RU2632042C2 - High-strength steel with good plasticity and method of producing through processing by finishing method with zinc bath distribution - Google Patents

High-strength steel with good plasticity and method of producing through processing by finishing method with zinc bath distribution Download PDF

Info

Publication number
RU2632042C2
RU2632042C2 RU2015141563A RU2015141563A RU2632042C2 RU 2632042 C2 RU2632042 C2 RU 2632042C2 RU 2015141563 A RU2015141563 A RU 2015141563A RU 2015141563 A RU2015141563 A RU 2015141563A RU 2632042 C2 RU2632042 C2 RU 2632042C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
temperature
austenite
distribution
carbon
Prior art date
Application number
RU2015141563A
Other languages
Russian (ru)
Other versions
RU2015141563A (en
Inventor
Грант Аарон ТОМАС
Луис Г. ГАРСА-МАРТИНЕС
Original Assignee
Ак Стил Пропертиз, Инк.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ак Стил Пропертиз, Инк. filed Critical Ак Стил Пропертиз, Инк.
Publication of RU2015141563A publication Critical patent/RU2015141563A/en
Application granted granted Critical
Publication of RU2632042C2 publication Critical patent/RU2632042C2/en

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • 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
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • C21D1/785—Thermocycling
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; 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
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

FIELD: metallurgy.
SUBSTANCE: sheets are made of steel having the specified composition containing the following elements, wt %: 0.15-0.5 carbon, 1-4 manganese; 2 or less of silicon, aluminium or a combination thereof; 0.5 or less molybdenum; 0.05 or less niobium; the rest - iron and other random impurities. The steel sheet is heated to the first temperature (T1), which is, at least, above the temperature, at which the steel sheet undergoes conversion to austenite and ferrite. The steel sheet is cooled to the second temperature (T2) by cooling with a critical cooling rate or higher, with T2 below the temperature (Ms) of the onset of martensitic transformation, and this critical cooling rate is high enough to convert austenite to martensite. And, the said critical cooling rate is defined as the cooling rate, at which the hardness of the steel sheet at room temperature is lower than the maximum hardness of the steel sheet at room temperature by not more than 2 divisions according to the Rockwell HRA scale. The steel sheet is reheated to a distribution temperature that is sufficient to allow carbon diffusion in the structure of the said steel sheet. The austenite is stabilised by holding the steel sheet at a distribution temperature for a holding time sufficient to allow carbon diffusion from martensite to austenite. During the said stage of austenite stabilisation, the steel sheet is hot-dip galvanized or zinc-plated. The steel sheet is cooled to room temperature.
EFFECT: high strength and good formability.
5 cl, 12 dwg, 7 tbl, 9 ex

Description

[0001] Настоящая заявка испрашивает приоритет на основании предварительной патентной заявки №61/824,643, озаглавленной «Высокопрочная сталь, обладающая хорошей пластичностью, и способ получения посредством обработки с распределением в ходе технологического процесса с помощью ванны для цинкования» ("High-Strength Steel Exhibiting Good Ductility and Method of Production via In-Line Partitioning Treatment by Zinc Bath"), поданной 17 мая 2013 г., и предварительной патентной заявки №61/824,699, озаглавленной «Высокопрочная сталь, обладающая хорошей пластичностью, и способ получения посредством обработки в ванне с расплавленным цинком с последующей обработкой с распределением в ходе технологического процесса» ("High-Strength Steel Exhibiting Good Ductility and Method of Production via In-Line Partitioning Treatment Downstream of Molten zinc Bath"), поданной 17 мая 2013 г. Содержание указанных заявок №61/824,643 и 61/824,699 включено в настоящее описание посредством ссылки.[0001] This application claims priority on the basis of provisional patent application No. 61 / 824,643, entitled "High-Strength Steel Exhibiting" by means of processing with distribution during the manufacturing process using a galvanizing bath. Good Ductility and Method of Production via In-Line Partitioning Treatment by Zinc Bath "), filed May 17, 2013, and provisional patent application No. 61 / 824,699, entitled" High-strength steel with good ductility, and the method of obtaining by processing in Anne with molten zinc, followed by processing with distribution during the process "(" High-Strength Steel Exhibiting Good Ductility and Method of Production via In-Line Partitioning Treatment Downstream of Molten zinc Bath "), filed May 17, 2013. No. 61/824,643 and 61/824,699 are hereby incorporated by reference.

УРОВЕНЬ ТЕХНИКИBACKGROUND

[0002] Желательно производить стали с высокой прочностью и хорошими характеристиками формуемости. Однако промышленное производство сталей, обладающих такими характеристиками, является сложным из-за таких факторов, как желаемое относительно малое количество легирующих добавок и ограничения с точки зрения термической обработки, накладываемые производственной мощностью промышленных линий. Настоящее изобретение относится к составам стали и способам обработки для получения стали с применением процессов горячего цинкования/горячего цинкования с отжигом (HDG, англ.: hot-dip galvanizing/galvannealing), обеспечивающим получение стали с высокой прочностью и формуемостью в холодном состоянии.[0002] It is desirable to produce steels with high strength and good formability. However, the industrial production of steels having such characteristics is difficult due to factors such as the desired relatively small amount of alloying additives and the limitations in terms of heat treatment imposed by the production capacity of industrial lines. The present invention relates to steel compositions and processing methods for producing steel using hot dip galvanizing / hot dip galvanizing with annealing (HDG, eng .: hot-dip galvanizing / galvannealing), providing steel with high strength and cold formability.

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯSUMMARY OF THE INVENTION

[0003] Сталь согласно настоящему изобретению получают с применением состава и модифицированного способа HDG, которые вместе позволяют получить конечную микроструктуру, состоящую в целом из мартенсита и аустенита (помимо прочих составляющих). Для получения такой микроструктуры состав содержит конкретные легирующие добавки, а HDG-способ включает конкретную модификацию способа, и все это по меньшей мере частично связано с инициированием превращения аустенита в мартенсит с последующей частичной стабилизацией аустенита при комнатной температуре.[0003] The steel according to the present invention is obtained using a composition and a modified HDG method, which together make it possible to obtain a final microstructure consisting generally of martensite and austenite (among other components). To obtain such a microstructure, the composition contains specific alloying additives, and the HDG method includes a specific modification of the method, and all this is at least partially associated with the initiation of the conversion of austenite to martensite with subsequent partial stabilization of austenite at room temperature.

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙBRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS

[0004] Прилагаемые чертежи, включенные в настоящее описание и являющиеся его частью, иллюстрируют варианты реализации и вместе с приведенным выше общим описанием и приведенным ниже подробным описанием вариантов реализации служат для объяснения принципов настоящего изобретения.[0004] The accompanying drawings, incorporated in and constituting a part of this specification, illustrate embodiments and, together with the above general description and the following detailed description of embodiments, serve to explain the principles of the present invention.

[0005] На ФИГ. 1 представлен схематичный вид температурной кривой HDG с этапом распределения (partitioning), выполняемым после цинкования/горячего цинкования с отжигом.[0005] In FIG. 1 is a schematic view of an HDG temperature curve with a partitioning step performed after galvanizing / hot galvanizing with annealing.

[0006] На ФИГ. 2 представлен схематичный вид температурной кривой HDG с этапом распределения, выполненным во время цинкования/горячего цинкования с отжигом.[0006] FIG. 2 is a schematic view of an HDG temperature curve with a distribution step performed during galvanizing / hot galvanizing with annealing.

[0007] На ФИГ. 3 представлен график одного варианта реализации зависимости твердости по Роквеллу от скорости охлаждения.[0007] In FIG. Figure 3 shows a graph of one embodiment of the dependence of Rockwell hardness on cooling rate.

[0008] На ФИГ. 4 представлен график другого варианта реализации зависимости твердости по Роквеллу от скорости охлаждения.[0008] In FIG. 4 is a graph of another embodiment of the dependence of Rockwell hardness on cooling rate.

[0009] На ФИГ. 5 представлен график другого варианта реализации зависимости твердости по Роквеллу от скорости охлаждения.[0009] FIG. 5 is a graph of another embodiment of the dependence of Rockwell hardness on cooling rate.

[0010] На ФИГ. 6 представлены шесть микрофотографий варианта реализации согласно ФИГ. 3, полученных для образцов, охлажденных при разных скоростях охлаждения.[0010] FIG. 6 shows six micrographs of an embodiment according to FIG. 3 obtained for samples cooled at different cooling rates.

[0011] На ФИГ. 7 представлены шесть микрофотографий варианта реализации согласно ФИГ. 4, полученных для образцов, охлажденных при разных скоростях охлаждения.[0011] FIG. 7 shows six micrographs of an embodiment according to FIG. 4 obtained for samples cooled at different cooling rates.

[0012] На ФИГ. 8 представлены шесть микрофотографий варианта реализации согласно ФИГ. 5, полученных для образцов, охлажденных при разных скоростях охлаждения.[0012] FIG. 8 shows six micrographs of an embodiment according to FIG. 5 obtained for samples cooled at different cooling rates.

[0013] На ФИГ. 9 представлен график данных прочности в качестве функции температуры аустенизации для нескольких вариантов реализации.[0013] In FIG. 9 is a graph of strength data as a function of austenitization temperature for several embodiments.

[0014] На ФИГ. 10 представлен график данных прочности в качестве функции температуры аустенизации для нескольких вариантов реализации.[0014] FIG. 10 is a graph of strength data as a function of austenitization temperature for several embodiments.

[0015] На ФИГ. 11 представлен график данных прочности в качестве функции температуры закалки для нескольких вариантов реализации.[0015] In FIG. 11 is a graph of strength data as a function of quenching temperature for several embodiments.

[0016] На ФИГ. 12 представлен график данных прочности в качестве функции температуры закалки для нескольких вариантов реализации.[0016] FIG. 12 is a graph of strength data as a function of quenching temperature for several embodiments.

ПОДРОБНОЕ ОПИСАНИЕDETAILED DESCRIPTION

[0017] На ФИГ. 1 приведено схематичное представление термического цикла, использованного для получения высокой прочности и формуемости в холодном состоянии стального листа, имеющего определенный химический состав (более подробно описанный ниже). В частности, на ФИГ. 1 представлена типичная термическая кривая (10) горячего цинкования или горячего цинкования с отжигом с изменениями процесса, показанными пунктирными линиями. В одном варианте реализации процесс в целом включает аустенизацию с последующим быстрым охлаждением до заданной температуры закалки для частичного превращения аустенита в мартенсит и выдержку при повышенной температуре, температуре распределения (partitioning temperature), для обеспечения диффузии углерода из мартенсита и в остаточный аустенит с обеспечением, таким образом, стабилизации аустенита при комнатной температуре. В некоторых вариантах реализации термическая кривая, представленная на ФИГ. 1, может быть использована с традиционными непрерывными производственными линиями горячего цинкования или горячего цинкования с отжигом, хотя такая производственная линия не требуется.[0017] In FIG. 1 is a schematic representation of the thermal cycle used to obtain high strength and cold formability of a steel sheet having a specific chemical composition (described in more detail below). In particular, in FIG. 1 shows a typical thermal curve (10) of hot-dip galvanizing or hot-dip galvanizing with annealing, with process variations shown by dashed lines. In one embodiment, the process as a whole includes austenization followed by rapid cooling to a predetermined quenching temperature to partially convert austenite to martensite and soaking at elevated temperature, partitioning temperature, to ensure carbon diffusion from martensite and into residual austenite, providing such thus stabilizing austenite at room temperature. In some embodiments, the thermal curve shown in FIG. 1 can be used with traditional continuous hot dip galvanizing or hot dip galvanizing annealing production lines, although such a production line is not required.

[0018] Как можно увидеть на ФИГ. 1, стальной лист сначала нагревают до максимальной температуры металла (12). Максимальная температура металла (12) в проиллюстрированном примере показана как температура, которая по меньшей мере выше температуры (Α1) превращения аустенита (например, температура для двухфазной области, аустенит + феррит). Таким образом, при максимальной температуре металла (12) по меньшей мере часть стали превратится в аустенит. Хотя на ФИГ. 1 показана максимальная температура (12) металла как температура исключительно выше Α1, следует понимать, что в некоторых вариантах реализации максимальная температура металла может также включать температуры выше температуры, при которой феррит полностью превращается в аустенит (А3) (например, однофазная область, аустенит).[0018] As can be seen in FIG. 1, the steel sheet is first heated to a maximum metal temperature (12). The maximum metal temperature (12) in the illustrated example is shown as a temperature that is at least higher than the temperature (Α 1 ) of austenite transformation (for example, temperature for a two-phase region, austenite + ferrite). Thus, at the maximum temperature of the metal (12), at least part of the steel will turn into austenite. Although in FIG. 1 shows the maximum temperature (12) of the metal as the temperature is exclusively above Α 1 , it should be understood that in some embodiments, the maximum temperature of the metal may also include temperatures above the temperature at which ferrite is completely converted to austenite (A 3 ) (for example, a single-phase region, austenite).

[0019] Затем стальной лист подвергают быстрому охлаждению. Во время охлаждения стального листа некоторые варианты реализации могут включать короткую приостановку в охлаждении для цинкования или горячего цинкования с отжигом. В вариантах реализации, в которых используют цинкование, стальной лист может кратковременно сохранять постоянную температуру (14) из-за тепла от ванны с расплавленным цинком, применяемой для цинкования. Еще в одних вариантах реализации может быть использован процесс горячего цинкования с отжигом, и температура стального листа может быть немного повышена до температуры горячего цинкования (16) с отжигом, при которой может быть выполнен процесс горячего цинкования с отжигом. Несмотря на это в других вариантах реализации процесс цинкования или горячего цинкования с отжигом может совсем не использоваться, и стальной лист может быть непрерывно охлажден.[0019] Then the steel sheet is subjected to rapid cooling. During cooling of the steel sheet, some embodiments may include a short suspension in cooling for galvanizing or hot-dip galvanizing with annealing. In embodiments where galvanizing is used, the steel sheet may briefly maintain a constant temperature (14) due to the heat from the molten zinc bath used for galvanizing. In still other embodiments, a hot dip galvanizing process with annealing can be used, and the temperature of the steel sheet can be slightly increased to a hot dip galvanizing temperature (16) with annealing, at which a hot dip galvanizing process can be performed with annealing. Despite this, in other embodiments, the galvanizing process or hot dip galvanizing with annealing may not be used at all, and the steel sheet may be continuously cooled.

[0020] Быстрое охлаждение стального листа, как показано, продолжают ниже температуры (Ms) начала мартенситного превращения для стального листа до заранее определенной температуры закалки (18). Следует понимать, что скорость охлаждения до Ms может быть достаточно высокой для превращения по меньшей мере некоторой части аустенита, образованного при максимальной температуре металла (12), в мартенсит. Другими словами, скорость охлаждения может быть достаточно высокой для превращения аустенита в мартенсит вместо других немартенситных составляющих, таких как феррит, перлит или бейнит, которые образуются при превращении при относительно низких скоростях охлаждения.[0020] The rapid cooling of the steel sheet, as shown, is continued below the temperature (M s ) of the onset of martensitic transformation for the steel sheet to a predetermined quenching temperature (18). It should be understood that the cooling rate to M s can be high enough to convert at least some of the austenite formed at the maximum metal temperature (12) into martensite. In other words, the cooling rate may be high enough to convert austenite to martensite instead of other non-martensitic components, such as ferrite, perlite or bainite, which are formed during conversion at relatively low cooling rates.

[0021] Как показано на ФИГ. 1, температура закалки (18) ниже Ms. Разница между температурой закалки (18) и Ms может изменяться в зависимости от конкретного состава используемого стального листа. Однако во многих вариантах реализации разница между температурой закалки (18) и Ms может быть достаточно высокой для образования достаточного количества мартенсита, выступающего в качестве источника углерода, для стабилизации аустенита и избегания создания избыточного "только что образованного" мартенсита после конечного охлаждения. Кроме того, температура закалки (18) может быть достаточно высокой, для того чтобы избежать поглощения слишком большого количества аустенита во время первичной закалки (например, чтобы избежать большего обогащения аустенита избыточным углеродом, чем необходимо для стабилизации аустенита для данного варианта реализации).[0021] As shown in FIG. 1, quenching temperature (18) is lower than M s . The difference between the quenching temperature (18) and M s may vary depending on the specific composition of the steel sheet used. However, in many embodiments, the difference between the quenching temperature (18) and M s may be high enough to form a sufficient amount of martensite acting as a carbon source, to stabilize austenite and avoid creating excess “newly formed” martensite after final cooling. In addition, the quenching temperature (18) can be high enough to avoid the absorption of too much austenite during the initial quenching (for example, to avoid greater enrichment of austenite with excess carbon than is necessary to stabilize the austenite for this embodiment).

[0022] Во многих вариантах реализации температура закалки (18) может изменяться от примерно 191°С до примерно 281°С, хотя такое ограничение не является необходимым. Кроме того, температура закалки (18) может быть вычислена для заданного состава стали. Для такого вычисления температура закалки (18) соответствует остаточному аустениту, имеющему после распределения (partitioning) температуру Ms, равную комнатной температуре. Способы вычисления температуры закалки (18) известны в уровне техники и описаны в источниках J.G. Speer, A.M. Streicher, D.K. Matlock, F. Rizzo and G. Krauss "Quenching And Partitioning: A Fundamentally New Process to Create High Strength Trip Sheet Microstractures" Austenite Formation and Decomposition, pp.505-522, 2003; и A.M. Streicher, J.G.J. Speer, D.K. Matlock and В.C. De Cooman "Quenching and Partitioning Response of a Si-Added TRIP Sheet Steel" in Proceedings of the International Conference on Advanced High Strength Sheet Steels for Automotive Applications, 2004, предмет обсуждения которых включен в настоящее описание посредством ссылки.[0022] In many embodiments, the quenching temperature (18) may vary from about 191 ° C to about 281 ° C, although such a limitation is not necessary. In addition, the quenching temperature (18) can be calculated for a given steel composition. For such a calculation, the quenching temperature (18) corresponds to residual austenite, which after partitioning has a temperature M s equal to room temperature. Methods for calculating the quenching temperature (18) are known in the art and are described in JG Speer, AM Streicher, DK Matlock, F. Rizzo and G. Krauss "Quenching And Partitioning: A Fundamentally New Process to Create High Strength Trip Sheet Microstractures" Austenite Formation and Decomposition, pp. 505-522, 2003; and AM Streicher, JGJ Speer, DK Matlock and B.C. De Cooman "Quenching and Partitioning Response of a Si-Added TRIP Sheet Steel" in Proceedings of the International Conference on Advanced High Strength Sheet Steels for Automotive Applications, 2004, the subject of which is incorporated herein by reference.

[0023] Температура закалки (18) может быть достаточно низкой (по отношению к Ms) для образования достаточного количества мартенсита, выступающего в качестве источника углерода, для стабилизации аустенита и избегания создания избыточного "только что образованного" мартенсита после конечной закалки. В альтернативном варианте реализации температура закалки (18) может быть достаточно высокой для избегания поглощения слишком большого количества аустенита во время первичной закалки и создания ситуации, когда потенциальное обогащение углеродом остаточного аустенита больше, чем необходимо для стабилизации аустенита при комнатной температуре. В некоторых вариантах реализации подходящая температура закалки (18) может соответствовать остаточному аустениту, имеющему температуру Ms, равную комнатной температуре, после распределения. Speer и Streicher и др. (выше) обеспечили вычисления, обеспечивающие нормативы для изучения возможностей обработки, что может привести в результате к желаемым микроструктурам. Такие вычисления представляют идеальное полное распределение и могут быть выполнены путем применения дважды отношения Койштинена-Марбюргер (KM) (Koistinen-Marburger (КМ) relationship):

Figure 00000001
- сначала для первичной закалки до температуры (18) закалки и затем для конечной закалки при комнатной температуре (как будет дополнительно описано ниже). Температура Ms в выражении КМ может быть оценена с использованием эмпирической формулы, основанной на химическом составе аустенита (такой как линейное выражение Эндрю (Andrew's linear expression):[0023] The quenching temperature (18) can be sufficiently low (with respect to M s ) to form a sufficient amount of martensite acting as a carbon source, to stabilize austenite and to avoid creating excess “newly formed” martensite after the final quenching. In an alternative embodiment, the quenching temperature (18) may be high enough to avoid absorption of too much austenite during the initial quenching and create a situation where the potential carbon enrichment of the residual austenite is greater than is necessary to stabilize the austenite at room temperature. In some embodiments, a suitable quenching temperature (18) may correspond to residual austenite having a temperature M s equal to room temperature after distribution. Speer and Streicher et al. (Above) have provided computations that provide guidelines for examining processing capabilities, which may result in desired microstructures. Such calculations represent an ideal complete distribution and can be performed by applying the Koistinen-Marburger (KM) relationship twice:
Figure 00000001
- first, for primary hardening to a temperature of (18) hardening and then for final hardening at room temperature (as will be further described below). The temperature M s in the KM expression can be estimated using an empirical formula based on the chemical composition of austenite (such as Andrew's linear expression:

[0024] Ms(°C)=539-423C-30.4Mn-7.5Si+30Al[0024] M s (° C) = 539-423C-30.4Mn-7.5Si + 30Al

[0025] Результат вычислений, описанных Speer и др., может показать температуру закалки (18), которая может привести к максимальному количеству остаточного аустенита. Для температур закалки (18) выше температуры, при которой образуется максимальное количество остаточного аустенита, после первичной закалки присутствуют обильные фракции аустенита; однако мартенсита недостаточно для выступления в качестве источника углерода для стабилизации этого аустенита. Таким образом, для более высоких температур закалки увеличенные количества только что образованного мартенсита образуются во время конечной закалки. Для температур закалки ниже температуры, при которой образуется максимальное количество остаточного аустенита, неудовлетворительное количество аустенита может быть поглощено во время первичной закалки, и может быть избыток количества углерода, который может перераспределиться из мартенсита.[0025] The result of the calculations described by Speer et al. Can show the quenching temperature (18), which can lead to the maximum amount of residual austenite. For quenching temperatures (18) above the temperature at which the maximum amount of residual austenite is formed, abundant austenite fractions are present after the initial quenching; however, martensite is not sufficient to act as a carbon source to stabilize this austenite. Thus, for higher quenching temperatures, increased amounts of newly formed martensite are formed during the final quenching. For quenching temperatures below the temperature at which the maximum amount of residual austenite is formed, an unsatisfactory amount of austenite can be absorbed during the initial quenching, and there may be an excess of the amount of carbon that can be redistributed from martensite.

[0026] Как только температура закалки (18) достигнута, температура стального листа либо повышается относительно температуры закалки, либо поддерживается на уровне температуры закалки в течение заданного промежутка времени. В частности, эта стадия может называться как стадия распределения (partitioning stage). В такой стадии температура стального листа по меньшей мере поддерживается на уровне температуры закалки для обеспечения возможности диффузии углерода из мартенсита, образованного во время быстрого охлаждения, в весь остаточный аустенит. Такая диффузия может обеспечить возможность остаточному аустениту оставаться стабильным (или метастабильным) при комнатной температуре, таким образом улучшая механические свойства стального листа.[0026] Once the hardening temperature (18) is reached, the temperature of the steel sheet either rises relative to the hardening temperature or is maintained at the level of the hardening temperature for a predetermined period of time. In particular, this stage may be referred to as the partitioning stage. In such a stage, the temperature of the steel sheet is at least maintained at a level of quenching temperature to allow diffusion of carbon from martensite formed during rapid cooling to all residual austenite. Such diffusion can enable residual austenite to remain stable (or metastable) at room temperature, thereby improving the mechanical properties of the steel sheet.

[0027] В некоторых вариантах реализации стальной лист может быть нагрет выше Ms до относительно высокой температуры распределения (20) (partitioning temperature) и впоследствии выдержан при высокой температуре распределения (20). Может быть использовано разнообразие способов для нагрева стального листа во время этой стадии. Исключительно для примера стальной лист может быть нагрет с использованием индукционного нагрева, пламенного нагрева и/или им подобным. В других альтернативных вариантах реализации стальной лист может быть нагрет до другой более низкой температуры распределения (22), которая немного ниже Ms. Стальной лист затем может также быть выдержан при более низкой температуре распределения (22) в течение конкретного промежутка времени. В еще одном третьем альтернативном варианте реализации может быть использована другая альтернативная температуре распределения (24), при которой стальной лист едва ли поддерживают при температуре закалки. Конечно могут быть использованы любые другие подходящие температуры распределения, что будет очевидно для специалиста в области техники ввиду приведенных в настоящей заявке принципов.[0027] In some embodiments, the steel sheet may be heated above M s to a relatively high distribution temperature (20) (partitioning temperature) and subsequently maintained at a high distribution temperature (20). A variety of methods can be used to heat the steel sheet during this step. By way of example only, the steel sheet may be heated using induction heating, flame heating and / or the like. In other alternative embodiments, the steel sheet may be heated to another lower distribution temperature (22), which is slightly lower than M s . The steel sheet can then also be held at a lower distribution temperature (22) for a specific period of time. In another third alternative embodiment, another alternative distribution temperature (24) may be used at which the steel sheet is hardly supported at the quenching temperature. Of course, any other suitable distribution temperature may be used, which will be obvious to a person skilled in the art in view of the principles given in this application.

[0028] После того как стальной лист достигнет желаемой температуры распределения (20, 22, 24), его поддерживают при желаемой температуре распределения (20, 22, 24) в течение достаточного времени для обеспечения возможности распределения углерода из мартенсита в аустенит. Затем стальной лист может быть охлажден до комнатной температуры.[0028] After the steel sheet reaches the desired distribution temperature (20, 22, 24), it is maintained at the desired distribution temperature (20, 22, 24) for a sufficient time to allow the distribution of carbon from martensite to austenite. Then the steel sheet can be cooled to room temperature.

[0029] На ФИГ. 2 представлен альтернативный вариант реализации термического цикла, описанного выше по отношению к ФИГ. 1 (с типичным термическим циклом цинкования/горячего цинкования с отжигом, показанным сплошной линией (40) и отклонениями от типичного цикла, показанными пунктирной линией). В частности, как и с процессом согласно ФИГ. 1, стальной лист сначала нагревают до максимальной температуры металла (42). Максимальная температура металла (42) в проиллюстрированном варианте реализации показана как температура по меньшей мере выше А1. Таким образом, при максимальной температуре металла (42) по меньшей мере часть стального листа превратится в аустенит. Конечно, как и процесс по ФИГ. 1, вариант реализации согласно настоящему изобретению может также включать максимальную температуру металла, превышающую A3.[0029] FIG. 2 presents an alternative implementation of the thermal cycle described above with respect to FIG. 1 (with a typical thermal galvanizing / hot dip galvanizing cycle with annealing shown by the solid line (40) and deviations from the typical cycle shown by the dashed line). In particular, as with the process according to FIG. 1, the steel sheet is first heated to a maximum metal temperature (42). The maximum metal temperature (42) in the illustrated embodiment is shown as a temperature of at least above A 1 . Thus, at the maximum temperature of the metal (42), at least a portion of the steel sheet will turn into austenite. Of course, like the process of FIG. 1, an embodiment of the present invention may also include a maximum metal temperature in excess of A 3 .

[0030] Затем стальной лист может быть быстро закален (44). Следует понимать, что закалка (44) может быть достаточно быстрой для инициирования превращения некоторой части аустенита, образованного при максимальной температуре металла (42), в мартенсит таким образом, чтобы избежать избыточного превращения немартенситных составляющих, таких как феррит, перлит, бейнит и/или им подобных.[0030] Then the steel sheet can be quickly hardened (44). It should be understood that quenching (44) can be fast enough to initiate the conversion of some of the austenite formed at the maximum temperature of the metal (42) into martensite in such a way as to avoid excessive conversion of non-martensitic components such as ferrite, perlite, bainite and / or like them.

[0031] Закалка (44) затем может быть приостановлена при температуре (46) закалки. Как и процесс по ФИГ. 1, температура закалки (46) ниже Ms. Конечно, значение ниже Ms может изменяться в зависимости от используемого материала. Однако, как описано выше, во многих вариантах реализации разница между температурой закалки (46) и Ms может быть достаточно большой для образования достаточного количества мартенсита, которое все еще будет достаточно низким для избегания поглощения слишком большого количества аустенита.[0031] Quenching (44) can then be suspended at quenching temperature (46). Like the process of FIG. 1, quenching temperature (46) is lower than M s . Of course, a value below M s may vary depending on the material used. However, as described above, in many embodiments, the difference between the quenching temperature (46) and M s may be large enough to form a sufficient amount of martensite, which will still be low enough to avoid absorption of too much austenite.

[0032] Стальной лист затем последовательно повторно нагревают (48) до температуры распределения (50, 52). В отличие от процесса по ФИГ. 1, температура распределения (50, 52) в варианте реализации согласно настоящему изобретению может быть охарактеризована с помощью температуры ванны для цинкования или горячего цинкования с отжигом (если цинкование или горячее цинкование с отжигом используют таким образом). Например, в вариантах реализации, в которых используют цинкование, стальной лист может быть повторно нагрет до температуры цинковальной ванны (50) и последовательно выдержан при указанной температуре в течение продолжительности процесса цинкования. Во время процесса цинкования распределение может произойти аналогично распределению, описанному выше. Таким образом, температура цинковальной ванны (50) может также выступать как температура распределения (50). Аналогичным образом, в вариантах реализации, в которых используют горячее цинкование с отжигом, процесс может быть по существу таким же за исключением более высокой температуры ванны/распределения (52).[0032] The steel sheet is then subsequently reheated (48) to a distribution temperature (50, 52). In contrast to the process of FIG. 1, the distribution temperature (50, 52) in the embodiment according to the present invention can be characterized by the temperature of the galvanizing bath or hot-dip galvanizing (if galvanizing or hot-dip galvanizing is used in this way). For example, in embodiments that use galvanizing, the steel sheet may be reheated to the temperature of the galvanizing bath (50) and subsequently held at the indicated temperature for the duration of the galvanizing process. During the galvanizing process, distribution can occur similar to the distribution described above. Thus, the temperature of the galvanizing bath (50) can also act as the distribution temperature (50). Similarly, in embodiments that use hot dip galvanizing with annealing, the process can be substantially the same except for a higher bath / distribution temperature (52).

[0033] Наконец, обеспечивают возможность охлаждения (54) стального листа до комнатной температуры, при которой по меньшей мере некоторая часть аустенита может быть стабильной (или метастабильной) от этапа распределения, описанного выше.[0033] Finally, it is possible to cool (54) the steel sheet to room temperature at which at least some of the austenite can be stable (or metastable) from the distribution step described above.

[0034] В некоторых вариантах реализации стальной лист может содержать конкретные легирующие добавки для улучшения предрасположенности стального листа к образованию первичной аустенитной и мартенситной микроструктуры и/или для улучшения механических свойств стального листа. Подходящие составы стального листа могут содержать по меньшей мере одно из следующего, в массовых процентах: 0,15-0,4% углерода, 1,5-4% марганца, 0-2% кремния или алюминия или некоторую их комбинацию, 0-0,5% молибдена, 0-0,05% ниобия, другие случайные элементы и остальное - железо.[0034] In some embodiments, the steel sheet may contain specific alloying additives to improve the susceptibility of the steel sheet to primary austenitic and martensitic microstructure and / or to improve the mechanical properties of the steel sheet. Suitable steel sheet compositions may contain at least one of the following, in mass percent: 0.15-0.4% carbon, 1.5-4% manganese, 0-2% silicon or aluminum, or some combination thereof, 0-0 , 5% molybdenum, 0-0.05% niobium, other random elements and the rest is iron.

[0035] Кроме того, в других вариантах реализации подходящие составы стального листа могут содержать по меньшей мере одно из следующего, в массовых процентах: 0,15-0,5% углерода, 1-3% марганца, 0-2% кремния или алюминия или некоторую их комбинацию, 0-0,5% молибдена, 0-0,05% ниобия, другие случайные элементы и остальное - железо. Кроме того, другие варианты реализации могут содержать добавки ванадия и/или титана в дополнение к ниобию или вместо него, хотя такие добавки полностью опциональны.[0035] In addition, in other embodiments, suitable steel sheet compositions may contain at least one of the following, in weight percent: 0.15-0.5% carbon, 1-3% manganese, 0-2% silicon or aluminum or some combination thereof, 0-0.5% molybdenum, 0-0.05% niobium, other random elements and the rest is iron. In addition, other embodiments may include vanadium and / or titanium additives in addition to or instead of niobium, although such additives are completely optional.

[0036] В некоторых вариантах реализации может быть использован углерод для стабилизации аустенита. Например, увеличение углерода может уменьшить температуру Ms, уменьшить температуры превращения для других немартенситных составляющих (например, бейнита, феррита, перлита) и увеличить время, необходимое для образования немартенситных продуктов. Кроме того, добавки углерода могут улучшить способность материала к упрочнению, таким образом сдерживая образование немартенситных составляющих возле сердцевины материала, где скорости охлаждения могут быть локально снижены. Однако следует понимать, что добавки углерода могут быть ограничены, поскольку значительные добавки углерода могут привести к вредному влиянию на свариваемость.[0036] In some embodiments, carbon may be used to stabilize austenite. For example, an increase in carbon can decrease the temperature M s , decrease the transformation temperatures for other non-martensitic components (e.g., bainite, ferrite, perlite) and increase the time required for the formation of non-martensitic products. In addition, carbon additives can improve the hardenability of the material, thereby inhibiting the formation of non-martensitic components near the core of the material, where cooling rates can be locally reduced. However, it should be understood that carbon additives can be limited, since significant carbon additives can lead to harmful effects on weldability.

[0037] В некоторых вариантах реализации марганец может обеспечивать дополнительную стабилизацию аустенита посредством уменьшения температуры превращения других немартенситных составляющих, как описано выше. Марганец может дополнительно улучшить предрасположенность стального листа к образованию первичной аустенитной и мартенситной микроструктуры путем увеличения способности к упрочнению.[0037] In some embodiments, manganese may provide further stabilization of austenite by lowering the temperature of conversion of other non-martensitic constituents, as described above. Manganese can further improve the susceptibility of the steel sheet to the formation of primary austenitic and martensitic microstructures by increasing the hardenability.

[0038] В других вариантах реализации может быть использован молибден для увеличения способности к упрочнению.[0038] In other embodiments, molybdenum can be used to increase the hardenability.

[0039] В других вариантах реализации кремний и/или алюминий могут быть обеспечены для уменьшения образования карбидов. Следует понимать, что уменьшение образования карбидов может быть желательным в некоторых вариантах реализации, поскольку наличие карбидов может уменьшить уровни углерода, доступные для диффузии в аустенит. Таким образом, добавки кремния и/или алюминия могут быть использованы для дополнительной стабилизации аустенита при комнатной температуре.[0039] In other embodiments, silicon and / or aluminum may be provided to reduce carbide formation. It should be understood that a reduction in carbide formation may be desirable in some embodiments, since the presence of carbides can reduce the carbon levels available for diffusion into austenite. Thus, silicon and / or aluminum additives can be used to further stabilize austenite at room temperature.

[0040] В некоторых вариантах реализации могут быть использованы никель, медь и хром для стабилизации аустенита. Например, такие элементы могут привести к уменьшению температуры Ms. Кроме того, никель, медь и хром могут дополнительно увеличить способность к упрочнению стального листа.[0040] In some embodiments, nickel, copper, and chromium can be used to stabilize austenite. For example, such elements can lead to a decrease in temperature M s . In addition, nickel, copper and chromium can further increase the hardenability of the steel sheet.

[0041] В некоторых вариантах реализации ниобий (или другие микролегирующие элементы, такие как титан, ванадий и/или им подобные) могут быть использованы для повышения механических свойств стального листа. Например, ниобий может повысить прочность стального листа за счет укрепления границ зерен, обусловленного образованием карбидов.[0041] In some embodiments, niobium (or other microalloying elements such as titanium, vanadium and / or the like) can be used to enhance the mechanical properties of the steel sheet. For example, niobium can increase the strength of a steel sheet by strengthening grain boundaries due to the formation of carbides.

[0042] В других вариантах реализации могут быть выполнены изменения в концентрациях элементов и конкретных выбранных элементах. Конечно, там, где такие изменения выполнены, следует понимать, что такие изменения могут оказывать желаемый или нежелательный эффект на микроструктуру стального листа и/или механические свойства в соответствии со свойствами, описанными выше для каждой заданной легирующей добавки.[0042] In other embodiments, changes in element concentrations and specific selected elements can be made. Of course, where such changes are made, it should be understood that such changes can have a desired or undesirable effect on the microstructure of the steel sheet and / or mechanical properties in accordance with the properties described above for each given alloying additive.

ПРИМЕР 1EXAMPLE 1

[0043] Варианты реализации стального листа были выполнены с составами, приведенными ниже в таблице 1.[0043] Embodiments of the steel sheet were performed with the compositions shown in table 1 below.

[0044] Материалы были обработаны на лабораторном оборудовании в соответствии со следующими параметрами. Каждый образец был подвергнут обработкам на Gleeble 1500 с использованием охлажденных медных клиновых захватов и крепления модуля Pocket Jaw (pocket jaw fixture). Образцы были подвергнуты аустенизации при 1100°С и затем охлаждены до комнатной температуры с разными скоростями охлаждения между 1-100°С/с.[0044] The materials were processed in laboratory equipment in accordance with the following parameters. Each sample was processed on a Gleeble 1500 using chilled copper wedge grippers and a Pocket jaw fixture. The samples were austenitized at 1100 ° C and then cooled to room temperature with different cooling rates between 1-100 ° C / s.

Figure 00000002
Figure 00000002

ПРИМЕР 2EXAMPLE 2

[0045] Твердость по Роквеллу каждого из составов сталей, описанных выше в примере 1 и таблице 1, была измерена на поверхности каждого образца. Результаты испытаний представлены на ФИГ. 3-5 в форме графика зависимости твердости по Роквеллу от скорости охлаждения. Для каждой экспериментальной точки представлено среднее для по меньшей мере семи измерений. Составы V4037, V4038 и V4039 соответствуют ФИГ. 3, 4 и 5, соответственно.[0045] The Rockwell hardness of each of the steel compositions described above in Example 1 and Table 1 was measured on the surface of each sample. The test results are presented in FIG. 3-5 in the form of a graph of the dependence of Rockwell hardness on cooling rate. For each experimental point, the average of at least seven measurements is presented. Compositions V4037, V4038 and V4039 correspond to FIG. 3, 4 and 5, respectively.

ПРИМЕР 3EXAMPLE 3

[0046] Светооптические микроснимки были выполнены в продольном направлении по толщине возле центра каждого образца для каждого из составов по примеру 1. Результаты этих испытаний представлены на ФИГ. 6-8. Составы V4037, V4038 и V4039 соответствуют ФИГ. 6, 7 и 8, соответственно. Кроме того, каждая из ФИГ. 6-8 содержит шесть микроснимков для каждого состава, где каждый микроснимок представляет образец, подверженный разной скорости охлаждения.[0046] Light-optical micrographs were taken in the longitudinal direction along the thickness near the center of each sample for each of the compositions of example 1. The results of these tests are presented in FIG. 6-8. Compositions V4037, V4038 and V4039 correspond to FIG. 6, 7 and 8, respectively. In addition, each of FIG. 6-8 contains six micrographs for each composition, where each micrograph represents a sample subject to a different cooling rate.

ПРИМЕР 4EXAMPLE 4

[0047] Критическая скорость охлаждения для каждого из составов по примеру 1 была оценена с использованием данных примеров 2 и 3 в соответствии с описанной здесь методикой. Критическая скорость охлаждения относится в настоящей заявке к скорости охлаждения, необходимой для образования мартенсита и избегания образования немартенситных продуктов превращения. Результаты этих испытаний представляют собой следующее:[0047] The critical cooling rate for each of the compositions of Example 1 was evaluated using the data of Examples 2 and 3 in accordance with the methodology described herein. The critical cooling rate in this application refers to the cooling rate necessary for the formation of martensite and to avoid the formation of non-martensitic transformation products. The results of these tests are as follows:

[0048] V4037: 70°С/с[0048] V4037: 70 ° C / s

[0049] V4038: 75°С/с[0049] V4038: 75 ° C / s

[0050] V4039: 7°С/с[0050] V4039: 7 ° C / s

ПРИМЕР 5EXAMPLE 5

[0051] Варианты реализации стального листа были выполнены с составами, приведенными ниже в таблице 2.[0051] Embodiments of the steel sheet were performed with the compositions shown in table 2 below.

[0052] Материалы были обработаны с помощью плавления, горячей прокатки и холодной прокатки. Материалы затем были подвергнуты испытанию, описанному более подробно ниже в примерах 6-7. Все составы, приведенные в таблице 2, предназначены для использования с процессом, описанным выше по отношению к ФИГ. 2 за исключением V4039, предназначенного для использования с процессом, описанным выше по отношению к ФИГ. 1. Нагретый V4039 имел состав, предназначенный для обеспечения более высокой способности к упрочнению, как того требует термическая кривая, описанная выше по отношению к ФИГ. 1. В результате V4039 был подвергнут отжигу при 600°С в течение 2 часов в 100% атмосфере Н2 после горячей прокатки, но до холодной прокатки. Во время холодной прокатки все материалы были уменьшены примерно на 75% до 1 мм. Результаты для некоторых составов материалов, приведенных в таблице 2, после горячей прокатки и холодной прокатки представлены в таблицах 3 и 4, соответственно.[0052] The materials were processed by melting, hot rolling and cold rolling. The materials were then subjected to the test described in more detail below in examples 6-7. All formulations shown in table 2 are intended for use with the process described above with respect to FIG. 2 with the exception of V4039, intended for use with the process described above with respect to FIG. 1. The heated V4039 had a composition designed to provide higher hardenability, as required by the thermal curve described above with respect to FIG. 1. As a result, V4039 was annealed at 600 ° C for 2 hours in a 100% H2 atmosphere after hot rolling, but before cold rolling. During cold rolling, all materials were reduced by about 75% to 1 mm. The results for some compositions of the materials shown in table 2, after hot rolling and cold rolling are presented in tables 3 and 4, respectively.

Figure 00000003
Figure 00000003

Figure 00000004
Figure 00000004

Figure 00000005
Figure 00000005

ПРИМЕР 7EXAMPLE 7

[0053] Составы примера 5 были подвергнуты дилатометрии на Gleeble. Дилатометрия на Gleeble была выполнена в вакууме с использованием образцов 101,6×25,4×1 мм с тензометрическим с-датчиком, измеряющим изменение размера в направлении 25,4 мм. Получены зависимости окончательного изменения размера от температуры. Линейные сегменты были подогнаны в дилатометрические данные, и точка, в которой дилатометрические данные отклонялись от линейной зависимости, была взяты в качестве исследуемой температуры превращения (например, A1, A3, Ms). Окончательные температуры превращения представлены в таблице 5.[0053] The compositions of example 5 were subjected to dilatometry on Gleeble. Dilatometry on a Gleeble was performed in vacuum using samples of 101.6 × 25.4 × 1 mm with a strain gauge c-sensor measuring the change in size in the direction of 25.4 mm. The dependences of the final change in size on temperature are obtained. Linear segments were fitted into dilatometric data, and the point at which the dilatometric data deviated from the linear dependence was taken as the investigated transformation temperature (for example, A 1 , A 3 , M s ). The final transformation temperatures are presented in table 5.

[0054] Способы Gleeble были также использованы для измерения критической скорости охлаждения для каждого из составов по примеру 5. Первый способ использовал дилатометрию на Gleeble, как описано выше. Второй способ использовал измерения твердости по Роквеллу. В частности, после того, как образцы были подвергнуты испытанию на Gleeble в диапазоне скоростей охлаждения, были произведены измерения твердости по Роквеллу. Таким образом, измерения твердости по Роквеллу были произведены для каждого состава материла с измерением твердости для диапазона скоростей охлаждения. Затем было выполнено сравнение между измерениями твердости по Роквеллу заданного состава при каждой скорости охлаждения. Отклонения твердости по Роквеллу на 2 деления по шкале HRA считались значительными. Критическая скорость охлаждения для избегания продукта немартенситного превращения была выбрана в качестве самой высокой скорости охлаждения, для которой твердость была ниже, чем 2 деления по шкале HRA, чем максимальная твердость. Конечные критические скорости охлаждения также приведены в таблице 5 для некоторых составов, приведенных в примере 5.[0054] Gleeble methods were also used to measure the critical cooling rate for each of the compositions of example 5. The first method used dilatometry on Gleeble, as described above. The second method used Rockwell hardness measurements. In particular, after the samples were tested on a Gleeble in the range of cooling speeds, Rockwell hardness measurements were taken. Thus, Rockwell hardness measurements were made for each material composition with hardness measurements for the range of cooling rates. Then, a comparison was made between Rockwell hardness measurements of a given composition at each cooling rate. Rockwell deviations of 2 divisions on the HRA scale were considered significant. The critical cooling rate to avoid the non-martensitic conversion product was selected as the highest cooling rate, for which the hardness was lower than 2 divisions on the HRA scale than the maximum hardness. The final critical cooling rates are also shown in table 5 for some of the compositions shown in example 5.

Figure 00000006
Figure 00000006

ПРИМЕР 8EXAMPLE 8

[0055] Составы примера 5 были использованы для вычисления температуры закалки и теоретического максимума остаточного аустенита. Вычисления были выполнены с использованием способов Speer и др., описанных выше. Результаты вычислений приведены ниже в таблице 6 для некоторых составов, приведенных примере 5.[0055] The compositions of Example 5 were used to calculate the quenching temperature and theoretical maximum of residual austenite. The calculations were performed using the methods of Speer and others described above. The calculation results are shown below in table 6 for some of the compositions shown in example 5.

Figure 00000007
Figure 00000007

ПРИМЕР 9EXAMPLE 9

[0056] Образцы составов согласно примеру 5 были подвергнуты термической обработке с получением термических кривых, представленных на ФИГ. 1 и 2, с максимальной температурой металла и температурой закалки, изменяющимися между образцами заданного состава. Как описано выше, только состав V4039 был подвергнут обработке с получением термической кривой, представленной на ФИГ. 1, в то время как все остальные составы были подвергнуты термическому циклу, представленному на ФИГ. 2. Для каждого образца, были выполнены измерения предела прочности. Результаты измерения полученной прочности представлены в форме графика на ФИГ. 9-12. В частности, ФИГ. 9-10 показывают зависимость данных предела прочности от температуры аустенизации, и ФИГ. 11-12 показывают зависимость данных предела прочности от температуры закалки. Кроме того, там, где термические циклы были выполнены с использованием способов Gleeble, такие значения данных помечены "Gleeble" аналогичным образом, там, где термические циклы были выполнены с использованием соляной ванны, такие значения данных помечены "соль".[0056] Samples of the compositions according to example 5 were subjected to heat treatment to obtain the thermal curves shown in FIG. 1 and 2, with a maximum metal temperature and a quenching temperature, varying between samples of a given composition. As described above, only the composition of V4039 was processed to obtain the thermal curve shown in FIG. 1, while all other formulations were subjected to the thermal cycle shown in FIG. 2. For each sample, tensile strength measurements were performed. The results of measuring the obtained strength are presented in the form of a graph in FIG. 9-12. In particular, FIG. 9-10 show the dependence of the tensile strength data on the temperature of austenization, and FIG. 11-12 show the dependence of the tensile strength data on the quenching temperature. In addition, where thermal cycles were performed using Gleeble methods, such data values are labeled “Gleeble” in the same way, where thermal cycles were performed using a salt bath, such data values are labeled “salt”.

[0057] Кроме того, аналогичные измерения прочности для каждого состава, приведенного в примере 5 (были доступны), представлены в таблице 7, приведенной ниже. Время и температуры распределения показаны только для примера, в других вариантах реализации механизмы (такие как распределение углерода и/или фазовые превращения) происходят по время неизотермического нагрева и охлаждения до или от указанной температуры распределения, что также может оказывать влияние на конечные свойства материала.[0057] In addition, similar strength measurements for each composition shown in Example 5 (were available) are presented in Table 7 below. The distribution times and temperatures are shown by way of example only, in other embodiments, mechanisms (such as carbon distribution and / or phase transformations) occur during non-isothermal heating and cooling to or from the specified distribution temperature, which may also affect the final properties of the material.

Figure 00000008
Figure 00000008

Figure 00000009
Figure 00000009

[0058] Как будет понятно, настоящее изобретение может быть выполнено с различными изменениями, не выходя за рамки объема и сущности изобретения. Таким образом, ограничения настоящего изобретения следует определять из приложенной формулы изобретения.[0058] As will be understood, the present invention can be made with various changes, without going beyond the scope and essence of the invention. Thus, the limitations of the present invention should be determined from the attached claims.

Claims (37)

1. Способ обработки стального листа, имеющего заданный состав, содержащий следующие элементы, в мас.%:1. The method of processing a steel sheet having a given composition containing the following elements, in wt.%: 0,15-0,5 углерода;0.15-0.5 carbon; 1-4 марганца;1-4 manganese; 2 или менее кремния, алюминия или их комбинации;2 or less silicon, aluminum, or a combination thereof; 0,5 или менее молибдена;0.5 or less molybdenum; 0,05 или менее ниобия; и0.05 or less niobium; and остальное - железо и другие случайные примеси;the rest is iron and other random impurities; причем указанный способ включает стадии:wherein said method comprises the steps of: (a) нагревания указанного стального листа до первой температуры (Т1), причем Т1 по меньшей мере выше температуры, при которой стальной лист претерпевает превращение в аустенит и феррит;(a) heating said steel sheet to a first temperature (T1), wherein T1 is at least higher than the temperature at which the steel sheet undergoes transformation into austenite and ferrite; (b) охлаждения указанного стального листа до второй температуры (Т2) путем охлаждения при критической скорости охлаждения или выше, причем Т2 ниже температуры (Ms) начала мартенситного превращения, а указанная критическая скорость охлаждения достаточно высока для превращения аустенита в мартенсит, и при этом указанная критическая скорость охлаждения для заданного состава указанного стального листа определяется как скорость охлаждения, при которой твердость указанного стального листа при комнатной температуре ниже максимальной твердости указанного стального листа при комнатной температуре не более чем на 2 деления по шкале Роквелла HRA;(b) cooling said steel sheet to a second temperature (T2) by cooling at a critical cooling rate or higher, wherein T2 is below the temperature (M s ) of the onset of martensitic transformation, and said critical cooling rate is high enough to convert austenite to martensite, and the specified critical cooling rate for a given composition of the specified steel sheet is defined as the cooling rate at which the hardness of the specified steel sheet at room temperature is lower than the maximum hardness ty of the specified steel sheet at room temperature not more than 2 divisions on the Rockwell HRA scale; (c) повторного нагревания указанного стального листа до температуры распределения, причем указанная температура распределения является достаточной для обеспечения возможности диффузии углерода в структуре указанного стального листа;(c) reheating said steel sheet to a temperature of distribution, said temperature of distribution being sufficient to allow diffusion of carbon in the structure of said steel sheet; (d) стабилизации аустенита путем выдержки указанного стального листа при указанной температуре распределения в течение времени выдержки, причем указанное время выдержки представляет собой период времени, достаточный для обеспечения возможности диффузии углерода из мартенсита в аустенит;(d) stabilizing austenite by soaking said steel sheet at a specified distribution temperature during a soaking time, said soaking time being a period of time sufficient to allow diffusion of carbon from martensite to austenite; (e) обработки указанного стального листа путем горячего цинкования или цинкования с отжигом в ходе указанной стадии стабилизации аустенита; и(e) treating said steel sheet by hot-dip galvanizing or galvanizing with annealing during said austenite stabilization step; and (f) охлаждения указанного стального листа до комнатной температуры.(f) cooling said steel sheet to room temperature. 2. Способ по п. 1, в котором горячее цинкование или цинкование с отжигом выполняют при температуре выше Ms.2. The method according to p. 1, in which hot-dip galvanizing or galvanizing with annealing is performed at a temperature above M s . 3. Способ по п. 1, в котором указанная температура распределения выше Ms.3. The method of claim 1, wherein said distribution temperature is above M s . 4. Способ по п. 1, в котором указанный стальной лист имеет состав, содержащий следующие элементы, в мас.%:4. The method according to p. 1, in which the specified steel sheet has a composition containing the following elements, in wt.%: 0,15-0,4 углерода;0.15-0.4 carbon; 1,5-3 марганца;1.5-3 manganese; 2 или менее кремния, алюминия или их комбинации;2 or less silicon, aluminum, or a combination thereof; 0,5 или менее молибдена;0.5 or less molybdenum; 0,05 или менее ниобия; и0.05 or less niobium; and остальное - железо и другие случайные примеси.the rest is iron and other random impurities. 5. Способ обработки стального листа, содержащего следующие элементы, в мас.%:5. The method of processing a steel sheet containing the following elements, in wt.%: 0,15-0,5 углерода;0.15-0.5 carbon; 1-3 марганца;1-3 manganese; 2 или менее кремния, алюминия или их комбинации;2 or less silicon, aluminum, or a combination thereof; 0,5 или менее молибдена;0.5 or less molybdenum; 0,05 или менее ниобия; и0.05 or less niobium; and остальное - железо и другие случайные примеси;the rest is iron and other random impurities; причем указанный способ включает стадии:wherein said method comprises the steps of: (a) нагревания указанного стального листа до первой температуры (Т1), причем Т1 по меньшей мере выше температуры, при которой указанный стальной лист претерпевает превращение в аустенит и феррит;(a) heating said steel sheet to a first temperature (T1), wherein T1 is at least higher than the temperature at which said steel sheet undergoes conversion to austenite and ferrite; (b) охлаждения указанного стального листа до второй температуры (Т2) путем охлаждения с определенной скоростью, причем Т2 ниже температуры (Ms) начала мартенситного превращения, а указанная скорость охлаждения достаточно высока для превращения аустенита в мартенсит и достаточно высока для по существу подавления образования бейнита и других продуктов немартенситного превращения;(b) cooling said steel sheet to a second temperature (T2) by cooling at a certain rate, wherein T2 is below the temperature (M s ) of the onset of martensitic transformation, and said cooling rate is high enough to convert austenite to martensite and high enough to substantially suppress the formation of bainite and other non-martensitic transformation products; (c) повторного нагревания указанного стального листа до температуры распределения, причем указанная температура распределения является достаточной для обеспечения возможности диффузии углерода в структуре указанного стального листа;(c) reheating said steel sheet to a temperature of distribution, said temperature of distribution being sufficient to allow diffusion of carbon in the structure of said steel sheet; (d) стабилизации аустенита путем выдержки указанного стального листа при указанной температуре распределения в течение времени выдержки, где указанное время выдержки представляет собой период времени, достаточный для обеспечения возможности диффузии углерода из мартенсита в аустенит;(d) stabilizing austenite by holding said steel sheet at a specified distribution temperature during the holding time, where the indicated holding time is a period of time sufficient to allow diffusion of carbon from martensite to austenite; (e) обработки указанного стального листа путем горячего цинкования или цинкования с отжигом в ходе указанной стадии стабилизации аустенита; и(e) treating said steel sheet by hot-dip galvanizing or galvanizing with annealing during said austenite stabilization step; and (f) охлаждения указанного стального листа до комнатной температуры.(f) cooling said steel sheet to room temperature.
RU2015141563A 2013-05-17 2014-05-16 High-strength steel with good plasticity and method of producing through processing by finishing method with zinc bath distribution RU2632042C2 (en)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US201361824643P 2013-05-17 2013-05-17
US201361824699P 2013-05-17 2013-05-17
US61/824,699 2013-05-17
US61/824,643 2013-05-17
PCT/US2014/038425 WO2014186722A2 (en) 2013-05-17 2014-05-16 High strength steel exhibiting good ductility and method of production via quenching and partitioning treatment by zinc bath

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2015141563A RU2015141563A (en) 2017-06-22
RU2632042C2 true RU2632042C2 (en) 2017-10-02

Family

ID=50933550

Family Applications (3)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015141563A RU2632042C2 (en) 2013-05-17 2014-05-16 High-strength steel with good plasticity and method of producing through processing by finishing method with zinc bath distribution
RU2015145865A RU2669654C2 (en) 2013-05-17 2014-05-16 High strength steel exhibiting good ductility, and method of production via in-line heat treatment downstream of molten zinc bath
RU2018133682A RU2018133682A (en) 2013-05-17 2018-09-25 HIGH-STRENGTH STEEL WITH GOOD PLASTICITY AND METHOD FOR PRODUCING BY FLOW THERMAL TREATMENT CARRYING OUT AFTER TREATMENT IN THE BATH WITH MELTED ZINC

Family Applications After (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015145865A RU2669654C2 (en) 2013-05-17 2014-05-16 High strength steel exhibiting good ductility, and method of production via in-line heat treatment downstream of molten zinc bath
RU2018133682A RU2018133682A (en) 2013-05-17 2018-09-25 HIGH-STRENGTH STEEL WITH GOOD PLASTICITY AND METHOD FOR PRODUCING BY FLOW THERMAL TREATMENT CARRYING OUT AFTER TREATMENT IN THE BATH WITH MELTED ZINC

Country Status (12)

Country Link
US (2) US20140338797A1 (en)
EP (2) EP2997168B1 (en)
JP (3) JP6843612B2 (en)
KR (5) KR20170104158A (en)
CN (3) CN105247090A (en)
AU (2) AU2014265214B2 (en)
BR (2) BR112015027901B1 (en)
CA (2) CA2908491C (en)
MX (2) MX2015015332A (en)
RU (3) RU2632042C2 (en)
TW (4) TWI560279B (en)
WO (2) WO2014186689A2 (en)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105247090A (en) * 2013-05-17 2016-01-13 Ak钢铁资产公司 High strength steel exhibiting good ductility and method of production via in-line heat treatment downstream of molten zinc bath
WO2016020714A1 (en) * 2014-08-07 2016-02-11 Arcelormittal Method for producing a coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
CN104532126B (en) * 2014-12-19 2017-06-06 宝山钢铁股份有限公司 A kind of super high strength hot rolled Q＆P steel of low yield strength ratio and its manufacture method
CN110218942A (en) * 2015-01-14 2019-09-10 Ak钢铁产权公司 With the dual phase steel for improving property
TW201925495A (en) 2017-11-02 2019-07-01 美商Ａｋ鋼鐵資產公司 Press hardened steel with tailored properties
CN111971410A (en) * 2018-03-30 2020-11-20 Ak钢铁产权公司 Low-alloy third-generation advanced high-strength steel and manufacturing method
CN109554621B (en) * 2018-12-03 2020-11-27 东北大学 Low-density Fe-Mn-Al-C hot-rolled Q & P steel and manufacturing method thereof
CN109554622B (en) * 2018-12-03 2020-12-04 东北大学 Hot-rolled Fe-Mn-Al-C steel quenched to bainite region to obtain Q & P structure and manufacturing method thereof
CN110055465B (en) * 2019-05-16 2020-10-02 北京科技大学 Medium-manganese ultrahigh-strength steel and preparation method thereof
CN112327970B (en) * 2020-09-04 2022-04-12 凌云工业股份有限公司 Control method for transition region strength of hot-forming variable-strength workpiece

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2312162C2 (en) * 2003-04-10 2007-12-10 Ниппон Стил Корпорейшн High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet
EP2258886A1 (en) * 2008-01-31 2010-12-08 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same
EP2325346A1 (en) * 2008-09-10 2011-05-25 JFE Steel Corporation High-strength steel plate and manufacturing method thereof
WO2012120020A1 (en) * 2011-03-07 2012-09-13 Tata Steel Nederland Technology Bv Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
EP2524970A1 (en) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Extremely stable steel flat product and method for its production
EP2546368A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength steel sheet

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100370054C (en) * 2001-06-15 2008-02-20 新日本制铁株式会社 High-strength alloyed aluminum-system plated steel sheet and high-strength automotive part excellent in heat resistance and after-painting corrosion resistance
US20060011274A1 (en) * 2002-09-04 2006-01-19 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
CA2482100A1 (en) * 2003-09-19 2005-03-19 Pertti J. Sippola Process for producing a new high-strength dual-phase steel product from lightly alloyed steel
US20050247382A1 (en) * 2004-05-06 2005-11-10 Sippola Pertti J Process for producing a new high-strength dual-phase steel product from lightly alloyed steel
JP5223360B2 (en) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent formability and method for producing the same
CN101842509A (en) * 2007-09-10 2010-09-22 帕蒂·J·西珀拉 Method and apparatus for improved formability of galvanized steel having high tensile strength
CN101121955A (en) * 2007-09-13 2008-02-13 上海交通大学 Heat treatment method for increasing quenched steel component mechanical property by using carbon distribution and tempering
JP4712882B2 (en) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 High strength cold-rolled steel sheet with excellent hydrogen embrittlement resistance and workability
JP5315956B2 (en) * 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent formability and method for producing the same
JP5493986B2 (en) * 2009-04-27 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength steel sheet and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and methods for producing them
JP5412182B2 (en) * 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 High strength steel plate with excellent hydrogen embrittlement resistance
CN102002558B (en) * 2010-11-26 2012-07-25 清华大学 Step quenching-distribution heat treatment technology of steels containing carbide formation inhibiting elements
CN102758142A (en) * 2011-04-25 2012-10-31 宝山钢铁股份有限公司 Hot-dip galvanized steel sheet with tensile strength higher than 980MPa, and manufacturing method thereof
JP5821260B2 (en) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability and shape freezing property, and method for producing the same
CN103857819B (en) * 2011-10-04 2016-01-13 杰富意钢铁株式会社 High tensile steel plate and manufacture method thereof
CN103045950B (en) * 2012-12-28 2015-04-22 中北大学 Low-alloy, high-strength and high-toughness composite phase steel and heat treatment method thereof
CN105377851B (en) * 2013-03-11 2018-07-20 密执安州立大学董事会 BET Bu Luomo structural domains inhibitor and the therapy for using these inhibitor
CN105247090A (en) * 2013-05-17 2016-01-13 Ak钢铁资产公司 High strength steel exhibiting good ductility and method of production via in-line heat treatment downstream of molten zinc bath

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2312162C2 (en) * 2003-04-10 2007-12-10 Ниппон Стил Корпорейшн High-strength steel sheet with molten zinc coat and method of manufacture of such sheet
EP2258886A1 (en) * 2008-01-31 2010-12-08 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same
EP2325346A1 (en) * 2008-09-10 2011-05-25 JFE Steel Corporation High-strength steel plate and manufacturing method thereof
EP2546368A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength steel sheet
WO2012120020A1 (en) * 2011-03-07 2012-09-13 Tata Steel Nederland Technology Bv Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
EP2524970A1 (en) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Extremely stable steel flat product and method for its production

Also Published As

Publication number Publication date
CA2908491C (en) 2019-07-30
TWI560279B (en) 2016-12-01
CN113151735A (en) 2021-07-23
US20140338797A1 (en) 2014-11-20
WO2014186722A3 (en) 2015-01-08
CN105392906A (en) 2016-03-09
JP6843612B2 (en) 2021-03-17
BR112015027447B1 (en) 2020-04-22
TW201502284A (en) 2015-01-16
KR20160007646A (en) 2016-01-20
EP2997168A2 (en) 2016-03-23
RU2018133682A (en) 2020-03-25
EP2997168B1 (en) 2021-03-03
TWI616538B (en) 2018-03-01
TWI564402B (en) 2017-01-01
JP2016524038A (en) 2016-08-12
KR101776241B1 (en) 2017-09-07
US20140338798A1 (en) 2014-11-20
KR101776242B1 (en) 2017-09-07
CN105247090A (en) 2016-01-13
RU2015145865A3 (en) 2018-03-29
MX2015015333A (en) 2016-06-23
TW201708562A (en) 2017-03-01
TWI627288B (en) 2018-06-21
JP2016526096A (en) 2016-09-01
BR112015027447A2 (en) 2017-07-25
TW201446974A (en) 2014-12-16
RU2015141563A (en) 2017-06-22
EP2997172B1 (en) 2020-08-26
KR20170104158A (en) 2017-09-14
AU2014265262A1 (en) 2015-11-12
WO2014186689A3 (en) 2015-01-22
CA2910012C (en) 2020-02-18
MX2015015332A (en) 2016-07-15
RU2669654C2 (en) 2018-10-12
EP2997172A2 (en) 2016-03-23
BR112015027901B1 (en) 2020-04-22
JP2018178262A (en) 2018-11-15
RU2018133682A3 (en) 2020-03-25
BR112015027901A2 (en) 2017-07-25
CA2908491A1 (en) 2014-11-20
CA2910012A1 (en) 2014-11-20
AU2014265214A1 (en) 2015-11-05
WO2014186722A2 (en) 2014-11-20
KR20160007647A (en) 2016-01-20
AU2014265262B2 (en) 2016-12-15
TW201702397A (en) 2017-01-16
RU2015145865A (en) 2017-06-22
KR20170104159A (en) 2017-09-14
AU2014265214B2 (en) 2016-12-22
KR20190101504A (en) 2019-08-30
WO2014186689A2 (en) 2014-11-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2632042C2 (en) High-strength steel with good plasticity and method of producing through processing by finishing method with zinc bath distribution
JP2020050956A (en) Method for producing high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
BR112017000027B1 (en) method for manufacturing high strength steel sheet and high strength steel sheet
BR112017000010B1 (en) production process of a steel plate and steel plate
WO2016103534A1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
Ding et al. Heat treatment, microstructure and mechanical properties of a C–Mn–Al–P hot dip galvanizing TRIP steel
JP2021176991A (en) High elongation press hardened steel and manufacture of the same
RU2016151793A (en) METHOD FOR PRODUCING HIGH-STRENGTH SHEET STEEL HAVING IMPROVED FORMABILITY AND THE RECEIVED SHEET
BR112017000026B1 (en) method for fabricating a steel plate and steel plate
Bachmaier et al. Development of TBF steels with 980 MPa tensile strength for automotive applications: microstructure and mechanical properties
KR20240000646A (en) Hot rolled steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof
KR20190124757A (en) Hot rolled steel with very high strength and method of manufacturing the same
KR20190134842A (en) Post annealed high tensile strength coated steel sheet having improved yield strength and hole expansion