RU2768717C1 - Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления - Google Patents

Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2768717C1
RU2768717C1 RU2021118946A RU2021118946A RU2768717C1 RU 2768717 C1 RU2768717 C1 RU 2768717C1 RU 2021118946 A RU2021118946 A RU 2021118946A RU 2021118946 A RU2021118946 A RU 2021118946A RU 2768717 C1 RU2768717 C1 RU 2768717C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
cold
temperature
paragraphs
rolled
Prior art date
Application number
RU2021118946A
Other languages
English (en)
Inventor
Жан-Кристоф ХЭЛЛ
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
Application filed by Арселормиттал filed Critical Арселормиттал
Application granted granted Critical
Publication of RU2768717C1 publication Critical patent/RU2768717C1/ru

Links

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
    • 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
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C47/00—Winding-up, coiling or winding-off metal wire, metal band or other flexible metal material characterised by features relevant to metal processing only
    • B21C47/02—Winding-up or coiling
    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • 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
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/0273—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
    • 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
    • C21D8/0421—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 working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/0463—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 following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

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)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаному отожжённому стальному листу, используемому для изготовления конструкционных элементов транспортного средства. Лист имеет химический состав, включающий в мас.%: 0,30 ≤ С ≤ 0,50, 1,00 ≤ Mn ≤ 2,50, 1,00 ≤ Si ≤ 2,00, Al ≤ 2,00, Cr ≤ 0,100, 0,100 ≤ Mo ≤ 0,500, 0,020 ≤ Nb ≤ 0,200, В ≤ 0,0005, P ≤ 0,02, S ≤ 0,005, N ≤ 0,01, Fe и неизбежные примеси – остальное. Содержания углерода, марганца, хрома, молибдена и бора удовлетворяют условию: 250% C + 120% Mn - 200% Cr + 200% Mo - 10000% B ≥ 320. Микроструктура листа содержит, в долях поверхности, от 35% до 45% островков мартенсита и остаточного аустенита (M-A), общее количество остаточного аустенита составляет 24% или больше, при этом остальная часть состоит из бейнитного феррита. Стальной лист обладает прочностью при растяжении более 1100 МПа, равномерным удлинением более 16% и степенью раздачи отверстия более 15%. 4 н. и 8 з.п. ф-лы, 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к холоднокатаному отожжённому стальному листу, демонстрирующему микроструктуру, содержащую в основном бейнитный феррит. Данный стальной лист можно использовать для изготовления структурных элементов автомобильных транспортных средств.
Одна из главных проблем в автомобильной промышленности заключается в уменьшении массы транспортных средств с целью снижения выбросов CO2, без пренебрежения требованиями безопасности. Для удовлетворения указанных требований в сталелитейной промышленности постоянно разрабатываются новые высокопрочные стали. С увеличением интенсивности использования высокопрочных сталей в автомобильных областях применения возрастает потребность в сталях, характеризующихся как повышенной прочностью, так и улучшенными показателями раздачи отверстия. Таким образом, представлено несколько семейств сталей, в которых предлагаются различные уровни прочности.
В публикации WO2015011554 предлагается холоднокатаный стальной лист с прочностью при растяжении выше 900 МПа и пределом прочности выше 700 МПа. Микроструктура указанного холоднокатаного стального листа заключает в себе от 13% до 30% островков мартенсита и остаточного аустенита, от 13% до 25% остаточного аустенита, при этом остальное представляет собой бейнит и феррит. Указанная доля островков мартенсита и остаточного аустенита обусловливает низкую пластичность стали при равномерном удлинении меньше 16%.
Согласно публикации WO2012164579, получен горячекатаный лист из бейнитной стали с прочностью при растяжении выше 1300 МПа и общим удлинением больше 20%. Указанная сталь не содержит легирующих элементов, но в неё добавлено большое количество хрома для повышения прокаливаемости стали. Однако при сварке может снижаться размягчение стали в зоне теплового влияния с образованием карбидов хрома.
В публикации EP1676933 описан холоднокатаный и отожжённый стальной лист с прочностью при растяжении выше 1180 МПа, а его микроструктура содержит более 90% бейнитного феррита и мартенсита, а также, по меньшей мере, 3% остаточного аустенита. Упомянутая микроструктура повышает прокаливаемость стали, но снижает пластичность при удлинении меньше 15%.
Согласно публикации WO2014040585 получена низколегированная, не содержащая карбидов бейнитная сталь, в частности, с сочетанием высокого содержания хрома, который замедляет превращение ферритной фазы, и алюминия, позволяющего контролировать кинетику образования бейнита и феррита.
С учётом вышесказанного, цель настоящего изобретения заключается в получении стального листа, обеспечивающего прочность при растяжении выше 1100 МПа, равномерное удлинение больше 16% и степень раздачи отверстия выше 15%.
В предпочтительном варианте осуществления стальной лист данного изобретения обеспечивает степень раздачи отверстия, равную 24% или выше. В предпочтительном варианте осуществления стальной лист изобретения обеспечивает прочность при растяжении выше 1180 МПа.
Указанная цель достигается путём получения стального листа по п. 1. Стальной лист также может заключать в себе характеристики по пп. 2-7. Другая цель достигается путём разработки способа по пп. 8-10.
Далее изобретение будет описано более подробно, но без ограничений.
Для достижения желаемых характерных микроструктурных и механических особенностей важное значение имеют химический состав и параметры процесса. Состав стали, выраженный в массовых процентах, является следующим:
- 0,30% ≤ С ≤ 0,50%: если содержание углерода ниже 0,30%, доля остаточного аустенита является недостаточной для достижения равномерного удлинения, составляющего больше 16%. Если содержание углерода превышает 0,50%, может ухудшаться свариваемость стального листа.
- 1,00% ≤ Mn ≤ 2,50%: когда содержание марганца меньше 1,00%, общее содержание остаточного аустенита является недостаточным для достижения желаемых механических свойств. Если содержание марганца превышает 2,50%, риск возникновения сегрегации по центральной линии повышается в ущерб пределу прочности, прочности при растяжении и коэффициенту раздачи отверстия. В предпочтительном варианте осуществления данного изобретения содержание марганца составляет от 1,30% до 2,10% с целью ограничения риска возникновения микросегрегации и строчечного распределения твёрдых фаз в зонах сегрегации.
- 1,00% ≤ Si ≤ 2,00%: кремний является элементом, используемым для раскисления стали на стадии жидкости и для достижения упрочнения при образовании твёрдого раствора. Cодержание кремния должно быть выше 1,00% для стабилизации остаточного аустенита. Предпочтительно, содержание кремния составляет выше 1,4%. Если содержание кремния превышает 2,00%, активируется образование феррита и не достигаются желаемые величины прочности при растяжении и удлинения.
- Al ≤ 2,00%: добавление алюминия способствует достаточному раскислению стали на стадии жидкости и благоприятствует стабилизации феррита. Содержание алюминия ограничивается значением 2,00% для исключения образования феррита и достижения посредством этого уровней предела прочности и прочности при растяжении, требуемых в данном изобретении. Предпочтительно, содержание алюминия составляет ниже 1,00%, а предпочтительнее, оно составляет меньше 0,50% или даже меньше 0,10%.
- Cr ≤ 0,100%: хром представляет собой легирующий элемент, который тормозит динамику превращения бейнита и удерживает его максимальную долю. Содержание хрома ограничивается величиной 0,100% с целью доведения до максимума доли бейнита и обеспечения таким образом хорошей стабилизации остаточного аустенита, а также ограничения образования мартенсита, а, следовательно, для достижения механических характеристик данного изобретения. Предпочтительно, содержание хрома ограничивается величиной 0,05%, а более предпочтительно, ограничивается величиной 0,01%.
- 0,100% ≤ Mo ≤ 0,500%: молибден представляет собой элемент, который благоприятствует стабилизации остаточного аустенита. При содержании ниже 0,100% такой полезный эффект не достигается. При содержании выше 0,500% уменьшается доля бейнита и активируется образование мартенсита, что таким образом приводит к упрочнению листа и снижению пластичности. Кроме того, будет тормозиться динамика фазового превращения. Предпочтительно, содержание молибдена составляет ниже 0,400%, или даже ниже 0,300%, во избежание стабилизации карбидов, которые не будут растворяться на стадии выдержки при отжиге.
- 0,020% ≤ Nb ≤ 0,200%: ниобий является микролегирующим элементом, который образует выделения, затвердевающие вместе с углеродом или азотом. Затем микроструктура утончается, что в результате приводит к достижению большей пластичности. Когда содержание ниобия меньше 0,020%, такой полезный эффект не достигается. Однако содержание ниобия ограничивается величиной 0,200% во избежание воздействия избыточного упрочнения. Предпочтительно, содержание ниобия ограничивается величиной 0,100%.
- В ≤ 0,0005%: бор является элементом, замедляющим фазовое превращение. Если содержание бора превышает 0,0005%, уменьшается доля бейнита и активируется образование мартенсита, что таким образом приводит к упрочнению листа и снижению пластичности.
В соответствии с данным изобретением, процентные содержания углерода, марганца, хрома, молибдена и бора являются такими, что сплав удовлетворяет следующему условию: 250% C + 120% Mn - 200% Cr + 200% Mo - 10000% B ≥ 320. Углерод, марганец и молибден являются элементами, которые благоприятствуют стабилизации остаточного аустенита, тогда как хром и бор замедляют динамику фазового превращения и ограничивают долю бейнита.
- P ≤ 0,02%: если содержание фосфора превышает 0,02%, может появляться сегрегация на границе зерна и уменьшаться удлинение стального листа.
- S ≤ 0,005%: содержание серы ограничивается на уровне 0,005% с целью снижения образования сульфидов, которые оказывают вредное воздействие на пластичность листа.
- N ≤ 0,01%: если содержание азота превышает 0,01%, определённые элементы могут осаждаться в жидкости или в твёрдом состоянии стали в форме нитридов или карбонитридов. Необходимо избегать образования крупнозернистых выделений, поскольку они снижают пластичность стального листа.
Остальная часть состава представляет собой железо и неизбежные примеси, подобные титану, меди, никелю и ванадию, образующиеся в результате плавки, при допустимом содержании до 0,01% для титана, меди и никеля и до 0,005% для ванадия.
Далее будет подробно описана микроструктура холоднокатаного, отожжённого, прокатанного стального листа, соответствующего данному изобретению.
Согласно настоящему изобретению, микроструктура стали содержит, в долях поверхности, от 35% до 45% островков мартенсита и остаточного аустенита (M-A). Если содержание M-A ниже 35%, общее содержание остаточного аустенита является недостаточным для достижения минимальной величины равномерного удлинения, равной 16%. Если содержание M-A превышает 45%, степень раздачи отверстия будет уменьшаться под влиянием образования избыточного мартенсита.
Согласно настоящему изобретению, для достижения желаемой прочности при растяжении, равномерного удлинения и степени раздачи отверстия общее содержание остаточного аустенита в стали равняется 24% или выше.
В предпочтительном варианте осуществления микроструктура стали содержит, в долях поверхности, менее 16% мартенсита. Указанный мартенсит образуется в ходе конечного охлаждения после стадии перестаривания. Если доля мартенсита выше 16%, степень раздачи отверстия стального листа может уменьшаться вследствие повышения прокаливаемости стали.
Остальная часть микроструктуры состоит из бейнитного феррита.
Стальной лист, соответствующий данному изобретению, можно получать любым подходящим способом изготовления, и специалист в данной области техники может определить его. Однако предпочтительно использовать способ согласно данному изобретению, который включает в себя следующие стадии:
- получают стальной полупродукт с составом, описанным выше;
- нагревают указанный стальной полупродукт при температуре, составляющей от 1150°C до 1300°C для получения повторно нагретого стального полупродукта;
- осуществляют горячую прокатку указанного повторно нагретого стального полупродукта при конечной температуре прокатки, равной 800°C или выше, для получения горячекатаного стального листа;
- сворачивают горячекатаный стальной лист в рулон при температуре Tрулон, составляющей от 400°C до 590°C, для получения свёрнутого в рулон стального листа;
- необязательно, выполняют термообработку указанного свёрнутого в рулон стального листа;
- осуществляют холодную прокатку свёрнутого в рулон стального листа со степенью обжатия от 30% до 80% для получения холоднокатаного стального листа;
- нагревают холоднокатаный стальной лист со скоростью нагревания VН, составляющей от 2°C/с до 50°C/с, до достижения температуры выдержки Tвыдерж., которая выше значения Ac3+20°C и ниже 1000°C, в течение периода времени tвыдерж. больше 60 с для получения отожжённого стального листа;
- охлаждают отожжённый стальной лист со скоростью охлаждения Vохл, составляющей от 20°C/с до 1000°C/с, до достижения температуры перестаривания TПС, которая выше 385°C и ниже 450°C,
- выдерживают охлаждённый отожжённый стальной лист при температуре перестаривания TПС в течение периода времени tПС, равного 270 с или больше.
Стальные листы, соответствующие настоящему изобретению, предпочтительно получают способом, в котором разливают полупродукт, такой как слябы, тонкие слябы или полоса, изготовленный из стали, соответствующей настоящему изобретению, имеющей состав, описанный выше; исходный материал для разливки нагревают до температуры от 1150°C до 1300°C или используют непосредственно при такой температуре после разливки, без промежуточного охлаждения.
Для получения горячекатаного стального листа затем выполняют горячую прокатку полупродукта с конечной температурой прокатки, равной 800°C или выше, во избежание каких-либо проблем растрескивания вследствие недостаточной пластичности, возникающей в результате образования ферритных полосок.
После этого горячекатаный стальной лист сворачивают в рулон при температуре Tрулон, составляющей от 400°C до 590°C, для получения свёрнутого в рулон стального листа. Если температура сворачивания в рулон ниже 400°C, повышается твёрдость стали после охлаждения. Если температура сворачивания в рулон выше 590°C, могут образовываться нежелательные поверхностные оксиды. Предпочтительно, температура сворачивания в рулон составляет от 500°C до 590°C.
Для удаления поверхностных оксидов после сворачивания в рулон можно добавлять стадию травления.
Термообработку свёрнутого в рулон стального листа можно выполнять при температуре θA термообработки, составляющей от 400°C до 700°C, при этом длительность пребывания при указанной температуре термообработки составляет от 30 с до 200 часов. Длительность термообработки следует приводить в соответствие с температурой осуществления термообработки, с учётом того, что длинные периоды времени согласуются с низкими температурами, а короткие периоды времени согласуются с высокими температурами.
После термообработки можно добавлять стадию травления для удаления поверхностных оксидов.
Затем осуществляют холодную прокатку стали со степенью обжатия от 30% до 80% для получения холоднокатаного стального листа.
После этого холоднокатаный стальной лист нагревают со скоростью нагревания VH, составляющей от 2°C/с до 50°C/с. При скорости ниже 2°C/с невозможно избежать глубокого обезуглероживания, приводящего к размягчению поверхности, а, следовательно, при этом не могут достигаться желаемые механические характеристики. При скорости выше 50°C/с фазовые превращения могут препятствовать рекристаллизации, что приводит к образованию частично нерекристаллизованной микроструктуры с низкой пластичностью. Предпочтительно, скорость нагревания VH составляет от 10°C/с до 40°C/с.
Холоднокатаный стальной лист нагревают при температуре выдержки Tвыдерж., составляющей выше Ac3+20°C и ниже 1000°C, в течение периода времени tвыдерж. больше 60 с для получения отожжённого стального листа. Если Tвыдерж. ниже Ac3+20°C, активируется образование феррита и не достигается желаемая микроструктура, а, следовательно, и механические характеристики.
Температуру Ac3 вычисляют по формуле, полученной Эндрюсом, опубликованной в журнале Journal of the Iron and Steel Institute, 203, 721-727, 1965:
Ac3 (°C) = 910 – 203 x (%C)^(1/2) - 15,2 x (%Ni) + 44,7 x (%Si) + 104 x (%V) + 31,5 x (%Mo) + 13,1 x (%W) – 30 x (%Mn) – 11 x (%Cr) – 20 x (%Cu) + 700 x (%P) + 400 x (%Al) + 120 x (%As) + 400 x (%Ti)
Однако, если температура Tвыдерж. выше 1000°C, излишне увеличиваются размеры зёрен аустенита, что оказывает неблагоприятное воздействие на упругие свойства. Предпочтительно, температура выдержки составляет ниже 900°C. Если длительность выдержки меньше 60 с, растворение карбидов окажется недостаточным. Предпочтительно, время выдержки составляет больше 100 с.
После термообработки отожжённый стальной лист охлаждают со скоростью охлаждения Vохл, составляющей выше 20°C/с во избежание образования феррита и ниже 1000°C/с, до достижения температуры перестаривания TПС, которая составляет от 385°C до 450°C, с целью получения охлаждённого стального листа. Предпочтительно, скорость охлаждения составляет ниже 500°C/с, а более предпочтительно, ниже 100°C/с. Если сталь нагревают до температуры ниже 385°C, содержание бейнита является слишком высоким, а содержание остаточного аустенита недостаточным. Равномерное удлинение не достигнет заданной величины. В противоположность этому, если TПС выше 450°C, содержание бейнита является слишком низким и будет происходить образование избыточного мартенсита, который снижает пластичность.
Сталь выдерживают при температуре TПС в течение периода времени tПС, равного 270 с или больше, для достижения стабилизации аустенита и утончения островков M-A. Длительность перестаривания короче 270 с ограничивает образование бейнита, следовательно, затрудняет стабилизацию аустенита и таким образом активирует образование избыточного мартенсита, снижающего пластичность. Стальной лист охлаждают до комнатной температуры.
После указанной конечной стадии охлаждения, необязательно, можно выполнять операцию нанесения металлического покрытия на стальной лист для улучшения его защиты от коррозии. Используемый способ нанесения покрытия может быть любым способом, подходящим для стали данного изобретения. Можно упомянуть электролитическое осаждение или физическое осаждение из паровой фазы, с особым акцентом на струйном осаждении паров. Металлическое покрытие может быть, например, на основе цинка или алюминия.
Далее изобретение будет проиллюстрировано следующими ниже примерами, которые никоим образом не являются ограничительными.
Примеры
Представлены полупродукты с составами, подробно описанными в таблице 1, выраженными в массовых процентах. Стали A-D соответствуют составу данного изобретения.
В таблице 2 подробно изложены применённые условия изготовления. Испытания 1-5 соответствуют изобретению.
Figure 00000001
Figure 00000002
Figure 00000003
Таблица 3: Характерные особенности микроструктуры готового термообработанного стального листа.
Подчёркнутые значения: не соответствуют изобретению.
Микроструктуру термообработанного стального листа определяли на полированных образцах, протравленных реактивом Клемма, и наблюдали при помощи сканирующего электронного микроскопа. Измеряли поверхностную долю общего количества остаточного аустенита с использованием рентгеновской дифракции и уточнения методом Ритвельда, а также определяли поверхностную долю островков M-A методом анализа изображений. Доли компонентов представлены в таблице 3. В таблице 4 приведены механические характеристики готового термообработанного стального листа. Прочность при растяжении TS и равномерное удлинение UEl определили согласно стандарту ISO 6892-1:2016. Степень раздачи отверстия HER определили согласно стандарту ISO 16630:2017.
Метод определения раздачи отверстия состоит в измерении начального диаметра Di отверстия до штамповки (номинально: 10 мм), а затем конечного диаметра Df отверстия после штамповки, определяемого при появлении сквозных трещин в направлении толщины листа на краях отверстия. Степень раздачи отверстия HER определяют по следующей формуле: HER= 100*(Df-Di)/Di. С учётом вышесказанного, HER используют для количественной оценки способности листа противостоять штамповке на уровне вырезанного отверстия.
Figure 00000004
Таблица 4: Механические характеристики готового стального листа.
Подчёркнутые значения: не достигают заданных величин TS, UEL или HER.
В испытаниях 1-5 составы и условия изготовления соответствуют данному изобретению. Таким образом, желаемая микроструктура и механические характеристики достигаются. Результаты испытаний 6-13 и 15 не соответствуют составу стали данного изобретения. Результаты испытаний 6-13 показывают очень маленькое содержание молибдена, который является стабилизирующим элементом для остаточного аустенита. Таким образом, желаемый уровень общего содержания остаточного аустенита не достигается, а равномерное удлинение уменьшается.
Кроме того, результаты испытаний 6 и 9 не отображают количества ниобия, достаточного для утончения микроструктуры, что приводит к низкому значению равномерного удлинения.
В испытаниях 8, 10 и 11 избыток бора и особенно избыток хрома приводят к образованию нежелательной микроструктуры с высокой долей мартенсита и низкой долей суммарного остаточного аустенита, что снижает пластичность микроструктуры, обусловливая низкое равномерное удлинение. В дополнение к этому, большое количество мартенсита также затрудняет достижение адекватной степени раздачи отверстия, поскольку мартенсит является хрупким и при раздаче отверстия обусловливает разрушения на ранней стадии.
В испытании 15 сталь содержит большое количество бора. Образование мартенсита активируется, уменьшая количество бейнита, упрочняя таким образом лист и снижая пластичность.
В испытаниях 12 и 14 температура перестаривания ниже предельного значения данного изобретения, что усиливает снижение концентрации остаточного аустенита, понижая пластичность микроструктуры и приводя в результате к низкому равномерному удлинению. В испытании 13 период времени выдерживания при перестаривании является слишком коротким для достижения стабилизации аустенита и утончения островков M-A. В результате стальной лист не соответствует требуемым механическим характеристикам.

Claims (36)

1. Холоднокатаный отожжённый стальной лист, имеющий химический состав, включающий в мас.%:
0,30% ≤ С ≤ 0,50%
1,00% ≤ Mn ≤ 2,50%
1,00% ≤ Si ≤ 2,00%
Al ≤ 2,00%
Cr ≤ 0,100%
0,100% ≤ Mo ≤ 0,500%
0,020% ≤ Nb ≤ 0,200%
В ≤ 0,0005%
P ≤ 0,02%
S ≤ 0,005%
N ≤ 0,01%,
Fe и неизбежные примеси - остальное;
при этом процентные содержания углерода, марганца, хрома, молибдена и бора являются такими, что сплав удовлетворяет следующему условию:
250% C + 120% Mn - 200% Cr + 200% Mo - 10000% B ≥ 320,
и в котором микроструктура содержит, в долях поверхности, от 35% до 45% островков мартенсита и остаточного аустенита (M-A), общее количество остаточного аустенита составляет 24% или больше, при этом остальная часть состоит из бейнитного феррита.
2. Стальной лист по п. 1, в котором содержание марганца составляет от 1,30% до 2,10%.
3. Стальной лист по п. 1 или 2, в котором содержание молибдена составляет от 0,100% до 0,400%.
4. Стальной лист по любому из пп. 1-3, в котором микроструктура содержит менее 16% мартенсита в долях поверхности.
5. Стальной лист по любому из пп. 1-4, в котором прочность при растяжении TS выше 1100 МПа, равномерное удлинение UEl равно 16% или больше, а степень раздачи отверстия выше 15%.
6. Стальной лист по любому из пп. 1-5, в котором степень раздачи отверстия составляет 24% или выше.
7. Стальной лист по любому из пп. 1-6, в котором прочность при растяжении TS выше 1180 МПа.
8. Способ получения холоднокатаного отожжённого стального листа, включающий в себя следующие стадии:
получают стальной полупродукт с составом по любому из пп. 1-3,
нагревают указанный стальной полупродукт при температуре, составляющей от 1150°C до 1300°C, для получения нагретого стального полупродукта;
осуществляют горячую прокатку указанного нагретого стального полупродукта при конечной температуре прокатки, составляющей 800°C или выше, для получения горячекатаного стального листа;
сворачивают горячекатаный стальной лист в рулон при температуре Tрулон от 400°C до 590°C для получения свёрнутого в рулон стального листа;
необязательно выполняют термообработку указанного свёрнутого в рулон стального листа;
осуществляют холодную прокатку свёрнутого в рулон стального листа со степенью обжатия от 30% до 80% для получения холоднокатаного стального листа;
нагревают холоднокатаный стальной лист со скоростью VН, составляющей от 2°C/с до 50°C/с, до достижения температуры выдержки Tвыдерж, которая выше значения Ac3+20°C и ниже 1000°C, в течение периода времени tвыдерж, составляющего больше 60 с, для получения отожжённого стального листа;
охлаждают отожжённый стальной лист со скоростью Vохл, составляющей от 20°C/с до 1000°C/с, до достижения температуры перестаривания TПС, которая выше 385°C и ниже 450°C;
выдерживают охлаждённый отожжённый стальной лист при температуре перестаривания TПС в течение периода времени tПС, равного 270 с или больше.
9. Способ по п. 8, в котором температура сворачивания в рулон составляет от 500°C до 590°C.
10. Способ по п. 8 или 9, в котором выполняют термообработку упомянутого свёрнутого в рулон стального листа при температуре термообработки, составляющей от 400°C до 700°C, при этом длительность указанной термообработки составляет от 30 с до 200 ч.
11. Применение холоднокатаного отожжённого стального листа по любому из пп. 1-7 для изготовления конструкционных элементов транспортного средства.
12. Применение способа получения холоднокатаного отожженного стального листа по любому из пп. 8-10 для изготовления конструкционных элементов транспортного средства.
RU2021118946A 2018-11-30 2018-11-30 Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления RU2768717C1 (ru)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2018/059510 WO2020109850A1 (en) 2018-11-30 2018-11-30 Cold rolled annealed steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing process thereof

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2768717C1 true RU2768717C1 (ru) 2022-03-24

Family

ID=64902147

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2021118946A RU2768717C1 (ru) 2018-11-30 2018-11-30 Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления

Country Status (17)

Country Link
US (1) US20220010398A1 (ru)
EP (1) EP3887556B1 (ru)
JP (1) JP7213973B2 (ru)
KR (1) KR102544854B1 (ru)
CN (1) CN112930409B (ru)
BR (1) BR112021005688B1 (ru)
CA (1) CA3115030C (ru)
ES (1) ES2939457T3 (ru)
FI (1) FI3887556T3 (ru)
HU (1) HUE061197T2 (ru)
MA (1) MA54266B1 (ru)
MX (1) MX2021005866A (ru)
PL (1) PL3887556T3 (ru)
RU (1) RU2768717C1 (ru)
UA (1) UA126731C2 (ru)
WO (1) WO2020109850A1 (ru)
ZA (1) ZA202101829B (ru)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111647820B (zh) * 2020-06-15 2022-01-11 山东建筑大学 一种先进高强度钢及其分段制备方法与应用
CN114107791B (zh) * 2020-08-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
WO2015011554A1 (fr) * 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
RU2556253C1 (ru) * 2011-07-29 2015-07-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный стальной лист и высокопрочный оцинкованный стальной лист с превосходной формуемостью, и способы их получения
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
RU2579320C2 (ru) * 2011-06-07 2016-04-10 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Холоднокатаный стальной лист с покрытием из цинка или цинкового сплава, способ его производства и применение такого стального листа
RU2660482C2 (ru) * 2011-11-28 2018-07-06 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло С.Л. МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ С ПРОЧНОСТЬЮ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 1700 - 2200 МПа

Family Cites Families (31)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3003451B2 (ja) * 1992-03-11 2000-01-31 日本鋼管株式会社 加工性および溶接性に優れた耐摩耗鋼
JP4188581B2 (ja) * 2001-01-31 2008-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP4091894B2 (ja) * 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
CA2531616A1 (en) 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property and high workability
JP5483859B2 (ja) * 2008-10-31 2014-05-07 臼井国際産業株式会社 焼入性に優れた高強度鋼製加工品及びその製造方法、並びに高強度かつ耐衝撃特性及び耐内圧疲労特性に優れたディーゼルエンジン用燃料噴射管及びコモンレールの製造方法
JP5598157B2 (ja) 2010-08-20 2014-10-01 新日鐵住金株式会社 耐遅れ破壊特性及び衝突安全性に優れたホットプレス用鋼板及びその製造方法
WO2012164579A1 (en) 2011-05-30 2012-12-06 Tata Steel Limited Bainitic steel of high strength and high elongation and method to manufacture said bainitic steel
PE20151042A1 (es) 2012-09-14 2015-07-27 Salzgitter Mannesmann Prec Gmbh Aleacion de acero para un acero de alta resistencia, de baja aleacion
EP2840159B8 (de) * 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
CN103695618B (zh) * 2013-12-16 2016-03-02 北京科技大学 一种制备亚微米复相钢的热机械处理方法
JP6149778B2 (ja) * 2014-03-31 2017-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 耐摩耗性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP6179461B2 (ja) 2014-05-27 2017-08-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
WO2016001705A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and ductility and sheet obtained
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
CN105506478B (zh) 2014-09-26 2017-10-31 宝山钢铁股份有限公司 一种高成形性的冷轧超高强度钢板、钢带及其制造方法
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
CN104388821B (zh) * 2014-12-08 2017-01-04 钢铁研究总院 TiC粒子增强型复相组织高塑性耐磨钢板及制造方法
JP6348436B2 (ja) 2015-02-27 2018-06-27 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
JP6472692B2 (ja) 2015-03-23 2019-02-20 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
JP6620474B2 (ja) 2015-09-09 2019-12-18 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
WO2017109539A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
WO2017125773A1 (en) * 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
JP6696208B2 (ja) 2016-02-18 2020-05-20 日本製鉄株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP6762868B2 (ja) 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN106636899B (zh) 2016-12-12 2018-08-03 东北大学 一种1000MPa级高扩孔型冷轧贝氏体钢的制造方法
EP3543367B1 (en) * 2017-01-06 2020-12-02 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same
WO2018203111A1 (en) * 2017-05-05 2018-11-08 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having high ductility, formability and weldability, and obtained steel sheet
WO2019092483A1 (en) * 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
RU2579320C2 (ru) * 2011-06-07 2016-04-10 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло Сл Холоднокатаный стальной лист с покрытием из цинка или цинкового сплава, способ его производства и применение такого стального листа
RU2556253C1 (ru) * 2011-07-29 2015-07-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный стальной лист и высокопрочный оцинкованный стальной лист с превосходной формуемостью, и способы их получения
RU2660482C2 (ru) * 2011-11-28 2018-07-06 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло С.Л. МАРТЕНСИТНЫЕ СТАЛИ С ПРОЧНОСТЬЮ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 1700 - 2200 МПа
WO2015011554A1 (fr) * 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
WO2015177582A1 (fr) * 2014-05-20 2015-11-26 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier doublement recuite à hautes caractéristiques mécaniques de résistance et ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles

Also Published As

Publication number Publication date
FI3887556T3 (fi) 2023-03-25
EP3887556B1 (en) 2023-02-01
PL3887556T3 (pl) 2023-05-15
KR102544854B1 (ko) 2023-06-19
EP3887556A1 (en) 2021-10-06
BR112021005688A2 (pt) 2021-06-22
CN112930409B (zh) 2023-01-31
UA126731C2 (uk) 2023-01-11
KR20210068090A (ko) 2021-06-08
CA3115030C (en) 2023-06-27
MX2021005866A (es) 2021-07-16
ZA202101829B (en) 2022-01-26
CN112930409A (zh) 2021-06-08
MA54266B1 (fr) 2023-03-31
CA3115030A1 (en) 2020-06-04
WO2020109850A1 (en) 2020-06-04
ES2939457T3 (es) 2023-04-24
BR112021005688B1 (pt) 2023-05-02
MA54266A (fr) 2022-03-09
JP2022510809A (ja) 2022-01-28
JP7213973B2 (ja) 2023-01-27
US20220010398A1 (en) 2022-01-13
HUE061197T2 (hu) 2023-05-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2714455C1 (ru) Высокопрочный и высокодерформируемый холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
CA3085539C (en) Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
KR101222724B1 (ko) 연성이 우수한 고강도 강 시트의 제조 방법 및 그 제조방법에 의해 제조된 시트
JP6236078B2 (ja) 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法
JP2020509199A (ja) 高成形性を有する高強度冷間圧延鋼板及びその製造方法
CN111373061B (zh) 冷轧退火钢板及其制造方法
KR102383626B1 (ko) 냉간 압연되고 어닐링된 강 시트 및 냉간 압연되고 어닐링된 강 시트를 제조하는 방법
RU2768710C1 (ru) Горячекатаный стальной лист с высоким отношением раздачи отверстия и способ его производства
KR20220005572A (ko) 냉간압연된 마르텐사이트계 강 시트 및 그 제조 방법
JP2023506387A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
RU2768717C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления
CN115698365B (zh) 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
RU2807157C1 (ru) Сверхвысокопрочный холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходными характеристиками свариваемости при точечной сварке и формования, сверхвысокопрочный плакированный стальной лист и способ их изготовления
CN117337338A (zh) 制造钢部件的方法