Настоящее изобретение относится к подвергнутой холодной прокатке и возврату листовой ТВИП-стали, включающей аустенитную матрицу, и способу изготовления данной подвергнутой холодной прокатке и возврату ТВИП-стали. Изобретение является в особенности хорошо подходящим для использования при изготовлении автомобильных транспортных средств.
Как это известно, с учетом экономии массы транспортных средств для изготовления автомобильного транспортного средства используют высокопрочные стали. Например, для изготовления конструкционных деталей механические свойства таких сталей должны быть улучшены. Однако, даже в случае улучшения прочности стали относительное удлинение и поэтому деформируемость высокопрочных сталей ухудшались. В целях преодоления данных проблем появились стали, характеризующиеся пластичностью, индуцированной двойникованием, (ТВИП-стали), демонстрирующие хорошую деформируемость. Даже в случае демонстрации данными продуктами очень хорошей деформируемости механические свойства, такие как предел прочности при растяжении (UTS) и напряжение при пределе текучести (YS), не могут быть достаточно высокими для удовлетворения потребностям в автомобильной области применения.
В патентной заявке US2006278309 раскрывается горячекатаная листовая аустенитная железо/углерод/марганцовистая сталь, прочность которой составляет более, чем 900 МПа, у которой произведение (прочность (в МПа) * относительное удлинение при разрыве (в %)) составляет более, чем 45000, и химический состав которой включает нижеследующее, при этом уровни содержания выражают при расчете на массу: 0,5% ≤ С ≤ 0,7%, 17% ≤ Mn ≤ 24%, Si ≤ 3%, Al ≤ 0,050%, S ≤ 0,030%, P ≤ 0,080%, N ≤ 0,1% и необязательно один или несколько элементов, таких что: Cr ≤ 1%, Mo ≤ 0,40%, Ni ≤ 1%, Cu ≤ 5%, Ti ≤ 0,50%, Nb ≤ 0,50% и V ≤ 0,50%, причем состав, кроме того, включает железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате плавления, при этом рекристаллизованная фракция стали составляет более, чем 75%, причем поверхностная фракция выделений карбидов в стали составляет менее, чем 1,5%, и при этом средний размер зерен стали составляет менее, чем 18 мкм.
Однако, прочность данной листовой аустенитной стали является в реальности низкой. В примерах прочность в диапазоне изобретения составляет 1130 МПа.
Таким образом, цель изобретения заключается в устранении вышеупомянутых недостатков в результате предложения ТВИП-стали, характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением. Изобретение имеет намерение предоставить в распоряжение также легкий в осуществлении способ, имеющий своей целью получение данной ТВИП-стали.
Достижения данной цели добиваются в результате предложения листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 1 формулы изобретения. Листовая сталь также может включать характеристики из пунктов от 2 до 12 формулы изобретения.
Еще одна цель заключается в предложении способа производства листовой ТВИП-стали, соответствующего пункту 13 формулы изобретения. Способ также может включать характеристики из пунктов от 14 до 16 формулы изобретения.
Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.
Должны быть определены следующие далее термины:
- все уровни процентного содержания «%» в составе стали определяют при расчете на массу,
- UTS: предел прочности при растяжении (МПа), и
- ТЕ: совокупное относительное удлинение (%).
Изобретение относится к подвергнутой холодной прокатке и возврату листовой ТВИП-стали, включающей аустенитную матрицу и содержащей при расчете на массу:
0,71 < C < 1,20%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,10%,
0,1 ≤ Si ≤ 3,0%,
0,1 ≤ V ≤ 2,50%
и исключительно в необязательном порядке один или несколько элементов, таких как
Cu ≤ 5,0%,
Al ≤ 4,0%,
Nb ≤ 0,50%,
B ≤ 0,0050%,
Cr ≤ 1,0%,
Mo ≤ 0,40%,
Ni ≤ 1,0%,
Ti ≤ 0,50%,
0,06 ≤ Sn ≤ 0,2%,
при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате разработки.
Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, листовая сталь ТВИП-сталь, соответствующая изобретению, делает возможным улучшение механических свойств благодаря данному конкретному составу. Действительно, как это представляется, вышеупомянутый состав, содержащий большое количество С, делает возможным, помимо всего прочего, улучшение предела прочности при растяжении.
Что касается химического состава стали, то С играет важную роль при получении микроструктуры и механических свойств. Он увеличивает энергию дефекта упаковки и промотирует стабильность аустенитной фазы. При объединении с уровнем содержания Mn в диапазоне от 13,0 до 25,0% (масс.). В случае присутствия карбидов ванадия высокий уровень содержания Mn может увеличить растворимость карбида ванадия (VC) в аустените. Однако, для уровня содержания С, составляющего более, чем 1,2%, имеет место риск уменьшения пластичности вследствие, например, наличия избыточных выделений цементита (Fe,Mn)3C. Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,71 до 1,1%, более предпочтительно от 0,8 до 1,0%, (масс.), а в выгодном случае от 0,9 до 1,0%, (масс.) в целях получения достаточной прочности необязательно при оптимальном образовании выделений карбида или карбонитрида.
Mn также представляет собой существенный элемент для увеличения прочности, для увеличения энергии дефекта упаковки и для стабилизации аустенитной фазы. В случае его уровня содержания, составляющего менее, чем 13,0%, будет иметь место риск образования мартенситных фаз, что очень ощутимо уменьшает способность деформироваться. Помимо этого, в случае уровня содержания марганца, составляющего более, чем 25,0%, будет подавляться образование двойников, и, в соответствии с этим, несмотря на увеличение прочности ухудшится пластичность при комнатной температуре. Предпочтительно уровень содержания марганца находится в диапазоне от 15,0 до 24,0%, более предпочтительно от 17,0 до 24,0%, в целях оптимизирования энергии дефекта упаковки и предотвращения образования мартенсита под воздействием деформирования. Помимо этого, в случае уровня содержания Mn, составляющего более, чем 24,0%, режим деформирования в результате двойникования будет менее благоприятным в сопоставлении с режимом деформирования в результате скольжения совершенной дислокации.
Al представляет собой в особенности эффективный элемент для раскисления стали. Подобно С он увеличивает энергию дефекта упаковки, что уменьшает риск образования деформационного мартенсита, тем самым, улучшая пластичность и стойкость к замедленному разрушению. Однако, Al будет представлять собой недостаток в случае его присутствия в избытке в сталях, характеризующихся высоким уровнем содержания Mn, поскольку Mn увеличивает растворимость азота в жидком железе. В случае присутствия в стали избыточно большого количества Al элемент N, который объединяется с Al, образует выделения в форме нитридов алюминия (AlN), которые препятствуют мигрированию границ зерен во время горячей конверсии, и очень ощутимо увеличивает риск появления трещин при непрерывной разливке. В дополнение к этому, как это будет разъясняться ниже, в целях образования мелких выделений, в особенности карбонитридов, должно быть доступным достаточное количество N. Предпочтительно уровень содержания Al является меньшим или равным 2%. В случае уровня содержания Al, составляющего более, чем 4,0%, будет иметь место риск подавления образования двойников, что уменьшает пластичность. Предпочтительно количество Al составляет более, чем 0,1%.
В соответствии с этим, уровень содержания азота должен составлять 0,1% и менее в целях предотвращения образования выделений AlN и образования объемных дефектов (вздутий) во время затвердевания. В дополнение к этому, в случае присутствия элементов, способных образовывать выделения в форме нитридов, таких как ванадий, ниобий, титан, хром, молибден и бор, уровень содержания азота не должен превышать 0,1%.
В соответствии с настоящим изобретением количество V находится в диапазоне от 0,1 до 2,5%, предпочтительно от 0,1 до 1,0%. Предпочтительно V образует выделения. В выгодном случае, элемент ванадий характеризуется средним размером, составляющим менее, чем 7 нм, предпочтительно находящимся в диапазоне от 0,2 до 5 нм, и располагается в позиции внутри зерен в микроструктуре.
Кремний также представляет собой эффективный элемент для раскисления стали и для твердофазного упрочнения. Однако, выше уровня содержания 3% он уменьшает относительное удлинение и имеет тенденцию к образованию нежелательных оксидов во время определенных технологических процессов сборки, и поэтому он должен выдерживаться ниже данного предельного значения. Предпочтительно уровень содержания кремния является меньшим или равным 0,6%.
Сера и фосфор представляют собой примеси, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующие уровни содержания не должны превышать 0,030 и 0,080% в целях сохранения достаточной пластичности в горячем состоянии.
Может быть добавлено некоторое количество бора, доходящее вплоть до 0,005%, предпочтительно вплоть до 0,001%. Данный элемент подвергается ликвации на границах зерен и увеличивает их когезию. Как это можно себе представить без намерения связывать себя теорией, это приводит к уменьшению остаточных напряжений после профилирования в результате прессования и к получению лучшей стойкости к коррозии под напряжением для тем самым профилированных деталей. Данный элемент подвергается ликвации на границах аустенитных зерен и увеличивает их когезию. Бор образует выделения, например, в форме борокарбидов и боронитридов.
Никель может быть использован необязательно для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора. Однако, помимо всего прочего по причинам, связанным с издержками, желательным является ограничение уровня содержания никеля максимальным уровнем содержания, составляющим 1,0% и менее, а предпочтительно менее, чем 0,3%.
Подобным образом, необязательно добавление меди при уровне содержания, не превышающем 5%, представляет собой одно средство обеспечения твердения стали в результате образования выделений металлической меди. Однако, выше данного уровня содержания медь несет ответственность за появление поверхностных дефектов на горячекатаном листе. Предпочтительно количество меди составляет менее, чем 2,0%. Предпочтительно количество Cu составляет более, чем 0,1%.
Титан и ниобий также представляют собой элементы, которые необязательно могут быть использованы для достижения твердения и упрочнения в результате образования выделений. Однако, в случае уровня содержания Nb или Ti, составляющего более, чем 0,50%, будет иметь место риск возможного стимулирования избыточным образованием выделений уменьшения вязкости, чего необходимо избегать. Предпочтительно количество Ti находится в диапазоне от 0,040 до 0,50% (масс.) или от 0,030% до 0,130% (масс.). Предпочтительно уровень содержания титана находится в диапазоне от 0,060% до 0,40 и, например, от 0,060% до 0,110%, (масс.). Предпочтительно количество Nb составляет более, чем 0,01%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 0,070 до 0,50% (масс.) или от 0,040 до 0,220%. Предпочтительно уровень содержания ниобия находится в диапазоне от 0,090% до 0,40%, а в выгодном случае от 0,090% до 0,200%, (масс.).
В качестве необязательного элемента для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора могут быть использованы хром и молибден. Однако, вследствие уменьшения хромом энергии дефекта упаковки его уровень содержания не должен превышать 1,0%, а предпочтительно должен находиться в диапазоне от 0,070% до 0,6%. Предпочтительно уровень содержания хрома находится в диапазоне от 0,20 до 0,5%. Молибден может быть добавлен в количестве, составляющем 0,40% и менее, предпочтительно в количестве в диапазоне от 0,14 до 0,40%.
Кроме того, как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, выделения ванадия, титана, ниобия, хрома и молибдена могут уменьшить восприимчивость к замедленному трещинообразованию и осуществить это без ухудшения характеристик пластичности и вязкости. Таким образом, по меньшей мере, один элемент может быть выбран из титана, ниобия, хрома и молибдена в форме карбидов, нитридов и карбонитридов.
Необязательно добавляют олово (Sn) в количестве в диапазоне от 0,06 до 0,2% (масс.). как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, потому, что олово представляет собой благородный элемент и само по себе не образует тонкую оксидную пленку при высоких температурах, Sn образует выделения на поверхности матрицы при отжиге до гальванизации при погружении в расплав, что подавляет диффундирование вглубь поверхности прооксидантного элемента, такого как Al, Si, Mn и тому подобное, и образование им оксида, тем самым, улучшая гальванизируемость. Однако, в случае добавляемого количества Sn, составляющего менее, чем 0,06%, эффект будет неотчетливым, и увеличение добавляемого количества Sn будет подавлять образование избранного оксида, в то время как в случае превышения добавляемым количеством Sn 0,2% добавляемый элемент Sn будет вызывать горячеломкость, что ухудшает обрабатываемость в горячем состоянии. Поэтому верхнее предельное значение для Sn ограничивают значением, составляющим 0,2% и менее.
Сталь также может содержать неизбежные примеси, представляющие собой результат разработки. Например, неизбежные примеси могут включать без какого-либо ограничения: O, H, Pb, Co, As, Ge, Ga, Zn и W. Например, массовый уровень содержания каждой примеси уступает 0,1% (масс.).
Предпочтительно средний размер зерна стали доходит вплоть до 5 мкм, предпочтительно находится в диапазоне от 0,5 до 3 мкм.
В одном предпочтительном варианте осуществления листовую сталь покрывают металлическим покрытием. Металлическое покрытие может быть покрытием на алюминиевой основе или покрытием на цинковой основе.
Предпочтительно покрытие на алюминиевой основе содержит менее, чем 15% Si, менее, чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1% до 8,0% Mg и необязательно от 0,1% до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al.
В выгодном случае покрытие на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
Например, листовой сталью с нанесенным покрытием является отожженная и гальванизированная листовая сталь, полученная после стадии отжига, проводимой после осаждения покрытия.
В одном предпочтительном варианте осуществления листовая сталь имеет толщину в диапазоне от 0,4 до 1 мм.
Соответствующий настоящему изобретению способ производства листовой ТВИП-стали включает следующие далее стадии:
А. подача сляба, характеризующегося вышеупомянутым составом,
В. повторное нагревание такого сляба и его горячая прокатка,
С. стадия скатывания в рулон,
D. первая холодная прокатка,
Е. рекристаллизационный отжиг,
F. вторая холодная прокатка и
G. термообработка для возврата.
В соответствии с настоящим изобретением способ включает стадию подачи А) полуфабриката, такого как слябы, тонкие слябы или полоса, изготовленного из стали, характеризующейся описанным выше составом, такой сляб является отлитым. Предпочтительно отлитый подаваемый исходный материал нагревают до температуры, составляющей более, чем 1000°С, более предпочтительно более, чем 1050°С, а в выгодном случае находящейся в диапазоне от 1100 до 1300°С, или используют непосредственно при такой температуре после разливки без промежуточного охлаждения.
После этого проводят горячую прокатку при температуре, предпочтительно составляющей более, чем 890°С или более предпочтительно более, чем 1000°С, для получения, например, горячекатаной полосы, обычно имеющей толщину в диапазоне от 2 до 5 мм или даже 1-5 мм. Во избежание появления какой-либо проблемы, связанной с растрескиванием, вследствие недостатка пластичности температура окончания прокатки предпочтительно является большей или равной 850°С.
После горячей прокатки полоса должна быть скатана в рулон при температуре, такой, чтобы не образовывалось бы каких-либо значительных выделений карбидов (по существу цементита (Fe,Mn)3C)), того, что в результате приводило бы к ухудшению определенных механических свойств. Стадию скатывания в рулон С) проводят при температуре, меньшей или равной 580°С, предпочтительно меньшей или равной 400°С.
Проводят последующую операцию холодной прокатки со следующим далее рекристаллизационным отжигом. Данные дополнительные стадии в результате приводят к получению размера зерна, меньшего, чем соответствующий размер, полученный в отношении горячекатаной полосы, и поэтому в результате приводят к получению повышенных прочностных характеристик. Само собой разумеется то, что она должна быть проведена в случае желательности получения продуктов, имеющих уменьшенную толщину в диапазоне, например, от 0,2 мм до нескольких мм толщины, а предпочтительно от 0,4 до 4 мм. Горячекатаный продукт, полученный при использовании описанного выше способа, подвергают холодной прокатке после проведения возможной предшествующей операции травления обычным образом.
Стадию первой холодной прокатки D) проводят при степени обжатия в диапазоне от 30 до 70%, предпочтительно от 40 до 60%.
После данной стадии прокатки зерна в высокой степени подвергают механическому упрочнению, и необходимо провести операцию рекристаллизационного отжига. Данная обработка имеет эффект восстановления пластичности и одновременного уменьшения прочности. Предпочтительно данный отжиг проводят непрерывно. В выгодном случае рекристаллизационный отжиг Е) проводят при температуре в диапазоне от 700 до 900°С, предпочтительно от 750 до 850°С, например, на протяжении периода времени в диапазоне от 10 до 500 секунд, предпочтительно от 60 до 180 секунд.
После этого проводят стадию второй холодной прокатки F) при степени обжатия в диапазоне 1-50%, предпочтительно от 10 до 40%, а более предпочтительно от 20 до 40%. Это делает возможным уменьшение толщины стали. Помимо этого, листовая сталь, изготовленная в соответствии с вышеупомянутым способом, может характеризоваться увеличенной прочностью в результате деформационного упрочнения вследствие проведения стадии повторной прокатки. В дополнение к этому, данная стадия индуцирует получение высокой плотности двойников, улучшающей, таким образом, механические свойства листовой стали.
После второй холодной прокатки проводят стадию возврата G) в целях дополнительного обеспечения получения высоких относительного удлинения и изгибаемости листовой стали, подвергнутой повторной прокатке. Возврат характеризуется устранением или перегруппировкой дислокаций в микроструктуре стали при одновременном сохранении деформационных двойников. Как деформационные двойники, так и дислокации вводятся в результате пластического деформирования материала, таким образом, как при использовании стадии прокатки. Как это можно себе представить, стадия возврата делает возможным улучшение механических свойств, таких как относи тельное удлинение.
Таким образом, в дополнение к большому количеству С в ТВИП-стали, соответствующей настоящему изобретению, проводят стадию возврата, делающую возможным улучшение, в первую очередь, относительного удлинения. И благодаря комбинированию конкретной ТВИП-стали и способа, включающего стадию возврата, соответствующую настоящему изобретению, возможным является получение подвергнутой холодной прокатке и возврату ТВИП-стали, обладающей высокой механической прочностью и высоким относительным удлинением.
В одном предпочтительном варианте осуществления стадию возврата G) проводят в результате нагревания листовой стали при температуре в диапазоне от 390 до 700°С, а предпочтительно от 410 до 700°С, в печи периодического отжига или непрерывного отжига. В данном варианте осуществления после этого может быть проведена стадия гальванизации при погружении в расплав Н).
В еще одном предпочтительном варианте осуществления стадию возврата G) проводят в результате гальванизации при погружении в расплав. В данном случае стадию возврата G) и гальванизацию при погружении в расплав проводят в одно и то же время, что делает возможными экономию издержек и увеличение производительности.
Предпочтительно температура расплавленной ванны находится в диапазоне от 410 до 700°С в зависимости от природы расплавленной ванны.
В выгодном случае листовую сталь погружают в ванну на алюминиевой основе или ванну на цинковой основе. Предпочтительно погружение в расплавленную ванну проводят на протяжении 1-60 секунд, более предпочтительно 1-20 секунд, а в выгодном случае 1-10 секунд.
В одном предпочтительном варианте осуществления ванна на алюминиевой основе содержит менее, чем 15% Si, менее, чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1 до 8,0% Mg и необязательно от 0,1 до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al. Предпочтительно температура данной ванны находится в диапазоне от 550 до 700°С, предпочтительно от 600 до 680°С.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления ванна на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn. Предпочтительно температура данной ванны находится в диапазоне от 410 до 550°С, предпочтительно от 410 до 460°С.
Расплавленная ванна также может содержать неизбежные примеси и остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне. Например, необязательно примеси выбирают из Sr, Sb, Pb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Zr или Bi, при этом массовый уровень содержания каждого дополнительного элемента уступает 0,3% (масс.). Остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне могут представлять собой железо при уровне содержания, доходящем вплоть до 5,0%, предпочтительно 3,0%, (масс.).
В выгодном случае стадию возврата G) проводят на протяжении от 1 секунды до 1 часа и 10 минут, предпочтительно от 30 секунд до 1 часа, а более предпочтительно от 30 секунд до 30 минут.
Например, стадия отжига может быть проведена после осаждения покрытия в целях получения отожженной и гальванизированной листовой стали.
Таким образом, при использовании способа, соответствующего изобретению, может быть получена листовая ТВИП-сталь, включающая аустенитную матрицу и характеризующаяся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением.
Пример
В данном примере использовали листовые ТВИП-стали, характеризующиеся следующим далее массовым составом:
* примеры, соответствующие настоящему изобретению
Прежде всего, образцы подвергали нагреванию и горячей прокатке при температуре 1200°С. Температуру окончания горячей прокатки устанавливали равной 890°С и после горячей прокатки проводили скатывание в рулон при 400°С. После этого осуществляли 1-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 50%. Вслед за этим при 850°С на протяжении 180 секунд проводили рекристаллизационный отжиг. После этого осуществляли 2-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 30%.
В заключение, для проб 1 и 2 проводили стадию нагревания для возврата на протяжении 1 часа при 400°С в ходе периодического отжига.
Для проб от 3 до 5 проводили термообработку для возврата на протяжении 60 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 625°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 460 до 625°С, составляло 54 секунд, а после этого погружали в цинковую ванну на протяжении, соответственно, 6 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 460°С. Следующая далее таблица демонстрирует механические свойства всех проб после рекристаллизационного отжига Е), после стадии второй прокатки F) и после стадии возврата G).
Как это демонстрируют результаты, пробы 2, 4 и 5, характеризующиеся составом, соответствующим изобретению, обладают более высокими механическими свойствами, чем пробы 1 и 3, характеризующиеся составом вне диапазона изобретения. Действительно, специфический состав ТВИП-стали в дополнение к способу, соответствующему настоящему изобретению, делает возможными высокое значение UTS и высокое значение ТЕ.
Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаной и подвергнутой возврату листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющей аустенитную матрицу и использующуюся в автомобилестроении. Сталь содержит, в мас.%: 0,71<C<1,2, 13,0≤Mn<25,0, S≤0,030, P≤0,080, N≤0,1, 0,1≤Si≤3,0, 0,1≤V≤2,50, при необходимости один или несколько элементов, выбранных из Cu≤5,0, Al≤4,0, Nb≤0,5, B≤0,005, Cr≤1,0, Mo≤0,40, Ni≤1,0, Ti≤0,5 и 0,06≤Sn≤0,2, остальное - железо и неизбежные примеси. Сталь обладает высокими прочностью, деформируемостью и относительным удлинением. 2 н. и 14 з.п. ф-лы, 2 табл., 1 пр.
1. Холоднокатаная и подвергнутая возврату листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, включающая аустенитную матрицу и содержащая при расчете на массу:
0,71 < C < 1,2%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,1%,
0,1 ≤ Si ≤ 3,0%,
0,1 ≤ V ≤ 2,50%
и необязательно один или несколько элементов, таких как
Cu ≤ 5,0%,
Al ≤ 4,0%,
Nb ≤ 0,5%,
B ≤ 0,005%,
Cr ≤ 1,0%,
Mo ≤ 0,40%,
Ni ≤ 1,0%,
Ti ≤ 0,5%,
0,06 ≤ Sn ≤ 0,2%,
при этом остаток представляет собой железо и неизбежные примеси.
2. Листовая сталь по п. 1, в которой количество С составляет от более чем 0,71 и до 1,1% или менее.
3. Листовая сталь по п. 2, в которой количество С находится в диапазоне от 0,80 до 1,0%.
4. Листовая сталь по п. 3, в которой количество С находится в диапазоне от 0,9 до 1,0%.
5. Листовая сталь по любому из пп. 1-4, в которой количество Сu составляет менее чем 2,0%.
6. Листовая сталь по любому из пп. 1-5, в которой количество Si является меньшим или равным 0,6%.
7. Листовая сталь по любому из пп. 1-6, в которой количество Al является меньшим или равным 2%.
8. Листовая сталь по любому из пп. 1-7, в которой количество V находится в диапазоне от 0,1 до 1,0%.
9. Листовая сталь по любому из пп. 1-8, которая имеет металлическое покрытие.
10. Листовая сталь по любому из пп. 1-9, которая имеет металлическое покрытие на алюминиевой основе или на цинковой основе.
11. Листовая сталь по п. 10, в которой покрытие на алюминиевой основе содержит менее чем 15% Si, менее чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1% до 8,0% Mg и необязательно от 0,1% до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al.
12. Листовая сталь по п. 10, в которой покрытие на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
13. Способ производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием, включающий следующие стадии:
А. подачу сляба, имеющего химический состав по любому из пп. 1-8,
В. повторный нагрев сляба до температуры, составляющей более чем 1000°С, и его горячую прокатку с температурой окончания прокатки, составляющей, по меньшей мере, 850°С,
С. стадию скатывания в рулон при температуре, которая меньше или равна 580°С,
D. первую холодную прокатку со степенью обжатия в диапазоне от 30 до 70%,
Е. рекристаллизационный отжиг в диапазоне от 700 до 900°С,
F. вторую холодную прокатку со степенью обжатия в диапазоне от 1 до 50% и
G. термообработку для возврата.
14. Способ по п. 13, в котором стадию возврата G) проводят в результате нагрева листовой стали до температуры в диапазоне от 390 до 700°С в печи периодического отжига или непрерывного отжига.
15. Способ по п. 14, в котором проводят стадию Н) нанесения покрытия при погружении в расплав.
16. Способ по любому из пп. 13-15, в котором проводят стадию возврата G) в результате нанесения покрытия при погружении в расплав.
| Многоступенчатая активно-реактивная турбина | 1924 |
|
SU2013A1 |
| СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ЛИСТА ЖЕЛЕЗО-УГЛЕРОДНО-МАРГАНЦЕВОЙ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ С ПРЕВОСХОДНОЙ СТОЙКОСТЬЮ К ЗАМЕДЛЕННОМУ ТРЕЩИНООБРАЗОВАНИЮ И ИЗГОТОВЛЕННЫЙ ТАКИМ СПОСОБОМ ЛИСТ | 2007 |
|
RU2417265C2 |
| СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ЛИСТА ИЗ АУСТЕНИТНОЙ ЖЕЛЕЗО-УГЛЕРОД-МАРГАНЦЕВОЙ СТАЛИ С ВЫСОКИМ СОПРОТИВЛЕНИЕМ ЗАМЕДЛЕННОМУ ТРЕЩИНООБРАЗОВАНИЮ И ЛИСТ, ПОЛУЧЕННЫЙ ТАКИМ СПОСОБОМ | 2006 |
|
RU2361931C2 |
| Многоступенчатая активно-реактивная турбина | 1924 |
|
SU2013A1 |
| Колосоуборка | 1923 |
|
SU2009A1 |
