Nothing Special   »   [go: up one dir, main page]

RU2318882C2 - Способ получения листов из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали с высокой прочностью, превосходной вязкостью и способностью к холодной высадке, полученные этим способом листы - Google Patents

Способ получения листов из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали с высокой прочностью, превосходной вязкостью и способностью к холодной высадке, полученные этим способом листы Download PDF

Info

Publication number
RU2318882C2
RU2318882C2 RU2006105382/02A RU2006105382A RU2318882C2 RU 2318882 C2 RU2318882 C2 RU 2318882C2 RU 2006105382/02 A RU2006105382/02 A RU 2006105382/02A RU 2006105382 A RU2006105382 A RU 2006105382A RU 2318882 C2 RU2318882 C2 RU 2318882C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
less
steel
strength
iron
carbon
Prior art date
Application number
RU2006105382/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2006105382A (ru
Inventor
Мохамед БУЗЕКРИ
Мишель ФАРАЛЬ
Колин Скотт
Original Assignee
Юзинор
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 Юзинор filed Critical Юзинор
Publication of RU2006105382A publication Critical patent/RU2006105382A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2318882C2 publication Critical patent/RU2318882C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • 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
    • C21D8/0247—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
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/8605—Porous electrodes
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8803—Supports for the deposition of the catalytic active composition
    • H01M4/8807—Gas diffusion layers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8817—Treatment of supports before application of the catalytic active composition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8825—Methods for deposition of the catalytic active composition
    • H01M4/8853—Electrodeposition
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/88—Processes of manufacture
    • H01M4/8878—Treatment steps after deposition of the catalytic active composition or after shaping of the electrode being free-standing body
    • H01M4/8892—Impregnation or coating of the catalyst layer, e.g. by an ionomer
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/90—Selection of catalytic material
    • H01M4/9075—Catalytic material supported on carriers, e.g. powder carriers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M4/00—Electrodes
    • H01M4/86—Inert electrodes with catalytic activity, e.g. for fuel cells
    • H01M4/90—Selection of catalytic material
    • H01M4/92—Metals of platinum group
    • H01M4/925—Metals of platinum group supported on carriers, e.g. powder carriers
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M8/00—Fuel cells; Manufacture thereof
    • H01M8/02—Details
    • H01M8/0202—Collectors; Separators, e.g. bipolar separators; Interconnectors
    • H01M8/023—Porous and characterised by the material
    • H01M8/0232—Metals or 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
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01M—PROCESSES OR MEANS, e.g. BATTERIES, FOR THE DIRECT CONVERSION OF CHEMICAL ENERGY INTO ELECTRICAL ENERGY
    • H01M8/00—Fuel cells; Manufacture thereof
    • H01M8/10—Fuel cells with solid electrolytes
    • H01M8/1004—Fuel cells with solid electrolytes characterised by membrane-electrode assemblies [MEA]
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02E—REDUCTION OF GREENHOUSE GAS [GHG] EMISSIONS, RELATED TO ENERGY GENERATION, TRANSMISSION OR DISTRIBUTION
    • Y02E60/00—Enabling technologies; Technologies with a potential or indirect contribution to GHG emissions mitigation
    • Y02E60/30—Hydrogen technology
    • Y02E60/50—Fuel cells
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P70/00—Climate change mitigation technologies in the production process for final industrial or consumer products
    • Y02P70/50—Manufacturing or production processes characterised by the final manufactured product

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Composite Materials (AREA)
  • Life Sciences & Earth Sciences (AREA)
  • Sustainable Development (AREA)
  • Sustainable Energy (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к горячекатаному листу из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали. Для получения листа с повышенной деформируемостью и вязкостью получают лист, прочность которого составляет более 900 МПа, произведение (прочность × удлинение при разрыве) превышает 45000 и в химический состав которого входят (мас.%): 0,5≤С≤0,7, 17≤Mn≤24, Si≤3, Al≤0,050, S≤0,030, Р≤0,080, N≤0,1, дополнительно один или несколько элементов, таких как Cr≤1, Мо≤0,40, Ni≤1, Cu≤5, Ti≤0,50, Nb≤0,50, V≤0,50, железо и неизбежные примеси - остальное, при этом рекристаллизованная доля стали превышает 75%, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности в стали составляет менее 1,5%, средний размер зерен стали - менее 18 мкм. 7 н. и 3 з.п. ф-лы, 4 табл., 12 ил.

Description

Изобретение касается получения горяче- и холоднокатаных листов из аустенитных железоуглеродомарганцевых сталей, обладающих очень высокими механическими свойствами, в частности, особо оптимальным сочетанием механической прочности с удлинением при разрыве, превосходной способностью к обработке с приданием формы и повышенной прочностью на разрыв при наличии дефектов или при концентрации напряжений.
Известно, что в некоторых областях, в частности в автомобильной промышленности, возросли требования к снижению веса и увеличению прочности на удар металлических конструкций, а также по обеспечению их хорошей штампуемости. Это делает необходимым применение конструкционных материалов, сочетающих в себе повышенную прочность на разрыв и высокую деформируемость. Применительно к горячекатаным листам, т.е. листам толщиной 0,6-10 мм, такие свойства необходимы при изготовлении деталей для сцепления с почвой или зубчатых колес, деталей жесткости, таких как противопрорывные бимсы плашкоутов, или же деталей жесткости для тяжеловесных транспортных средств (грузовые автомобили, автобусы). Для холоднокатаных листов (толщиной от 0,2 до 4 мм) областями применения являются изготовление лонжеронов для поглощения энергии деформации или подмоторных рам или же корпусных деталей. Однако прочность на разрыв и деформируемость являются несовместимыми свойствами, так что, как правило, невозможно достигнуть очень высоких значений для одного из этих свойств, не снизив их резко для другого. Между тем в последние годы достигнуты успехи, позволяющие надеяться на эффективное удовлетворение этих требований, в частности, благодаря разработке сталей, называемых сталями с деформационным фазовым превращением (TRIP: Transformation Induced Plasticity). Однако при прочности 900 МПа данный тип сталей не позволяет получить относительное удлинение более 25%. Если эти свойства являются удовлетворительными в ряде областей применения, то они, однако, не удовлетворяют в случае, когда требуется дополнительное снижение веса, а также в условиях резкого возрастания нагрузок, как это имеет место, например, при автомобильных столкновениях.
Однако известны аустенитные стали Fe-C(0-1,5%)-Mn(15-35%)-Cr(0-20%)-Al(0,1-10%)-Si(0-4%), которые сочетают в себе хорошую прочность и превосходную пластичность. Тип деформации таких сталей определяется только энергией дефекта упаковки (EDE). Из этих типов деформации механическое двойникование позволяет достигать большой степени нагартовки. Препятствуя распространению дисклокаций, двойники способствуют тем самым повышению предела текучести. Механизму деформирования двойникованием способствует повышение энергии дефекта упаковки до предельной величины (около 30 мДж/м2), свыше которой скольжение совершенных дислокаций становится преобладающим механизмом деформации. Энергия дефекта упаковки возрастает с увеличением содержания углерода, марганца и алюминия. В патенте ЕР 0573641 описана горяче- или холоднокатаная аустенитная сталь с содержанием менее 1,5% С, 15-35% Mn, 0,1-6% Al, прочность которой составляет более 490 МПа, относительное удлинение - более 40% при комнатной температуре.
Однако прокатка сталей такого состава требует особых мер предосторожности в целях исключения образования дефектов.
Также существует не удовлетворенная потребность в стальных листах с более благоприятным сочетанием свойств (прочности и удлинения при разрыве), при котором ограничивается содержание дорогостоящих легирующих элементов. Кроме того, из опыта известно, что, несмотря на оптимальные значения удлинения при одноосном растяжении, холодная высадка (штамповка, гибка большей или меньшей сложности) может вызывать в определенных случаях трудности. Кроме того, так как детали, изготовленные из таких листов, очень часто содержат зоны с концентрациями напряжений, то имеется большая необходимость в получении сталей с повышенной вязкостью, т.е. таких, прочность на разрыв или разрушение которых при наличии дефектов является значительной, в частности при динамической нагрузке. Это свойство тем более заслуживает внимания, что такие марки сталей применяются, например, в автомобилях, на очень сильно нагруженных участках, и/или для изготовления деталей безопасности.
Следовательно, целью изобретения является получение экономичным способом горяче- или холоднокатаного стального листа или изделия, прочность которого составляет более 900 МПа после горячей прокатки, более 950 МПа после холодной прокатки, при этом сочетание прочности и удлинения при разрыве является таким, что произведение Р=прочность (МПа) × удлинение при разрыве (%) превышает 45000, который легко прокатывается в горячем состоянии, особенно пригоден для холодной высадки, обладает очень хорошей вязкостью в условиях статической или динамической нагрузки.
Объектом изобретения является горячекатаный лист из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали, прочность которого составляет более 900 МПа, произведение (прочность (МПа) × удлинение при разрыве (%)) превышает 45000 и в химический состав которого входят (мас.%): 0,5%≤С≤0,7%; 17%≤Mn≤24%; Si≤3%; Al≤0,050%; S≤0,030%; Р≤0,080%; N≤0,1%, факультативно один или несколько элементов, таких как Cr≤1%; Мо≤0,40%; Ni≤1%; Cu≤5%; Ti≤0,50%; Nb≤0,50%; V≤0,50%; остальное - железо и неизбежные при выплавке примеси, при этом рекристаллизованная доля стали превышает 75%, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности в стали составляет менее 1,5%, средний размер зерен в стали - менее 18 мкм.
Также объектом изобретения является горячекатаный лист из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали, прочность которого составляет более 900 МПа, произведение (прочность (МПа) × удлинение при разрыве (%)) превышает 60000 и в химический состав которого входят (мас.%): 0,5%≤С≤0,7%; 17%≤Mn≤24%; Si≤3%; Al≤0,050%; S≤0,030%; Р≤0,080%; N≤0,1%; факультативно один или несколько элементов, таких как Cr≤1%; Мо≤0,40%; Ni≤1%; Cu≤5%; Ti≤0,50%; Nb≤0,50%; V≤0,50%; остальное - железо и неизбежные при выплавке примеси, при этом рекристаллизованная доля стали составляет 100%, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности в стали составляет 0%, средний размер зерен в стали - менее 10 мкм.
Кроме того, объектом изобретения является способ получения горячекатаного листа из железоуглеродомарганцевой стали, при котором выплавляют сталь, в химический состав которой входят (мас.%): 0,5%≤С≤0,7%; 17%≤Mn≤24%; Si≤3%; Al≤0,050%; S≤0,030%; Р≤0,080%; N≤0,1%; факультативно один или несколько элементов, таких как Cr≤1%; Мо≤0,40%; Ni≤1%; Cu≤5%; Ti≤0,50%; Nb≤0,50%; V≤0,50%; остальное - железо и неизбежные при выплавке примеси, при этом из указанной стали отливают полуфабрикат, этот полуфабрикат из стали указанного состава нагревают до температуры 1100-1300°С, прокатывают до конечной температуры прокатки, превышающей или равной 890°С, выдерживают в течение некоторого времени после окончания прокатки до последующего быстрого охлаждения с таким расчетом, чтобы температура, определяемая этим временем и конечной температурой прокатки, располагалась внутри участка, определяемого кривой ABCD'E'F'A, предпочтительно кривой ABCDEFA, на фиг.1, и сматывают лист при температуре ниже 580°С.
Предпочтительно отливать полуфабрикат в виде тонких лент в кристаллизаторе со стальными валками.
Согласно другому предпочтительному варианту горячекатаный лист после его намотки подвергают деформированию в холодном состоянии при степени эквивалентного деформирования менее или равной 30%.
Также объектом изобретения является холоднокатаный лист из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали, прочность которого составляет более 950 МПа, произведение, равное прочность (МПа) × удлинение при разрыве (%), превышает 45000 и в химический состав которого входят (мас.%): 0,5%≤С≤0,7%; 17%≤Mn≤24%; Si≤3%; Al≤0,050%; S≤0,030%; Р≤0,080%; N≤0,1%; факультативно один или несколько элементов, таких как Cr≤1%; Мо≤0,40%; Ni≤1%; Cu≤5%; Ti≤0,50%; Nb≤0,50%; V≤0,50%; остальное - железо и неизбежные при выплавке примеси, при этом рекристаллизованная доля стали составляет более 75%, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности в стали составляет менее 1,5%, средний размер зерен в стали - менее 6 мкм.
Также объектом изобретения является способ получения холоднокатаного листа из железоуглеродомарганцевой стали, отличающийся тем, что применяют горячекатаный лист, полученный одним из описанных выше способов, ведут, по меньшей мере, один этап холодной прокатки с последующим отжигом, причем на каждом этапе проводят холодную прокатку листа и его отжиг при температуре 600-900°С в течение 10-500 секунд с последующим охлаждением со скоростью более 0,5°С/с, при этом размер аустенитного зерна перед последним этапом холодной прокатки и последующего отжига составляет менее 18 мкм.
Предпочтительно холоднокатаный лист после его конечного отжига подвергать деформированию в холодном состоянии при степени эквивалентного деформирования менее или равной 30%.
Также объектом изобретения является применение описанного выше горяче- или холоднокатаного листа или применение листа, полученного описанным выше способом, для изготовления деталей жесткости, нагружаемых в статических или динамических условиях.
Другие отличительные признаки и преимущества изобретения подробнее поясняются ниже в описании, приводимом в качестве примера со ссылками на следующие приложенные фигуры.
Фиг.1 показывает влияние конечной температуры горячей прокатки и выдержки между окончанием горячей прокатки и началом последующего быстрого охлаждения на рекристаллизованную долю после намотки.
Фиг.2 показывает влияние рекристаллизованной доли на критическое деформирование до разрыва при сгибании.
Фиг.3 показывает влияние температуры намотки на долю выделившихся карбидов на единицу поверхности.
Фиг.4 представляет собой микроснимок, на котором показан пример внутризеренного выделения карбидов.
Фиг.5 показывает влияние доли выделившихся карбидов на единицу поверхности - при постоянном размере зерен - на произведение Р (прочность×удлинение при разрыве).
Фиг.6 показывает влияние среднего размера аустенитных зерен на прочность листов из сталей Fe-C-Mn, в частности горячекатаных листов.
Фиг.7 показывает влияние эквивалентного деформирования на прочность холоднокатаного листа из стали Fe-C-Mn.
Фиг.8 показывает влияние среднего размера аустенитных зерен на прочность листов, в частности холоднокатаных.
Фиг.9 показывает влияние среднего размера аустенитных зерен на удельную энергию разрыва холоднокатаных листов.
Фиг.10 показывает влияние среднего размера аустенитных зерен на энергию разрыва Шарпи холоднокатаных листов.
Фиг.11 показывает влияние среднего размера аустенитных зерен на критическое деформирование до растрескивания при сгибании.
Фиг.12 показывает максимальную глубину штамповки перед разрывом в зависимости от среднего размера аустенитных зерен.
После многочисленных испытаний авторы изобретения определили, что разные приведенные выше требования могут быть удовлетворены при соблюдении следующих условий.
В отношении химического состава стали необходимо отметить, что углерод оказывает очень большое влияние на формирование микроструктуры: он повышает энергию дефекта упаковки и способствует устойчивости аустенитной фазы. В сочетании с марганцем в количестве 17-24 мас.% такую устойчивость получают при содержании углерода выше или равном 0,5%. Однако при содержании углерода свыше 0,7% затруднительно исключить выделение карбидов, которое происходит при некоторых термических циклах промышленного производства, в частности во время охлаждения при намотке, и которое снижает пластичность и вязкость.
Марганец также является элементом, который необходим для повышения прочности, энергии дефекта упаковки и стабилизации аустенитной фазы. Если его содержание составляет менее 17%, то присутствует риск образования мартенситных фаз, которые весьма существенно снижают деформируемость. Однако при содержании марганца более 24% пластичность при комнатной температуре ухудшается. Кроме того, по причинам стоимости нежелательно, чтобы содержание марганца было высоким.
Алюминий является элементом, который особенно эффективен при раскислении стали. Как и углерод, он повышает энергию дефекта упаковки. Однако его избыточное содержание в сталях при высоком содержании марганца приводит к недостаткам. Действительно, поскольку марганец повышает растворимость азота в жидком железе, если количество алюминия в стали слишком большое, то азот, взаимодействуя с алюминием, выделяется в виде нитридов алюминия, препятствующего смещению границ зерен во время горячей обработки, что весьма существенно повышает опасность растрескивания. Содержание алюминия в количестве менее или равно 0,050% позволяет исключить выделение нитридов алюминия (AIN). Также соответственно содержание азота должно быть менее или равно 0,1% в целях предупреждения выделения этих нитридов и образования объемных дефектов (раковин) в процессе затвердевания.
Кремний также является эффективным элементом для раскисления стали и упрочнения твердой фазы. Однако при содержании свыше 3% он способен образовывать в некоторых процессах нежелательные оксиды и, следовательно, его содержание должно составлять менее этой предельной величины.
Сера и фосфор являются примесями, охрупчивающими границы зерен. Их содержание должно быть ниже соответственно 0,030 и 0,080% для поддержания достаточной пластичности в горячем состоянии.
Хром и никель могут применяться факультативно для повышения прочности стали путем затвердевания в твердом растворе. Однако поскольку хром снижает энергию дефекта упаковки, то его содержание должно быть ниже или равно 1%. Никель способствует достижению значительного удлинения при разрыве и повышает, в частности, вязкость. Однако по причинам стоимости желательно ограничивать максимальное содержание никеля, которое должно быть менее или равно 1%. По аналогичным причинам молибден может добавляться в количестве 0,40% или менее.
Также факультативно добавка меди в количестве до 5% или менее является средством повышения твердости стали вследствие выделения металлической меди. Однако при ее содержании свыше указанной величины она является причиной образования дефектов на поверхности горячего листа.
Титан, ниобий и ванадий также являются элементами, которые могут применяться факультативно для обеспечения затвердевания путем выделения карбонитридов. Однако при содержании ниобия, ванадия или титана в количестве свыше 0,50% избыточное выделение карбонитридов может вызвать снижение вязкости, что является недопустимым.
Способ согласно изобретению осуществляется следующим образом. Выплавляют сталь с приведенным выше составом. После этой выплавки может производиться разливка слитков или непрерывное получение слябов толщиной порядка 200 мм. Также можно производить разливку тонких слябов толщиной в несколько десятков миллиметров. Само собой разумеется, что хотя в настоящем описании речь идет о применении изобретения для получения плоских изделий, однако оно может также аналогично применяться и для производства длинносортных изделий из стали Fe-C-Mn.
Такой отлитый полуфабрикат прежде всего нагревают до температуры 1100-1300°С. Это делается для достижения в любой точке температурных областей, благоприятных для повышенного деформирования стали при ее последующей прокатке. Однако температура нагрева не должна превышать 1300°С, иначе она слишком приблизится к температуре солидуса, которая может быть достигнута в зонах возможного выделения марганца и/или углерода и вызвать начало локального прохождения через жидкое состояние, которое отрицательно повлияет на горячую высадку. Естественно при непосредственной разливке тонких слябов горячая прокатка таких видов полуфабриката в диапазоне 1300-1100°С может производиться сразу после разливки без этапа промежуточного нагрева.
Горячая прокатка полуфабриката проводится, например, для получения ленты толщиной 2-3 мм. Низкое содержание алюминия в стали согласно изобретению позволяет исключить избыточное выделение нитридов алюминия, которое ухудшило бы деформируемость в горячем состоянии во время прокатки. В целях исключения любой проблемы из-за растрескивания вследствие недостаточной пластичности конечная температура прокатки должна быть выше или равна 890°С.
Однако известно, что промышленные линии содержат устройства быстрого охлаждения, например распыляемой водой, расположенные между участками конечной горячей прокатки и намотки. Эти устройства ускоряют процесс естественного охлаждения изделий, благодаря чему длина промышленных линий не является чрезмерной.
Авторы изобретения показали, как это видно из фиг.1, что наряду с конечной температурой прокатки необходимо соблюдать минимальную выдержку между окончанием прокатки и началом быстрого охлаждения для обеспечения удовлетворительной рекристаллизации прокатанного изделия после его намотки. При этой выдержке изделие испытывает естественное охлаждение. Таким образом минимальная выдержка в течение 12 секунд при 890°С или 4 секунд при 905°С позволяет достигнуть полной рекристаллизации. Как правило, параметры (температура, минимальная выдержка), располагаясь внутри области, обозначенной на фиг.1 как ABCDEFA, обеспечивают полную рекристаллизацию в условиях удовлетворительной производительности. Минимальная доля рекристаллизации 75% достигается при расположении параметров (температура, минимальная выдержка) внутри области, обозначенной как ABCD′E′F′A. На фиг.2 показано влияние рекристаллизованной доли на критическое деформирование до растрескивания при сгибании. Для повышенной способности к сгибанию, в более широком смысле, для большой деформируемости требуются высокие значения критического деформирования, превышающие 50%. Как показано на фиг.2, это достижимо в том случае, когда доля рекристаллизации после прокатки составляет более 75%.
После прокатки лента должна наматываться при температуре, при которой выделение карбидов (преимущественно цементита (Fe, Mn)3С) не должно оказывать существенного влияния, которое могло бы привести, как это будет показано ниже, к снижению некоторых механических свойств. На фиг.3 показано влияние температуры намотки на долю выделившихся карбидов на единицу поверхности. Выделение карбидов происходит преимущественно по границам аустенитных зерен, как это можно видеть на микроснимке на фиг.4.
На фиг.5 показано влияние такого выделения на произведение Р от умножения величины прочности на величину удлинения при разрыве после горячей прокатки при постоянном размере зерен. Таким образом повышенные значения этого параметра свидетельствуют о сочетании высокой прочности с повышенной пластичностью. Для достижения значения Р свыше 45000 (МПа × %) необходимо соблюдать условие, при котором доля выделившихся карбидов, отнесенная к единице поверхности, должна быть менее 1,5%. Поскольку такое негативное свойство выделения карбидов сказывается как на горячекатаный, так и на холоднокатаный и отожженный лист, то важно соблюдать допустимую максимальную величину выделений в этих обоих случаях.
На основе приведенных на фиг.3 результатов можно заключить, что такое условие является удовлетворительным для горячекатаного изделия в том случае, когда температура намотки составляет менее 580°С.
Кроме того, на фиг.6 показано также влияние среднего размера аустенитных зерен на прочность. Применительно к горячекатаным изделиям можно также отметить, что размер зерен не должен превышать 18 мкм, так как в противном случае прочность будет менее 900 МПа.
Авторы изобретения также установили, что еще более высокие механические свойства достигаются при соблюдении следующих условий в горячекатаном изделии. Одновременное сочетание размера зерен менее 10 мкм, 100%-я доля рекристаллизации и доля выделившихся карбидов на единицу поверхности, равная 0, обеспечивает величину произведения Р (Rm × удлинение при разрыве) свыше 60000. Можно применять горячекатаную, полученную описанным выше способом ленту или проводить последующую холодную прокатку с отжигом. Этот дополнительный этап позволяет получить размер зерен, который меньше размера зерен горячекатаной ленты, и, следовательно, повышенные прочностные свойства. Естественно, что этот этап следует применять при необходимости получения более тонких изделий, толщина которых составляет, как правило, от 0,2 до 4 мм.
Горячекатаное изделие, полученное описанным выше способом, прокатывают в холодном состоянии после предварительной очистки поверхности обычным способом.
После этапа прокатки зерна очень сильно деформируются и поэтому необходимо проводить рекристаллизационный отжиг, так как после него восстанавливается пластичность и одновременно снижается прочность. Следовательно, термообработку в виде отжига необходимо проводить таким образом, чтобы можно было получить сочетание свойств «прочность - удлинение при разрыве», удовлетворяющее назначению. Предпочтительно проводить отжиг непрерывно.
Этот отжиг проводится при температуре от 600 до 900°С в течение 10-500 секунд, скорость охлаждения в конце выдержки должна быть достаточно высокой, свыше 0,5°С/с, для предупреждения выделения карбидов. При среднем размере начальных зерен менее или равном 18 мкм в горячекатаном изделии указанные параметры позволяют получить средний размер зерен от 0,5 до 15 мкм в холоднокатаных листах.
Согласно особому способу осуществления изобретения толщину заготовки можно уменьшать не за один этап холодной прокатки, а за два и более, при этом после каждого этапа прокатки проводится отжиг. Размер зерен перед последним этапом прокатки и отжига не должен превышать 18 мкм для того, чтобы не ухудшились прочность и деформируемость конечного изделия.
По тем же причинам, что приведены для горячекатаных листов, холоднокатаные листы должны иметь долю рекристаллизации, превышающую 75%, для достижения удовлетворительной деформируемости при холодной высадке.
Так же как и в горячекатаных листах, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности должна составлять менее 1,5% с тем, чтобы произведение Р (Rm × удлинение при разрыве) превысило 45000 (МПа × %).
Стальные листы, полученные после горячей или холодной прокатки, способом согласно изобретению, характеризуются превосходной пластичностью. Принимая во внимание большой запас пластичности, можно попытаться получить более высокие значения прочности за счет незначительного снижения пластичности. Для этого горячекатаный лист после его намотки или холоднокатаный лист после отжига, проведенных описанным выше способом, подвергают дополнительному деформированию в холодном состоянии после конечного отжига, например, дрессировкой, правкой растяжением при знакопеременном изгибе, простой вытяжкой или любым другим подходящим способом. На фиг.7 показано влияние эквивалентного деформирования на прочность. В широком диапазоне влияние деформирования носит относительно линейный характер, в среднем 1% деформирования позволяет увеличить прочность на 10 МПа. Однако в случае превышения 30% дополнительного деформирования начальная пластичность изделия резко снижается, поэтому эта пороговая величина не должна превышаться. Как показано на фиг.8, средний размер зерен в холоднокатаном листе, составляющий менее 6 мкм, позволяет достигнуть прочности свыше 950 МПа.
Приводимые ниже в качестве примера результаты свидетельствуют об оптимальных свойствах, обеспечиваемых изобретением, в частности, деформируемости без дефекта или при его наличии при статической или динамической нагрузке.
Пример 1
Была выплавлена сталь следующего состава (содержание указано в мас.%): С=0,6%; Mn=22%; Si=0,2%. Полуфабрикат нагрели до 1185°С, прокатали в горячем состоянии до температуры 965°С и получили толщину 3,6 мм. Перед охлаждением выдержали в течение 3,5 с. Намотку производили при температуре менее 450°С. Условия изготовления, обозначенные как "I" в приводимой ниже таблице 1, соответствуют изобретению. Средний размер полученных при этом зерен составил 9,5 мкм, рекристаллизованная структура - 100%, доля карбидов - 0%. Статические механические свойства, полученные для горячекатаного листа, оказались особенно высокими: прочность - 1012 МПа, удлинение при разрыве - 65,4%, произведение Р - 66184.
На основе этого же состава была осуществлена термомеханическая схема получения, которая не соответствовала условиям изобретения и которая характеризовалась получением доли выделившихся карбидов на единицу поверхности в количестве более 1,5% (условие, обозначенное как "R3").
Провели сравнение стали согласно изобретению с контрольной горячекатаной сталью, обозначенной как "R4" и имевшей сопоставимую прочность; ею была TRIP сталь (ПНП - сталь, пластичность, наведенная превращением) со сложной структурой (феррит, бейнит, аустенит, мартенсит). Эта сталь имела следующий состав (мас.%): С=0,20; Mn=1,7; Si=1,6; S=0,003; Р=0,080; Al=0,050; Cu, Cr, Ni, Mo, N=0,001.
Испытания на динамический разрыв проводились на образцах типа Шарпи V с уменьшенной толщиной (е=3 мм) при температурах +20°С и - 60°С. Результаты приведены в таблице 1.
Таблица 1
Результаты испытаний образцов Шарпи V, проведенных на горячекатаных листах
  Обозначение Энергия разрыва образцов Шарпи V при 20°С, Дж. Энергия разрыва образцов Шарпи V при -60°С, Дж.
Сталь согласно изобретению I 44 36
Контрольные стали R3 33 29
R4 25 9
Вязкость стали согласно изобретению существенно превосходит вязкость контрольных сталей. Это превосходство проявляется при комнатной температуре, а также в жестких условиях нагрузки при низкой температуре. Таким образом благодаря этой стали полностью решается проблема, связанная с получением стали с очень хорошей вязкостью в динамических условиях.
Пример 2
Были выплавлены стали, состав которых приведен ниже в таблице 2 (состав выражен в мас.%). Кроме сталей I 1 и I 2 для сравнения приведен состав контрольных, а именно двухфазных сталей (R1) или TRIP сталей (R2), прочность (1000 МПа) которых лежит в сопоставимом диапазоне.
Полуфабрикат из сталей I 1 и I 2 нагрели до 1200°С, прокатали в горячем состоянии до температуры 920°С до толщины 3 мм, затем после выдержки в течение 10 секунд перед охлаждением смотали при температуре 450°С. Полученный в этих условиях средний размер зерен составил 10 мкм. Структура полностью рекристаллизовалась без выделения карбидов.
Таблица 2
Состав сталей
Сталь С Mn Si S Р Al Cu Cr Ni Мо N
11 0,61 21,5 0,49 0,001 0,016 0,003 0,02 0,053 0,044 0,009 0,01
12 0,68 22,8 0,17 0.001 0,004 0,005 0,005 0,005 0,005 0,01 0,003
R1 0,19 1,9 0,33 0,003 0,03 0,025 0,019 0,02   0,09  
R2 0,20 1,7 1,6 0,003 0,080 0,050 0,001 0,001 0,001 0,001 0,001
Затем сталь I 1 прокатали в холодном состоянии и отожгли в условиях, обеспечивших разные размеры аустенитных зерен от 3 до 100 мкм. В таблице 3 приведены условия отжига и рекристаллизации (условия а) - d)), в таблице 4 представлены механические свойства при растяжении: прочность, удлинение при разрыве и произведение Р (от умножения прочности на удлинение при разрыве), полученное в этих условиях.
В условиях изготовления b) размер зерен перед холодной прокаткой и отжигом при 800°С составил 100 мкм.
Следует указать, что при 66% степени обжатия при холодной прокатке и последующем отжиге при 650°С в течение 1 с происходит только частичная рекристаллизация в объеме 45%. Размер зерен рекристаллизованной доли очень разбросан и колеблется в пределах 1-10 микрон.
Сталь I 2 также прокатали в холодном состоянии с обжатием 55% и отожгли при 700°С в течение 120 секунд, затем охладили на воздухе при скорости свыше 0,5°С/с (условие е), таблица 3). При этом получили средний размер зерен 1,5 мкм и долю выделившихся карбидов на единицу поверхности 1%.
В условиях е) последующая термообработка с выдержкой при 850°С в течение 60 секунд и последующее охлаждение в воде (условия f), таблица 3) позволили уменьшить упомянутую долю выделившихся карбидов без чрезмерного роста зерен.
Таблица 3
Условия проведения холодной прокатки и отжига
Сталь Условия Средний размер зерен. Микроструктура Степень обжатия при холодной прокатке, % Температура отжига, °С Продолжительность отжига, сек.
I 1 а)* 3 мкм 60 700 120
b) 15 мкм 16 800 240
с) 100 мкм 50 1200 180
d) Рекристаллизация: 45% 66 650 1
I 2 е)* 1,5 мкм, при наличии карбидов 55 700 120 сек. + медленное охлаждение
f)* 4 мкм 55+5 700 + 850 120 сек. + медленное охлаждение + 60 с + охлаждение в воде
*: согласно изобретению
Таблица 4
Механические свойств при растяжении
Сталь Условия Средний размер зерен. Микроструктура Прочность, МПа Удлинение при разрыве, % Произведение P=Rm × A, МПа × %
I 1 а)* 3 мкм 1130 55 62150
b) 15 мкм 950 30 28500
с) 100 мкм 850 40 34000
d) Рекристаллизация: 45% 1200 25 30000
I 2 е)* 1,5 мкм, при наличии 1% карбидов 1100 50 55000
f)* 4 мкм 1070 50 53500
*: согласно изобретению
Условия а) для получения стали соответствовали условиям согласно изобретению и характеризовались повышенными значениями прочности и параметра Р. В условиях b) размер зерен, равный 100 мкм, перед холодной прокаткой превысил размер зерен 18 мкм, упомянутый выше, а конечный размер зерен (15 мкм) превысил размер зерен 6 мкм, также упомянутый выше. В условиях с) размер зерен 100 мкм холоднокатаного листа также оказался чрезмерным. Следовательно, условия b) и с) приводят к неудовлетворительным значениям параметра Р или прочности.
Условия d) соответствовали положению, при которой рекристаллизация протекала недостаточно (рекристаллизованная доля составляет 45% против ранее упомянутой - 75%), что выразилось в низком значении параметра Р.
В случае со сталью I 2 условия изготовления е) характеризовались размером зерен 1,5 мкм и количеством выделившихся карбидов менее 1,5%. Аналогично стали f) малый размер зерен обеспечил повышенные значения прочности и параметра Р.
Кроме того, были проведены испытания на прочность на разрыв на типовых образцах СТ (Compact Tension Test) размером 36×55 мм2 с начальным надрезом глубиной 8 мм. Испытания проводились при комнатной температуре с регистрацией усилия и смещения. Энергия прочности на разрыв разных видов стали, оцениваемая на основе площадки под кривой диаграммы (сила - смещение), была соотнесена с поверхностью разрыва для определения удельной энергии разрыва. На фиг.9 можно видеть, что рекристаллизованные стали с малым размером зерен и без выделившихся карбидов характеризуются наибольшей прочностью на разрыв. При аналогичном размере зерен выделение 1% карбидов снижает вязкость приблизительно на одну треть. Очень низкая прочность на разрыв наблюдалась также и в том случае, когда средний размер зерен возрос до 100 мкм или когда имела место совершенно недостаточная рекристаллизация.
На фиг.9 можно также видеть, что изготовленные согласно изобретению листы обладают большей вязкостью, чем контрольные стали R1 или R2, так как при эквивалентной прочности прочность на разрыв превысила от двух до трех раз прочность этих сталей.
Испытания на динамический разрыв проводились на образцах типа Шарпи V с меньшей толщиной (е=1-1,3 мм) в диапазоне температур 20-100°С. При низких температурах не было отмечено снижения энергии разрыва. Для разных условий холодной прокатки и отжига стали I 1 изменение энергии разрыва в зависимости от размера зерен представлено на фиг.10. Аналогично результату, полученному при статическом разрыве, слишком большой размер зерен или недостаточная степень рекристаллизации снижают энергию разрыва. Для сравнения также фиксировали значения энергии разрыва указанной выше стали R2 при 20 или -20°С, при этом было отмечено, что стали с мелкими зернами согласно изобретению позволяют получать значения вязкости в динамических условиях, превосходящие те же значения контрольной стали. Кроме того, как уже отмечалось выше, стали согласно изобретению почти нечувствительны к колебаниям температуры в противоположность контрольным сталям, характеризующимся температурой перехода из вязкого состояние в хрупкое. Таким образом, даже в случае очень сильных ударов (рабочая температура очень низкая, скорость деформации высокая) использование сталей согласно изобретению позволяет обезопасить себя от опасности сильного разрушения.
Помимо прочности на разрушение при наличии надреза стали согласно изобретению обладают выраженной способностью к обработке с приданием формы при изготовлении деталей большей или меньшей степени сложности. На фиг.11 показана способность к сгибанию стали I 1, полученной в разных условиях изготовления, приведенных в таблице 3, т.е. при среднем размере зерен в диапазоне 3-100 мкм. Как отмечалось выше, кроме преимущества, заключающегося в достижении прочности свыше 950 мкм, средний размер зерен менее 6 мкм, позволяет также получать превосходную деформируемость при сгибании. Недостаточная же рекристаллизация приводит к снижению результатов.
На фиг.12 также показано преимущество холоднокатаных и отожженных сталей согласно изобретению при сложных видах деформирования, таких как деформирование при испытаниях штамповкой с применением инструмента крестовой формы, которым материал нагружается при его расширении и вытяжке. Испытания проводили на листовой заготовке размером 300×300 мм2 с использованием инструмента высотой 60 мм. На фиг.12, на которой изображена максимальная глубина штамповки до разрыва, показано, что стали с малым размером зерен согласно изобретению имеют свойства, значительно превосходящие свойства контрольных сталей R1 и R2.
Таким образом, при одинаковой прочности стали согласно изобретению обладают деформируемостью, существенно превышающей деформируемость обычных двухфазных сталей или TRIP сталей, и большей вязкостью. При одинаковой степени деформирования их прочность значительно выше. При своем использовании в автомобильной промышленности они будут весьма существенно способствовать снижению веса автомобилей, повышая при этом безопасность при столкновениях. Следовательно, горяче- или холоднокатаные листы из сталей согласно изобретению найдут успешное применение в производстве деталей жесткости, для которых требуются очень высокие механические свойства в условиях статической или динамической нагрузки.

Claims (10)

1. Горячекатаный лист из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали, прочность которого составляет более 900 МПа, произведение прочности (МПа) на удлинение при разрыве (%) превышает 45000, а сталь содержит, мас.%:
0,5≤С≤0,7   17≤Mn≤24   Si≤3   Al≤0,050   S≤0,030   Р≤0,080   N≤0,1  
и факультативно один или несколько элементов
Cr≤1   Мо≤0,40   Ni≤1   Cu≤5   Ti≤0,50   Nb≤0,50   V≤0,50   железо и неизбежные примеси остальное,
при этом рекристаллизованная доля стали превышает 75%, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности составляет менее 1,5%, средний размер зерен - менее 18 мкм.
2. Горячекатаный лист из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали, прочность которого составляет более 900 МПа, произведение прочности (МПа) на удлинение при разрыве (%) превышает 60000, а сталь содержит, мас.%:
0,5≤С≤0,7   17<Mn≤24   Si≤3   Al≤0,050   S≤0,030   Р≤0,080   N≤0,1  
и факультативно один или несколько элементов
Cr≤1   Мо≤0,40   Ni≤1   Cu≤5   Ti≤0,50   Nb≤0,50   V≤0,50   железо и неизбежные примеси остальное,
при этом рекристаллизованная доля стали составляет 100%, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности - 0%, средний размер зерен - менее 10 мкм.
3. Способ получения горячекатаного листа из железоуглеродомарганцевой стали, включающий выплавку стали следующего химического состава (мас.%):
0,5≤С≤0,7   17≤Mn≤24   Si≤3   Al≤0,050   S≤0,030   P≤0,080   N≤0,1  
и факультативно один или несколько элементов
Cr≤1   Мо≤0,40   Ni≤1   Cu≤5   Ti≤0,50   Nb≤0,50   V≤0,50   железо и неизбежные примеси остальное,
отливку полуфабриката, нагрев полуфабриката до 1100-1300°С, прокатку до конечной температуры, превышающей или равной 890°С, выдержку в течение некоторого времени после окончания прокатки до последующего быстрого охлаждения с таким расчетом, чтобы температура, определяемая этим временем и конечной температурой прокатки, располагалась внутри участка, определяемого кривой ABCD′Е′F′А, предпочтительно кривой ABCDEFA, на фиг.1, смотку листа при температуре ниже 580°С.
4. Способ по п.3, отличающийся тем, что отливку полуфабриката производят в виде тонких лент в кристаллизаторе со стальными валками.
5. Способ по любому из п.3 или 4, отличающийся тем, что горячекатаный лист после его намотки подвергают деформированию в холодном состоянии при степени деформирования менее или равной 30%.
6. Холоднокатаный лист из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали, прочность которого составляет более 950 МПа, произведение прочности (МПа) на удлинение при разрыве (%) превышает 45000, а сталь содержит, мас.%:
0,5≤С≤0,7   17≤Mn≤24   Si≤3   Al≤0,050   S≤0,030   P≤0,080   N≤0,1  
и факультативно один или несколько элементов
Cr≤1   Мо≤0,40   Ni≤1   Cu≤5   Ti≤0,50   Nb≤0,50   V≤0,50   железо и неизбежные примеси остальное,
при этом рекристаллизованная доля стали составляет более 75%, доля выделившихся карбидов на единицу поверхности - 1,5%, средний размер зерен - менее 6 мкм.
7. Способ получения холоднокатаного листа из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали, включающий холодную прокатку горячекатаного листа, полученного способом по п.3 или 4, по меньшей мере, за один этап с последующим отжигом, причем каждый этап состоит из холодной прокатки листа, отжига при 600-900°С в течение 10-500 с с последующим охлаждением со скоростью свыше 0,5°С/с, при этом размер аустенитного зерна перед последним этапом холодной прокатки и последующего отжига составляет менее 18 мкм.
8. Способ по п.7, отличающийся тем, что после конечного отжига проводят деформирование в холодном состоянии при степени деформирования менее или равной 30%.
9. Применение листа по любому из пп.1, 2, 6 для изготовления элементов жесткости, нагружаемых в статических или динамических условиях.
10. Применение листа, полученного способом по любому из пп.3-5, 7, 8 для изготовления элементов жесткости, нагружаемых в статических или динамических условиях.
RU2006105382/02A 2003-07-22 2004-07-08 Способ получения листов из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали с высокой прочностью, превосходной вязкостью и способностью к холодной высадке, полученные этим способом листы RU2318882C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
FR0308953A FR2857980B1 (fr) 2003-07-22 2003-07-22 Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
FR03/08953 2003-07-22

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2006105382A RU2006105382A (ru) 2006-06-27
RU2318882C2 true RU2318882C2 (ru) 2008-03-10

Family

ID=33560999

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2006105382/02A RU2318882C2 (ru) 2003-07-22 2004-07-08 Способ получения листов из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали с высокой прочностью, превосходной вязкостью и способностью к холодной высадке, полученные этим способом листы

Country Status (17)

Country Link
US (3) US8926772B2 (ru)
EP (1) EP1649069B1 (ru)
JP (2) JP4829787B2 (ru)
KR (1) KR101127532B1 (ru)
CN (1) CN100381589C (ru)
AR (1) AR046511A1 (ru)
BR (1) BRPI0412867B1 (ru)
CA (1) CA2533023C (ru)
ES (1) ES2626594T3 (ru)
FR (1) FR2857980B1 (ru)
HU (1) HUE035199T2 (ru)
MX (1) MXPA06000877A (ru)
PL (1) PL1649069T3 (ru)
RU (1) RU2318882C2 (ru)
TW (1) TW200512304A (ru)
WO (1) WO2005019483A1 (ru)
ZA (1) ZA200600619B (ru)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2554264C2 (ru) * 2010-10-21 2015-06-27 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло, С.Л. Горяче-или холоднокатаный стальной лист, способ его изготовления и его применение в автомобильной промышленности
RU2631069C1 (ru) * 2016-10-27 2017-09-18 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ получения листов из высокомарганцевой стали
RU2683994C1 (ru) * 2015-03-18 2019-04-03 Кабусики Кайся Кобе Сейко Се (Кобе Стил, Лтд.) Стальной лист для горячего прессования и способ его производства
RU2704983C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-01 Арселормиттал Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
RU2705826C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-12 Арселормиттал Способ изготовления листовой твип-стали, включающей аустенитную матрицу
RU2707775C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-29 Арселормиттал Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств

Families Citing this family (52)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
JP2008519160A (ja) * 2004-11-03 2008-06-05 ティッセンクルップ スチール アクチェンゲゼルシャフト Ｔｗｉｐ特性をもつ高強度の鋼ストリップ又はシートの製造方法、コンポーネント及び高強度鋼ストリップ又はシートの製造方法
FR2881144B1 (fr) * 2005-01-21 2007-04-06 Usinor Sa Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese a haute resistance a la fissuration differee, et toles ainsi produites
KR100742823B1 (ko) * 2005-12-26 2007-07-25 주식회사 포스코 표면품질 및 도금성이 우수한 고망간 강판 및 이를 이용한도금강판 및 그 제조방법
SE531379C2 (sv) * 2006-06-08 2009-03-17 Nord Lock Ab Metod för att härda och belägga stålbrickor för låsning samt stållåsbricka
EP1878811A1 (en) 2006-07-11 2008-01-16 ARCELOR France Process for manufacturing iron-carbon-manganese austenitic steel sheet with excellent resistance to delayed cracking, and sheet thus produced
KR100856314B1 (ko) 2006-12-26 2008-09-03 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고망간 고강도 강판
KR100851158B1 (ko) * 2006-12-27 2008-08-08 주식회사 포스코 충돌특성이 우수한 고망간형 고강도 강판 및 그 제조방법
JP5338257B2 (ja) * 2008-10-30 2013-11-13 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高降伏比超高張力鋼板およびその製造方法
DE102008056844A1 (de) * 2008-11-12 2010-06-02 Voestalpine Stahl Gmbh Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben
CN102439188A (zh) * 2009-04-28 2012-05-02 现代制铁株式会社 具有高强度和高延展性的高锰氮钢板及其制造方法
JP5003785B2 (ja) 2010-03-30 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
CN102330019A (zh) * 2011-10-28 2012-01-25 上海大学 含钒低碳高强度高塑性的孪晶诱发塑性钢的制备方法
KR101353649B1 (ko) * 2011-12-23 2014-01-20 주식회사 포스코 내부식성이 우수한 스프링용 선재 및 강선, 스프링용 강선 및 스프링의 제조방법
CN104011248B (zh) * 2011-12-23 2016-08-17 Posco公司 具有高强度的用于重型电力机械的非磁性高锰钢板及其制造方法
KR101461736B1 (ko) 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 피삭성 및 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그의 제조방법
CN104220617B (zh) * 2011-12-27 2016-10-26 Posco公司 具有优异的机械加工性并且在焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢，及其制造方法
JP5879448B2 (ja) 2011-12-28 2016-03-08 ポスコ 溶接熱影響部の靱性に優れた耐磨耗オーステナイト系鋼材及びその製造方法
EP2804962B1 (en) 2012-01-20 2021-06-09 Solu Stainless Oy Method for manufacturing an austenitic stainless steel product
CN104884661B (zh) * 2012-12-26 2017-05-31 Posco公司 焊接热影响区韧性优异的高强度奥氏体类钢材及其制备方法
EP3255170B1 (en) 2013-08-14 2021-03-31 Posco Ultrahigh-strength steel sheet and manufacturing method therefor
KR101543916B1 (ko) * 2013-12-25 2015-08-11 주식회사 포스코 표면 가공 품질이 우수한 저온용강 및 그 제조 방법
DE102014009534A1 (de) * 2014-06-25 2015-12-31 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahlprodukt zum Schutz elektrischer Bauteile vor mechanischer Beschädigung
MX2017004258A (es) 2014-10-01 2017-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Material de acero de alta resistencia para pozos de petróleo y productos tubulares para la industria del petróleo.
EP3095889A1 (en) * 2015-05-22 2016-11-23 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component made of austenitic steel
CN104862586A (zh) * 2015-06-24 2015-08-26 上海大学 一种超高强度中碳含镍高锰孪晶诱发塑性钢及制备方法
EP3117922B1 (en) 2015-07-16 2018-03-21 Outokumpu Oyj Method for manufacturing a component of austenitic twip or trip/twip steel
KR101726081B1 (ko) * 2015-12-04 2017-04-12 주식회사 포스코 저온 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
KR101714922B1 (ko) * 2015-12-18 2017-03-10 주식회사 포스코 인성 및 내부품질이 우수한 내마모 강재 및 그 제조방법
KR101747034B1 (ko) * 2016-04-28 2017-06-14 주식회사 포스코 항복비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 이의 제조방법
WO2017203314A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Twip steel sheet having an austenitic matrix
WO2017203310A1 (en) 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for producing a twip steel sheet having an austenitic microstructure
WO2017203313A1 (en) * 2016-05-24 2017-11-30 Arcelormittal Method for the manufacture of a recovered steel sheet having an austenitic matrix
KR101940874B1 (ko) * 2016-12-22 2019-01-21 주식회사 포스코 저온인성 및 항복강도가 우수한 고 망간 강 및 제조 방법
KR101920973B1 (ko) * 2016-12-23 2018-11-21 주식회사 포스코 표면 특성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
KR101917473B1 (ko) 2016-12-23 2018-11-09 주식회사 포스코 내마모성과 인성이 우수한 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
KR102331032B1 (ko) * 2017-04-26 2021-11-24 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고Mn강 및 그의 제조 방법
CN108796383A (zh) * 2017-04-27 2018-11-13 宝山钢铁股份有限公司 一种含钛高强度高韧性无磁钢及其制造方法
JP6477988B1 (ja) * 2017-04-28 2019-03-06 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018220412A1 (fr) * 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
JP6856129B2 (ja) * 2017-09-01 2021-04-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼の製造方法
KR102405388B1 (ko) * 2017-12-07 2022-06-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고 Mn 강 및 그 제조 방법
KR102020381B1 (ko) * 2017-12-22 2019-09-10 주식회사 포스코 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법
KR102020386B1 (ko) * 2017-12-24 2019-09-10 주식회사 포스코 고 강도 오스테나이트계 고 망간 강재 및 그 제조방법
JP6969451B2 (ja) 2018-03-08 2021-11-24 株式会社オートネットワーク技術研究所 車載制御装置、制御プログラム及び機器制御方法
KR20200046831A (ko) * 2018-10-25 2020-05-07 주식회사 포스코 표면품질 및 응력부식균열 저항성이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고 망간 강재 및 그 제조방법
KR102255827B1 (ko) * 2018-10-25 2021-05-26 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085851A1 (ko) * 2018-10-25 2020-04-30 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 극저온용 오스테나이트계 고망간 강재 및 그 제조방법
WO2020085855A1 (ko) * 2018-10-25 2020-04-30 주식회사 포스코 산소 절단성이 우수한 고망간 강재 및 그 제조방법
KR102245226B1 (ko) * 2018-10-25 2021-04-28 주식회사 포스코 산소 절단성이 우수한 고망간 강재 및 그 제조방법
US20220354607A1 (en) 2021-05-10 2022-11-10 Cilag Gmbh International Packaging assemblies for surgical staple cartridges containing bioabsorbable staples
CN118434900A (zh) * 2021-12-21 2024-08-02 浦项股份有限公司 在热影响区中具有优异的极低温韧性的奥氏体钢及其制造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US338A (en) * 1837-07-31 Machine for crimping leather for boots
FR775E (fr) * 1902-04-21 1903-03-30 Vallas Antoine Arret-de-bouts automatique instantané, bloc-envideur, pour doublage des fils de soie et autres applications
SE426661B (sv) * 1978-12-01 1983-02-07 Asea Ab Anordning for omroring vid kontinuerlig gjutning
JPS56119722A (en) * 1980-02-27 1981-09-19 Sumitomo Metal Ind Ltd Manufacture of nonmagnetic steel sheet
JPS58126956A (ja) 1982-01-22 1983-07-28 Nippon Steel Corp プレス加工性の優れた高強度薄鋼板
JPH04259325A (ja) * 1991-02-13 1992-09-14 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
ES2121985T3 (es) * 1991-12-30 1998-12-16 Po Hang Iron & Steel Chapa de acero austenitico rico en manganeso con conformabilidad, resistencia y soldabilidad superiores, y procedimiento para su fabricacion.
FR2795741B1 (fr) 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
FR2795742B1 (fr) 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a moyen carbone calme a l'aluminium pour emballage
FR2795744B1 (fr) 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a basse teneur en aluminium pour emballage
FR2795740B1 (fr) 1999-07-01 2001-08-03 Lorraine Laminage Tole d'acier a bas carbone calme a l'aluminium pour emballage
FR2796083B1 (fr) * 1999-07-07 2001-08-31 Usinor Procede de fabrication de bandes en alliage fer-carbone-manganese, et bandes ainsi produites
JP2003033803A (ja) * 2001-04-17 2003-02-04 Nisshin Steel Co Ltd 準安定オーステナイト系ステンレス鋼製無段変速機用ベルトの製造方法
DE10128544C2 (de) * 2001-06-13 2003-06-05 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs
FR2829775B1 (fr) * 2001-09-20 2003-12-26 Usinor Procede de fabrication de tubes roules et soudes comportant une etape finale d'etirage ou d'hydroformage et tube soude ainsi obtenu
FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2554264C2 (ru) * 2010-10-21 2015-06-27 Арселормитталь Инвестигасьон И Десарролло, С.Л. Горяче-или холоднокатаный стальной лист, способ его изготовления и его применение в автомобильной промышленности
US11131011B2 (en) 2010-10-21 2021-09-28 Arcelormittal Hot-rolled or cold-rolled steel plate
RU2683994C1 (ru) * 2015-03-18 2019-04-03 Кабусики Кайся Кобе Сейко Се (Кобе Стил, Лтд.) Стальной лист для горячего прессования и способ его производства
RU2704983C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-01 Арселормиттал Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
RU2705826C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-12 Арселормиттал Способ изготовления листовой твип-стали, включающей аустенитную матрицу
RU2707775C1 (ru) * 2016-05-24 2019-11-29 Арселормиттал Холоднокатаная и отожженная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств
RU2631069C1 (ru) * 2016-10-27 2017-09-18 Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Белгородский государственный национальный исследовательский университет" (НИУ "БелГУ") Способ получения листов из высокомарганцевой стали

Also Published As

Publication number Publication date
EP1649069A1 (fr) 2006-04-26
MXPA06000877A (es) 2006-04-19
BRPI0412867A (pt) 2006-10-03
FR2857980A1 (fr) 2005-01-28
HUE035199T2 (en) 2018-05-02
CN1846002A (zh) 2006-10-11
US20150078954A1 (en) 2015-03-19
TW200512304A (en) 2005-04-01
EP1649069B1 (fr) 2017-04-19
ES2626594T3 (es) 2017-07-25
JP2011246817A (ja) 2011-12-08
KR20060040718A (ko) 2006-05-10
BRPI0412867B1 (pt) 2016-04-19
CA2533023A1 (fr) 2005-03-03
AR046511A1 (es) 2005-12-14
FR2857980B1 (fr) 2006-01-13
ZA200600619B (en) 2006-11-29
KR101127532B1 (ko) 2012-04-18
JP2006528278A (ja) 2006-12-14
US20060278309A1 (en) 2006-12-14
PL1649069T3 (pl) 2017-08-31
RU2006105382A (ru) 2006-06-27
CA2533023C (fr) 2011-08-30
US9873931B2 (en) 2018-01-23
JP4829787B2 (ja) 2011-12-07
WO2005019483A1 (fr) 2005-03-03
CN100381589C (zh) 2008-04-16
US8926772B2 (en) 2015-01-06
US20150078955A1 (en) 2015-03-19
JP5814002B2 (ja) 2015-11-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2318882C2 (ru) Способ получения листов из аустенитной железоуглеродомарганцевой стали с высокой прочностью, превосходной вязкостью и способностью к холодной высадке, полученные этим способом листы
US7794552B2 (en) Method of producing austenitic iron/carbon/manganese steel sheets having very high strength and elongation characteristics and excellent homogeneity
KR101387040B1 (ko) 증가된 인 함유량을 가지는 망간강 박판 및 이의 생산 공정
US7799148B2 (en) Method for producing austenitic iron-carbon-manganese metal sheets, and sheets produced thereby
KR101544298B1 (ko) 열간 압연 강판 및 연관된 제조 방법
JP5283504B2 (ja) 優れた延性を有する高強度鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板
RU2675191C2 (ru) Высокопрочный плоский стальной прокат с бейнитно-мартенситной микроструктурой и способ изготовления такого плоского стального проката
KR20160023930A (ko) 핫 스탬프 성형품, 핫 스탬프 성형품의 제조 방법, 에너지 흡수 부재 및 에너지 흡수 부재의 제조 방법
US12060629B2 (en) Method of production of a cold rolled and heat treated steel sheet and use of such steel to produce vehicle parts
KR20120083847A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2020517822A (ja) 軽量構造部品の製造のための高成形性鋼板及び製造方法
JP2000239791A (ja) 耐衝撃性に優れた超微細粒熱延鋼板
JPH1161326A (ja) 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
JPH1161327A (ja) 耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
WO2014152767A1 (en) Low carbon-high manganese steel and manufacturing process thereof
JP5070864B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
EP3730652B1 (en) Ultrahigh strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
JP3172420B2 (ja) 耐衝撃性に優れる極薄熱延鋼板およびその製造方法
KR101301351B1 (ko) 강도와 연성이 우수한 오스테나이트계 스테인리스강의제조방법
CN111511949A (zh) 膨胀性优异的热轧钢板及其制造方法
JP3577987B2 (ja) プレス成形用熱延鋼板およびその製造方法
JP2001040451A (ja) プレス成形用熱延鋼板
EP3604588A1 (en) Ferritic stainless steel
CN111511935A (zh) 耐久性优异的热轧钢板及其制造方法
KR20190077193A (ko) 고 항복비형 고 강도 강판 및 그 제조방법