[go: up one dir, main page]

RU2437945C2 - Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом - Google Patents

Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом Download PDF

Info

Publication number
RU2437945C2
RU2437945C2 RU2009145940/02A RU2009145940A RU2437945C2 RU 2437945 C2 RU2437945 C2 RU 2437945C2 RU 2009145940/02 A RU2009145940/02 A RU 2009145940/02A RU 2009145940 A RU2009145940 A RU 2009145940A RU 2437945 C2 RU2437945 C2 RU 2437945C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
sheet
rolled
temperature
composition
Prior art date
Application number
RU2009145940/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2009145940A (ru
Inventor
ОТИН Хавьер ХИЛЬ (ES)
Отин Хавьер Хиль
Антуан МУЛЭН (FR)
Антуан МУЛЭН
Original Assignee
Арселормитталь Франс
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=38596874&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=RU2437945(C2) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by Арселормитталь Франс filed Critical Арселормитталь Франс
Publication of RU2009145940A publication Critical patent/RU2009145940A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2437945C2 publication Critical patent/RU2437945C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific 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
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • 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
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C23G1/02—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts with acid solutions
    • C23G1/08—Iron or steel

Landscapes

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

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Для получения холоднокатаного и отожженного стального листа с прочностью более 1200 МПа выплавляют сталь состава, мас.%: 0,10≤С≤0,25, 1≤Mn≤3, Al≥0,010, Si≤2,990, S≤0,015, P≤0,1, N≤0,008, при этом 1≤Si+Al≤3, в случае необходимости состав содержит: 0,05≤V≤0,15, В≤0,005, Мо≤0,25, Сr≤1,65, при этом Cr+(3×Mo)≥0,3, Ti≤0,040, при этом Ti/N≥4, железо и неизбежные примеси, получаемые при выплавке - остальное, отливают полуфабрикат из стали, полуфабрикат нагревают до температуры более 1150°С, производят горячую прокатку для получения горячекатаного листа, сматывают лист, очищают поверхность листа, производят холодную прокатку листа с коэффициентом обжатия от 30 до 80%, холоднокатаный лист нагревают со скоростью Vc от 5 до 15°С/с до температуры T1, находящейся в пределах от Ас3 до Ас3+20°С, в течение времени t1 от 50 до 150 с, затем указанный лист охлаждают со скоростью VR1, превышающей 40°С/с и меньшей 100°С/с, до температуры T2, находящейся в пределах от Ms-30°C до Ms+30°C, выдерживают при указанной температуре Т2 в течение времени t2 от 150 до 350 с и проводят охлаждение со скоростью VR2 менее 30°С/с до температуры окружающей среды. Микроструктура стального листа содержит от 15 до 90% бейнита, а остальную часть составляют мартенсит и остаточный аустенит. 5 н. и 14 з.п. ф-лы, 3 табл., 2 ил.

Description

Изобретение касается изготовления тонких холоднокатаных и отожженных стальных листов, имеющих прочность свыше 1200 МПа и удлинение при разрыве, превышающее 8%. Эти стальные листы применяют, в частности, в автомобильной промышленности и в промышленности в целом.
В частности, в автомобильной промышленности постоянно ведутся поиски решений для снижения массы транспортных средств и повышения их безопасности. Были предложены различные семейства сталей для удовлетворения этой все возрастающей потребности в повышении прочности: прежде всего были предложены стали, содержащие элементы микролегирования. Их упрочнение связано с осаждением этих элементов и с уменьшением размера зерен. Затем были разработаны двухфазные стали, в которых присутствие мартенсита высокой твердости внутри более мягкой ферритной матрицы позволяет получить прочность свыше 450 МПа в сочетании с хорошей способностью к холодной деформации.
Чтобы еще больше повысить прочность, были разработаны стали, характеризующиеся поведением "TRIP" (пластичность, наведенная превращением) с очень хорошими комбинациями свойств (прочность - деформируемость): эти свойства связаны со структурой этих сталей, образованной ферритной матрицей, содержащей бейнит и остаточный аустенит. Присутствие этого последнего компонента придает недеформированному листу повышенную пластичность. Под действием последующей деформации, например, во время одноосного напряжения, остаточный аустенит детали из TRIP-стали постепенно превращается в мартенсит, что приводит к значительному упрочнению и задерживает появление локальной деформации.
Были предложены листы из двухфазных сталей или TRIP-сталей с максимальным уровнем прочности порядка 1000 МПа. Получение более высоких уровней прочности, например, 1200-1400 МПа, наталкивается на ряд трудностей:
- повышение механической прочности требует химического состава с более высоким содержанием легирующих элементов в ущерб свариваемости этих сталей,
- наблюдается увеличение разности твердости между ферритной матрицей и упрочняющими компонентами: как следствие, происходит локальная концентрация напряжений и деформаций и преждевременное повреждение, о чем свидетельствует снижение удлинения,
- наблюдается также увеличение доли упрочняющих компонентов внутри ферритной матрицы: в этом случае островки, первоначально изолированные и имеющие небольшой размер при низкой прочности, постепенно примыкают друг к другу и образуют компоненты большого разме7ра, которые приводят к преждевременному повреждению.
Таким образом, возможности одновременного получения очень высоких уровней прочности и некоторых других эксплуатационных свойств путем применения TRIP-сталей или микроструктурных двухфазных сталей оказываются ограниченными. Для еще большего повышения прочности, то есть уровня свыше 800-1000 МПа, были разработаны так называемые «многофазные» стали с преобладанием бейнитной структуры. В автомобильной промышленности или в промышленности листы из многофазных сталей средней толщины используют для производства конструктивных деталей, таких как балки бамперов, стойки, различные усиления.
В частности, в области холоднокатаных листов из многофазной стали с прочностью более 980 МПа, патент ЕР 1559798 раскрывает получение сталей с составом: 0,10-0,25% С, 1,0-2,0% Si, 1,5-3% Mn, при этом микроструктура содержит, по меньшей мере, 60% бейнитного феррита, по меньшей мере, 5% остаточного аустенита, а полигональный феррит составляет менее 20%. Примеры выполнения, представленные в этом документе, показывают, что прочность не превышает 1200 МПа.
В патенте ЕР 1589126 раскрыто также изготовление тонких холоднокатаных листов, произведение свойств которых (прочность × удлинение) превышает 20000 МПа %. В состав сталей входят: 0,10-0,28% С, 1,0-2,0% Si, 1-3% Mn, менее 0,10% Nb. Структура содержит более 50% бейнитного феррита, от 5 до 20% остаточного аустенита и менее 30% полигонального феррита. В этом патенте тоже показано, что прочность остается ниже 1200 МПа.
Задачей предлагаемого изобретения является решение вышеуказанных проблем. Изобретение создает тонкий холоднокатаный и отожженный стальной лист, характеризующийся прочностью более 1200 МПа в сочетании с удлинением при разрыве, превышающем 8%, и с хорошей способностью к холодной деформации. Изобретение создает сталь, не подверженную повреждению во время резки механическим способом.
Кроме того, изобретение создает способ изготовления тонких листов, незначительные колебания параметров которых не приводят к существенным изменениям микроструктуры или механических свойств.
Изобретение предлагает также стальной лист, легко поддающийся холодной прокатке, то есть твердость которого после этапа горячей прокатки ограничена таким образом, чтобы усилия холодной прокатки оставались умеренными.
Изобретение предлагает также тонкий стальной лист, на который, в случае необходимости, можно наносить металлическое покрытие при помощи обычных способов.
Объектом изобретения является также стальной лист, малочувствительный к повреждениям от резки и сохраняющий способность к расширению отверстия.
Изобретение предлагает также сталь, обладающую хорошей свариваемостью при применении обычных способов, таких как точечная контактная сварка.
В этой связи объектом настоящего изобретения является холоднокатаный и отожженный стальной лист с прочностью более 1200 МПа, в состав которого входят, в мас.%: 0,10%≤С≤0,25%, 1%≤Mn≤3%, Al≥0,010%, Si≤2,990%, S≤0,015%, P≤0,1%, N≤0,008%, при этом 1%≤Si+Al≤3%, при этом, в случае необходимости, состав содержит: 0,05%≤V≤0,15%, В≤0,005%, Мо≤0,25%, Cr≤1,65%, при этом Cr+(3×Мо)≥0,3%, при этом количество Ti таково, что Ti/N≥4 и что Ti≤0,040%, остальную часть состава составляют железо и неизбежные примеси, получаемые при выплавке, при этом микроструктура указанной стали содержит от 15 до 90% бейнита, а остальную часть составляют мартенсит и остаточный аустенит.
Объектом настоящего изобретения является также стальной лист вышеуказанного состава с удлинением при разрыве, превышающем 10%, отличающийся тем, что Мо<0,005%, Cr<0,005%, В=0, при этом микроструктура указанной стали содержит от 65 до 90% бейнита, остальную часть составляют мартенсит и остаточный аустенит.
Объектом настоящего изобретения является также стальной лист вышеуказанного состава, отличающийся тем, что содержит: Мо≤0,25%, Cr≤1,65%, при этом Cr+(3×Мо)≥0,3%, В=0, при этом микроструктура указанной стали содержит от 65 до 90% бейнита, остальную часть составляют островки мартенсита и остаточного аустенита.
Объектом настоящего изобретения является также стальной лист вышеуказанного состава с прочностью выше 1400 МПа, с удлинением при разрыве, превышающем 8%, отличающийся тем, что содержит: Мо≤0,25%, Cr≤1,65%, при этом Cr+(3×Мо)≥0,3%, при этом микроструктура указанной стали содержит от 45 до 65% бейнита, остальную часть составляют островки мартенсита и остаточного аустенита.
Объектом настоящего изобретения является также стальной лист вышеуказанного состава с прочностью выше 1600 МПа, с удлинением при разрыве, превышающем 8%, отличающийся тем, что содержит: Мо≤0,25%, Cr≤1,65%, при этом Cr+(3×Мо)≥0,3%, при этом микроструктура указанной стали содержит от 15 до 45% бейнита, остальную часть составляют мартенсит и остаточный аустенит.
Согласно частному варианту состав содержит: 0,19%≤С≤0,23%.
Согласно предпочтительному варианту состав содержит: 1,5%≤Mn≤2,5%.
Предпочтительно состав содержит: 1,2%≤Si≤1,8%.
Предпочтительно состав содержит: 1,2%≤Al≤1,8%.
Согласно частному варианту состав содержит: 0,05%≤V≤0,15%, 0,004≤N≤0,008%.
Предпочтительно состав содержит: 0,12%≤V≤0,15%.
Согласно предпочтительному варианту состав содержит: 0,0005%≤В≤0,003%.
Предпочтительно средний размер островков мартенсита и остаточного аустенита меньше 1 микрометра, при этом среднее расстояние между островками меньше 6 микрометров.
Объектом настоящего изобретения является также способ изготовления холоднокатаного стального листа с прочностью более 1200 МПа, с удлинением при разрыве более 10%, согласно которому берут сталь с составом: 0,10%≤С≤0,25%, 1%≤Mn≤3%, Al≥0,010%, Si≤2,990%, при этом 1%≤Si+Al≤3%, S≤0,015%, P≤0,1%, N≤0,008%, Mo<0,005%, Cr<0,005%, В=0, в случае необходимости состав содержит: 0,05%≤V≤0,15%, и Ti содержится в таком количестве, чтобы Ti/N≥4 и чтобы Ti≤0,40%. Из этой стали отливают полуфабрикат, затем полуфабрикат доводят до температуры более 1150°С и производят горячую прокатку полуфабриката для получения горячекатаного листа. Лист сматывают и очищают его поверхность, затем производят его холодную прокатку с коэффициентом обжатия от 30 до 80%, чтобы получить холоднокатаный лист. Холоднокатаный лист нагревают со скоростью Vc от 5 до 15°С/с до температуры T1, находящейся в пределах от Ас3 до Ас3+20°С, в течение времени t1 от 50 до 150 с, затем лист охлаждают со скоростью VR1, превышающей 40°С/с и меньшей 100°С/с, до температуры Т2, находящейся в пределах (от Ms-30°C до Ms+30°C). Лист выдерживают при указанной температуре Т2 в течение времени t2 от 150 до 350 с, затем производят охлаждение со скоростью VR2 менее 30°С/с до температуры окружающей среды.
Объектом настоящего изобретения является также способ изготовления холоднокатаного стального листа с прочностью более 1200 МПа, с удлинением при разрыве более 8%, согласно которому берут сталь с составом: 0,10%≤С≤0,25%, 1%≤Mn≤3%, Al≥0,010%, Si≤2,990%, при этом 1%≤Si+Al≤3%, S≤0,015%, P≤0,1%, N≤0,008%, Mo≤0,25%, Cr≤1,65%, при этом Cr+(3×Mo)≥0,3%, в случае необходимости, 0,05%≤V≤0,15%, В≤0,005%, и Ti содержится в таком количестве, чтобы Ti/N≥4 и чтобы Ti≤0,40%. Из этой стали отливают полуфабрикат, затем полуфабрикат доводят до температуры более 1150°С и производят горячую прокатку полуфабриката для получения горячекатаного листа. Лист сматывают и очищают его поверхность, затем производят его холодную прокатку с коэффициентом обжатия от 30 до 80%, чтобы получить холоднокатаный лист. Холоднокатаный лист нагревают со скоростью Vc от 5 до 15°С/с до температуры T1, находящейся в пределах от Ас3 до Ас3+20°С, в течение времени t1 от 50 до 150 с, затем лист охлаждают со скоростью VR1, превышающей 25°С/с и меньшей 100°С/с, до температуры Т2, находящейся в пределах от Bs до (Ms-20°C). Лист выдерживают при температуре Т2 в течение времени t2 от 150 до 350 с, затем производят охлаждение со скоростью VR2 менее 30°С/с до температуры окружающей среды.
Предпочтительно температура T1 находится в пределах от Ас3+10°С до Ас3+20°С.
Объектом настоящего изобретения является также применение холоднокатаного и отожженного стального листа согласно вышеуказанным вариантам или листа, изготовленного при помощи способа согласно вышеуказанным вариантам, для изготовления конструктивных деталей или усилительных элементов в автомобильной промышленности.
Другие отличительные признаки и преимущества настоящего изобретения будут более очевидны из нижеследующего описания, представленного в качестве примера, со ссылками на прилагаемые фигуры, на которых:
фиг.1 - пример структуры стального листа в соответствии с настоящим изобретением, при этом структуру определяли при помощи реактива LePera;
фиг.2 - пример структуры стального листа в соответствии с настоящим изобретением, при этом структуру определяли при помощи реактива Nital.
Авторы изобретения установили, что вышеуказанные проблемы могут быть решены, если тонкий холоднокатаный и отожженный стальной лист имеет бейнитную микроструктуру и к тому же содержит островки мартенсита и остаточного аустенита или островки «М-А». Для сталей со сверхвысокой прочностью, превышающей 1800 МПа, микроструктура содержит большее количество мартенсита и остаточного аустенита.
Что касается химического состава стали, то углерод оказывает очень большое влияние на формирование микроструктуры и на механические свойства: в сочетании с другими элементами состава (Cr, Мо, Mn) и при термической обработке отжигом после холодной прокатки он повышает прокаливаемость и позволяет получить бейнитное превращение. Содержание углерода в соответствии с настоящим изобретением приводит также к образованию островков мартенсита и остаточного аустенита, количество, морфология и состав которых позволяют получить вышеуказанные свойства.
Углерод задерживает также образование доэвтектоидного феррита после термической обработки отжигом после холодной прокатки: в противном случае присутствие этой фазы низкой твердости привело бы к чрезмерному локальному повреждению на границе раздела с матрицей, которая имеет более высокую твердость. Следовательно, необходимо избегать присутствия доэвтектоидного феррита после отжига, чтобы получить более высокие уровни механической прочности.
Согласно изобретению, содержание углерода составляет от 0,10 до 0,25 мас.%: при содержании ниже 0,10% невозможно получить достаточную прочность, и устойчивость остаточного аустенита не является удовлетворительной. При содержании сверх 0,25% снижается свариваемость по причине образования микроструктур закалки в зоне термического влияния.
Согласно предпочтительному варианту содержание углерода составляет от 0,19 до 0,23%: в пределах этого интервала свариваемость является весьма удовлетворительной, и количество, устойчивость и морфология островков М-А наиболее соответствуют для получения нормальной комбинации механических свойств (прочность-удлинение).
Добавление марганца в количестве от 1 до 3 мас.%, который является аустенитообразующим элементом, позволяет избежать образования доэвтектоидного феррита во время охлаждения при отжиге после холодной прокатки. Марганец способствует также раскислению стали по время выплавки в жидкой фазе. Марганец участвует также в эффективном упрочнении в твердом растворе и в достижении повышенной прочности. Предпочтительно содержание марганца составляет от 1,5 до 2,5%, что позволяет получить эти результаты без риска формирования нежелательной полосчатой структуры.
Кремний и алюминий в соответствии с настоящим изобретением играют важную роль.
Во время охлаждения после отжига кремний задерживает осаждение цементита из аустенита. Добавление кремния в соответствии с настоящим изобретением позволяет, таким образом, стабилизировать достаточное количество остаточного аустенита в виде островков, которые впоследствии постепенно превращаются в мартенсит под действием деформации. Другая часть аустенита превращается непосредственно в мартенсит во время охлаждения после отжига.
Алюминий является очень эффективным элементом для раскисления стали. В этой связи его содержание превышает или равно 0,010%. Как и кремний, он стабилизирует остаточный аустенит.
Влияние алюминия и кремния на стабилизацию аустенита является похожим; если содержание кремния и алюминия является таким, что 1%≤Si+Al≤3%, достигается удовлетворительная стабилизация аустенита, что позволяет формировать требуемые микроструктуры, сохраняя при этом удовлетворительные эксплуатационные свойства. Учитывая, что минимальное содержание алюминия равно 0,010%, содержание кремния меньше или равно 2,990%.
Предпочтительно содержание кремния находится в пределах от 1,2 до 1,8%, чтобы стабилизировать достаточное количество остаточного аустенита и чтобы избежать межзеренного окисления во время этапа горячего наматывания, предшествующего холодной прокатке. Это позволяет также избежать образования прилипающих оксидов и возможного появления поверхностных дефектов, приводящих, в частности, к недостаточной смачиваемости во время операций горячего цинкования погружением.
Этих результатов также достигают, когда содержание алюминия предпочтительно находится в пределах от 1,2 до 1,8%. Действительно, при эквивалентном содержании эффект действия алюминия аналогичен вышеописанному эффекту действия кремния, но при этом снижается риск появления поверхностных дефектов.
В случае необходимости стали в соответствии с настоящим изобретением могут содержать молибден и/или хром: молибден повышает прокаливаемость, препятствует образованию доэвтектоидного феррита и эффективно рафинирует микроструктуру бейнита. В частности, при его содержании более 0,25% возрастает риск формирования микроструктуры с преобладанием мартенсита в ущерб образованию бейнита.
Хром тоже позволяет избежать образования доэвтектоидного феррита и способствует рафинированию бейнитной микроструктуры. При содержании свыше 1,65% возрастает риск получения преимущественно мартенситной структуры.
Вместе с тем, по сравнению с молибденом, его эффект является менее выраженным; согласно изобретению, содержание хрома и молибдена определяют таким образом, чтобы: Cr+(3×Мо)≥0,3%. Показатели хрома и молибдена в этом отношении отражают их влияние на прокаливаемость, в частности на свойство этих элементов, позволяющее избежать образования доэвтектоидного феррита в особых условиях охлаждения в соответствии с настоящим изобретением.
Согласно экономичному варианту изобретения сталь может содержать очень малые или ничтожные количества молибдена и хрома, то есть менее 0,005 мас.% этих обоих элементов, и 0% бора.
Для получения прочности, превышающей 1400 МПа, добавление хрома и/или молибдена необходимо в вышеупомянутых количествах.
Если содержание серы превышает 0,015%, способность к деформации снижается по причине чрезмерного присутствия сульфидов марганца.
Содержание фосфора ограничено количеством 0,1%, чтобы сталь сохраняла достаточную пластичность в горячем состоянии.
Содержание азота ограничено 0,008%, чтобы избегать возможного старения.
В случае необходимости сталь в соответствии с настоящим изобретением может содержать ванадий в количестве от 0,05 до 0,15%. В частности, если общее содержание азота находится в пределах от 0,004 до 0,008%, во время отжига после холодной прокатки может происходить осаждение ванадия в виде мелких карбонитридов, которые способствуют дополнительному упрочнению.
Если содержание ванадия находится в пределах от 0,12 до 0,15 мас.%, увеличивается равномерное удлинение или удлинение при разрыве.
В случае необходимости сталь может содержать бор в количестве, меньшем или равном 0,005%. Согласно предпочтительному варианту сталь предпочтительно содержит от 0,0005 до 0,003% бора, что способствует исключению доэвтектоидного феррита в присутствии хрома и/или молибдена. В дополнение к другим добавочным элементам добавление бора в вышеуказанном количестве позволяет получить прочность, превышающую 1400 МПа.
В случае необходимости сталь может также содержать титан в таком количестве, чтобы Ti/N≥4 и чтобы Ti≤0,040%, что обеспечивает образование карбонитридов титана и улучшает упрочнение.
Остальная часть состава представляет собой неизбежные примеси, получаемые при выплавке. Эти примеси, такие как Sn, Sb, As, содержатся в количествах, меньших 0,005%.
Согласно варианту выполнения изобретения, предназначенному для изготовления стальных листов с прочностью более 1200 МПа, микроструктура стали на 65-90% состоит из бейнита, причем эти значения относятся к поверхностному процентному содержанию, а остальная часть представляет собой островки мартенсита и остаточного аустенита (островки компонентов М-А).
Эта преимущественно бейнитная структура, не содержащая доэвтектоидного феррита низкой твердости, обладает способностью к удлинению при разрыве, превышающей 10%.
Согласно изобретению островки М-А, равномерно рассеянные в матрице, имеют средний размер менее 1 микрометра.
На фиг.1 показан пример микроструктуры стального листа в соответствии с настоящим изобретением. Морфологию островков М-А выявили при помощи соответствующих химических реактивов: после воздействия островки М-А проявляются в белом цвете на более или менее темной бейнитной матрице. Некоторые небольшие островки расположены в решетках бейнитного феррита. Островки наблюдают при увеличениях примерно от 500 до 1500х на статистически характерной поверхности и при помощи прикладной программы анализа изображений измеряют средний размер островков, а также среднее расстояние между островками. В случае, представленном на фиг.1, поверхностное процентное содержание островков составляет 12%, а средний размер островков М-А - меньше 1 микрометра.
Было установлено, что специфическая морфология островков М-А представляет особый интерес: если средний размер островков меньше 1 микрометра и если среднее расстояние между этими островками меньше 6 микрометров, то получают следующие результаты:
- ограниченное повреждение в связи с отсутствием факторов начала разрыва на островках М-А большого размера,
- существенное упрочнение в связи с близостью друг к другу многочисленных компонентов М-А малого размера.
Согласно другому варианту выполнения изобретения, предназначенному для изготовления стальных листов с прочностью более 1400 МПа и с удлинением при разрыве более 8%, микроструктура стали на 45-65% состоит из бейнита, а остальная часть представляет собой островки мартенсита и остаточного аустенита.
Согласно другому варианту выполнения изобретения, предназначенному для изготовления стальных листов с прочностью более 1600 МПа и с удлинением при разрыве более 8%, микроструктура стали на 15-45% состоит из бейнита, а остальная часть представляет собой островки мартенсита и остаточного аустенита.
Способ изготовления тонкого холоднокатаного и отожженного листа в соответствии с настоящим изобретением содержит следующие этапы:
- получают сталь с составом в соответствии с настоящим изобретением,
- из этой стали отливают полуфабрикат. Это литье можно осуществлять слитками или непрерывно в виде слябов толщиной порядка 200 мм. Литье можно также получать в виде тонких слябов толщиной в несколько десятков миллиметров или в виде тонких полос при пропускании между стальными цилиндрами противоположного вращения.
Сначала полуфабрикаты нагревают до температуры более 1150°С, чтобы в любой точке температура способствовала повышенным деформациям, которым будет подвергаться сталь по время прокатки.
Естественно, в случае прямого литья тонких слябов или получения тонких полос между цилиндрами противоположного вращения этап горячей прокатки, начинающийся при температуре более 1150°С, можно осуществлять сразу после литья, и в этом случае нет необходимости в этапе промежуточного нагрева.
Производят горячую прокатку полуфабриката. Преимущество изобретения заключается в том, что конечные характеристики и микроструктура горячекатаного и отожженного листа относительно мало зависят от температуры конца прокатки и от охлаждения, следующего за горячей прокаткой.
После этого лист в горячем виде сматывают. Температура сматывания меньше 550°С, чтобы ограничить твердость горячекатаного листа и межзеренное окисление на поверхности. Слишком высокая твердость горячекатаного листа приводит к необходимости приложения слишком больших усилий во время последующей холодной прокатки, в также к возможным дефектам по краям.
Затем горячекатаный лист очищают известным способом, чтобы придать ему поверхностное состояние, соответствующее дальнейшей холодной прокатке. Холодную прокатку осуществляют с уменьшением толщины горячекатаного листа на 30-80%.
После этого производят термическую обработку отжигом, предпочтительно путем непрерывного отжига, которая содержит следующие этапы:
- Фаза нагрева со скоростью Vc от 5 до 15°С/с до температуры T1. Если скорость Vc превышает 15°С/с, рекристаллизация листа, деформированного при холодной прокатке, может быть неполной. Для обеспечения производительности достаточно минимального значения 5°С/с. Скорость Vc в пределах от 5 до 15°С/с позволяет получать размер аустенитного зерна, наиболее соответствующий требуемой конечной микроструктуре.
Температура T1 находится в пределах от Ас3 до Ас3+20°С, при этом температура Ас3 соответствует полному превращению в аустенит во время нагрева. Ас3 зависит от состава стали и от скорости нагрева и может быть определена, например, методом дилатометрического анализа. Полная аустенизация позволяет ограничить последующее образование доэвтектоидного феррита. Важно, чтобы температура T1 была меньше Ас3+20°С, чтобы избежать чрезмерного роста аустенитного зерна. Внутри того интервала (Ас3-Ас3+20°С) характеристики конечного продукта мало зависят от колебания температуры T1.
Еще предпочтительнее, чтобы температура T1 находилась в пределах от Ас3+10°С до Ас3+20°С. Авторы изобретения установили, что в этих условиях аустенитное зерно имеет более однородный размер и является более мелким, что в дальнейшем приводит к образованию конечной микроструктуры с этими же характеристиками.
- Поддержание этой температуры T1 в течение времени t1 от 50 с до 150 с. Этот этап приводит к гомогенизации аустенита.
Следующий этап способа зависит от содержания хрома и молибдена в стали:
- Если сталь практически не содержит хрома, молибдена и бора, то есть когда Cr<0,005%, Мо<0,005%, В=0, осуществляют охлаждение со скоростью VR1, превышающей 40°С/с и меньшей 100°С/с, до температуры Т2, находящейся в пределах от Ms-30°C до Ms+30°C. При этих условиях скорости охлаждения ограничивается диффузия углерода в аустените. Этот эффект достигает насыщения при температуре выше 100°С. Эту температуру Т2 выдерживают в течение времени t2 от 150 до 350 с. Ms обозначает температуру начала мартенситного превращения. Эта температура зависит от состава применяемой стали и может быть определена путем дилатометрического анализа. Эти условия позволяют избегать образования доэвтектоидного феррита во время охлаждения. В этих условиях получают также бейнитное превращение большей части аустенита. Остающаяся часть превращается в мартенсит или может стабилизироваться в виде остаточного аустенита.
- Если сталь содержит хром и молибден в таких количествах, что Мо≤0,25%, Cr≤1,65% и Cr+(3×Мо)≥0,3%, охлаждение осуществляют со скоростью VR1, превышающей 25°С/с и меньшей 100°С/с, до температуры Т2, находящейся в интервале (от Bs до Ms-20°С). Эту температуру поддерживают в течение времени t2 от 150 до 350 с. Bs обозначает температуру начала бейнитного превращения. Эти условия позволяют получить такие же микроструктурные характеристики, что и в предыдущем случае. Добавление хрома и/или молибдена позволяет, в частности, избежать образования доэвтектоидного феррита. В интервале скорости охлаждения VR1 в соответствии с настоящим изобретением конечные характеристики продукта практически не зависят от колебания этой температуры VR1.
- Следующий этап способа осуществляют независимо от того, содержит сталь хром и/или молибден или нет: охлаждение со скоростью VR2, меньшей 30°С/с, до температуры окружающей среды. В частности, когда температура Т2 является невысокой в интервале в соответствии с настоящим изобретением, охлаждение со скоростью менее VR2 менее 30°С/с приводит к отпуску островков вновь образовавшегося мартенсита, что является благоприятным с точки зрения эксплуатационных свойств.
Пример
Были выплавлены стали с составом, представленным в нижеследующей таблице 1, выраженным в массовых процентах. Кроме сталей I-1 - I-5, использованных для изготовления листов в соответствии с настоящим изобретением, в качестве сравнения указан также состав сталей R-1 - R-5, которые использовали для изготовления контрольных листов.
Figure 00000001
Полуфабрикаты, соответствующие вышеуказанным составам, были нагреты до 1200°С, подвергнуты горячей прокатке до толщины 3 мм и намотаны при температуре менее 550°С. После этого произвели холодную прокатку листов до толщины 0,9 мм, то есть с коэффициентом обжатия 70%. Для некоторых сталей такого же состава использовали другие условия изготовления. Например, для четырех стальных листов, изготовленных в других условиях, соответствующих составу стали I-1, приняты обозначения I1-a, I1-b и I1-с, I1-d. В таблице 2 указаны условия изготовления отожженных листов после холодной прокатки. Скорость нагрева Vc для всех случаев составляет порядка 10°С/с.
Указаны также различные микроструктурные компоненты, измеренные методом количественного микроскопического анализа: поверхностная доля бейнита, мартенсита и остаточного аустенита.
Островки М-А были выявлены при помощи реактива LePera. Их морфологию определяли при помощи прикладной программы анализа изображения Scion®.
Figure 00000002
Figure 00000003
Полученные механические свойства растяжения (предел упругости Re, прочность Rm, равномерное удлинение Au, удлинение при разрыве At) представлены в таблице 3. Указано также соотношение Re/Rm.
В некоторых случаях определили энергию разрыва при -40°С на образцах толщиной, уменьшенной до 1,4 мм, для определения ударной вязкости по Шарпи V.
Была также произведена оценка повреждения, связанного с резкой (например, при помощи ножниц или пуансона), которое может снизить способность к последующей деформации вырезанной детали. Для этого при помощи ножниц вырезали образцы размером 20×80 мм2. У части этих образцов произвели шлифовку краев. На образцах методом фотонанесения были выполнены сетки, и затем их подвергли одноосному растяжению до разрыва. Значения основных деформаций, параллельных направлению действия напряжения, были измерены как можно ближе к началу разрыва при помощи деформированных сеток. Это измерение производили на образцах с механически обрезанными краями и на образцах с отшлифованными краями. Чувствительность к резке была оценена при помощи показателя повреждения: Δ = ε1 (обрезанные края) - ε1 (отшлифованные края) / ε1 (отшлифованные края).
Для некоторых листов произвели также оценку повреждения на образцах размером 105×105 мм2, содержащих отверстие с первоначальным диаметром 10 мм. Производили измерение относительного увеличения диаметра отверстия после введения конусного пуансона до появления трещины.
Figure 00000004
Figure 00000005
Листы с составом стали в соответствии с настоящим изобретением и изготовленные в условиях в соответствии с настоящим изобретением (I1-a, I2-а-b, I3-а, 14, 15) характеризуются очень интересным сочетанием механических свойств: с одной стороны, механическая прочность превышает 1200 МПа, с другой стороны, удлинение при разрыве превышает или равно 10%. Стали в соответствии с настоящим изобретением тоже характеризуются энергией разрыва по Шарпи V при -40°C, превышающей 40 Дж/см2. Это позволяет изготовить деталь, стойкую по отношению к резкому распространению дефекта, в частности, в случае динамических напряжений. Микроструктуры сталей с минимальной прочностью 1200 МПа и с минимальным удлинением при разрыве 10% в соответствии с настоящим изобретением характеризуются содержанием бейнита от 65 до 90%, остальная часть является островками М-А. Так, на фиг.1 показана микроструктура стального листа I3a, содержащая 88% бейнита и 12% островков М-А, выявленная путем воздействия реактивом LePera. На фиг.2 показана эта же микроструктура, выявленная при помощи реактива Nital. В случае сталей с минимальной прочностью 1400 МПа и с минимальным удлинением при разрыве 8% содержание бейнита в сталях составляет от 45 до 65%, остальное - островки М-А. В случае сталей с минимальной прочностью 1600 МПа и с минимальным удлинением при разрыве 8% содержание бейнита в сталях составляет от 15 до 35%, остальное - мартенсит и остаточный аустенит. Стальные листы в соответствии с настоящим изобретением содержат островки М-А размером менее 1 микрометра, при этом расстояние между островками меньше 6 микрометров.
Стали, в соответствии с настоящим изобретением, обладают также хорошей стойкостью к повреждениям в случае резки, поскольку показатель повреждения ограничен значением Δ - 23%. Листы стали (R5) не соответствующие характеристикам изобретения, имеют показатель повреждения 43%. Листы в соответствии с настоящим изобретением показывают также хорошую способность к расширению отверстия.
Стали, в соответствии с настоящим изобретением, обладают также хорошей способностью к гомогенной сварке: при параметрах сварки, соответствующих вышеуказанным значениям толщины, сварные швы не содержат трещин в холодном или горячем состоянии.
Стальные листы I1-b и I1-с прошли отжиг при слишком низкой температуре T1, и аустенитное превращение является неполным. Вследствие этого микроструктура содержит доэквтектоидный феррит (40% для I1-b, 20% для I1-с) и слишком большое количество островков М-А. Из-за присутствия доэвтектоидного феррита механическая прочность снижается.
Для стали I1-d температура выдержки Т2 превышает Ms+30°C: бейнитное превращение, происходящее при более высокой температуре, дает структуру с более крупным зерном и приводит к недостаточной механической прочности.
Для стального листа I-2с скорость охлаждения VR1 после отжига является недостаточной, образовавшаяся микроструктура является более разнородной, и удлинение при разрыве оказывается ниже 10%.
Для листа I-3b температура выдержки Т2 меньше Ms-20°C: как следствие, охлаждение VR1 приводит к появлению бейнита, образовавшегося при низкой температуре, и мартенсита, что соответствует недостаточному удлинению.
Сталь R1 характеризуется недостаточным содержанием (кремний-алюминий), температура выдержки T2 меньше Ms-20°C. Из-за недостаточного содержания (Si+Al) количество островков М-А является недостаточным для получения прочности, превышающей или равной 1200 МПа.
Стали R2 и R3 характеризуются недостаточным содержанием углерода, марганца, кремния + алюминия. Количество образовавшихся компонентов М-А меньше 10%. Кроме того, температура отжига ниже Ас3 приводит к чрезмерному содержанию доэвтектоидного феррита и цементита и к недостаточной прочности.
Содержание (Si+Al) в стали R4 является недостаточным. В частности, скорость охлаждения VR1 является очень низкой. В этом случае обогащение аустенита углеродом при охлаждении является недостаточным для обеспечения образования мартенсита и для получения свойств прочности и удлинения в соответствии с настоящим изобретением.
Сталь R5 тоже характеризуется недостаточным содержанием (Si+Al). Недостаточно высокая скорость охлаждения после отжига приводит к чрезмерному содержанию доэвтектоидного феррита и к недостаточной механической прочности.
Если сравнивать со способом изготовления стального листа I2-а, то стальной лист I2-d изготовлен при тех же параметрах, за исключением температуры T1, равной 830°С, то есть температуры Ас3. В случае, когда T1 равна Ас3, способность к расширению конусного отверстия составляет 25%. Когда температура T1 равна 850°С (Ас3+20°С), способность к расширению возрастает до 31%.
Таким образом, изобретение обеспечивает изготовление стальных листов, сочетающих в себе сверхвысокую прочность и повышенную пластичность. Стальные листы в соответствии с настоящим изобретением можно успешно использовать для изготовления конструкционных деталей или усилительных элементов в области автомобильной промышленности и в промышленности.

Claims (19)

1. Холоднокатаный и отожженный стальной лист с прочностью более 1200 МПа, в состав которого входят, мас.%:
0,10≤С≤0,25
1≤Мn≤3
Аl≥0,010
Si≤2,990
S≤0,015
P≤0,1
N≤0,008
при этом 1≤Si+Al≤3,
в случае необходимости, состав содержит:
0,05≤V≤0,15
В≤0,005
Мо≤0,25
Сr≤1,65,
при этом Cr+(3·Mo)≥0,3
Ti≤0,040,
при этом Ti/N≥4
железо и неизбежные примеси,
получаемые при выплавке - остальное, при этом микроструктура указанной стали содержит от 15 до 90% бейнита, а остальную часть составляют мартенсит и остаточный аустенит.
2. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что он имеет удлинение при разрыве, превышающее 10%, и содержит, мас.%:
Мо<0,005
Сr<0,005
В=0,
при этом микроструктура указанной стали содержит от 65 до 90% бейнита, остальную часть составляют островки мартенсита и остаточного аустенита.
3. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что он содержит, мас.%:
Мо≤0,25
Сr≤1,65,
при этом Сr+(3·Мо)≥0,3
В=0,
и микроструктура указанной стали содержит от 65 до 90% бейнита, остальную часть составляют островки мартенсита и остаточного аустенита.
4. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что для достижения прочности выше 1400 МПа, удлинения при разрыве, превышающего 8%, он содержит, мас.%:
Мо≤0,25
Сr≤1,65,
при этом Сr+(3·Мо)≥0,3,
и микроструктура указанной стали содержит от 45 до 65% бейнита, остальную часть составляют островки мартенсита и остаточного аустенита.
5. Стальной лист по п.1, отличающийся тем, что для достижения прочности выше 1600 МПа, удлинения при разрыве, превышающего 8%, он содержит, мас.%:
Мо≤0,25
Сr≤1,65,
при этом Cr+(3×Mo)≥0,3,
и микроструктура указанной стали содержит от 15 до 45% бейнита, остальную часть составляют мартенсит и остаточный аустенит.
6. Стальной лист по любому из пп.1-5, отличающийся тем, что состав указанной стали содержит, мас.%:
0,19≤С≤0,23.
7. Стальной лист по любому из пп.1-5, отличающийся тем, что состав указанной стали содержит, мас.%:
1,5≤Мn≤2,5.
8. Стальной лист по любому из пп.1-5, отличающийся тем, что состав указанной стали содержит, мас.%:
1,2≤Si≤1,8.
9. Стальной лист по любому из пп.1-5, отличающийся тем, что состав указанной стали содержит, мас.%:
1,2≤Аl≤1,8.
10. Стальной лист по любому из пп.1-5, отличающийся тем, что состав указанной стали содержит, мас.%:
0,05≤V≤0,15
0,004≤N≤0,008.
11. Стальной лист по любому из пп.1-5, отличающийся тем, что состав указанной стали содержит, мас.%:
0,12≤V≤0,15.
12. Стальной лист по любому из пп.1, 4 или 5, отличающийся тем, что состав указанной стали содержит, мас.%:
0,0005≤В≤0,003.
13. Стальной лист по любому из пп.1-5, отличающийся тем, что средний размер указанных островков мартенсита и остаточного аустенита меньше 1 мкм, при этом среднее расстояние между указанными островками меньше 6 мкм.
14. Способ изготовления холоднокатаного стального листа с прочностью более 1200 МПа, с удлинением при разрыве более 10%, согласно которому выплавляют сталь состава, мас.%:
0,10≤С≤0,25
1≤Mn≤3
Al≥0,010
Si≤2,990
S≤0,015
P≤0,1
N≤0,008
при этом 1≤Si+Al≤3,
в случае необходимости, состав содержит:
Мо<0,005
Сr<0,005
В=0,
при этом Сr+(3·Мо)≥0,3
Ti≤0,040,
при этом Ti/N≥4
железо и неизбежные примеси,
получаемые при выплавке - остальное, отливают полуфабрикат из стали, указанный полуфабрикат доводят до температуры более 1150°С, производят горячую прокатку указанного полуфабриката для получения горячекатаного листа, указанный лист сматывают, очищают поверхность указанного листа, производят холодную прокатку указанного листа с коэффициентом обжатия от 30 до 80%, чтобы получить холоднокатаный лист, указанный холоднокатаный лист нагревают со скоростью Vc от 5 до 15°С/с до температуры T1, находящейся в пределах от Ас3 до Ас3+20°С, в течение времени t1 от 50 до 150 с, затем указанный лист охлаждают со скоростью VR1, превышающей 40°С/с и меньшей 100°С/с, до температуры Т2, находящейся в пределах (от Ms-30°C до Ms+30°C), выдерживают при указанной температуре Т2 в течение времени t2 от 150 до 350 с и проводят охлаждение со скоростью VR2 менее 30°С/с до температуры окружающей среды.
15. Способ по п.14, отличающийся тем, что температуру T1 поддерживают в пределах от Ас3+10°С до Ас3+20°С.
16. Способ изготовления холоднокатаного стального листа с прочностью более 1200 МПа, с удлинением при разрыве более 8%, согласно которому
выплавляют сталь состава, мас.%:
0,10≤С≤0,25
1≤Мn≤3
Аl≥0,010
Si≤2,990
S≤0,015
P≤0,1
N≤0,008
при этом 1≤Si+Al≤3,
в случае необходимости, состав содержит:
0,05≤V≤0,15
В≤0,005
Мо≤0,25
Сr≤1,65,
при этом Cr+(3·Mo)≥0,3
Ti≤0,040,
при этом Ti/N≥4
железо и неизбежные примеси,
получаемые при выплавке - остальное, отливают полуфабрикат из стали при содержании Мо и Сr: мас.%: Мо≤0,25, Сr≤1,65, при этом Сr+(3·Мо)≥0,3, указанный полуфабрикат доводят до температуры более 1150°С, производят горячую прокатку указанного полуфабриката для получения горячекатаного листа, указанный лист сматывают, очищают поверхность указанного горячекатаного листа, производят холодную прокатку указанного листа с коэффициентом обжатия от 30 до 80%, чтобы получить холоднокатаный лист, указанный холоднокатаный лист нагревают со скоростью Vc от 5 до 15°С/с до температуры T1, находящейся в пределах от Ас3 до Ас3+20°С, в течение времени t1 от 50 до 150 с, затем указанный лист охлаждают со скоростью VR1, превышающей 25°С/с и меньшей 100°С/с, до температуры Т2, находящейся в пределах от Bs до (Ms-20°C), выдерживают при температуре Т2 в течение времени t2 от 150 до 350 с и производят охлаждение со скоростью VR2 менее 30°С/с до температуры окружающей среды.
17. Способ по п.16, отличающийся тем, что температуру T1 поддерживают в пределах от Ас3+10°С до Ас3+20°С.
18. Применение холоднокатаного и отожженного стального листа по любому из пп.1-13 для изготовления конструктивных деталей или усилительных элементов для автомобильной промышленности.
19. Применение холоднокатаного и отожженного стального листа, изготовленного способом по любому из пп.14-17 для изготовления конструктивных деталей или усилительных элементов для автомобильной промышленности.
RU2009145940/02A 2007-05-11 2008-04-28 Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом RU2437945C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP07290598A EP1990431A1 (fr) 2007-05-11 2007-05-11 Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
FR07290598.7 2007-05-11

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2009145940A RU2009145940A (ru) 2011-06-20
RU2437945C2 true RU2437945C2 (ru) 2011-12-27

Family

ID=38596874

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2009145940/02A RU2437945C2 (ru) 2007-05-11 2008-04-28 Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом

Country Status (16)

Country Link
US (4) US20100307644A1 (ru)
EP (2) EP1990431A1 (ru)
JP (1) JP5398701B2 (ru)
KR (1) KR101523395B1 (ru)
CN (1) CN101765668B (ru)
AR (1) AR066508A1 (ru)
BR (1) BRPI0821572B1 (ru)
CA (1) CA2686940C (ru)
ES (1) ES2655476T5 (ru)
HU (1) HUE035549T2 (ru)
MA (1) MA31555B1 (ru)
MX (1) MX2009011927A (ru)
PL (1) PL2155915T5 (ru)
RU (1) RU2437945C2 (ru)
WO (1) WO2008145871A2 (ru)
ZA (1) ZA200907430B (ru)

Cited By (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2518852C1 (ru) * 2012-07-20 2014-06-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления
RU2571667C2 (ru) * 2012-03-30 2015-12-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Холоднокатаный стальной лист с превосходной стойкостью к старению и способ его изготовления
RU2581334C2 (ru) * 2012-01-13 2016-04-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления
RU2620216C2 (ru) * 2012-09-14 2017-05-23 Зальцгиттер Маннесманн Присижн Гмбх Стальной сплав для получения низколегированной высокопрочной стали
US9725782B2 (en) 2012-01-13 2017-08-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing the same
RU2666392C2 (ru) * 2013-07-30 2018-09-07 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх СОДЕРЖАЩАЯ КРЕМНИЙ МИКРОЛЕГИРОВАННАЯ ВЫСОКОПРОЧНАЯ МНОГОФАЗНАЯ СТАЛЬ С МИНИМАЛЬНЫМ ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 750 МПа И УЛУЧШЕННЫМИ СВОЙСТВАМИ И СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ЛЕНТЫ ИЗ ТАКОЙ СТАЛИ
RU2677444C2 (ru) * 2013-07-24 2019-01-16 Арселормиттал Стальной лист с очень высокими механическими свойствами, такими как механическая прочность и пластичность, способ изготовления таких листов и их применение
RU2680041C2 (ru) * 2014-07-03 2019-02-14 Арселормиттал Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист
RU2680042C2 (ru) * 2014-07-03 2019-02-14 Арселормиттал Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью
RU2695688C1 (ru) * 2014-02-05 2019-07-25 Арселормиттал С.А. Обрабатываемый горячим формованием, закаливаемый на воздухе и поддающийся сварке стальной лист
RU2709560C2 (ru) * 2015-08-05 2019-12-18 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Высокопрочная марганцевая сталь, содержащая алюминий, способ производства листового стального продукта из указанной стали и листовой стальной продукт, полученный в соответствии с этим способом
RU2732714C1 (ru) * 2017-06-20 2020-09-22 Арселормиттал Оцинкованный стальной лист с высокой свариваемостью при контактной точечной сварке
RU2736376C1 (ru) * 2017-12-05 2020-11-16 Арселормиттал Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления
RU2750309C2 (ru) * 2016-12-21 2021-06-25 Арселормиттал Высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся высокой деформируемостью, и способ ее изготовления
RU2753173C2 (ru) * 2016-12-21 2021-08-12 Арселормиттал Отпущенная листовая сталь с покрытием, характеризующаяся превосходной деформируемостью, и способ ее изготовления
RU2756939C2 (ru) * 2016-12-21 2021-10-07 Арселормиттал Отпущенная листовая сталь с покрытием, имеющая превосходную деформируемость, и способ ее изготовления
RU2768717C1 (ru) * 2018-11-30 2022-03-24 Арселормиттал Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления
US11492676B2 (en) 2014-07-03 2022-11-08 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
RU2785760C1 (ru) * 2019-06-12 2022-12-12 Арселормиттал Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения мартенситной стали

Families Citing this family (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites
EP2123786A1 (fr) * 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
CN101928875A (zh) * 2009-06-22 2010-12-29 鞍钢股份有限公司 具有良好成形性能的高强度冷轧钢板及其制备方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013545890A (ja) * 2010-10-12 2013-12-26 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 鋼ブランクの熱間成形方法及び熱間成形部品
UA112771C2 (uk) * 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
EP2730671B1 (en) 2011-07-06 2017-11-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip plated cold-rolled steel sheet and process for producing same
US9115416B2 (en) 2011-12-19 2015-08-25 Kobe Steel, Ltd. High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability
JP5516785B2 (ja) * 2012-03-29 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度鋼板およびその製造方法並びにそれを用いた高強度溶接鋼管
JP5860333B2 (ja) 2012-03-30 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板
PL2837707T3 (pl) * 2012-04-10 2018-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Element pochłaniający energię zderzenia oraz sposób jego wytwarzania
EP2690184B1 (de) * 2012-07-27 2020-09-02 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
CN102766807A (zh) * 2012-07-31 2012-11-07 内蒙古包钢钢联股份有限公司 一种含硼贝氏体钢板及其制造方法
ES2636780T3 (es) 2013-08-22 2017-10-09 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Procedimiento para la fabricación de un componente de acero
CN103952635B (zh) * 2014-05-13 2016-09-14 东北特钢集团北满特殊钢有限责任公司 含锰硅的高强钢及其制备方法
JP6098761B2 (ja) * 2014-05-29 2017-03-22 新日鐵住金株式会社 熱処理鋼材及びその製造方法
CN104018069B (zh) * 2014-06-16 2016-01-20 武汉科技大学 一种高性能低碳含Mo贝氏体钢及其制备方法
WO2016001708A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
WO2016001710A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel having improved strength and ductility and obtained sheet
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
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
WO2016132165A1 (fr) * 2015-02-19 2016-08-25 Arcelormittal Procede de fabrication d'une piece phosphatable a partir d'une tole revetue d'un revetement a base d'aluminium et d'un revetement de zinc
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
CN108474074B (zh) * 2016-01-22 2021-06-04 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2018215813A1 (en) * 2017-05-22 2018-11-29 Arcelormittal Method for producing a steel part and corresponding steel part
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2019122963A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN109576579A (zh) * 2018-11-29 2019-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种具有高扩孔率和较高延伸率的980MPa级冷轧钢板及其制造方法
CN109894812B (zh) * 2019-02-13 2021-09-24 舞阳钢铁有限责任公司 一种小单重坯料生产Cr-Mo钢板的方法
CN112159931B (zh) * 2020-09-28 2022-08-12 首钢集团有限公司 一种具有连续屈服的1000MPa级中锰TRIP钢及其制备方法
CN113215493B (zh) * 2021-05-11 2022-01-07 北京理工大学 一种高强度榴弹弹钢及其制备方法
CN113403533B (zh) * 2021-05-28 2022-04-12 广西柳钢华创科技研发有限公司 高速棒材生产hrb500e螺纹钢筋的方法及高速棒材生产的hrb500e螺纹钢筋
CN113699456B (zh) * 2021-09-01 2022-06-21 山东盛阳金属科技股份有限公司 一种254SMo超级奥氏体不锈钢热连轧板卷生产工艺
CN115261704B (zh) * 2022-07-29 2023-01-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 中等强度热轧贝氏体钢轨制造方法

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH04350121A (ja) * 1991-05-27 1992-12-04 Nippon Steel Corp 高温強度特性がすぐれた鋼板の製造方法
FR2729974B1 (fr) 1995-01-31 1997-02-28 Creusot Loire Acier a haute ductilite, procede de fabrication et utilisation
JPH0925538A (ja) * 1995-05-10 1997-01-28 Kobe Steel Ltd 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JPH09263838A (ja) * 1996-03-28 1997-10-07 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP3450985B2 (ja) * 1997-04-10 2003-09-29 新日本製鐵株式会社 形状が良好で曲げ性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
US6254698B1 (en) 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
JP2000080440A (ja) * 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2001226741A (ja) * 2000-02-15 2001-08-21 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2001267386A (ja) 2000-03-22 2001-09-28 Sony Corp 半導体装置用テスト回路
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
JP4304350B2 (ja) 2002-08-20 2009-07-29 雅則 平野 ポリヌクレオチドの合成方法
FR2847271B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
JP4068950B2 (ja) 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
JP2005168405A (ja) * 2003-12-11 2005-06-30 Ajinomoto Co Inc ジペプチドの製造方法
US7591977B2 (en) * 2004-01-28 2009-09-22 Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
DE602005013442D1 (de) * 2004-04-22 2009-05-07 Kobe Steel Ltd Hochfestes und kaltgewaltzes stahlblech mit hervorragender verformbarkeit und plattiertes stahlblech
JP4254663B2 (ja) * 2004-09-02 2009-04-15 住友金属工業株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2006089775A (ja) * 2004-09-21 2006-04-06 Nisshin Steel Co Ltd 耐久性に優れたタイヤ中子の製造方法
CA2531615A1 (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
RU2292404C1 (ru) 2005-07-15 2007-01-27 Открытое акционерное общество "Северсталь" Способ производства полос для изготовления труб
JP4772496B2 (ja) * 2005-12-27 2011-09-14 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法
EP1832667A1 (fr) 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
EP1990431A1 (fr) * 2007-05-11 2008-11-12 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier laminées à froid et recuites à très haute résistance, et tôles ainsi produites

Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2581334C2 (ru) * 2012-01-13 2016-04-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления
US9605329B2 (en) 2012-01-13 2017-03-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet and manufacturing method thereof
US9725782B2 (en) 2012-01-13 2017-08-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing the same
RU2571667C2 (ru) * 2012-03-30 2015-12-20 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Холоднокатаный стальной лист с превосходной стойкостью к старению и способ его изготовления
RU2518852C1 (ru) * 2012-07-20 2014-06-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Высокопрочный холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления
RU2620216C2 (ru) * 2012-09-14 2017-05-23 Зальцгиттер Маннесманн Присижн Гмбх Стальной сплав для получения низколегированной высокопрочной стали
RU2677444C2 (ru) * 2013-07-24 2019-01-16 Арселормиттал Стальной лист с очень высокими механическими свойствами, такими как механическая прочность и пластичность, способ изготовления таких листов и их применение
RU2666392C2 (ru) * 2013-07-30 2018-09-07 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх СОДЕРЖАЩАЯ КРЕМНИЙ МИКРОЛЕГИРОВАННАЯ ВЫСОКОПРОЧНАЯ МНОГОФАЗНАЯ СТАЛЬ С МИНИМАЛЬНЫМ ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ ПРИ РАСТЯЖЕНИИ 750 МПа И УЛУЧШЕННЫМИ СВОЙСТВАМИ И СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ЛЕНТЫ ИЗ ТАКОЙ СТАЛИ
RU2695688C1 (ru) * 2014-02-05 2019-07-25 Арселормиттал С.А. Обрабатываемый горячим формованием, закаливаемый на воздухе и поддающийся сварке стальной лист
RU2680041C2 (ru) * 2014-07-03 2019-02-14 Арселормиттал Способ изготовления высокопрочного стального листа и полученный лист
RU2680042C2 (ru) * 2014-07-03 2019-02-14 Арселормиттал Способ производства высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной прочностью, пластичностью и формуемостью
US11492676B2 (en) 2014-07-03 2022-11-08 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
US11339454B2 (en) 2014-07-03 2022-05-24 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
US11149325B2 (en) 2014-07-03 2021-10-19 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained
RU2709560C2 (ru) * 2015-08-05 2019-12-18 Зальцгиттер Флахшталь Гмбх Высокопрочная марганцевая сталь, содержащая алюминий, способ производства листового стального продукта из указанной стали и листовой стальной продукт, полученный в соответствии с этим способом
RU2750309C2 (ru) * 2016-12-21 2021-06-25 Арселормиттал Высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся высокой деформируемостью, и способ ее изготовления
RU2753173C2 (ru) * 2016-12-21 2021-08-12 Арселормиттал Отпущенная листовая сталь с покрытием, характеризующаяся превосходной деформируемостью, и способ ее изготовления
US12065724B2 (en) 2016-12-21 2024-08-20 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
US11655516B2 (en) 2016-12-21 2023-05-23 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
RU2756939C2 (ru) * 2016-12-21 2021-10-07 Арселормиттал Отпущенная листовая сталь с покрытием, имеющая превосходную деформируемость, и способ ее изготовления
US11649522B2 (en) 2017-06-20 2023-05-16 Arcelormittal Zinc-coated steel sheet with high resistance spot weldability
US12054802B2 (en) 2017-06-20 2024-08-06 Arcelormittal Zinc-coated steel sheet with high resistance spot weldability
RU2732714C1 (ru) * 2017-06-20 2020-09-22 Арселормиттал Оцинкованный стальной лист с высокой свариваемостью при контактной точечной сварке
US11530461B2 (en) 2017-12-05 2022-12-20 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
RU2736376C1 (ru) * 2017-12-05 2020-11-16 Арселормиттал Холоднокатаный и отожженный стальной лист и способ его изготовления
RU2768717C1 (ru) * 2018-11-30 2022-03-24 Арселормиттал Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления
RU2785760C1 (ru) * 2019-06-12 2022-12-12 Арселормиттал Холоднокатаная мартенситная сталь и способ получения мартенситной стали
RU2798140C1 (ru) * 2019-12-19 2023-06-15 Арселормиттал Высокопрочный горячекатаный и отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2807157C1 (ru) * 2020-12-21 2023-11-09 Хендай Стил Компани Сверхвысокопрочный холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходными характеристиками свариваемости при точечной сварке и формования, сверхвысокопрочный плакированный стальной лист и способ их изготовления

Also Published As

Publication number Publication date
CA2686940C (fr) 2014-01-21
ZA200907430B (en) 2010-07-28
PL2155915T3 (pl) 2018-03-30
RU2009145940A (ru) 2011-06-20
CN101765668A (zh) 2010-06-30
US20100307644A1 (en) 2010-12-09
MA31555B1 (fr) 2010-08-02
CN101765668B (zh) 2011-12-21
JP5398701B2 (ja) 2014-01-29
US20160355900A1 (en) 2016-12-08
KR20100016438A (ko) 2010-02-12
US20200032366A1 (en) 2020-01-30
BRPI0821572B1 (pt) 2019-10-01
PL2155915T5 (pl) 2022-09-05
ES2655476T5 (es) 2022-09-29
WO2008145871A8 (fr) 2019-09-06
AR066508A1 (es) 2009-08-26
WO2008145871A2 (fr) 2008-12-04
ES2655476T3 (es) 2018-02-20
US11414722B2 (en) 2022-08-16
KR101523395B1 (ko) 2015-05-27
HUE035549T2 (en) 2018-05-28
US20220136078A1 (en) 2022-05-05
WO2008145871A3 (fr) 2009-02-19
JP2010526935A (ja) 2010-08-05
EP2155915B2 (fr) 2022-04-27
US10612106B2 (en) 2020-04-07
EP1990431A1 (fr) 2008-11-12
EP2155915B1 (fr) 2017-10-25
EP2155915A2 (fr) 2010-02-24
BRPI0821572A2 (pt) 2015-06-16
MX2009011927A (es) 2009-11-18
CA2686940A1 (fr) 2008-12-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2437945C2 (ru) Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
CA3133435C (en) High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
RU2403311C2 (ru) Способ производства высокопрочных стальных плит с великолепной пластичностью и производимые этим способом плиты
US11466335B2 (en) High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the steel sheet
JP6524810B2 (ja) 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法
CA2712226C (en) High strength galvanized steel sheet with excellent formability and method for manufacturing the same
RU2566695C1 (ru) Высокопрочный гальванизированный погружением стальной лист, высокопрочный подвергнутый легированию гальванизированный погружением стальной лист с превосходной характеристикой механической резки и способ их изготовления
KR20160096611A (ko) 고강도 강 및 이를 제조하기 위한 방법
KR102503990B1 (ko) 우수한 가공 특성을 갖는 고강도의 공기 경화 다상 강 및 상기 강으로부터 강 스트립을 제조하기 위한 방법
KR20180099876A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR102660727B1 (ko) 강판
JP5798740B2 (ja) 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
CA2824934A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet with high yield ratio having excellent formability and method for producing the same
KR20130058044A (ko) 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
CN110621794B (zh) 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
EP2527484A1 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and spot weldability and process for producing same
CN112313349B (zh) 扁钢产品及其生产方法
JP2003253385A (ja) 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP6037087B1 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016152675A1 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板
KR102739362B1 (ko) 고강도 강판 및 충격 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법
KR102738553B1 (ko) 고강도 강판 및 충격 흡수 부재 그리고 고강도 강판의 제조 방법
RU2795542C1 (ru) Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2798523C1 (ru) Высокопрочный горячекатаный стальной лист и способ его изготовления
KR20250004889A (ko) 냉간 압연된 마르텐사이트 강 및 그 마르텐사이트 강의 방법