RU2707775C1 - Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств - Google Patents
Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств Download PDFInfo
- Publication number
- RU2707775C1 RU2707775C1 RU2018145586A RU2018145586A RU2707775C1 RU 2707775 C1 RU2707775 C1 RU 2707775C1 RU 2018145586 A RU2018145586 A RU 2018145586A RU 2018145586 A RU2018145586 A RU 2018145586A RU 2707775 C1 RU2707775 C1 RU 2707775C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- sheet steel
- less
- temperature
- annealing
- paragraphs
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 57
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 57
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 12
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052715 tantalum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 3
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 23
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 17
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 16
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 13
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 12
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 12
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 11
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 11
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 10
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 9
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 9
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 7
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 7
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 6
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 5
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 5
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 5
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 5
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 238000003303 reheating Methods 0.000 claims 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 19
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 12
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 10
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 5
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 5
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 4
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 4
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 4
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 2
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 2
- 229910018473 Al—Mn—Si Inorganic materials 0.000 description 1
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N Zirconium Chemical compound [Zr] QCWXUUIWCKQGHC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000000151 deposition Methods 0.000 description 1
- 230000008021 deposition Effects 0.000 description 1
- 230000001687 destabilization Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 238000001540 jet deposition Methods 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 1
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004806 packaging method and process Methods 0.000 description 1
- 230000035515 penetration Effects 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 230000000704 physical effect Effects 0.000 description 1
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 description 1
- 230000008092 positive effect Effects 0.000 description 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 230000000638 stimulation Effects 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N tantalum atom Chemical compound [Ta] GUVRBAGPIYLISA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 1
- WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N tungsten Chemical compound [W] WFKWXMTUELFFGS-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010937 tungsten Substances 0.000 description 1
- GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N vanadium Chemical compound [V]#[V] GPPXJZIENCGNKB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000012808 vapor phase Substances 0.000 description 1
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
- 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
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0268—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment between cold rolling steps
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—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
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B2605/00—Vehicles
-
- 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
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к подвергнутой холодной прокатке и отжигу листовой стали, используемой для изготовления деталей обеспечения безопасности или конструкционных деталей транспортных средств. Сталь содержит, мас.%: 0,6<C<1,3, 15≤Mn<35, 6,0≤Al<15, Si≤2,40, S≤0,015, P≤0,1, N≤0,1, при необходимости один или несколько элементов, выбранных из Ni, Cr и Cu в индивидуальном количестве, доходящем вплоть до 3%, и при необходимости один или несколько элементов, выбранных из B, Ta, Zr, Nb, V, Ti, Mo и W в совокупном количестве, доходящем вплоть до 2,0%, остальное - железо и неизбежные примеси. Микроструктура листовой стали содержит по меньшей мере 0,1% внутризеренных каппа-карбидов и при необходимости вплоть до 10% зернистого феррита, остальное - аустенит, при этом по меньшей мере 80% указанных каппа-карбидов характеризуются средним размером, составляющим менее чем 30 нм. Средний размер зерен и среднее соотношение сторон зерен аустенита составляют менее чем 6 мкм и от 2 до 10 соответственно. Средний размер зерен и среднее соотношение сторон зерен феррита в случае его присутствия составляют менее чем 5 мкм и менее чем 3,0 соответственно. Обеспечивается получение листовой стали, обладающей плотностью не более 7,2 и относительным удлинением при растяжении по меньшей мере 5,0%. 2 н. и 10 з.п. ф-лы, 4 табл.
Description
Настоящее изобретение имеет дело с листовой сталью низкой плотности, характеризующейся микроструктурой, в основном содержащей аустенит. Листовая сталь, соответствующая изобретению, является в особенности хорошо подходящей для использования при изготовлении деталей обеспечения безопасности или конструкционных деталей для транспортных средств, таких как наземные автотранспортные средства.
Экологические ограничения стимулируют автомобилестроителей непрерывно уменьшать выбросы СО2 из их транспортных средств. Для осуществления этого в распоряжении у автомобилестроителей имеется несколько опций, при этом их основные опции заключаются в уменьшении массы транспортных средств или в улучшении эффективности их двигательных систем. Достижения прогресса зачастую добиваются в результате комбинирования двух подходов. Данное изобретение относится к первой опции, а именно, к уменьшению массы автотранспортных средств. В данной очень конкретной области имеет место двух-векторная альтернатива:
Первый вектор заключается в уменьшении толщин сталей при одновременном увеличении их уровней механической прочности. К сожалению, данному решению свойственны свои ограничения в отношении недопустимого уменьшения жесткости определенных автомобильных деталей и появления проблем с акустикой, которые создают некомфортные условия для пассажира, не говоря уже ничего о неизбежной потере пластичности, связанной с увеличением механической прочности.
Второй вектор заключается в уменьшении плотности сталей в результате легирования их другими более легкими металлами. В числе данных сплавов привлекательными механическими и физическими свойствами обладают сплавы низкой плотности при одновременном обеспечении возможности значительного уменьшения массы.
В частности, в публикации US 2003/0145911 раскрывается легкая сталь Fe-Al-Mn-Si, характеризующаяся хорошей деформирумостью и высокой прочностью. Однако, предел прочности при растяжении таких сталей не выходит за пределы 800 МПа, что не позволяет в полной мере воспользоваться преимуществом их низкой плотности для деталей всех типов геометрии.
Поэтому назначение изобретения заключается в предложении листовой стали, характеризующейся плотностью, составляющей менее, чем 7,2, пределом прочности при растяжении, составляющим, по меньшей мере, 1300 МПа, пределом текучести, составляющим, по меньшей мере, 1200 МПа, и относительным удлинением при растяжении, составляющим, по меньшей мере, 5%.
В одном предпочтительном варианте осуществления листовая сталь, соответствующая изобретению, характеризуется плотностью, равной или меньшей 7,1 или равной или меньшей 7,0, пределом прочности при растяжении, составляющим, по меньшей мере, 1400 МПа, пределом текучести, составляющим, по меньшей мере, 1300 МПа, и относительным удлинением при растяжении, составляющим, по меньшей мере, 6%.
Достижения данной цели добиваются в результате предложения листвой стали, соответствующей пункту 1 формулы изобретения. Листовая сталь также может включать характеристики из пунктов от 2 до 7 формулы изобретения. Достижения еще одной цели добиваются в результате предложения способа, соответствующего пунктам от 8 до 12 формулы изобретения. Достижения еще одного аспекта добиваются в результате предложения деталей или транспортных средств, соответствующих пунктам от 13 до 15 формулы изобретения.
Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.
Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, листовая сталь низкой плотности, соответствующая изобретению, делает возможным улучшение механических свойств благодаря данной специфической микроструктуре.
Что касается химического состава стали, то углерод играет важную роль при получении микроструктуры и достижении целевых механических свойств. Его основная роль заключается в стабилизировании аустенита, который представляет собой основную фазу микроструктуры стали, а также в обеспечении упрочнения. Уровень содержания углерода, составляющий менее, чем 0,6%, будет уменьшать долю аустенита, что приводит к уменьшению как пластичности, так и прочности сплава.
В качестве основного входящего в состав элемента внутризеренного каппа-карбида (Fe,Mn)3AlCx углерод промотирует образование выделений таких карбидов. Однако, уровень содержания углерода, составляющий более, чем 1,3%, может промотировать образование грубых выделений таких карбидов на границах зерен, что в результате приводит к уменьшению пластичности сплава.
Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,80 до 1,3%, более предпочтительно от 0,8 до 1,0%, (масс.) в целях получения достаточной прочности.
Марганец представляет собой важный легирующий элемент в данной системе, в основном вследствие стабилизирования легированием очень большими количествами марганца и углерода аустенита вплоть до комнатной температуры, который после этого может выдерживать присутствие больших количеств алюминия при отсутствии дестабилизирования и превращения в феррит или мартенсит. Для обеспечения придания сплаву превосходной пластичности уровень содержания марганца должен быть равным или большим 15%. Однако, в случае уровня содержания марганца, составляющего более, чем 35%, выделения фазы β-Mn будут ухудшать пластичность сплава.
Поэтому уровень содержания марганца должен контролируемо выдерживаться равным или большим 15,0%, но меньшим или равным 35%. В одном предпочтительном варианте осуществления он является равным или большим 15,5% или даже 16,0%. Его количество более предпочтительно находится в диапазоне от 18 до 30% и даже от 18 до 25%.
Добавление алюминия к высокомарганцовистым аустенитным сталям эффективно уменьшает плотность сплава. В дополнение к этому, это значительно увеличивает энергию дефекта упаковки (ЭДУ) аустенита, что, в свою очередь, приводит к изменению характеристик деформационного упрочнения сплава. Алюминий также представляет собой один из основных элементов наноразмерного каппа-карбида (Fe,Mn)3AlCx, и поэтому его добавление значительно улучшает образование таких карбидов. Концентрация алюминия настоящего сплава должна быть подстроена, с одной стороны, для гарантирования стабильности аустенита и образования выделений каппа-карбидов, а, с другой стороны, для контроля образования феррита. Поэтому уровень содержания алюминия должен контролируемо выдерживаться равным или большим 6,0%, но меньшим или равным 15%. В одном предпочтительном варианте осуществления уровень содержания алюминия находится в диапазоне от 7 до 12%, а предпочтительно от 8 до 10%.
Кремний представляет собой обычный легирующий элемент для сталей, характеризующихся высокими уровнями содержания марганца и алюминия. Он оказывает очень сильное воздействие на образование упорядоченного феррита D03. Вдобавок к этому, как это было продемонстрировано, кремний улучшает активность углерода в аустените и увеличивает перераспределение углерода в каппа-карбиды. В дополнение к этому, кремний был описан в качестве эффективного легирующего элемента, который может быть использован для замедления или предотвращения образования выделений хрупкой фазы β-Mn. Однако, выше уровня содержания 2,40% он уменьшает относительное удлинение и имеет тенденцию к образованию нежелательных оксидов в ходе определенных технологических процессов сборки, и поэтому он должен выдерживаться ниже данного предельного значения. Предпочтительно уровень содержания кремния составляет менее, чем 2,0%, а в выгодном случае менее, чем 1,0.
Сера и фосфор представляют собой примеси, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующие уровни содержания не должны превышать 0,03 и 0,1% в целях сохранения достаточной пластичности в горячем состоянии.
Уровень содержания азота должен составлять 0,1% и менее в целях предотвращения образования выделений AlN и формирования объемных дефектов (вздутий) во время затвердевания.
Никель оказывает положительное воздействие на проникновение водорода в сталь, и поэтому он может быть использован в качестве диффузионного барьера для водорода. Никель также может быть использован в качестве эффективного легирующего элемента, поскольку он промотирует образование упорядоченных соединений в феррите, таких как В2-компонент, что приводит к дополнительному упрочнению. Однако, помимо всего прочего, по причинам, связанным с издержками, желательным является ограничение добавления никеля максимальным уровнем содержания, составляющим 4,0% и менее, а предпочтительно находящимся в диапазоне от 0,1 до 2,0%. В еще одном варианте осуществления количество никеля составляет менее, чем 0,1%.
Хром может быть использован в качестве необязательного элемента для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора. Он также улучшает стойкость к высокотемпературной коррозии сталей, соответствующих изобретению. Однако, поскольку хром уменьшает энергию дефекта упаковки, его уровень содержания не должен превышать 3,0%, а предпочтительно должен находиться в диапазоне от 0,1% до 2,0% или от 0,1 до 1,0%. В еще одном варианте осуществления количество хрома составляет менее, чем 0,1%.
Подобным образом, необязательно добавление меди при уровне содержания, не превышающем 3,0%, представляет собой одно средство обеспечения твердения стали в результате образования выделений, обогащенных медью. Однако, выше данного уровня содержания медь несет ответственность за появление поверхностных дефектов на горячекатаном листе. Предпочтительно количество меди находится в диапазоне от 0,1 до 2,0% или от 0,1 до 1,0%. В еще одном варианте осуществления количество хрома составляет менее, чем 0,1%.
Бор характеризуется очень низкой растворимостью в твердом веществе и имеет сильную тенденцию к ликвации на границах зерен, интенсивно взаимодействуя с дефектами кристаллической решетки. Поэтому бор может быть использован для ограничения образования выделений межзеренных каппа-карбидов. Предпочтительно количество бора составляет менее, чем 0,1%.
Ниобий может одновременно увеличивать прочность и вязкость стали, поскольку он представляет собой эффективную добавку, измельчающую зерно. В дополнение к этому, тантал, цирконий, ниобий, ванадий, титан, молибден и вольфрам также представляют собой элементы, которые необязательно могут быть использованы для обеспечения твердения и упрочнения в результате образования выделений нитридов, карбонитридов или карбидов. Однако, в случае их совокупного количества, составляющего более, чем 2,0%, предпочтительно более, чем 1,0%, будет иметь место риск возможного стимулирования избыточным образованием выделений уменьшения вязкости, чего необходимо избегать.
Микроструктура листовой стали, соответствующей изобретению, содержит, по меньшей мере, 0,1% каппа-карбидов, необязательно вплоть до 10% зернистого феррита, при этом остаток образован аустенитом.
Аустенитная матрица характеризуется средним размером зерен, составляющим менее, чем 6 мкм, а предпочтительно менее, чем 4 мкм, более предпочтительно менее, чем 3 мкм, и демонстрирует среднее аспектное соотношение в диапазоне от 2 до 10, предпочтительно от 2,0 до 6,0, а более предпочтительно от 2,0 до 4,0.
Каппа-карбиды (Fe,Mn)3AlCx присутствуют в микроструктуре листовой стали, соответствующей изобретению, при минимальном количестве, составляющем 0,1% в поверхностных долях, предпочтительно 0,5%, более предпочтительно 1,0%, а в выгодном случае более, чем 3%. По меньшей мере, 80% таких каппа-карбидов характеризуются средним размером, составляющим менее, чем 30 нм, предпочтительно менее, чем 20 нм, более предпочтительно менее, чем 15 нм, в выгодном случае менее, чем 10 нм или даже менее, чем 5 нм. Они образуют выделения внутри аустенитных зерен (так называемые внутризеренные каппа-карбиды). Образование гомогенных и сцепленных выделений наноразмерного каппа-карбида увеличивает прочность сплава. Присутствие межзеренных каппа-карбидов не допускается, поскольку такие межзеренные грубые каппа-карбиды могут вызывать уменьшение пластичности стали.
В микроструктуре листа, соответствующего изобретению, также может присутствовать феррит вплоть до количества, составляющего 10,0% в поверхностных долях, предпочтительно доходящего вплоть до 5,0% или более предпочтительно вплоть до 3,0%. Однако, морфология феррита ограничивается зернистой геометрией при исключении феррита в форме полос, поскольку они радикально ухудшают пластичность и деформируемость стали. В случае присутствия зерен феррита они будут характеризоваться средним размером зерен, составляющим менее, чем 5 мкм, а предпочтительно менее, чем 1 мкм. Среднее аспектное соотношение для феррита в случае присутствия такового составит менее, чем 3,0, а предпочтительно менее, чем 2,5. Такой феррит может соответствовать форме правильного разупорядоченного феррита α, или также возможна упорядоченность в виде В2-структуры при составе (Fe,Mn)Al или в виде D03-структуры при составе (Fe,Mn)3Al таким образом, что в стали, соответствующей изобретению, в общем случае могут наблюдаться α-, В2- и D03-структуры.
Для предохранения листовой стали, соответствующей изобретению, от коррозии в одном предпочтительном варианте осуществления листовую сталь покрывают металлическим покрытием. Металлическое покрытие может быть покрытием на алюминиевой основе или покрытием на цинковой основе.
Предпочтительно покрытие на алюминиевой основе содержит менее, чем 15% Si, менее, чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1 до 8,0% Mg и необязательно от 0,1 до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al.
В выгодном случае покрытие на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
Листовая сталь, соответствующая изобретению, может быть произведена при использовании любого надлежащего способа изготовления, и специалисты в соответствующей области техники могут его определить. Однако, предпочитается использовать способ, соответствующий изобретению, который включает следующие далее стадии:
- подача сляба, состав которого соответствует изобретению,
- повторное нагревание такого сляба при температуре, составляющей более, чем 1000°С, и его горячая прокатка при температуре окончания прокатки, составляющей, по меньшей мере, 800°С,
- скатывание в рулон горячекатаной листовой стали при температуре, составляющей менее, чем 600°С,
- первая холодная прокатка такой горячекатаной листовой стали при степени обжатия, заключенной в пределах от 30 до 80%,
- первый отжиг такого холоднокатаного листа в результате его нагревания вплоть до температуры отжига, заключенной в пределах от 700 до 1000°С, выдерживания его при такой температуре на протяжении менее, чем 5 минут и охлаждения его при скорости, составляющей, по меньшей мере, 30°С/сек,
- вторая холодная прокатка такой отожженной листовой стали при степени обжатия, заключенной в пределах от 10 до 50%,
- второй отжиг такого холоднокатаного листа в результате его нагревания вплоть до температуры отжига, заключенной в пределах от 400 до 700°С, выдерживания его при такой температуре на протяжении от 1 минуты до 150 часов и охлаждения его при скорости, составляющей, по меньшей мере, 30°С/сек.
Листовые стали, соответствующие настоящему изобретению, предпочтительно производят при использовании способа, в котором отливают полуфабрикат, такой как слябы, тонкие слябы или полоса, изготовленный из стали, соответствующей настоящему изобретению и характеризующейся описанным выше составом, отлитый подаваемый исходный материал нагревают до температуры, составляющей более, чем 1000°С, предпочтительно более, чем 1050°С, а более предпочтительно более, чем 1100°С или 1150°С, или используют непосредственно при такой температуре после разливки без промежуточного охлаждения.
Проводят стадию горячей прокатки при температуре, составляющей более, чем 800°С. Во избежание появления какой-либо проблемы, связанной с растрескиванием, вследствие недостатка пластичности в результате образования феррита в виде полос температура окончания прокатки предпочтительно является большей или равной 850°С.
После горячей прокатки полоса должна быть скатана в рулон при температуре, составляющей менее, чем 600°С, а предпочтительно более, чем 350°С. В одном предпочтительном варианте осуществления скатывание в рулон проводят в диапазоне от 350 до 450°С во избежание образования избыточных выделений каппа-карбида.
Горячекатаный продукт, полученный при использовании описанного выше способа, подвергают холодной прокатке после проведения возможной предшествующей операции травления обычным образом.
Стадию первой холодной прокатки проводят при степени обжатия в диапазоне от 30 до 80%, предпочтительно от 50 до 70%.
После стадии данной прокатки проводят первый отжиг в результате нагревания листа вплоть до температуры отжига, заключенной в пределах от 700 до 1000°С, выдерживания его при такой температуре на протяжении менее, чем 5 минут и охлаждения его при скорости, составляющей, по меньшей мере, 30°С/сек, более предпочтительно, по меньшей мере, 50°С/сек, а еще более предпочтительно, по меньшей мере, 70°С/сек. Предпочтительно данный отжиг проводят непрерывно.
В результате контролируемого выдерживания температуры и времени отжига может быть получена либо полностью аустенитная, либо двухфазная структура, демонстрирующая вышеупомянутые характеристики.
После стадии данного первого отжига проводят предварительное деформирование материалов при использовании стадии второй холодной прокатки при степени обжатия в диапазоне от 10 до 50%, предпочтительно от 15 до 40%. Листовая сталь может характеризоваться увеличенной прочностью в результате деформационного упрочнения вследствие проведения стадии данной второй холодной прокатки.
После стадии данной второй прокатки проводят второй отжиг в результате нагревания листа вплоть до температуры отжига, заключенной в пределах от 400 до 700°С, выдерживания его при такой температуре на протяжении от 1 минуты до 150 часов и охлаждения его при скорости, составляющей, по меньшей мере, 30°С/сек, более предпочтительно, по меньшей мере, 50°С/сек, а еще более предпочтительно, по меньшей мере, 70°С/сек. Предпочтительно данный отжиг проводят непрерывно. Во время данного второго отжига получают компромисс между сверхвысокой прочностью и деформируемостью в результате образования внутризеренных выделений каппа-карбида и частичного возврата для материала.
После стадий данных двух отжигов листовая сталь может быть необязательно подвергнута операции нанесения металлического покрытия для улучшения ее защиты от коррозии. Использующийся технологический процесс нанесения покрытия может быть любым технологическим процессом, адаптированным к стали изобретения. Могут быть упомянуты электролитическое осаждение или физическое осаждение из паровой фазы, при этом особенный упор делается на струйное осаждение из паровой фазы. Металлическое покрытие может иметь в своей основе, например, цинк или алюминий.
Примеры
Пять марок, составы которых собраны в таблице 1, отливали в форме слябов и подвергали переработке в соответствии с технологическим параметрами, собранными в таблице 2.
Таблица 1. Составы
| Марка | C | Mn | Al | Si | S | P | N |
| A | 0,887 | 24,90 | 8,70 | 0,217 | 0,004 | 0,025 | 0,0017 |
| B | 0,920 | 28,88 | 9,37 | 0,035 | 0,007 | 0,011 | 0,0009 |
| C | 0,955 | 19,90 | 5,72 | 0,050 | 0,005 | 0,007 | 0,0068 |
| D | 0,900 | 19,65 | 8,32 | 0,045 | 0,010 | 0,010 | 0,005 |
| E | 0,750 | 29,89 | 9,48 | 0,035 | 0,008 | 0,011 | 0,003 |
Таблица 2. Технологические параметры
| Проба | Марка | T повторного нагревания (°C) | T окончания горячей прокатки (°C) | Скорость охлаждения (°C/сек) | T охлаждения (°C) | Степень обжатия в ходе 1-ой холодной прокатки (%) |
| 1 | A | 1170 | 890 | 75 | 400 | 58 |
| 2 | A | 1170 | 890 | 75 | 400 | 58 |
| 3 | B | 1170 | 985 | 75 | 400 | 64 |
| 4 | B | 1170 | 985 | 75 | 400 | 64 |
| 5 | C | 1170 | 1000 | 75 | 400 | 58 |
| 6 | C | 1170 | 1000 | 75 | 400 | 58 |
| 7 | A | 1170 | 890 | 75 | 400 | 58 |
| 8 | D | 1170 | 990 | 70 | 400 | 63 |
| 9 | D | 1170 | 990 | 70 | 400 | 63 |
| 10 | E | 1170 | 980 | 80 | 400 | 60 |
| 11 | E | 1170 | 980 | 80 | 400 | 60 |
| Проба | Первый отжиг | Степень обжатия в ходе 2-ой холодной прокатки (%) | Второй отжиг | ||||
| T (°C) | Время выдерживания (мин) | Скорость охлаждения (°C/сек) | T (°C) | Время выдерживания (час) | Скорость охлаждения (°C/сек) | ||
| 1 | 850 | 3 | 80 | 30 | 550 | 3 | 80 |
| 2 | 850 | 3 | 80 | 30 | 550 | 6 | 80 |
| 3 | 875 | 3 | 80 | 20 | 550 | 3 | 80 |
| 4 | 875 | 3 | 80 | 20 | 550 | 6 | 80 |
| 5 | 830 | 3 | 80 | 20 | 500 | 3 | 80 |
| 6 | 830 | 3 | 80 | 20 | 500 | 6 | 80 |
| 7 | 850 | 3 | 80 | 30 | - | - | - |
| 8 | 850 | 10 | 355 | 20 | 450 | 10 | 0.3 |
| 9 | 850 | 3 | 355 | 10 | 450 | 3 | 355 |
| 10 | 975 | 3 | 55 | 20 | 450 | 3 | 355 |
| 11 | 850 | 3 | 355 | 20 | 400 | 170 | 355 |
После этого проанализировали получающиеся в результате образцы и соответствующие элементы микроструктуры и механические свойства, соответственно, собрали в таблице 3 и 4.
Таблица 3. Микроструктура
| Проба | Аустенит (%) | Феррит (%) | Форма феррита | Каппа-карбиды | Размер зерен аустенита (мкм) | Аспектное соотношение для аустенита | Размер зерен феррита (мкм) | Аспектное соотношение для феррита |
| 1 | 95 | 5 | Зерна | Да | 1,6 | 3,3 | 0,47 | 1,95 |
| 2 | 95 | 5 | Зерна | Да | 1,6 | 3,3 | 0,47 | 1,95 |
| 3 | 100 | 0 | - | Да | < 6 | < 6 | - | - |
| 4 | 100 | 0 | - | Да | < 6 | < 6 | - | - |
| 5 | 100 | 0 | - | Нет | < 6 | < 6 | - | - |
| 6 | 100 | 0 | - | Нет | < 6 | < 6 | - | - |
| 7 | 95 | 5 | Зерна | Нет | 1,6 | 3,3 | 0,47 | 1,95 |
| 8 | 88 | 12 | Зерна | Да | 1,15 | 2,7 | 0,35 | 1,83 |
| 9 | 93 | 7 | Зерна | Да | 1,70 | 2,2 | 0,45 | 1,95 |
| 10 | 97,4 | 2,6 | Зерна | Да | 2,05 | 2,25 | 0,65 | 2,40 |
| 11 | 97,4 | 2,6 | Зерна | Да | 2,00 | 2,3 | 0,65 | 2,25 |
Никакие образцы не продемонстрировали какого-либо присутствия ни межзеренных К-карбидов, ни фазы β-Mn за исключением образцов 8 и 11. Количества каппа-карбидов в пробах 1-4 составляли более, чем 0,1%, в то время как они составляли менее, чем 0,1% для проб 5, 6 и 7. Более, чем 80% каппа-карбидов из проб 1-4 и 9 и 10 характеризовались средним размером зерен, составляющим менее, чем 20 нм.
Таблица 4. Свойства
| Проба | Плотность | Предел прочности при растяжении (МПа) | Предел текучести (МПа) | Относительное удлинение при разрыве (МПа) |
| 1 | 6,81 | 1598 | 1489 | 6,1 |
| 2 | 6,81 | 1609 | 1522 | 9,2 |
| 3 | 6,75 | 1442 | 1354 | 14,1 |
| 4 | 6,75 | 1485 | 1377 | 10,8 |
| 5 | 7,31 | 1239 | 1099 | 20,4 |
| 6 | 7,31 | 1248 | 1108 | 20,9 |
| 7 | 6,81 | 1508 | 1392 | 1,9 |
| 8 | 6,86 | 1695 | 1660 | 1,4 |
| 9 | 6,86 | 1349 | 1278 | 17,8 |
| 10 | 6,72 | 1329 | 1262 | 15,9 |
| 11 | 6,72 | 1300 | 1195 | 15,8 |
Как это демонстрируют примеры, листовые стали, соответствующие изобретению, являются единственными листовыми сталями, демонстрирующими все целевые свойства, благодаря своим специфическим составу и микроструктурам.
Claims (27)
1. Подвергнутая холодной прокатке и отжигу листовая сталь, содержащая при расчете на массу:
0,6 < C < 1,3%,
15 ≤ Mn < 35%,
6,0 ≤ Al < 15%,
Si ≤ 2,40%,
S ≤ 0,015%,
P ≤ 0,1%,
N ≤ 0,1%,
возможно один или несколько необязательных элементов, выбранных из числа Ni, Cr и Cu в индивидуальном количестве, доходящем вплоть до 3%, и возможно один или несколько элементов, выбранных из числа B, Ta, Zr, Nb, V, Ti, Mo и W в совокупном количестве, доходящем вплоть до 2,0%, при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, причем микроструктура упомянутого листа содержит по меньшей мере 0,1% внутризеренных каппа-карбидов, где по меньшей мере 80% таких каппа-карбидов характеризуются средним размером, составляющим менее чем 30 нм, необязательно вплоть до 10% зернистого феррита, при этом остаток образован из аустенита, причем средний размер зерен и среднее соотношение сторон зерен аустенита, соответственно, составляют менее чем 6 мкм и от 2 до 10, а средний размер зерен и среднее соотношение сторон зерен феррита в случае присутствия такового, соответственно, составляют менее чем 5 мкм и менее чем 3,0, при этом плотность упомянутой листовой стали является равной или меньшей 7,2, а ее относительное удлинение при растяжении составляет по меньшей мере 5,0%.
2. Листовая сталь по п. 1, в которой уровень содержания углерода заключен в пределах от 0,8 до 1,0%.
3. Листовая сталь по п. 1 или 2, в которой уровень содержания марганца заключен в пределах от 18 до 30%.
4. Листовая сталь по любому из пп. 1-3, в которой уровень содержания алюминия заключен в пределах от 8,5 до 10%.
5. Листовая сталь по любому из пп. 1-4, в которой листовая сталь характеризуется пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1300 МПа, и пределом текучести, составляющим по меньшей мере 1200 МПа.
6. Листовая сталь по любому из пп. 1-5, которая имеет металлическое покрытие.
7. Листовая сталь по любому из пп. 1-6, которая имеет металлическое покрытие на алюминиевой основе или на цинковой основе.
8. Способ получения листовой стали, включающий следующие далее стадии:
подача сляба, имеющего состав по любому из пп. 1-4,
повторный нагрев указанного сляба до температуры, составляющей более чем 1000°С, и его горячая прокатка с температурой окончания прокатки, составляющей по меньшей мере 800°С,
скатывание в рулон горячекатаной листовой стали при температуре, составляющей менее чем 600°С,
первая холодная прокатка такой горячекатаной листовой стали при степени обжатия, заключенной в пределах от 30 до 80%,
первый отжиг холоднокатаного листа в результате его нагрева до температуры отжига, заключенной в пределах от 700 до 1000°С, выдерживание его при указанной температуре на протяжении менее чем 5 минут и охлаждение его при скорости, составляющей по меньшей мере 30°С/с,
вторая холодная прокатка отожженной листовой стали при степени обжатия, заключенной в пределах от 10 до 50%,
второй отжиг холоднокатаного листа в результате его нагрева до температуры отжига, заключенной в пределах от 400 до 700°С, выдерживание его при указанной температуре на протяжении от 1 минуты до 150 часов и охлаждение его при скорости, составляющей по меньшей мере 30°С/с.
9. Способ по п. 8, в котором температура первого отжига заключена в пределах от 800 до 950°С.
10. Способ по п. 8 или 9, в котором температура скатывания в рулон заключена в пределах от 350 до 500°С.
11. Способ по любому из пп. 8-10, в котором время выдержки при втором отжиге составляет 2-10 часов.
12. Способ по любому из пп. 8-11, также включающий последнюю стадию нанесения покрытия.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| IBPCT/IB2016/000696 | 2016-05-24 | ||
| PCT/IB2016/000696 WO2017203311A1 (en) | 2016-05-24 | 2016-05-24 | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
| PCT/IB2017/000615 WO2017203345A1 (en) | 2016-05-24 | 2017-05-23 | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2707775C1 true RU2707775C1 (ru) | 2019-11-29 |
Family
ID=56137459
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2018145586A RU2707775C1 (ru) | 2016-05-24 | 2017-05-23 | Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств |
Country Status (16)
| Country | Link |
|---|---|
| US (2) | US20190292622A1 (ru) |
| EP (1) | EP3464664B1 (ru) |
| JP (1) | JP7022703B2 (ru) |
| KR (1) | KR102252952B1 (ru) |
| CN (1) | CN109154055B (ru) |
| BR (1) | BR112018074115B1 (ru) |
| CA (1) | CA3025456C (ru) |
| ES (1) | ES2925056T3 (ru) |
| HU (1) | HUE059254T2 (ru) |
| MA (1) | MA45121B1 (ru) |
| MX (1) | MX2018014317A (ru) |
| PL (1) | PL3464664T3 (ru) |
| RU (1) | RU2707775C1 (ru) |
| UA (1) | UA123680C2 (ru) |
| WO (2) | WO2017203311A1 (ru) |
| ZA (1) | ZA201807245B (ru) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2020115526A1 (en) * | 2018-12-04 | 2020-06-11 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
| WO2021123884A1 (en) * | 2019-12-19 | 2021-06-24 | Arcelormittal | Metal powder for additive manufacturing |
| JP2022110705A (ja) * | 2021-01-19 | 2022-07-29 | 株式会社堀場エステック | 流体制御弁、流体制御装置、弁体、及び弁体の製造方法 |
| CN114395732A (zh) * | 2021-12-24 | 2022-04-26 | 钢铁研究总院 | 用于轴承保持架的高强韧高耐磨低密度钢及制备工艺 |
| CN114703429B (zh) * | 2022-04-12 | 2022-09-23 | 燕山大学 | 一种Fe-Mn-Al-C系奥氏体轻质钢及其制备方法 |
| CN115216704B (zh) * | 2022-06-29 | 2023-02-07 | 张家港中美超薄带科技有限公司 | 一种基于薄带连铸的低密度钢的短流程生产方法 |
| WO2024084273A1 (en) * | 2022-10-19 | 2024-04-25 | Arcelormittal | Metal powder for additive manufacturing |
| CN115821168A (zh) * | 2022-12-20 | 2023-03-21 | 燕山大学 | 一种低密度高耐磨合金钢及其制备方法 |
| CN117327991A (zh) * | 2023-11-09 | 2024-01-02 | 中南大学 | 一种具有多级纳米结构强化效应的高强韧低密度钢及其制备方法 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2006118000A (ja) * | 2004-10-21 | 2006-05-11 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法 |
| RU2318882C2 (ru) * | 2003-07-22 | 2008-03-10 | Юзинор | Способ получения листов из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали с высокой прочностью, превосходной вязкостью и способностью к холодной высадке, полученные этим способом листы |
| RU2401877C2 (ru) * | 2005-02-02 | 2010-10-20 | Корус Стал Бв | Аустенитная сталь, имеющая высокую прочность и формуемость, способ получения упомянутой стали и ее применение |
| US20130081740A1 (en) * | 2011-09-29 | 2013-04-04 | National Chiao Tung University | Composition design and processing methods of high strength, high ductility, and high corrosion resistance FeMnAlC alloys |
| CN103820735A (zh) * | 2014-02-27 | 2014-05-28 | 北京交通大学 | 一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法 |
| RU2554265C2 (ru) * | 2011-01-11 | 2015-06-27 | Тиссенкрупп Стил Юроп Аг | Способ производства горячекатаного плоского стального проката |
| WO2015099221A1 (ko) * | 2013-12-26 | 2015-07-02 | 주식회사 포스코 | 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법 |
| RU2563066C2 (ru) * | 2010-11-26 | 2015-09-20 | Зальцгиттер Флахшталь Гмбх | Емкость из облегченной конструкционной стали для содержания источника энергии |
Family Cites Families (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1074317B1 (de) | 1999-08-06 | 2005-02-16 | Muhr und Bender KG | Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes |
| DE10128544C2 (de) | 2001-06-13 | 2003-06-05 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs |
| JP4084733B2 (ja) * | 2003-10-14 | 2008-04-30 | 新日本製鐵株式会社 | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
| DE102004037206A1 (de) | 2004-07-30 | 2006-03-23 | Muhr Und Bender Kg | Fahrzeugkarosserie |
| FR2878257B1 (fr) | 2004-11-24 | 2007-01-12 | Usinor Sa | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
| JP4464811B2 (ja) | 2004-12-22 | 2010-05-19 | 新日本製鐵株式会社 | 延性に優れた高強度低比重鋼板の製造方法 |
| CN101490298B (zh) * | 2006-07-28 | 2011-11-16 | 住友金属工业株式会社 | 部件用不锈钢钢板及其制造方法 |
| WO2011154153A1 (en) * | 2010-06-10 | 2011-12-15 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Method of producing an austenitic steel |
| WO2012052626A1 (fr) * | 2010-10-21 | 2012-04-26 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. | Tole d'acier laminee a chaud ou a froid, don procede de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile |
| KR20120065464A (ko) | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 주식회사 포스코 | 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
| WO2013095005A1 (ko) | 2011-12-23 | 2013-06-27 | 주식회사 포스코 | 비자성 고강도 고망간 강판 및 그 제조방법 |
| JP6377745B2 (ja) | 2013-08-14 | 2018-08-22 | ポスコＰｏｓｃｏ | 超高強度鋼板及びその製造方法 |
-
2016
- 2016-05-24 WO PCT/IB2016/000696 patent/WO2017203311A1/en active Application Filing
-
2017
- 2017-05-23 BR BR112018074115-9A patent/BR112018074115B1/pt active IP Right Grant
- 2017-05-23 US US16/302,999 patent/US20190292622A1/en not_active Abandoned
- 2017-05-23 HU HUE17728257A patent/HUE059254T2/hu unknown
- 2017-05-23 ES ES17728257T patent/ES2925056T3/es active Active
- 2017-05-23 KR KR1020187034118A patent/KR102252952B1/ko active IP Right Grant
- 2017-05-23 CA CA3025456A patent/CA3025456C/en active Active
- 2017-05-23 PL PL17728257.1T patent/PL3464664T3/pl unknown
- 2017-05-23 MX MX2018014317A patent/MX2018014317A/es unknown
- 2017-05-23 EP EP17728257.1A patent/EP3464664B1/en active Active
- 2017-05-23 MA MA45121A patent/MA45121B1/fr unknown
- 2017-05-23 UA UAA201812736A patent/UA123680C2/uk unknown
- 2017-05-23 WO PCT/IB2017/000615 patent/WO2017203345A1/en unknown
- 2017-05-23 RU RU2018145586A patent/RU2707775C1/ru active
- 2017-05-23 CN CN201780030764.7A patent/CN109154055B/zh active Active
- 2017-05-23 JP JP2018561496A patent/JP7022703B2/ja active Active
-
2018
- 2018-10-30 ZA ZA2018/07245A patent/ZA201807245B/en unknown
-
2023
- 2023-12-05 US US18/529,599 patent/US20240117457A1/en active Pending
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2318882C2 (ru) * | 2003-07-22 | 2008-03-10 | Юзинор | Способ получения листов из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали с высокой прочностью, превосходной вязкостью и способностью к холодной высадке, полученные этим способом листы |
| JP2006118000A (ja) * | 2004-10-21 | 2006-05-11 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法 |
| RU2401877C2 (ru) * | 2005-02-02 | 2010-10-20 | Корус Стал Бв | Аустенитная сталь, имеющая высокую прочность и формуемость, способ получения упомянутой стали и ее применение |
| RU2563066C2 (ru) * | 2010-11-26 | 2015-09-20 | Зальцгиттер Флахшталь Гмбх | Емкость из облегченной конструкционной стали для содержания источника энергии |
| RU2554265C2 (ru) * | 2011-01-11 | 2015-06-27 | Тиссенкрупп Стил Юроп Аг | Способ производства горячекатаного плоского стального проката |
| US20130081740A1 (en) * | 2011-09-29 | 2013-04-04 | National Chiao Tung University | Composition design and processing methods of high strength, high ductility, and high corrosion resistance FeMnAlC alloys |
| WO2015099221A1 (ko) * | 2013-12-26 | 2015-07-02 | 주식회사 포스코 | 고강도 저비중 강판 및 그 제조방법 |
| CN103820735A (zh) * | 2014-02-27 | 2014-05-28 | 北京交通大学 | 一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2019520476A (ja) | 2019-07-18 |
| CA3025456C (en) | 2021-05-18 |
| KR102252952B1 (ko) | 2021-05-17 |
| US20240117457A1 (en) | 2024-04-11 |
| WO2017203345A1 (en) | 2017-11-30 |
| PL3464664T3 (pl) | 2022-09-12 |
| MA45121B1 (fr) | 2022-08-31 |
| KR20180135966A (ko) | 2018-12-21 |
| ZA201807245B (en) | 2021-03-31 |
| MX2018014317A (es) | 2019-02-25 |
| CA3025456A1 (en) | 2017-11-30 |
| CN109154055A (zh) | 2019-01-04 |
| HUE059254T2 (hu) | 2022-11-28 |
| US20190292622A1 (en) | 2019-09-26 |
| WO2017203311A1 (en) | 2017-11-30 |
| EP3464664A1 (en) | 2019-04-10 |
| BR112018074115A2 (pt) | 2019-03-06 |
| EP3464664B1 (en) | 2022-07-20 |
| CN109154055B (zh) | 2021-07-09 |
| BR112018074115B1 (pt) | 2023-09-26 |
| ES2925056T3 (es) | 2022-10-13 |
| UA123680C2 (uk) | 2021-05-12 |
| JP7022703B2 (ja) | 2022-02-18 |
| MA45121A (fr) | 2021-05-19 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2704983C1 (ru) | Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств | |
| RU2707775C1 (ru) | Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств | |
| RU2732713C2 (ru) | Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование в производстве автомобильных деталей | |
| TWI494447B (zh) | High-strength steel sheet excellent in formability, high-strength zinc plated steel sheet and the like (2) | |
| EP3728678B1 (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts | |
| RU2750494C2 (ru) | Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь, способ ее производства и применение такой стали для производства деталей транспортных средств |