RU2680042C2 - Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью - Google Patents

Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью Download PDF

Info

Publication number
RU2680042C2
RU2680042C2 RU2016151415A RU2016151415A RU2680042C2 RU 2680042 C2 RU2680042 C2 RU 2680042C2 RU 2016151415 A RU2016151415 A RU 2016151415A RU 2016151415 A RU2016151415 A RU 2016151415A RU 2680042 C2 RU2680042 C2 RU 2680042C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
sheet
temperature
steel
steel sheet
austenite
Prior art date
Application number
RU2016151415A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2016151415A3 (ru
RU2016151415A (ru
Inventor
Рашми Ранджан МОХАНТИ
Хюнь Цзо ЦЗУНЬ
Донвей ФАН
Original Assignee
Арселормиттал
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=52014159&utm_source=***_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2680042(C2) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Арселормиттал filed Critical Арселормиттал
Publication of RU2016151415A publication Critical patent/RU2016151415A/ru
Publication of RU2016151415A3 publication Critical patent/RU2016151415A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2680042C2 publication Critical patent/RU2680042C2/ru

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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D1/26—Methods of annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • 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
    • C22C38/26—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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Способ получения высокопрочного стального листа, обладающего пределом текучести YS по меньшей мере 850 МПа, прочностью при растяжении TS по меньшей мере 1180 МПа, полным удлинением по меньшей мере 14% и коэффициентом раздачи отверстия HER по меньшей мере 30%. Композиция стали содержит в мас.%: 0,15≤С≤0,25, 1,2≤Si≤1,8, 2≤Mn≤2,4, 0,1≤Cr≤0,25, Nb≤0,05, Ti≤0,05, Al≤0,50 и остальное, являющееся Fe и неизбежными примесями. Данный лист отжигают при температуре отжига ТА выше Ас, но ниже 1000°С в течение времени более 30 с, посредством охлаждения его до температуры закалки QT между 275°С и 325°С со скоростью охлаждения, достаточной для получения сразу после отжига структуры, состоящей из аустенита и по меньшей мере 50% мартенсита, при этом содержание аустенита является таким, что конечная структура содержит 3-15% остаточного аустенита и 85-97% суммы мартенсита и бейнита без феррита, нагревают до температуры перераспределения РТ 420-470°С, выдерживают при этой температуре в течение времени 50-150 с и охлаждают до комнатной температуры. Полученный стальной лист обладает улучшенной пластичностью и улучшенной формуемостью. 2 н. и 12 з.п. ф-лы, 1 ил., 1 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к способу производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью, и к стальным листам, получаемым с помощью данного способа.
Для производства различного оборудования, такого как конструкционные детали кузовных элементов и панели кузовов для автомобильных транспортных средств, обычной практикой является применение листов, изготовленных из DP (двухфазные) сталей или TRIP (с наведенной превращением пластичностью) сталей.
Например, таких сталей, которые включают мартенситную структур) и/или некоторые количества остаточного аустенита и которые содержат около 0,2% С, около 2% Mn, около 1,7% Si, имеют предел текучести около 750 МПа, прочность при растяжении около 980 МПа, полное удлинение более 8%. Эти листы выпускаются на линии непрерывного отжига посредством закалки от температуры нагрева при отжиге, превышающей температуру фазового перехода Ас3, вниз к температуре закалки, превышающей температуру фазового перехода Ms, с последующим нагреванием до температуры перестаривания, превосходящей температуру Ms, и выдерживанием листа при такой температуре в течение заданного времени. Затем лист охлаждается до комнатной температуры.
Ввиду общемировых тенденций к охране окружающей среды и обусловленного этим стремления к снижению массы автомобиля в целях улучшения эффективности использования им топлива, желательным является наличие листов, демонстрирующих улучшенные показатели предела текучести и прочности при растяжении. Но такие листы также должны иметь хорошую пластичность и хорошую формуемость и, более конкретно, хорошую пригодность к отбортовке внутренних кромок.
В этой связи желательно иметь листы, имеющие предел текучести YS по меньшей мере в 850 МПа, прочность при растяжении TS около 1180 МПа, полное удлинение по меньшей мере 14% и коэффициент раздачи отверстия HER, измеренный согласно стандарту ISO 16630:2009, равный по меньшей мере 30%. Следует отметить, что из-за различий в методиках измерений показатели коэффициента раздачи отверстия HER согласно стандарту ISO значительно отличаются и не сопоставимы с величинами коэффициента раздачи отверстия λ согласно JFS Т 1001 (стандарт Японской федерации производителей железа и стали).
В этой связи цель настоящего изобретения состоит в том, чтобы предоставить такой лист и способ его производства.
Поэтому изобретение относится к способу получения высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной пластичностью и улучшенной формуемостью, имеющего предел текучести YS по меньшей мере 850 МПа, прочность при растяжении TS по меньшей мере 1180 МПа, полное удлинение по меньшей мере 14% и коэффициент раздачи отверстия HER согласно стандарту ISO по меньшей мере 30%, с помощью тепловой обработки листовой стали при том, что химическая композиция такой стали содержит в массовых процентах:
0,15%≤С≤0,25%;
1,2%≤Si≤1,8%;
2%≤Mn≤2,4%;
0,1%≤Cr≤0,25%;
Nb≤0,05%;
Ti≤0,05%;
Al≤0,50%,
с остальным, представленным Fe и неизбежными примесями. Термическая обработка содержит следующие этапы:
- отжиг листа при температуре нагрева при отжиге ТА выше, чем Ас3, но ниже 1000°С, в течение времени более 30 с,
- закалка листа охлаждением его до температуры закалки QT между 275°С и 325°С со скоростью охлаждения, достаточной для получения структуры, сразу после закалки состоящей из аустенита и по меньшей мере 50% мартенсита, при этом содержание аустенита является таким, что конечная структура, то есть структура после обработки и охлаждения до комнатной температуры, может содержать между 3% до 15% остаточного аустенита и между 85% и 97% суммы мартенсита и бейнита без феррита,
- нагревание листа вплоть до температуры перераспределения РТ между 420°С и 470°С и выдерживание листа при этой температуре в течение времени перераспределения Pt между 50 с и 150 с, и
- охлаждение листа до комнатной температуры.
В одном предпочтительном воплощении химическая композиция стали является такой, что Al≤0,05%.
Предпочтительно скорость охлаждения при закалке составляет по меньшей мере 20°С/с, более предпочтительно по меньшей мере 30°С/с.
Предпочтительно данный способ, кроме того, содержит этап выдерживания листа при температуре закалки QT в течение времени выдержки между 2 с и 8 с, предпочтительно между 3 с и 7 с, выполняемый после резкого охлаждения листа до температуры закалки QT и перед нагреванием листа вплоть до температуры перераспределения РТ.
Предпочтительно температура нагрева при отжиге превышает Ас3 + 15°С, в частности, выше чем 850°С.
Данное изобретение также касается листовой стали, химическая композиция которой содержит в массовых процентах:
0,15%≤С≤0,25%;
1,2%≤Si≤1,8%;
2%≤Mn≤2,4%;
0,1%≤Cr≤0,25%;
Nb≤0,05%;
Ti≤0,05%;
Al≤0,5%,
при этом остальное является Fe и неизбежными примесями, лист имеет предел текучести по меньшей мере 850 МПа, прочность при растяжении по меньшей мере 1180 МПа, полное удлинение по меньшей мере 14% и коэффициент раздачи отверстия HER по меньшей мере 30%, а его структура состоит из от 3% до 15% остаточного аустенита и от 85% до 97% мартенсита и бейнита без феррита.
Предел текучести может быть даже более 950 МПа.
В одном предпочтительном воплощении химическая композиция стали является такой, что Al≤0,05%.
Предпочтительно содержание углерода в остаточном аустените составляет по меньшей мере 0,9%, предпочтительно по меньшей мере 1,0%.
Предпочтительно средний размер зерна аустенита не превышает 5 мкм.
Далее изобретение описывается более подробно, но без введения каких-либо ограничений, и иллюстрируется только с обращением к фигуре, представляющей собой полученную с помощью электронного сканирующего микроскопа микрофотографию, соответствующую примеру 10.
Согласно изобретению, лист является полученным горячей прокаткой и, не обязательно, холодной прокаткой полупродукта, химическая композиция которого содержит в массовых процентах:
- От 0,15% до 0,25% и предпочтительно более 0,17%, предпочтительно менее 0,21% углерода для гарантирования удовлетворительной прочности и улучшения стабильности остаточного аустенита, что является необходимым для обеспечения достаточного удлинения. Если содержание углерода слишком высоко, горячекатаный лист оказывается чересчур твердым для холодной прокатки, а свариваемость его недостаточной.
- От 1,2% до 1,8%, предпочтительно более 1,3% и менее 1,6% кремния для стабилизирования аустенита с целью обеспечения упрочнения твердого раствора и сдерживания образования карбидов во время перестаривания.
- От 2% до 2,4%, предпочтительно более 2,1% и предпочтительно менее 2,3% марганца для того, чтобы иметь достаточную способность принимать закалку с целью получения структуры, содержащей по меньшей мере 65% мартенсита, обеспечения прочности при растяжении более 1180 МПа и избежания проблем сегрегации, оказывающей вредное влияние на пластичность.
- От 0,1% до 0,25% хрома для увеличения способности принимать закалку и стабилизирования остаточного аустенита в целях сдерживания образования бейнита в ходе перестаривания.
- Вплоть до 0,5% алюминия, который обычно добавляется к жидкой стали для раскисления. Если содержание Al превышает 0,5%, температура отжига становится слишком высокой для достижения и сталь оказывается трудно поддающейся промышленной обработке. Предпочтительно содержание Al ограничивается содержанием примесей, то есть максимумом в 0,05%.
Содержание Nb ограничено 0,05%, поскольку его более высокие количества приводят к значительному образованию выделений и снижению формуемости, вследствие чего обеспечение 14% полного удлинения оказывается более труднодостижимым.
- Содержание Ti ограничено 0,05%, поскольку его более высокие количества приводят к значительному образованию выделений и снижению формуемости, вследствие чего обеспечение 14% полного удлинения оказывается более труднодостижимым.
Остальное является железом и остаточными элементами, образующимися при производстве стали. В этом отношении Ni, Mo, Cu, V, В, S, Р и N рассматриваются по меньшей мере как остаточные элементы, которые являются неизбежными примесями. Поэтому их содержание составляет менее 0,05% для Ni, 0,02% для Мо, 0,03% для Cu, 0,007% для V: 0,0010% для В, 0,007% для S, 0,02% для Р и 0,010% для N.
Лист изготавливается горячей прокаткой и, не обязательно, холодной прокаткой согласно способам, известным специалистам в данной области.
После прокатки листы подвергаются травлению или очистке, а затем термической обработке.
Термическая обработка, которая предпочтительно выполняется на объединенной линии для непрерывного отжига, содержит этапы:
- Отжига листа при температуре нагрева при отжиге ТА выше температуры фазового перехода Ас3 стали и предпочтительно выше, чем Ас3 + 15°С, то есть выше 850°С для стали согласно изобретению, с тем, чтобы гарантировать получение полностью аустенитной структуры, но ниже 1000°С, чтобы не допускать слишком сильного огрубления аустенитного зерна. Лист выдерживается при температуре нагрева при отжиге, то есть при ТА между -5°С и +10°С, в течение времени, достаточного для гомогенизации химической композиции. Это время предпочтительно составляет более 30 с, но не должно быть более 300 с.
- Закалки листа охлаждением до температуры закалки QT ниже температуры фазового перехода Ms со скоростью охлаждения, достаточной для избежания образования феррита и бейнита. Температура закалки находится между 275°С и 325°С с тем, чтобы сразу после закалки иметь структуру состоящую из аустенита и по меньшей мере 50% мартенсита, при этом содержание аустенита является таким, что конечная структура, то есть структура после обработки и охлаждения до комнатной температуры, может содержать между 3% и 15% остаточного аустенита и между 85% и 97% суммы мартенсита и бейнита без феррита, Скорость охлаждения составляет по меньшей мере 20°С/с, предпочтительно по меньшей мере 30°С/с. Скорость охлаждения по меньшей мере в. 30°С/с необходима для избежания образования феррита в ходе охлаждения от температуры нагрева при отжиге.
- Повторного нагревания листа вплоть до температуры перераспределения РТ между 420°С и 470°С.При осуществлении повторного нагревания с помощью индукционного нагревателя скорость повторного нагревания может быть высокой, но такой, чтобы эта скорость повторного нагревания между 5°С/с и 20°С/с не оказывала заметного воздействия на конечные свойства листа. Таким образом, скорость повторного нагревания предпочтительно составляет между 5°С/с и 20°С/с. Предпочтительно между этапом закалки и этапом повторного нагревания листа до температуры перераспределения РТ лист выдерживается при температуре закалки в течение времени выдержки между 2 с и 8 с, предпочтительно между 3 с и 7 с.
- Выдерживания листа при температуре перераспределения РТ в течение времени между 50 с и 150 с. Выдерживание листа при температуре перераспределения означает, что ходе перераспределения температура РТ листа остается между -10°С и +10°С.
- Остывания листа до комнатной температуры со скоростью охлаждения предпочтительно более 1°С/с с тем, чтобы не допускать образования феррита или бейнита. В настоящий момент эта скорость охлаждения составляет между 2°С/с и 4°С/с.
При такой обработке листы имеют структуру состоящую из от 3% до 15% остаточного аустенита и от 85% до 97% мартенсита и бейнита без феррита. Действительно, благодаря закалке ниже температуры Ms структура содержит мартенсит и по меньшей мере в количестве 50%. Но в таких сталях мартенсит и бейнит очень трудно поддаются различению. Именно поэтому рассматривается только суммарное содержание мартенсита и бейнита. С такой структурой могут быть получены листы, имеющие предел текучести YS по меньшей мере 850 МПа, прочность при растяжении по меньшей мере 1180 МПа, полное удлинение по меньшей мере 14% и коэффициент раздачи отверстия HER согласно стандарту ISO 16630:2009 по меньшей мере 30%.
В качестве примера, лист толщиной 1,2 мм имеющий следующую композицию: С = 0,19%, Si = 1,5%, Mn = 2,2%, Cr = 0,2% с остальным, являющимся Fe и примесями, был получен горячей и холодной прокаткой. Расчетная температура Ms фазового перехода этой стали равна 375°С, точка Ас3 отвечает 835°С.
Образцы такого листа были подвергнуты термической обработке с отжигом, закалкой и перераспределением, т.е. нагреванием до температуры перераспределения и выдержкой при такой температуре, после чего были оценены его механические свойства. Листы были выдержаны при температуре закалки в течение около 3 с.
Сведения по условиям обработки и полученным свойствам представлены в таблице 1, где колонка типа отжига (Отж. тип) определяет, является ли отжиг межкритическим (IA) или полностью аустенитным (Полн. γ).
Figure 00000001
В этой таблице ТА - температура нагрева при отжиге, QT - температура закалки, РТ - температура перераспределения, Pt - время перераспределения, YS - предел текучести, TS - прочность при растяжении, UE - равномерное относительное удлинение. ТЕ - полное удлинение. HER - коэффициент раздачи отверстия согласно стандарту ISO, γ - доля содержания остаточного аустенита в структуре, размер зерна у - средний размер зерна аустенита, %С в γ - количество углерода остаточного аустенита, F представляет количество феррита в структуре и М+В - суммарное количество мартенсита и бейнита в структуре.
В таблице I пример 10 является примером согласно изобретению, и все его свойства превосходят минимально требуемые качества. Как показано на фигуре, его структура содержит 11,2% остаточного аустенита и 88,8% суммы мартенсита и бейнита.
Примеры 1-6, которые относятся к образцам, отожженным при межкритической температуре, показывают, что даже если полное удлинение превышает 14%, что имеет место только для образцов 4, 5 и 6, коэффициент раздачи отверстия оказывается слишком низким.
Примеры 13-16, которые относятся к известному уровню техники, то есть к листам, которые не подвергались закалке при температуре ниже точки Ms (QT выше Ms, а РТ равна QT), показывают, что при такой термической обработке, даже если прочность при растяжении оказывается очень хорошей (выше 1220 МПа), предел текучести не очень высок (ниже 780), когда отжиг является межкритическим, а формуемость (коэффициент раздачи отверстия) во всех случаях недостаточна (ниже 30%).
Примеры 7-12, все из которых относятся к образцам, которые были отожжены при температуре выше Ас3, то есть имели полностью аустенитную структуру, показывают, что единственным способом достижения целевых свойств является применение температуры закалки 300°С (+/-10) и температуры перераспределения 450°С (+/-10). При таких условиях возможно получение предела текучести более 850 МПа и даже более 950 МПа, прочности при растяжении более 1180 МПа, полного удлинения более 14% и коэффициента раздачи отверстия более 30%. Пример 17 показывает, что температура перераспределения выше 470°С не позволяет обеспечить получение целевых свойств.

Claims (35)

1. Способ получения высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной пластичностью и улучшенной формуемостью, при этом данный стальной лист имеет предел текучести YS по меньшей мере 850 МПа, предел прочности TS по меньшей мере 1180 МПа, полное удлинение по меньшей мере 14% и коэффициент раздачи отверстия HER по меньшей мере 30%, с помощью термической обработки листа, изготовленного из стали, имеющей химический состав, содержащий в мас.%:
0,15≤С≤0,25
1,2≤Si≤1,8
2≤Mn≤2,4
0,1≤Cr≤0,25
Nb≤0,05
Ti≤0,05
Al≤0,50
с остальным, представленным Fe и неизбежными примесями,
и при этом термическая обработка содержит следующие этапы:
отжиг листа при температуре отжига ТА выше, чем Ас3, но ниже 1000°С, в течение времени более 30 с,
закалку листа охлаждением до температуры закалки QT 275-325°С со скоростью охлаждения, достаточной для получения структуры, сразу после закалки, состоящей из аустенита и по меньшей мере 50% мартенсита, при этом содержание аустенита является таким, что стальной лист имеет конечную структуру, то есть структуру после термической обработки и охлаждения до комнатной температуры, содержащую 3-15% остаточного аустенита и 85-97% суммарно мартенсита и бейнита без феррита,
нагрев листа до температуры перераспределения РТ 420-470°С и выдерживание листа при этой температуре в течение времени перераспределения Pt 50-150 с, и охлаждение листа до комнатной температуры.
2. Способ по п. 1, в котором химический состав стали таков, что Al≤0,05%.
3. Способ по п. 1, в котором скорость охлаждения при закалке составляет по меньшей мере 20°С/с, предпочтительно по меньшей мере 30°С/с.
4. Способ по п. 2, в котором скорость охлаждения при закалке составляет по меньшей мере 20°С/с, предпочтительно по меньшей мере 30°С/с.
5. Способ по любому из пп. 1-4, также содержащий этап выдерживания листа при температуре закалки QT в течение времени выдержки 2-8 с, предпочтительно 3-7 с,
выполняемый после резкого охлаждения листа до температуры закалки QT и перед нагревом листа до температуры перераспределения РТ.
6. Способ по любому из пп. 1-4, в котором температура нагрева при отжиге ТА превышает 850°С.
7. Способ по п. 5, в котором температура нагрева при отжиге ТА превышает 850°С.
8. Листовая сталь, в которой химический состав стали содержит в мас.%:
0,15≤С≤0,25
1,2≤Si≤1,8
2,1≤Mn≤2,3
0,1≤Cr≤0,25
Nb≤0,05
Ti≤0,05
Al≤0,5,
при этом остальное является Fe и неизбежными примесями, стальной лист имеет предел текучести по меньшей мере 850 МПа, предел прочности по меньшей мере 1180 МПа, полное удлинение по меньшей мере 14% и коэффициент раздачи отверстия HER по меньшей мере 30%, при этом данный стальной лист имеет структуру, состоящую из 3-15% остаточного аустенита и 85-97% мартенсита и бейнита без феррита.
9. Стальной лист по п. 8, в котором предел текучести составляет более 950 МПа.
10. Стальной лист по п. 8, в котором химический состав стали таков, что Al≤0,05%.
11. Стальной лист по п. 9, в котором химическая композиция данного листа является такой, что Al≤0,05%.
12. Стальной лист по любому из пп. 8-11, в котором содержание углерода в остаточном аустените составляет по меньшей мере 0,9%, предпочтительно по меньшей мере 1,0%.
13. Стальной лист по любому из пп. 8-11, в котором средний размер зерна аустенита составляет не более 5 мкм.
14. Стальной лист по п. 12, в котором средний размер зерна аустенита составляет не более 5 мкм.
RU2016151415A 2014-07-03 2015-07-03 Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью RU2680042C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2014/002256 WO2016001700A1 (en) 2014-07-03 2014-07-03 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
IBPCT/IB2014/002256 2014-07-03
PCT/IB2015/055042 WO2016001898A2 (en) 2014-07-03 2015-07-03 Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2016151415A RU2016151415A (ru) 2018-06-26
RU2016151415A3 RU2016151415A3 (ru) 2018-12-06
RU2680042C2 true RU2680042C2 (ru) 2019-02-14

Family

ID=52014159

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016151415A RU2680042C2 (ru) 2014-07-03 2015-07-03 Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью

Country Status (17)

Country Link
US (1) US11618931B2 (ru)
EP (2) EP3663415A1 (ru)
JP (3) JP6685244B2 (ru)
KR (1) KR102455373B1 (ru)
CN (1) CN106661703B (ru)
BR (1) BR112017000007B1 (ru)
CA (1) CA2954141C (ru)
ES (1) ES2787515T5 (ru)
FI (1) FI3164520T4 (ru)
HU (1) HUE049287T2 (ru)
MA (2) MA40188B1 (ru)
MX (1) MX2017000177A (ru)
PL (1) PL3164520T5 (ru)
RU (1) RU2680042C2 (ru)
UA (1) UA118794C2 (ru)
WO (2) WO2016001700A1 (ru)
ZA (1) ZA201608765B (ru)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2812417C1 (ru) * 2023-07-18 2024-01-30 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Российский государственный аграрный университет - МСХА имени К.А. Тимирязева" (ФГБОУ ВО РГАУ - МСХА имени К.А. Тимирязева) Способ получения высокопрочного стального листа

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
WO2016001700A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001706A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
KR101858852B1 (ko) * 2016-12-16 2018-06-28 주식회사 포스코 항복강도, 연성 및 구멍확장성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
WO2018115933A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2019209933A1 (en) * 2018-04-24 2019-10-31 Nucor Corporation Aluminum-free steel alloys and methods for making the same
US11597986B2 (en) 2018-06-12 2023-03-07 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Flat steel product and method for producing same
DE102018132860A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten, profilierten Warmbanderzeugnissen
DE102018132901A1 (de) * 2018-12-19 2020-06-25 Voestalpine Stahl Gmbh Verfahren zur Herstellung von konventionell warmgewalzten Warmbanderzeugnissen
CN110129673B (zh) * 2019-05-21 2020-11-03 安徽工业大学 一种800MPa级高强塑积Q＆P钢板及其制备方法
ES2911656T3 (es) 2019-06-17 2022-05-20 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamiento térmico de un fleje de acero laminado en frío
PT3754037T (pt) 2019-06-17 2022-04-19 Tata Steel Ijmuiden Bv Método de tratamento térmico de uma tira de aço laminada a frio de alta resistência
WO2021026437A1 (en) * 2019-08-07 2021-02-11 United States Steel Corporation High ductility zinc-coated steel sheet products
EP4119690A1 (en) * 2020-03-11 2023-01-18 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN114000056A (zh) * 2021-10-27 2022-02-01 北京科技大学烟台工业技术研究院 一种屈服强度960MPa级低屈强比海工用钢板及其制备方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20060011274A1 (en) * 2002-09-04 2006-01-19 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
WO2006106733A1 (ja) * 2005-03-30 2006-10-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
WO2007142197A1 (ja) * 2006-06-05 2007-12-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
CN102149840A (zh) * 2008-09-10 2011-08-10 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
RU2474623C1 (ru) * 2011-10-31 2013-02-10 Валентин Николаевич Никитин Способ производства высокопрочной листовой стали мартенситного класса и деформационно-термический комплекс для его осуществления

Family Cites Families (41)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4159218A (en) 1978-08-07 1979-06-26 National Steel Corporation Method for producing a dual-phase ferrite-martensite steel strip
JP4608822B2 (ja) 2001-07-03 2011-01-12 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US6746548B2 (en) 2001-12-14 2004-06-08 Mmfx Technologies Corporation Triple-phase nano-composite steels
WO2005068676A1 (ja) 2004-01-14 2005-07-28 Nippon Steel Corporation めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法
JP4510488B2 (ja) 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP4367300B2 (ja) 2004-09-14 2009-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
US8025982B2 (en) 2005-12-06 2011-09-27 Kobe Steel, Ltd. High-strength hot dip galvannealed steel sheet having high powdering resistance and method for producing the same
US7887648B2 (en) 2005-12-28 2011-02-15 Kobe Steel, Ltd. Ultrahigh-strength thin steel sheet
JP4174592B2 (ja) * 2005-12-28 2008-11-05 株式会社神戸製鋼所 超高強度薄鋼板
EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
GB2439069B (en) 2006-03-29 2011-11-30 Kobe Steel Ltd High Strength cold-rolled steel sheet exhibiting excellent strength-workability balance and plated steel sheet
JP4291860B2 (ja) 2006-07-14 2009-07-08 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP4411326B2 (ja) 2007-01-29 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 リン酸塩処理性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
EP2020451A1 (fr) 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
EP2028282B1 (de) 2007-08-15 2012-06-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
PL2031081T3 (pl) 2007-08-15 2011-11-30 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Stal dwufazowa, produkt płaski z takiej stali dwufazowej i sposób wytwarzania produktu płaskiego
MX2010002581A (es) 2007-09-10 2010-04-30 Pertti J Sippola Metodo y aparato para la conformabilidad mejorada de acero galvanizado con resistencia a la traccion mejorada.
CA2697226C (en) 2007-10-25 2015-12-15 Jfe Steel Corporation High tensile strength galvanized steel sheet excellent in formability and method for manufacturing the same
KR101018131B1 (ko) 2007-11-22 2011-02-25 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 고강도 저항복비 건설용 강재 및 그제조방법
JP2009173959A (ja) 2008-01-21 2009-08-06 Nakayama Steel Works Ltd 高強度鋼板およびその製造方法
CN101225499B (zh) 2008-01-31 2010-04-21 上海交通大学 低合金超高强度复相钢及其热处理方法
JP5402007B2 (ja) 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5315956B2 (ja) 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5412182B2 (ja) † 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP5807368B2 (ja) 2010-06-16 2015-11-10 新日鐵住金株式会社 圧延方向に対して４５°の方向の均一伸びが極めて高い高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5136609B2 (ja) 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
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
JP5821260B2 (ja) 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
JP2012240095A (ja) 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法
JP5824283B2 (ja) 2011-08-17 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板
JP5834717B2 (ja) 2011-09-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2013237923A (ja) 2012-04-20 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
JP2014019928A (ja) 2012-07-20 2014-02-03 Jfe Steel Corp 高強度冷延鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法
EP2881481B1 (en) * 2012-07-31 2019-04-03 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent moldability and shape fixability, and method for manufacturing same
JP5857909B2 (ja) 2012-08-09 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
WO2016001702A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001700A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2016001706A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20060011274A1 (en) * 2002-09-04 2006-01-19 Colorado School Of Mines Method for producing steel with retained austenite
WO2006106733A1 (ja) * 2005-03-30 2006-10-12 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
WO2007142197A1 (ja) * 2006-06-05 2007-12-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 成形性、耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
CN102149840A (zh) * 2008-09-10 2011-08-10 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
RU2474623C1 (ru) * 2011-10-31 2013-02-10 Валентин Николаевич Никитин Способ производства высокопрочной листовой стали мартенситного класса и деформационно-термический комплекс для его осуществления

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2812417C1 (ru) * 2023-07-18 2024-01-30 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Российский государственный аграрный университет - МСХА имени К.А. Тимирязева" (ФГБОУ ВО РГАУ - МСХА имени К.А. Тимирязева) Способ получения высокопрочного стального листа

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016001898A3 (en) 2016-03-17
PL3164520T3 (pl) 2020-08-24
JP6685244B2 (ja) 2020-04-22
RU2016151415A3 (ru) 2018-12-06
MA49778A (fr) 2020-06-10
HUE049287T2 (hu) 2020-09-28
RU2016151415A (ru) 2018-06-26
WO2016001898A2 (en) 2016-01-07
BR112017000007B1 (pt) 2021-04-06
ES2787515T3 (es) 2020-10-16
CN106661703A (zh) 2017-05-10
KR20170026407A (ko) 2017-03-08
CA2954141A1 (en) 2016-01-07
ZA201608765B (en) 2017-11-29
EP3164520B2 (en) 2023-04-12
CA2954141C (en) 2022-07-12
KR102455373B1 (ko) 2022-10-14
CN106661703B (zh) 2018-12-18
EP3164520B1 (en) 2020-03-11
MX2017000177A (es) 2017-09-01
UA118794C2 (uk) 2019-03-11
EP3663415A1 (en) 2020-06-10
US11618931B2 (en) 2023-04-04
JP2020114946A (ja) 2020-07-30
JP6906081B2 (ja) 2021-07-21
ES2787515T5 (es) 2023-07-04
EP3164520A2 (en) 2017-05-10
US20170130292A1 (en) 2017-05-11
FI3164520T4 (fi) 2023-08-31
JP2021155853A (ja) 2021-10-07
MA40188B1 (fr) 2020-06-30
BR112017000007A2 (pt) 2017-11-07
JP2017524820A (ja) 2017-08-31
PL3164520T5 (pl) 2023-07-03
WO2016001700A1 (en) 2016-01-07
JP7166396B2 (ja) 2022-11-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2680042C2 (ru) Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью
JP6804617B2 (ja) 改善された強度および成形性を有する高強度鋼シートを製造するための方法および得られたシート
CA3135015C (en) Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
RU2686729C2 (ru) Способ производства высокопрочного стального листа с покрытием, обладающего высокой прочностью, пластичностью и формуемостью
KR102459257B1 (ko) 고강도 강 시트를 제조하기 위한 방법 및 얻어진 시트
RU2687284C2 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа с покрытием, имеющего улучшенную прочность и пластичность, и полученный лист
JP6093702B2 (ja) 多相鋼から作られた冷間圧延平鋼製品およびその製造方法
KR102462277B1 (ko) 초고강도의 코팅된 또는 비코팅된 강 시트를 제조하기 위한 방법 및 얻어진 시트
RU2677888C2 (ru) Способ изготовления высокопрочной листовой стали, имеющей улучшенную формуемость, и полученный лист
KR102525258B1 (ko) 개선된 강도 및 성형성을 갖는 고강도의 코팅된 강 시트의 제조 방법, 및 수득된 시트
JP5365758B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
KR20150061209A (ko) 150㎏급 초고강도 냉연강판 및 그 제조 방법
CA2857281A1 (en) High silicon bearing dual phase steels with improved ductility
KR101597418B1 (ko) 고강도 열연강판 및 그 제조 방법
KR20150112508A (ko) 고강도 냉연강판 제조 방법