1,8Mn-0,15Mo-0,02Nb-XSi с изменяющимся содержанием кремния 1,5-2,5% масс;
Фиг. 2A и 2B представляют SEM микрофотографии 0,2% С сталей, имеющих сходные TS около 1300 МПа при двух уровнях содержания Si. 2A - при 1,5% Si и 2B - при 2,5% Si;
Фиг. 3A и 3B представляют SEM микрофотографии горячих полос при CTs 580°С и 620°С, соответственно, на которых можно различить микроструктуру сталей;
Фиг. 4A и 4B представляют зависимость предела прочности при растяжении (TS и YS) и ТЕ соответственно от температуры отжига (AT) с температурой охлаждающей газовой струи (GJC) 720°С и температурой перестаривания (OA) 400°С;
Фиг. 5A-5D являются SEM микрофотографиями образцов, отожженных при: 5A=750°С, 5B=775°С, 5C=800°С и 5D=825°С, показывающими микроструктуру отожженных образцов;
Фиг. 6A-6E представляют зависимость механических свойств при растяжении от температуры отжига образцов таблицы 4А;
Фиг. 6F представляют зависимость ТЕ от TS для образцов таблицы 4А;
Фиг. 7А-7E представляют зависимость механических свойств при растяжении от температуры отжига образцов таблицы 4В; и
Фиг. 7F представляют зависимость ТЕ от TS для образцов таблицы 4В.
Подробное описание изобретения
Настоящее изобретение относится к семейству сталей с двухфазной (DP) микроструктурой (феррит+мартенсит). Стали имеют минимальное содержание или отсутствие остаточного аустенита. Стали изобретения имеют уникальное сочетание высокой прочности и пластичности. Механические свойства при растяжении согласно настоящему изобретению предпочтительно предусматриваются для многих стальных изделий. Один такой продукт имеет предел прочности при растяжении (UTS)≥980 МПа с общим удлинением (ТЕ)≥18%. Другой такой продукт будет иметь UTS≥1180 МПа и ТЕ≥15%.
В широком смысле сплав имеет состав (% масс.), включающий С: 0,1-0,3; Μn: 1-3, Si: 0,5-3,5; Αl: 0,05-1, необязательно Mo: 0-0,3, Nb, Ti, V: 0,005-0,1 в сумме, остальное железо и неизбежные примеси, такие как S, Ρ и N. Более предпочтительно содержание углерода составляет 0,14-0,21% масс. и предпочтительно менее 0,19% масс. для хорошей свариваемости. Наиболее предпочтительно содержание углерода составляет около 0,15% масс. сплава. Содержание марганца более предпочтительно составляет 1,75-2,5% масс. и наиболее предпочтительно около 1,8-2,2% масс. Содержание кремния более предпочтительно составляет 1,5-2,5% масс.
Примеры
WQ-CAL (линия непрерывного отжига с водяным охлаждением) используют для производства мартенситных сталей на малолегированной основе и сталей DP марок из-за его уникальной производительности водяного охлаждения. Таким образом, авторы настоящего изобретения сконцентрировались на DP микроструктуре при использовании WQ-CAL. В DP сталях феррит и мартенсит преимущественно соответственно регулируют пластичность и прочность. Таким образом, для одновременного достижения высокой прочности и пластичности требуется упрочнение и феррита и мартенсита. Добавление Si эффективно повышает прочность феррита и облегчает использование меньшей доли мартенсита для создания того же уровня прочности. Следовательно, пластичность в DP сталях улучшается. Поэтому DP стали с высоким содержанием Si выбраны в качестве основы металлургического концепции.
Для того чтобы проанализировать металлургические эффекты DP сталей с высоким содержанием Si, лабораторные опыты с различными количествами Si были произведены вакуумной индукционной плавкой. Химический состав исследованных сталей приведен в таблице 1. Первые шесть сталей на основе 0,15C-1,8Mn-0,15Mo-0,02Nb с содержанием Si в диапазоне 0-2,5% масс. Остальные включают 0,2% С с 1,5-2,5% масс. Si. Следует отметить, что хотя эти стали содержат 0,15% масс. Мо, добавление Мо не требуется для получения DP микроструктуры с использованием WQ-CAL. Таким образом, Мо является необязательным элементом в семействе сплавов настоящего изобретения.
После горячей прокатки при FT 870°С и СТ 580°С обе стороны горячих полос механически зачищают для удаления обезуглероженных слоев перед холодной прокаткой с обжатием около 50%. Материалы с максимальной твердостью отжигают в соляной ванне при высокой температуре от 750 до 875°С в течение 150 секунд, быстро переносят в резервуар с водой с последующим отпуском термообработкой при 400/420°С в течение 150 секунд. Высокая температура перестаривания была выбрана, чтобы улучшить раздачу отверстий и сгибаемость сталей. Два JIS-T испытания на растяжение проводят для каждого условия. Фиг. 1A и 1B представляют зависимость ТЕ от TS для 0,15С-1,8Мn-0,15Mo-0,02Nb-XSi и 0,20C-1,8Mn-0,15Mo-0,02Nb-XSi с различным содержанием кремния 1,5-2,5% масс. Фиг. 1A и 1B представляют эффект добавления Si на баланс между пределом прочности при растяжении и полным удлинением. Увеличение содержания Si явно повышает пластичность с тем же пределом прочности при растяжении для сталей с 0,15% С и 0,20% С.Фиг. 2A и 2B являются SEM микрофотографиями 0,2% С сталей, имеющих сходные TS около 1300 МПа при двух содержаниях Si, 2A - с 1,5% масс. Si и 2B - с 2,5% масс. Si. Фиг. 2A и 2B подтверждают, что чем выше содержание Si, тем больше доля фракции феррита с тем же пределом прочности при растяжении (TS около 1300 МПа). Кроме того, результаты РФА не выявляют остаточного аустенита в отожженных сталях, что приводит к отсутствию ТРИП эффекта при добавлении Si.
Характеристики отжига сталей с содержанием 2,5% Si
Поскольку 0,2% С стали с 2,5% масс. Si обеспечивают пригодные механические свойства при растяжении, как показано на фиг.1, выполняют дальнейший анализ 0,2% масс. С и 2,5% масс. Si стали.
Горячая/холодная прокатка
Два режима горячей прокатки с различной температурой намотки (СТ) 580 и 620°С и одной конечной температурой прокатки (FT) 870°С осуществляют с использованием 0,2% масс. С и 2,5% масс. Si стали. Механические свойства при растяжении полученных горячих полос приведены в таблице 2. Более высокая СТ приводит к более высокому YS, более низкому TS и лучшей пластичности. Более низкая СТ способствует формированию бейнита (бейнитный феррит), что приводит к более низкому YS, более высокому TS и более низкому ТЕ. Однако основная микроструктура состоит из феррита и перлита при обоих СТ. Фиг. 3A и 3B являются SEM микрофотографиями горячих полос при СТ 580°С и 620°С соответственно, на которых можно различить микроструктуру сталей. Однако отсутствуют серьезные проблемы с нагрузкой стана холодной прокатки, так как при обе СТ имеют более низкую прочность, чем GA DP Т980. Кроме того, добавление Мо не требуется для получения DP микроструктуры с использованием WQ-CAL. Композиция без Мо снижает прочность горячей полосы во всех диапазонах СТ. После механической зачистки для удаления обезуглероженных слоев, горячие полосы подвергают холодной прокатке с обжатием около 50% на лабораторном стане холодной прокатки.
Отжиг
Моделирование отжига проводят для сталей с максимальной твердостью, полученных из горячих полос с СТ 620°С, используя солевую ванну. Материалы с максимальной твердостью отжигают при различных температурах от 775 до 825°С в течение 150 секунд с последующей обработкой при 720°С в течение 50 секунд, чтобы моделировать охлаждение газовой струей, и затем быстро охлаждают водой. Затем проводят перестаривание закаленных образцов при 400°С в течение 150 секунд. Высокая ОAT 400°С выбрана, чтобы улучшить раздачу отверстия и сгибаемость. Фиг. 4A и 4B представляют прочностные свойства при растяжении (TS как и YS) и ТЕ соответственно в зависимости от температуры отжига (AT) при температуре охлаждения газовой струей (GJC) 720°С и температуре перестаривания (OA) 400°С. YS и TS повышаются с ростом AT за счет ТЕ. Температура отжига 800°С с GJC 720°С и ОАТ 400°С может давать сталь с YS около 950 МПа, TS около 1250 МПа и ТЕ около 16%. Следует отметить, что эта композиция может давать различные марки стали при различных уровнях TS 980-1270 МПа: 1) YS=800МПа, TS=1080МПа и ТЕ=20%; и 2) YS=1040МПа, TS=1310МПа и ТЕ =15% (см. таблицу 3). Фиг. 5А-5D являются SEM микрофотографиями образцов, отожженных при: 5A=750°С, 5B=775°С, 5С=800°С и 2D=825°С, показывающими микроструктуру отожженных образцов. Образец, отожженный при 750°С, по-прежнему содержит нерастворенный цементит в полностью рекристаллизованной ферритной матрице, что приводит в высоким ТЕ и YPE. Начиная с AT 775°С получается двухфазная микроструктура феррита и отпущенного мартенсита. Образец, обработанный при AT 800°С, содержит долю мартенсита около 40%, и TS составляет около 1180 МПа; аналогичный современной промышленной DP стали с TS 980 с более низким содержанием Si, которая также содержит около 40% мартенсита. Можно ожидать потенциальное сочетание более высоких TS и ТЕ в DP сталях с высоким содержанием Si, обрабатываемых при AT 825°С и выше. Проводят испытания на раздачу отверстия (НЕ) и загиб на 90° на образцах, отожженных при 800°С. Раздача отверстия и сгибаемость в среднем составляют 22% (стандартное откл. 3% и на основе 4 испытаний) и 1,1 r/t соответственно.
Таблица 4А представляет прочностные характеристики сплавов настоящего изобретения основной формулы 0,15C-1,8Mn-Si-0,02Nb-0,15Mo с различным содержанием Si 1,5-2,5% масс. Холоднокатаные листы сплава отжигают при различных температурах 750-900°С и проводят перестаривание при 200°С.
Таблица 4 В представляет прочностные характеристики сплавов настоящего изобретения основной формулы 0,15C-1,8Mn-Si-0,02Nb-0,15Mo с различным содержанием Si 1,5-2,5% масс. Холоднокатаные листы сплава отжигают при различных температурах 750-900°С и проводят перестаривание при 420°С.
Фиг. 6A-6E представляют зависимость прочностных характеристик в зависимости от температуры отжига образцов таблицы 4А. Фиг. 6F представляют зависимость ТЕ от TS образцов таблицы 4А.
Фиг. 7A-7E представляют зависимость прочностных характеристик в зависимости от температуры отжига образцов таблицы 4 В. Фиг. 7F представляют зависимость ТЕ от TS образцов таблицы 4 В.
Как можно видеть, прочность (TS, как и YS) увеличивается с увеличением температуры отжига для температур перестаривания и 200 и 420°С. Также удлинение (и ТЕ, и UE) уменьшается с ростом температуры отжига для температур перестаривания и 200 и 420°С. С другой стороны, раздача отверстия (НЕ), по всей вероятности, не зависит заметным образом от температуры отжига, но повышение температуры OA, по-видимому, в некоторой степени увеличивает среднее значение НЕ. Наконец, различные температуры OA, по всей вероятности, не влияют на зависимость ТЕ от ТС.
Следует понимать, что сделанное раскрытие представлено в виде подробных осуществлений, описанных с целью полного раскрытия настоящего изобретения, и что такие детали не следует интерпретировать как ограничивающие объем притязаний этого изобретения, представленный и определенный прилагаемой формулой изобретения.
Claims (7)
1. Способ производства двухфазного стального листа, имеющего микроструктуру, содержащую феррит и отпущенный мартенсит, и обладающего пределом прочности при растяжении по меньшей мере 980 МПа, общим удлинением по меньшей мере 15%, при этом способ включает стадии, на которых:
обеспечивают двухфазный горячекатаный стальной лист, имеющий микроструктуру, содержащую феррит и мартенсит, композиция стали которого включает:
0,1-0,3 мас.% С;
1,5-2,5 мас.% Si;
1,75-2,5 мас.% Mn;
отжигают указанный горячекатаный лист при температуре от 750 до 875°C;
закаливают его в воде при температуре от 400 до 420°C; и
перестаривают указанный стальной лист при указанной температуре от 400 до 420°C для превращения мартенсита в указанном горячекатаном стальном листе в отпущенный мартенсит.
обеспечивают двухфазный горячекатаный стальной лист, имеющий микроструктуру, содержащую феррит и мартенсит, композиция стали которого включает:
0,1-0,3 мас.% С;
1,5-2,5 мас.% Si;
1,75-2,5 мас.% Mn;
отжигают указанный горячекатаный лист при температуре от 750 до 875°C;
закаливают его в воде при температуре от 400 до 420°C; и
перестаривают указанный стальной лист при указанной температуре от 400 до 420°C для превращения мартенсита в указанном горячекатаном стальном листе в отпущенный мартенсит.
2. Способ по п. 1, в котором композиция стали двухфазного горячекатаного стального листа включает 1,8-2,2 мас.% Mn.
3. Способ по п. 1, в котором композиция стали двухфазного горячекатаного стального листа включает 0,05-1 мас.% Al.
4. Способ по п. 1, в котором композиция стали двухфазного горячекатаного стального листа включает 0,005-0,1 мас.% в сумме одного или несколько элементов, выбранных из группы, состоящей из Nb, Ti и V.
5. Способ по п. 1, в котором композиция стали двухфазного горячекатаного стального листа включает 0-0,3 мас.% Мо.
6. Способ по п. 1, в котором двухфазный стальной лист имеет предел прочности при растяжении по меньшей мере 1180 МПа.
7. Способ по п. 1, в котором двухфазный стальной лист имеет коэффициент раздачи отверстия 19-25%.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US201161629757P | 2011-11-28 | 2011-11-28 | |
US61/629,757 | 2011-11-28 | ||
PCT/US2012/066877 WO2013082171A1 (en) | 2011-11-28 | 2012-11-28 | High silicon bearing dual phase steels with improved ductility |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2014126384A RU2014126384A (ru) | 2016-01-27 |
RU2601037C2 true RU2601037C2 (ru) | 2016-10-27 |
Family
ID=48536019
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2014126384/02A RU2601037C2 (ru) | 2011-11-28 | 2012-11-28 | Высококремнистые двухфазные стали с улучшенной пластичностью |
Country Status (13)
Country | Link |
---|---|
US (3) | US10131974B2 (ru) |
EP (1) | EP2785889A4 (ru) |
JP (1) | JP2014534350A (ru) |
KR (3) | KR20140117365A (ru) |
CN (1) | CN104350166B (ru) |
BR (1) | BR112014012756B1 (ru) |
CA (1) | CA2857281C (ru) |
IN (1) | IN2014CN04226A (ru) |
MA (1) | MA35720B1 (ru) |
MX (1) | MX371405B (ru) |
RU (1) | RU2601037C2 (ru) |
WO (1) | WO2013082171A1 (ru) |
ZA (1) | ZA201403746B (ru) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP6533528B2 (ja) | 2014-04-15 | 2019-06-19 | ティッセンクルップ スチール ヨーロッパ アクチェンゲゼルシャフトThyssenKrupp Steel Europe AG | 高降伏強度を備えた冷間圧延平鋼製品の製造方法及び冷延平鋼製品 |
BR112017012803B1 (pt) | 2014-12-16 | 2021-10-05 | Greer Steel Company | Composição de aço para cartuchos de munição de percussão anular e método de processamento da referida composição de aço para uso em um cartucho de percusão anular |
EP3322828A1 (en) * | 2015-07-15 | 2018-05-23 | Ak Steel Properties, Inc. | High formability dual phase steel |
SE539519C2 (en) | 2015-12-21 | 2017-10-03 | High strength galvannealed steel sheet and method of producing such steel sheet | |
USD916126S1 (en) | 2019-05-28 | 2021-04-13 | Samsung Electronics Co., Ltd. | Display screen or portion thereof with icon |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2246552C2 (ru) * | 1999-07-31 | 2005-02-20 | Тиссен Крупп Шталь Аг | Обладающая повышенной прочностью стальная полоса или лист и способ его изготовления (варианты) |
EP1548142A1 (en) * | 2003-12-25 | 2005-06-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating film adhesion |
US7507307B2 (en) * | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
RU2418090C2 (ru) * | 2008-02-19 | 2011-05-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Лист высокопрочной стали, обладающий повышенной пластичностью, и способ его производства |
Family Cites Families (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH0830212B2 (ja) | 1990-08-08 | 1996-03-27 | 日本鋼管株式会社 | 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 |
JPH0499226A (ja) | 1990-08-08 | 1992-03-31 | Kobe Steel Ltd | 低降伏比高強度冷延鋼板の製造方法 |
BE1009719A3 (nl) | 1995-10-24 | 1997-07-01 | Wiele Michel Van De Nv | Systeem voor het onder spanning brengen van grondkettingdraden op een boomstand. |
US20040238082A1 (en) | 2002-06-14 | 2004-12-02 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel plate and method for production thereof |
FR2850671B1 (fr) | 2003-02-05 | 2006-05-19 | Usinor | Procede de fabrication d'une bande d'acier dual-phase a structure ferrito-martensitique, laminee a froid et bande obtenue |
JP4005517B2 (ja) | 2003-02-06 | 2007-11-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度複合組織鋼板 |
JP2004256872A (ja) * | 2003-02-26 | 2004-09-16 | Jfe Steel Kk | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
JP4649868B2 (ja) | 2003-04-21 | 2011-03-16 | Jfeスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
CN1273633C (zh) | 2003-06-24 | 2006-09-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 超细晶粒低碳低合金双相钢板及其制造方法 |
JP4461112B2 (ja) | 2006-03-28 | 2010-05-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度鋼板 |
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 |
JP5438302B2 (ja) * | 2008-10-30 | 2014-03-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
JP5418168B2 (ja) * | 2008-11-28 | 2014-02-19 | Jfeスチール株式会社 | 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 |
JP5379494B2 (ja) * | 2009-01-07 | 2013-12-25 | 株式会社神戸製鋼所 | コイル内での強度ばらつきの小さい高強度冷延鋼板コイルおよびその製造方法 |
JP5302840B2 (ja) * | 2009-10-05 | 2013-10-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板 |
JP5530209B2 (ja) * | 2010-02-05 | 2014-06-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
KR101315568B1 (ko) | 2010-03-24 | 2013-10-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 전봉 강관 및 그 제조 방법 |
JP5466562B2 (ja) * | 2010-04-05 | 2014-04-09 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びおよび曲げ性に優れた高強度冷延鋼板 |
-
2012
- 2012-11-28 BR BR112014012756-5A patent/BR112014012756B1/pt active IP Right Grant
- 2012-11-28 IN IN4226CHN2014 patent/IN2014CN04226A/en unknown
- 2012-11-28 JP JP2014543626A patent/JP2014534350A/ja active Pending
- 2012-11-28 US US14/361,292 patent/US10131974B2/en active Active
- 2012-11-28 KR KR1020147016945A patent/KR20140117365A/ko active Application Filing
- 2012-11-28 CN CN201280058556.5A patent/CN104350166B/zh active Active
- 2012-11-28 RU RU2014126384/02A patent/RU2601037C2/ru active
- 2012-11-28 WO PCT/US2012/066877 patent/WO2013082171A1/en active Application Filing
- 2012-11-28 CA CA2857281A patent/CA2857281C/en active Active
- 2012-11-28 KR KR1020177012146A patent/KR20170054554A/ko not_active Application Discontinuation
- 2012-11-28 KR KR1020207025540A patent/KR20200106559A/ko not_active Application Discontinuation
- 2012-11-28 EP EP12853357.7A patent/EP2785889A4/en not_active Withdrawn
- 2012-11-28 MX MX2014006415A patent/MX371405B/es active IP Right Grant
-
2014
- 2014-05-22 ZA ZA2014/03746A patent/ZA201403746B/en unknown
- 2014-05-27 MA MA37077A patent/MA35720B1/fr unknown
-
2018
- 2018-09-13 US US16/130,335 patent/US20190010585A1/en not_active Abandoned
-
2019
- 2019-11-15 US US16/685,315 patent/US11198928B2/en active Active
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2246552C2 (ru) * | 1999-07-31 | 2005-02-20 | Тиссен Крупп Шталь Аг | Обладающая повышенной прочностью стальная полоса или лист и способ его изготовления (варианты) |
US7507307B2 (en) * | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
EP1548142A1 (en) * | 2003-12-25 | 2005-06-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in coating film adhesion |
RU2418090C2 (ru) * | 2008-02-19 | 2011-05-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Лист высокопрочной стали, обладающий повышенной пластичностью, и способ его производства |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US11198928B2 (en) | 2021-12-14 |
US20150267280A1 (en) | 2015-09-24 |
MX2014006415A (es) | 2015-11-16 |
RU2014126384A (ru) | 2016-01-27 |
MA35720B1 (fr) | 2014-12-01 |
CN104350166B (zh) | 2018-08-03 |
MX371405B (es) | 2020-01-29 |
CA2857281C (en) | 2018-12-04 |
US10131974B2 (en) | 2018-11-20 |
US20200080177A1 (en) | 2020-03-12 |
IN2014CN04226A (ru) | 2015-07-17 |
KR20140117365A (ko) | 2014-10-07 |
JP2014534350A (ja) | 2014-12-18 |
BR112014012756B1 (pt) | 2019-02-19 |
EP2785889A1 (en) | 2014-10-08 |
CA2857281A1 (en) | 2013-06-06 |
ZA201403746B (en) | 2015-07-29 |
WO2013082171A1 (en) | 2013-06-06 |
US20190010585A1 (en) | 2019-01-10 |
KR20170054554A (ko) | 2017-05-17 |
EP2785889A4 (en) | 2016-03-02 |
CN104350166A (zh) | 2015-02-11 |
KR20200106559A (ko) | 2020-09-14 |
BR112014012756A2 (pt) | 2017-06-27 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2680042C2 (ru) | Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью | |
KR102419630B1 (ko) | 높은 항복 강도를 갖는 냉간-압연 판상 강 제품을 제조하기 위한 방법 및 판상 냉간-압연 강 제품 | |
RU2686729C2 (ru) | Способ производства высокопрочного стального листа с покрытием, обладающего высокой прочностью, пластичностью и формуемостью | |
RU2684912C2 (ru) | Способ изготовления сверхпрочного стального листа с покрытием или без покрытия и полученный лист | |
US11198928B2 (en) | Method for producing high silicon dual phase steels with improved ductility | |
RU2677888C2 (ru) | Способ изготовления высокопрочной листовой стали, имеющей улучшенную формуемость, и полученный лист | |
US20150000797A1 (en) | Cold-Rolled Flat Steel Product and Method for its Production | |
US20140147329A1 (en) | High silicon bearing dual phase steels with improved ductility | |
RU2680043C2 (ru) | Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной формуемостью и пластичностью, и полученный лист | |
JP6621769B2 (ja) | 強度、成形性が改善された高強度被覆鋼板の製造方法および得られた鋼板 | |
JP5365758B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
JP6037087B1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
KR102490989B1 (ko) | 초고강도 갈바닐링된 강판을 제조하기 위한 방법 및 획득된 갈바닐링된 강판 | |
KR101607011B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 | |
JP6967628B2 (ja) | 超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法、及び得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
KR101586893B1 (ko) | 강판 및 그 제조 방법 |