RU2824080C1

RU2824080C1 - Heat-treated cold-rolled steel sheet and method of manufacturing thereof

Info

Publication number: RU2824080C1
Application number: RU2022115508A
Authority: RU
Inventors: Паскаль ЛОРЕНЦИНИ
Original assignee: Арселормиттал
Priority date: 2019-12-13
Filing date: 2020-12-10
Publication date: 2024-08-01

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to metallurgy, namely, to heat-treated cold-rolled steel sheet used as material for production of automotive parts. Sheet has the following composition, wt.%: 0.1 ≤ carbon ≤ 0.25, 2.15 ≤ manganese ≤ 2.9, 0.1 ≤ silicon ≤ 0.8, 0.1 ≤ aluminium ≤ 0.9, 0.05 ≤ chrome ≤ 0.5, 0 ≤ phosphorus ≤ 0.09, 0 ≤ sulphur ≤ 0.09, 0 ≤ nitrogen ≤ 0.09, 2.4 ≤ carbon + manganese ≤ 3.0, if necessary, at least one element from: 0 ≤ niobium ≤ 0.1, 0 ≤ titanium ≤ 0.1, 0 ≤ vanadium ≤ 0.1, 0 ≤ molybdenum ≤ 1, 0 ≤ nickel ≤ 1, 0 ≤ calcium ≤ 0.005, 0 ≤ boron ≤ 0.01, 0 ≤ cerium ≤ 0.1, 0 ≤ magnesium ≤ 0.05 and 0 ≤ zirconium ≤ 0.05, the rest is iron and unavoidable impurities. Microstructure of the sheet includes, in area fractions of 20–70% of martensite, 5–6% of intercritical ferrite, 5–30% of converted ferrite, 8-20% of residual austenite, wherein content of carbon in residual austenite is 0.8–1.1 wt.%, and 1–20% of bainite, wherein total amount of intercritical and converted ferrite is 15–65%.

EFFECT: sheet has high mechanical properties.

19 cl, 4 tbl

Description

Настоящее изобретение относится к холоднокатаному стальному листу с высокой прочностью и высокой формуемостью, имеющему предел прочности при растяжении 950 МПа или более и общее удлинение 14,0% или более, который подходит для использования в качестве стального листа для транспортных средств.The present invention relates to a cold-rolled steel sheet with high strength and high formability, having a tensile strength of 950 MPa or more and a total elongation of 14.0% or more, which is suitable for use as a steel sheet for vehicles.

Автомобильные детали должны удовлетворять двум противоречивым требованиям, а именно, простота формования и прочность, но в последние годы третье требование по снижению расхода топлива также предъявляется к автомобилям с точки зрения глобальных экологических проблем. Таким образом, теперь автомобильные детали должны быть изготовлены из материала с высокой формуемостью, чтобы соответствовать критериям простоты установки в сложной автомобильной сборке и в то же время должны обладать повышенной прочностью для безопасности при аварии и долговечности автомобиля при одновременном снижении веса автомобиля для улучшения расхода топлива.Automotive parts must meet two conflicting requirements, namely, easy molding and strength, but in recent years, the third requirement of reducing fuel consumption has also been imposed on automobiles from the perspective of global environmental issues. Therefore, now automobile parts must be made of high moldability material to meet the criteria of easy installation in complex automobile assembly, and at the same time must have increased strength for crash safety and durability of the car, while reducing the weight of the car to improve fuel consumption.

Поэтому предпринимаются интенсивные исследования и разработки, чтобы уменьшить количество материала, используемого в автомобиле, за счёт увеличения прочности материала. В свою очередь увеличение прочности стальных листов снижает формуемость, и, таким образом, разработка материалов, обладающих как высокой прочностью, так и высокой формуемостью, является необходимостью.Therefore, intensive research and development is being undertaken to reduce the amount of material used in a car by increasing the strength of the material. In turn, increasing the strength of steel sheets reduces formability, and thus the development of materials with both high strength and high formability is a necessity.

Предыдущие исследования и разработки в области высокопрочных стальных листов с высокой формуемостью привели к нескольким способам производства стальных листов с высокой прочностью и высокой формуемостью, некоторые из которых перечислены в описании для убедительной оценки настоящего изобретения:Previous research and development in the field of high strength steel sheets with high formability have led to several methods for producing steel sheets with high strength and high formability, some of which are listed in the description for a convincing evaluation of the present invention:

EP2971209 представляет собой патент, который относится к высокопрочной горячеоцинкованной многофазной стальной полосе, обладающей улучшенной формуемостью, для использования в автомобильной промышленности, имеющей необходимый элементный состав C: 0,13 - 0,19%, Mn: 1,70 - 2,50% Si: 0 - 0,15% , Al: 0,40 - 1,00%, Cr: 0,05 - 0,25%, Nb: 0,01 - 0,05%, P: 0 - 0,10%, Ca: 0 - 0,004%, S: 0 - 0,05%, N: 0 - 0,007% остальное составляют Fe и неизбежные примеси, в котором 0,40% < Al + Si < 1,05% и Mn + Cr > 1,90%, и имеющей многофазную микроструктуру, в объёмных процентах, включающую 8 - 12% остаточного аустенита, 20 - 50% бейнита, менее 10% мартенсита, остальное составляет феррит, но выданный патент не позволяет достичь предела прочности при растяжении выше 900 МПа.EP2971209 is a patent which relates to a high strength hot dip galvanized multiphase steel strip having improved formability for use in the automobile industry, having the required elemental composition of C: 0.13 - 0.19%, Mn: 1.70 - 2.50% Si: 0 - 0.15%, Al: 0.40 - 1.00%, Cr: 0.05 - 0.25%, Nb: 0.01 - 0.05%, P: 0 - 0.10%, Ca: 0 - 0.004%, S: 0 - 0.05%, N: 0 - 0.007% the balance being Fe and inevitable impurities, in which 0.40% < Al + Si < 1.05% and Mn + Cr > 1.90%, and having multiphase microstructure, in volume percentages, comprising 8-12% residual austenite, 20-50% bainite, less than 10% martensite, the rest being ferrite, but the patent issued does not allow achieving a tensile strength above 900 MPa.

Известный уровень техники, относящийся к изготовлению стальных листов высокой прочности и с высокой формуемости, имеет тот или иной пробел: в нём возникает потребность в холоднокатаном стальном листе, обладающем высокой прочностью и высокой формуемостью, и в способе его изготовления.The prior art relating to the production of high-strength and high-formability steel sheets has one or another gap: it requires a cold-rolled steel sheet having high strength and high formability and a method for producing it.

Задача настоящего изобретения состоит в том, чтобы решить эти проблемы, сделав доступными холоднокатаные стальные листы, которые одновременно имеют:The object of the present invention is to solve these problems by making available cold rolled steel sheets which simultaneously have:

- предел прочности при растяжении более или равный 950 МПа и предпочтительно выше 980 МПа,- tensile strength greater than or equal to 950 MPa and preferably greater than 980 MPa,

- общее удлинение более или равное 14,0%- total elongation greater than or equal to 14.0%

- предел текучести 600 МПа или более и предпочтительно более 630 МПа.- yield strength of 600 MPa or more and preferably more than 630 MPa.

В предпочтительном осуществлении стальной лист согласно изобретению, может иметь отношение YS/TS более 0,55.In a preferred embodiment, the steel sheet according to the invention may have a YS/TS ratio greater than 0.55.

Предпочтительно такая сталь также может иметь соответствующую пригодность для формовки, в частности для прокатки, с подходящей свариваемостью и способностью к покрытию.Preferably, such steel may also have appropriate formability, in particular rolling, with suitable weldability and coating capability.

Другая задача настоящего изобретения также состоит в том, чтобы сделать доступным способ изготовления этих листов, совместимый с обычным промышленным использованием, и в то же время устойчивый к изменениям производственных параметров.Another object of the present invention is also to make available a method for producing these sheets that is compatible with normal industrial use and at the same time robust to changes in production parameters.

Другие характеристики и преимущества изобретения станут очевидными из следующего подробного описания изобретения.Other characteristics and advantages of the invention will become apparent from the following detailed description of the invention.

Углерод присутствует в стали в интервале 0,1 - 0,25%. Углерод является элементом, необходимым для повышения прочности стального листа за счёт образования фазы низкотемпературного превращения, такой как мартенсит. Кроме того, углерод также играет ключевую роль в стабилизации аустенита. Содержание менее 0,1% не позволит ни стабилизировать аустенит, ни сохранить по меньшей мере 20% мартенсита, тем самым снижая прочность, а также пластичность. С другой стороны, при содержании углерода более 0,25% происходит значительное упрочнение зоны сварки и зоны термического влияния, что ухудшает механические свойства зоны сварки. Предпочтительный предел содержания углерода составляет 0,12 - 0,22%, и более предпочтительно 0,15 - 0,20%. Содержание марганца в стали по настоящему изобретению составляет 2,15 - 3,0%. Carbon is present in the steel in the range of 0.1 - 0.25%. Carbon is an element necessary for increasing the strength of the steel sheet due to the formation of a low-temperature transformation phase such as martensite. In addition, carbon also plays a key role in stabilizing austenite. A content of less than 0.1% will neither stabilize the austenite nor retain at least 20% of the martensite, thereby reducing the strength as well as ductility. On the other hand, when the carbon content is more than 0.25%, there is a significant strengthening of the weld zone and the heat-affected zone, which worsens the mechanical properties of the weld zone. The preferred limit of the carbon content is 0.12 - 0.22%, and more preferably 0.15 - 0.20%. The manganese content in the steel of the present invention is 2.15 - 3.0%.

Марганец является элементом, который придаёт прочность, а также стабилизирует аустенит для получения остаточного аустенита. Было найдено количество марганца по меньшей мере 2,15% масс. необходимое для обеспечения прочности и прокаливаемости стального листа, а также для стабилизации аустенита. Таким образом, предпочтителен более высокий процент содержания марганца, такой как 2,2 - 2,9%. Но когда содержание марганца составляет более 3,0%, это приводит к неблагоприятным эффектам, таким как замедление превращения аустенита в бейнит во время изотермической выдержки для бейнитного превращения, что приводит к снижению пластичности. Более того, содержание марганца выше 3,0% также снижает свариваемость данной стали. Следовательно, предпочтительный предел содержания марганца для стали по настоящему изобретению составляет 2,2 - 2,9% и более предпочтительно 2,3 - 2,6%.Manganese is an element that imparts strength and also stabilizes austenite to obtain retained austenite. It has been found that a manganese amount of at least 2.15 mass% is necessary to ensure the strength and hardenability of the steel sheet and to stabilize the austenite. Therefore, a higher percentage of manganese content such as 2.2 - 2.9% is preferable. But when the manganese content is more than 3.0%, it leads to unfavorable effects such as slowing down the transformation of austenite to bainite during isothermal holding for bainitic transformation, which leads to a decrease in ductility. Moreover, a manganese content higher than 3.0% also reduces the weldability of this steel. Therefore, the preferred limit of the manganese content for the steel of the present invention is 2.2 - 2.9%, and more preferably 2.3 - 2.6%.

Кремний является важным элементом для стали по настоящему изобретению. Содержание кремния составляет 0,1 - 0,8%. Кремний добавляют в сталь по настоящему изобретению для придания прочности за счёт твёрдорастворного упрочнения. Кремний играет роль в формировании микроструктуры, предотвращая выделение карбидов и способствуя образованию мартенсита. Но, когда содержание кремния составляет более 0,8%, свойства поверхности и свариваемость стали ухудшаются, поэтому содержание кремния предпочтительно составляет 0,15 - 0,7% и более предпочтительно 0,2 - 0,6%.Silicon is an important element for the steel of the present invention. The silicon content is 0.1 to 0.8%. Silicon is added to the steel of the present invention to impart strength through solid solution strengthening. Silicon plays a role in the formation of a microstructure by preventing the precipitation of carbides and promoting the formation of martensite. But when the silicon content is more than 0.8%, the surface properties and weldability of the steel are deteriorated, so the silicon content is preferably 0.15 to 0.7% and more preferably 0.2 to 0.6%.

Содержание алюминия по настоящему изобретению составляет 0,1 - 0,9%. Алюминий добавляют для раскисления стали по настоящему изобретению. Алюминий является альфагенным элементом и также способствует стабилизации аустенита, замедляя образование карбидов. Это может повысить формуемость и пластичность стали. Для получения такого эффекта требуется содержание алюминия 0,1% и более. Однако когда содержание алюминия превышает 0,9%, точка Ac3 превышает приемлемое значение, однофазный аустенит очень трудно получить в промышленных масштабах, поэтому горячая прокатка в полностью аустенитной области невозможна. Поэтому содержание алюминия не должно превышать 0,9%. Предпочтительный предел содержания алюминия составляет 0,2 - 0,8% и более предпочтительно 0,3 - 0,8%.The aluminum content of the present invention is 0.1-0.9%. Aluminum is added to deoxidize the steel of the present invention. Aluminum is an alphagenic element and also helps stabilize austenite by inhibiting the formation of carbides. This can improve the formability and ductility of steel. To obtain this effect, an aluminum content of 0.1% or more is required. However, when the aluminum content exceeds 0.9%, the Ac3 point exceeds the acceptable value, single-phase austenite is very difficult to obtain on an industrial scale, so hot rolling in the fully austenitic region is impossible. Therefore, the aluminum content should not exceed 0.9%. The preferred limit of the aluminum content is 0.2-0.8%, and more preferably 0.3-0.8%.

Содержание хрома в стали по настоящему изобретению составляет 0,05 - 0,5%. Хром является важным элементом, обеспечивающим прочность и прокаливаемость стали, но при содержании выше 0,5% ухудшает чистоту поверхности стали. Предпочтительный предел содержания хрома составляет 0,1 - 0,4% и более предпочтительно 0,1 - 0,3%.The chromium content in the steel of the present invention is 0.05-0.5%. Chromium is an important element that provides strength and hardenability of steel, but when the content is higher than 0.5%, it deteriorates the surface finish of the steel. The preferred limit of the chromium content is 0.1-0.4%, and more preferably 0.1-0.3%.

Содержание фосфора в стали по настоящему изобретению ограничено 0,09%. Фосфор представляет собой элемент, который обеспечивает твёрдорастворное упрочнение, а также препятствует образованию карбидов. Поэтому небольшое количество фосфора по меньшей мере 0,002%, может быть полезным, но фосфор также имеет отрицательные эффекты, такие как снижение способности к точечной сварке и пластичности в горячем состоянии, особенно из-за его склонности к сегрегации на границах зёрен или совместной сегрегации с марганцем. По этим причинам его содержание предпочтительно ограничено максимальным значением 0,05%.The phosphorus content of the steel according to the present invention is limited to 0.09%. Phosphorus is an element that provides solid solution strengthening and also prevents the formation of carbides. Therefore, a small amount of phosphorus, at least 0.002%, can be useful, but phosphorus also has negative effects, such as a decrease in spot weldability and hot ductility, especially due to its tendency to segregate at grain boundaries or co-segregate with manganese. For these reasons, its content is preferably limited to a maximum value of 0.05%.

Сера не является необходимым элементом, но может содержаться в качестве примеси в стали до 0,09%. Содержание серы предпочтительно как можно меньше, но предпочтительно 0,001 - 0,03% с точки зрения производственных затрат. Кроме того, если в стали присутствует более высокое содержание серы, она взаимодействует с образованием сульфидов, особенно с Mn и Ti, и снижает их положительный эффект в настоящем изобретении.Sulfur is not an essential element, but may be contained as an impurity in steel up to 0.09%. The sulfur content is preferably as small as possible, but preferably 0.001 - 0.03% from the standpoint of production costs. In addition, if a higher sulfur content is present in the steel, it reacts to form sulfides, especially with Mn and Ti, and reduces their beneficial effect in the present invention.

Содержание азота ограничено до 0,09% во избежание старения материала, азот образует нитриды, которые придают прочность стали по настоящему изобретению за счёт дисперсионного упрочнения с ванадием и ниобием, но, когда содержание азота превышает 0,09%, он может образовывать большое количество нитридов алюминия, которые вредны для настоящего изобретения, следовательно, предпочтительный верхний предел содержания азота составляет 0,01%.The nitrogen content is limited to 0.09% to avoid aging of the material, nitrogen forms nitrides which impart strength to the steel of the present invention by precipitation strengthening with vanadium and niobium, but when the nitrogen content exceeds 0.09%, it may form a large amount of aluminum nitrides which are harmful to the present invention, therefore, the preferred upper limit of the nitrogen content is 0.01%.

Суммарное содержание углерода и марганца в стали составляет 2,4 - 3%. Углерод и марганец стабилизируют аустенит в стали по настоящему изобретению, а также придают прочность стали по настоящему изобретению. Требуется минимум 2,4% совокупного количества, чтобы иметь 8% остаточного аустенита, чтобы обеспечить удлинение 14,0% при достижении прочности на растяжение 950 МПа для стали по настоящему изобретению, но, когда совокупное количество углерода и марганца составляет более 3% преобладает упрочняющий эффект, в то время как баланс удлинения и прочности на растяжение неудовлетворителен. Предпочтительный предел совокупного присутствия углерода и марганца составляет 2,5 - 2,9% и более предпочтительно 2,5 - 2,8%.The total content of carbon and manganese in the steel is 2.4 - 3%. Carbon and manganese stabilize the austenite in the steel of the present invention and also impart strength to the steel of the present invention. A minimum of 2.4% of the total amount is required to have 8% retained austenite to provide an elongation of 14.0% when achieving a tensile strength of 950 MPa for the steel of the present invention, but when the total amount of carbon and manganese is more than 3%, the strengthening effect predominates, while the balance of elongation and tensile strength is unsatisfactory. The preferred limit of the total presence of carbon and manganese is 2.5 - 2.9%, and more preferably 2.5 - 2.8%.

Ниобий является необязательным элементом, который может добавляться к стали в количестве до 0,1%, предпочтительно 0,0010 - 0,1%. Он подходит для формирования карбо-нитридов для придания прочности стали согласно изобретению путём дисперсионного упрочнения. Поскольку ниобий задерживает рекристаллизацию при нагреве, микроструктура, формирующаяся в конце температуры выдержки и, как следствие, после полного отжига более мелкая, это приводит к упрочнению продукта. Но когда содержание ниобия выше 0,1%, количество карбо-нитридов не является подходящим для настоящего изобретения, поскольку большое количество карбо-нитридов приводит к снижению пластичности стали.Niobium is an optional element that can be added to steel in an amount of up to 0.1%, preferably 0.0010 - 0.1%. It is suitable for forming carbonitrides to give strength to the steel according to the invention by precipitation strengthening. Since niobium delays recrystallization during heating, the microstructure formed at the end of the soaking temperature and, as a result, after complete annealing is finer, which leads to strengthening of the product. But when the niobium content is higher than 0.1%, the amount of carbonitrides is not suitable for the present invention, since a large amount of carbonitrides leads to a decrease in the ductility of the steel.

Титан является необязательным элементом, который может быть добавлен в сталь по настоящему изобретению в количестве до 0,1%, предпочтительно в количестве 0,001 - 0,1%. Как и ниобий, он входит в состав карбо-нитридов, поэтому играет роль в упрочнении. Но он также участвует в образовании TiN, появляющегося при затвердевании отливки. Таким образом, количество Ti ограничено 0,1%, чтобы избежать крупнозернистого TiN, отрицательно влияющего на раздачу отверстий. Если содержание титана ниже 0,001%, это не оказывает никакого влияния на сталь по настоящему изобретению.Titanium is an optional element that can be added to the steel of the present invention in an amount of up to 0.1%, preferably in an amount of 0.001 - 0.1%. Like niobium, it is part of the carbonitrides, so it plays a role in strengthening. But it also participates in the formation of TiN, which appears during the solidification of the casting. Therefore, the amount of Ti is limited to 0.1% in order to avoid coarse-grained TiN, which negatively affects the distribution of holes. If the titanium content is below 0.001%, it does not have any effect on the steel of the present invention.

Ванадий является необязательным элементом, который может быть добавлен в сталь по настоящему изобретению в количестве до 0,1%, предпочтительно в количестве 0,001 - 0,01%. Как и ниобий, он входит в состав карбо-нитридов, поэтому играет роль в упрочнении. Но он же участвует и в образовании VN, возникающего при затвердевании отливки. Количество V ограничено 0,1%, чтобы избежать крупнозернистого VN, отрицательно влияющего на раздачу отверстий. Если содержание ванадия ниже 0,001%, это не оказывает никакого влияния на сталь по настоящему изобретению.Vanadium is an optional element that can be added to the steel of the present invention in an amount of up to 0.1%, preferably in an amount of 0.001 - 0.01%. Like niobium, it is part of the carbonitrides, so it plays a role in strengthening. But it also participates in the formation of VN, which occurs during solidification of the casting. The amount of V is limited to 0.1% in order to avoid coarse-grained VN, which negatively affects the distribution of holes. If the vanadium content is below 0.001%, it does not have any effect on the steel of the present invention.

Молибден является необязательным элементом, составляющим 0 - 1% стали по настоящему изобретению; Молибден повышает прокаливаемость стали по настоящему изобретению и влияет на превращение аустенита в феррит и бейнит во время охлаждения после отжига. Однако добавление молибдена чрезмерно увеличивает стоимость добавления легирующих элементов, так что по экономическим причинам его содержание ограничено 1%.Molybdenum is an optional element, constituting 0 - 1% of the steel of the present invention; Molybdenum increases the hardenability of the steel of the present invention and affects the transformation of austenite into ferrite and bainite during cooling after annealing. However, the addition of molybdenum excessively increases the cost of adding alloying elements, so that for economic reasons its content is limited to 1%.

Никель может быть добавлен как необязательный элемент в количестве 0 - 1% для увеличения прочности стали и улучшения её ударной вязкости. Для получения таких эффектов требуется минимум 0,01%. Однако при его содержании выше 1% никель вызывает ухудшение пластичности.Nickel can be added as an optional element in amounts of 0 - 1% to increase the strength of steel and improve its impact toughness. A minimum of 0.01% is required to achieve these effects. However, at levels above 1%, nickel causes deterioration in ductility.

Кальций является необязательным элементом, который может быть добавлен в сталь по настоящему изобретению в количестве до 0,005%, предпочтительно 0,001 - 0,005%. Кальций добавляют в сталь по настоящему изобретению в качестве необязательного элемента, особенно во время модифицирования включений. Кальций способствует рафинированию стали, снижая содержание вредной серы её глобулизацией.Calcium is an optional element that can be added to the steel of the present invention in an amount of up to 0.005%, preferably 0.001 - 0.005%. Calcium is added to the steel of the present invention as an optional element, especially during the modification of inclusions. Calcium promotes the refining of steel, reducing the content of harmful sulfur by its globulation.

Другие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, можно добавлять по отдельности или совместно в следующих пропорциях: Ce≤0,1%, B≤0,01%, Mg≤0,05% и Zr≤0,05%. До указанных максимальных уровней содержания эти элементы позволяют измельчать зерно при затвердевании.Other elements such as cerium, boron, magnesium or zirconium can be added individually or together in the following proportions: Ce≤0.1%, B≤0.01%, Mg≤0.05% and Zr≤0.05%. Up to the maximum levels specified, these elements allow the grain to be refined during solidification.

Остальной состав стали состоит из железа и неизбежных примесей, образующихся в результате обработки.The rest of the steel's composition consists of iron and inevitable impurities formed as a result of processing.

Микроструктура стального листа, согласно изобретению, содержит 20 - 70% мартенсита, 5 - 60% межкритического феррита, 5 - 30% превращённого феррита, 8 - 20% остаточного аустенита, 1 - 20% бейнита и 15 - 65% в долях площади общего количества межкритического феррита и превращённого феррита.The microstructure of the steel sheet, according to the invention, contains 20-70% martensite, 5-60% intercritical ferrite, 5-30% transformed ferrite, 8-20% residual austenite, 1-20% bainite and 15-65% in area fractions of the total amount of intercritical ferrite and transformed ferrite.

Мартенсит составляет 20 - 70% микроструктуры в долях площади. Мартенсит по настоящему изобретению может включать как свежий, так и отпущенный мартенсит, а также в форме МА-островков. Однако отпущенный мартенсит является необязательным микрокомпонентом, количество которого в стали предпочтительно ограничено 0 - 10%, предпочтительно 0 - 5%. Отпущенный мартенсит может образовываться при охлаждении после отжига. При охлаждении после выдержки при перестаривании образуется свежий мартенсит. Мартенсит по настоящему изобретению придает такой стали пластичность и прочность. Предпочтительно содержание мартенсита составляет 20 - 60% и более предпочтительно 24 - 56%.Martensite constitutes 20-70% of the microstructure in area fractions. The martensite of the present invention may include both fresh and tempered martensite, as well as in the form of MA islands. However, tempered martensite is an optional microcomponent, the amount of which in the steel is preferably limited to 0-10%, preferably 0-5%. Tempered martensite may be formed during cooling after annealing. During cooling after holding during overaging, fresh martensite is formed. The martensite of the present invention imparts ductility and strength to such steel. Preferably, the martensite content is 20-60%, and more preferably 24-56%.

Межкритический феррит составляет 5 - 60% микроструктуры в долях площади в стали по настоящему изобретению. Этот межкритический феррит придаёт стали по настоящему изобретению общее удлинение не менее 14,0%. Межкритический феррит получается в результате отжига при температуре ниже Ac3. Межкритический феррит отличается от феррита, который может быть получен после отжига, называемого в дальнейшем «превращённым ферритом», который будет описан ниже. В частности, в отличие от превращённого феррита, межкритический феррит является полигональным. Кроме того, превращённый феррит обогащён углеродом и марганцем, т.е. имеет более высокое содержание углерода и марганца, чем содержание углерода и марганца в межкритическом феррите. Таким образом, межкритический феррит и превращённый феррит можно отличить, наблюдая микрофотографию с помощью микроскопа FEG-TEM с использованием вторичных электронов после травления метабисульфитом. На такой микрофотографии межкритический феррит отображается средне-серым цветом, тогда как превращённый феррит имеет тёмно-серый цвет из-за более высокого содержания в нем углерода и марганца. Предпочтительный предел присутствия межкритического феррита в стали по настоящему изобретению составляет 5 - 50% и более предпочтительно 10 - 50%. The intercritical ferrite accounts for 5 to 60% of the microstructure in area fractions in the steel of the present invention. This intercritical ferrite imparts to the steel of the present invention a total elongation of not less than 14.0%. The intercritical ferrite is obtained by annealing at a temperature below Ac3. The intercritical ferrite is different from the ferrite that can be obtained after annealing, hereinafter referred to as "transformed ferrite", which will be described below. In particular, unlike the transformed ferrite, the intercritical ferrite is polygonal. In addition, the transformed ferrite is enriched in carbon and manganese, i.e., it has a higher carbon and manganese content than the carbon and manganese content of the intercritical ferrite. Thus, the intercritical ferrite and the transformed ferrite can be distinguished by observing a micrograph using an FEG-TEM microscope using secondary electrons after metabisulfite etching. In such a micrograph, the intercritical ferrite is displayed in a medium gray color, while the transformed ferrite has a dark gray color due to its higher content of carbon and manganese. The preferred limit of the presence of intercritical ferrite in the steel of the present invention is 5 to 50%, and more preferably 10 to 50%.

Превращённый феррит составляет 5 - 30% микроструктуры в долях площади для стали по настоящему изобретению. Превращённый феррит по настоящему изобретению состоит из феррита, образовавшегося после отжига, и бейнитного феррита, образовавшегося во время выдержки для покрытия стали. Превращённый феррит придаёт стали по настоящему изобретению высокую прочность, а также удлинение. Для обеспечения удлинения 14,0%, и предпочтительно 15% или более необходимо иметь 5% превращённого феррита. Превращённый феррит настоящего изобретения образуется во время охлаждения, осуществляемого после отжига и во время выдержки для покрытия стали. Превращённый феррит в стали по настоящему изобретению обогащён углеродом и марганцем по сравнению с межкритическим ферритом. Но когда содержание превращённого феррита превышает 30% в стали по настоящему изобретению, невозможно одновременно иметь необходимые как предел прочности при растяжении, так и общее удлинение. Предпочтительный предел присутствия феррита для настоящего изобретения составляет 6 - 25% и более предпочтительно 7 - 20%.The transformed ferrite accounts for 5-30% of the microstructure in area fractions for the steel of the present invention. The transformed ferrite of the present invention consists of ferrite formed after annealing and bainitic ferrite formed during the soaking for coating the steel. The transformed ferrite gives the steel of the present invention high strength as well as elongation. In order to ensure an elongation of 14.0%, and preferably 15% or more, it is necessary to have 5% transformed ferrite. The transformed ferrite of the present invention is formed during cooling carried out after annealing and during the soaking for coating the steel. The transformed ferrite in the steel of the present invention is enriched in carbon and manganese compared to intercritical ferrite. But when the content of transformed ferrite exceeds 30% in the steel of the present invention, it is impossible to simultaneously have both the required tensile strength and total elongation. The preferred limit of ferrite presence for the present invention is 6 to 25% and more preferably 7 to 20%.

Остаточный аустенит составляет 8 - 20% в долях площади стали. Остаточный аустенит стали, согласно изобретению, придаёт повышенную пластичность благодаря эффекту TRIP. Остаточный аустенит настоящего изобретения может также присутствовать в форме островков МА. Предпочтительный предел присутствия аустенита составляет 8 - 18% и более предпочтительно 8 - 15%. В предпочтительном осуществлении остаточный аустенит содержит углерод в количестве выше 0,8% масс. и ниже 1,1% масс., более предпочтительно 0,9 - 1,1% масс. и ещё более предпочтительно 0,95 - 1,05% масс.The residual austenite is 8-20% in area fractions of the steel. The residual austenite of the steel according to the invention provides increased ductility due to the TRIP effect. The residual austenite of the present invention may also be present in the form of MA islands. The preferred limit of the presence of austenite is 8-18% and more preferably 8-15%. In a preferred embodiment, the residual austenite contains carbon in an amount higher than 0.8% by weight and lower than 1.1% by weight, more preferably 0.9-1.1% by weight and even more preferably 0.95-1.05% by weight.

Бейнит составляет 1 - 20% микроструктуры в долях площади для стали по настоящему изобретению. В настоящем изобретении бейнит в совокупности состоит из реечного бейнита и гранулированного бейнита. Для обеспечения предела прочности при растяжении 950 МПа или более необходимо иметь по меньшей мере 1% бейнита. Бейнит образуется при перестаривании. Bainite constitutes 1-20% of the microstructure in area fractions for the steel of the present invention. In the present invention, bainite is collectively composed of lath bainite and granular bainite. To ensure a tensile strength of 950 MPa or more, it is necessary to have at least 1% bainite. Bainite is formed by overaging.

Совокупное количество превращённого феррита и межкритического феррита должно составлять 15 - 65%, это совокупное количество превращённого феррита и межкритического феррита гарантирует, что сталь по настоящему изобретению всегда будет одновременно иметь общее удлинение не менее 14,0%, а также прочность на растяжение 950 МПа.The total amount of transformed ferrite and intercritical ferrite should be 15 - 65%, this total amount of transformed ferrite and intercritical ferrite ensures that the steel of the present invention will always simultaneously have a total elongation of at least 14.0%, as well as a tensile strength of 950 MPa.

Стальной лист, согласно изобретению, может быть получен любым подходящим способом. Однако предпочтительно использовать способ согласно предпочтительным осуществлениям изобретения, который включает следующие последовательные стадии:The steel sheet according to the invention can be produced by any suitable method. However, it is preferable to use the method according to the preferred embodiments of the invention, which comprises the following successive stages:

Такой процесс включает получение полуфабриката из стали с химическим составом согласно изобретению. Полуфабрикат может быть отлит либо в слитки, либо непрерывно в виде тонких слябов или тонких полос, т.е. толщиной, например, от около 220 мм для слябов до нескольких десятков миллиметров для тонкой полосы.Such a process involves obtaining a semi-finished product from steel with a chemical composition according to the invention. The semi-finished product can be cast either into ingots or continuously in the form of thin slabs or thin strips, i.e. with a thickness of, for example, about 220 mm for slabs to several tens of millimetres for thin strip.

В целях упрощения в настоящем изобретении сляб будет рассматриваться как полуфабрикат. Сляб с вышеописанным химическим составом изготавливают методом непрерывной разливки, при этом сляб предпочтительно подвергают прямому мягкому обжатию во время литья для устранения осевой ликвации и уменьшения пористости. Сляб, полученный в процессе непрерывной разливки, может быть использован непосредственно при высокой температуре после непрерывной разливки или может быть сначала охлаждён до комнатной температуры, а затем повторно нагрет для горячей прокатки.For the sake of simplicity, the present invention will consider the slab as a semi-finished product. The slab with the above-described chemical composition is produced by a continuous casting method, and the slab is preferably subjected to direct soft reduction during casting to eliminate axial segregation and reduce porosity. The slab obtained by the continuous casting process can be used directly at high temperature after continuous casting, or can be first cooled to room temperature and then reheated for hot rolling.

Температура сляба, подвергаемого горячей прокатке, составляет по меньшей мере 1000°С, предпочтительно по меньшей мере 1050°С, предпочтительно выше 1100°С и должна быть ниже 1250°С. В случае, если температура сляба ниже 1000°С, прокатный стан подвергается чрезмерной нагрузке, и в дальнейшем температура стали может снизиться до температуры ферритного превращения при окончательной прокатке, при этом сталь будет прокатываться в состоянии, в котором в структуре содержится превращённый феррит. Кроме того, температура не должна быть выше 1250°С, так как существует риск образования грубых зёрен феррита, приводящих к образованию крупных ферритных зёрен, что снижает способность этих зёрен к рекристаллизации во время горячей прокатки. Чем больше исходный размер зерна феррита, тем труднее он рекристаллизуется, а это означает, что следует избегать температур повторного нагрева выше 1250°С, поскольку они являются промышленно дорогими и неблагоприятными с точки зрения рекристаллизации феррита.The temperature of the slab subjected to hot rolling is at least 1000°C, preferably at least 1050°C, preferably above 1100°C and should be below 1250°C. In case the temperature of the slab is below 1000°C, the rolling mill is subjected to excessive load and subsequently the temperature of the steel may decrease to the ferrite transformation temperature during final rolling, whereby the steel will be rolled in a state in which the structure contains transformed ferrite. In addition, the temperature should not be higher than 1250°C, since there is a risk of formation of coarse ferrite grains, leading to the formation of large ferrite grains, which reduces the ability of these grains to recrystallize during hot rolling. The larger the original grain size of the ferrite, the more difficult it is to recrystallize, which means that reheating temperatures above 1250°C should be avoided, as they are industrially expensive and unfavorable from the point of view of ferrite recrystallization.

Температура сляба предпочтительно должна быть достаточно высокой, чтобы горячая прокатка могла быть завершена полностью в аустенитном диапазоне и выполнять горячую прокатку между Ac3 и Ac3 +200°C, при этом температура окончательной горячей прокатки оставалась выше Ac3 и предпочтительно выше Ac3 + 50°C. Необходимо, чтобы окончательная прокатка выполнялась при температуре выше Ac3, поскольку ниже этой температуры значительно снижается способность к прокатке стального листа. Температура окончательной прокатки предпочтительно должна быть выше Ac3 +50°C, чтобы иметь структуру, благоприятную для рекристаллизации и прокатки.The temperature of the slab should preferably be high enough so that the hot rolling can be completed entirely in the austenite range and hot rolling can be carried out between Ac3 and Ac3 +200°C, while the final hot rolling temperature remains above Ac3 and preferably above Ac3 +50°C. It is necessary that the final rolling be carried out at a temperature above Ac3, since below this temperature the rollability of the steel sheet is significantly reduced. The final rolling temperature should preferably be above Ac3 +50°C in order to have a structure favorable for recrystallization and rolling.

Полученный таким образом лист затем охлаждают со скоростью охлаждения по меньшей мере 30°С/с до температуры намотки ниже 600°С. Предпочтительно скорость охлаждения будет менее или равна 65°С/с и выше 35°С/с. Температура намотки предпочтительно выше 350°С, чтобы избежать превращения аустенита в феррит и перлит и способствовать формированию гомогенной бейнитной и мартенситной микроструктуры.The sheet thus obtained is then cooled at a cooling rate of at least 30°C/s to a winding temperature below 600°C. Preferably, the cooling rate will be less than or equal to 65°C/s and above 35°C/s. The winding temperature is preferably above 350°C in order to avoid the transformation of austenite into ferrite and pearlite and to promote the formation of a homogeneous bainitic and martensitic microstructure.

Смотанный в рулон горячекатаный стальной лист может быть охлаждён до комнатной температуры перед тем, как подвергнуть его необязательному отжигу в зоне горячих состояний, или может быть направлен непосредственно на необязательный отжиг в зоне горячих состояний.The hot rolled steel sheet may be cooled to room temperature before being subjected to optional hot annealing, or may be sent directly to optional hot annealing.

Горячекатаный стальной лист при необходимости может быть подвергнут дополнительному травлению для удаления окалины, образовавшейся во время горячей прокатки. Затем горячекатаный лист подвергают необязательному отжигу в зоне горячих состояний при температуре 400 - 750°С, предпочтительно в течение 1 - 96 часов.Hot rolled steel sheet may be subjected to additional pickling if necessary to remove scale formed during hot rolling. Then the hot rolled sheet is optionally annealed in the hot zone at a temperature of 400 - 750 °C, preferably for 1 - 96 hours.

После этого при необходимости можно провести травление этого горячекатаного стального листа для удаления окалины.After this, if necessary, this hot rolled steel sheet can be pickled to remove scale.

Горячекатаные стальные листы затем подвергают холодной прокатке с уменьшением толщины на 35 - 90%. Затем холоднокатаный стальной лист подвергают отжигу для придания стали по настоящему изобретению заданной микроструктуры и механических свойств.The hot rolled steel sheets are then cold rolled to a thickness reduction of 35 to 90%. The cold rolled steel sheet is then annealed to impart the desired microstructure and mechanical properties to the steel of the present invention.

Указанный холоднокатаный стальной лист затем отжигают в две стадии нагрева, при этом первая стадия начинается с нагрева стального листа от комнатной температуры до температуры T1 в диапазоне 600 - 750°C со скоростью нагрева HR1 по меньшей мере 2°C/с предпочтительный диапазон HR1 составляет 2 - 40°C/с и более предпочтительно 3 - 25°C/с, после чего вторая стадия начинается с дальнейшего нагрева стального листа от T1 до температуры выдержки Т2 между Ас1 и Ас3, со скоростью нагрева HR2 15°C/с или менее, причём HR2 ниже, чем HR1, затем проводят отжиг при Т2 в течение 10 - 500 секунд. В предпочтительном осуществлении скорость нагрева на второй стадии составляет менее 5°С/с и более предпочтительно менее 3°С/с. Предпочтительная температура выдержки T2 составляет от Ac1 +30°C до Ac3 и более предпочтительно от Ac1 +30°C до Ac3 - 20°C. Said cold rolled steel sheet is then annealed in two heating stages, wherein the first stage begins with heating the steel sheet from room temperature to a temperature T1 in the range of 600 - 750 °C with a heating rate HR1 of at least 2 °C/s, the preferred range of HR1 is 2 - 40 °C/s and more preferably 3 - 25 °C/s, after which the second stage begins with further heating the steel sheet from T1 to a holding temperature T2 between Ac1 and Ac3, with a heating rate HR2 of 15 °C/s or less, wherein HR2 is lower than HR1, then annealing is carried out at T2 for 10 - 500 seconds. In a preferred embodiment, the heating rate in the second stage is less than 5 °C/s and more preferably less than 3 °C/s. The preferred holding temperature T2 is from Ac1 +30 °C to Ac3 and more preferably from Ac1 +30 °C to Ac3 - 20 °C.

Вторая стадия нагрева обеспечивает достаточное время пребывания стали по настоящему изобретению при высокой температуре для полного растворения всех выделений, таких как цементит, образовавшихся на предыдущих стадиях обработки. В результате аустенит по настоящему изобретению имеет однородное содержание углерода 0,8 - 1,1% масс. и доля площади межкритического феррита составляет 5 - 60%.The second heating stage ensures that the steel of the present invention remains at a high temperature for a sufficient period of time to completely dissolve all precipitates, such as cementite, formed in the previous processing stages. As a result, the austenite of the present invention has a uniform carbon content of 0.8 - 1.1% by weight and an intercritical ferrite area fraction of 5 - 60%.

Затем холоднокатаный стальной лист отжигают при температуре выдержки T2 между Ac1 и Ac3.The cold rolled steel sheet is then annealed at a soaking temperature T2 between Ac1 and Ac3.

В предпочтительном осуществлении температуру выдержки выбирают так, чтобы микроструктура стального листа в конце выдержки содержала не менее 50% аустенита и более предпочтительно не менее 60% аустенита.In a preferred embodiment, the holding temperature is selected such that the microstructure of the steel sheet at the end of the holding contains at least 50% austenite and more preferably at least 60% austenite.

Затем холоднокатаный прокат охлаждают от Т2 до температуры выдержки при перестаривании Т_{перестар.} между Ms -50°С и 500°С, предпочтительно между Ms-40°С и 490°С, при средней скорости охлаждения по меньшей мере 5°С/с и предпочтительно по меньшей мере 10°C/с и более предпочтительно 15°C/с, где стадия охлаждения может включать необязательную подстадию медленного охлаждения между T2 и температурой Tмо между 600°C и 750°C, со скоростью охлаждения 2°С/с или менее и предпочтительно 1°С/с или менее.Then the cold rolled product is cooled from T2 to the overaging holding temperature T _overaging between Ms -50°C and 500°C, preferably between Ms-40°C and 490°C, at an average cooling rate of at least 5°C/s and preferably at least 10°C/s and more preferably 15°C/s, where the cooling step may include an optional sub-step of slow cooling between T2 and a temperature Tmo between 600°C and 750°C, at a cooling rate of 2°C/s or less and preferably 1°C/s or less.

Затем холоднокатаный стальной лист выдерживают при Т_{перестар.} в течение 5 - 500 секунд.Then the cold-rolled steel sheet is kept at T _overage for 5 - 500 seconds.

В первом осуществлении холоднокатаный стальной лист затем охлаждают до комнатной температуры для получения термообработанного холоднокатаного стального листа в соответствии с изобретением. В другом осуществлении холоднокатаный стальной лист может подвергаться последующему отжигу при температуре 150 - 300°С в течение времени от 30 минут до 120 часов. В другом осуществлении холоднокатаный стальной лист может быть необязательно доведён до температуры ванны для нанесения покрытия, чтобы облегчить покрытие горячим погружением холоднокатаного стального листа и выполнить необязательное покрытие, в зависимости от характера покрытия. В случае цинкового покрытия, такая температура стали может поддерживаться между 420 и 460°С. In a first embodiment, the cold rolled steel sheet is then cooled to room temperature to obtain a heat treated cold rolled steel sheet according to the invention. In another embodiment, the cold rolled steel sheet may be subjected to subsequent annealing at a temperature of 150 - 300 ° C for a time of 30 minutes to 120 hours. In another embodiment, the cold rolled steel sheet may optionally be brought to the temperature of the coating bath to facilitate hot dip coating of the cold rolled steel sheet and to carry out an optional coating, depending on the nature of the coating. In the case of zinc coating, such a steel temperature may be maintained between 420 and 460 ° C.

Холоднокатаный стальной лист также может быть покрыт любым из известных промышленных процессов, таких как электрогальванизация, JVD, PVD и т.д., которые могут не требовать доведения его до указанного выше диапазона температур перед нанесением покрытия.Cold rolled steel sheet can also be coated by any of the known industrial processes such as electrogalvanizing, JVD, PVD etc. which may not require bringing it to the above temperature range before coating.

ПримерыExamples

Следующие тесты и примеры, представленные в описании, не носят ограничительного характера и должны рассматриваться только в иллюстративных целях, они будут отображать преимущества настоящего изобретения и разъяснять значение параметров, выбранных изобретателями после обширных экспериментов, и дополнительно определять свойства стали согласно изобретению, которые могут быть достигнуты.The following tests and examples presented in the description are not limiting and should be considered for illustrative purposes only, they will show the advantages of the present invention and clarify the meaning of the parameters chosen by the inventors after extensive experiments, and further define the properties of the steel according to the invention that can be achieved.

Готовят образцы листов стали согласно изобретению и некоторых сравнительных марок с составами, приведёнными в таблице 1, и параметрами обработки, приведёнными в таблице 2. Соответствующие микроструктуры этих стальных листов представлены в таблице 3, а свойства в таблице 4.Samples of steel sheets according to the invention and some comparative grades are prepared with the compositions given in Table 1 and the processing parameters given in Table 2. The corresponding microstructures of these steel sheets are presented in Table 3, and the properties in Table 4.

В таблице 1 представлены стали с составами, выраженными в массовых процентах.Table 1 presents steels with compositions expressed in mass percent.

Таблица 1. Состав образцовTable 1. Composition of samples

В таблице 2 приведены параметры процесса отжига, реализованные на сталях из таблицы 1. Table 2 shows the parameters of the annealing process implemented on the steels from Table 1.

В таблице 1 также показаны температуры бейнитного превращения Bs и мартенситного превращения Ms стали по изобретению и стали сравнения. Расчет Bs выполняется с использованием формулы Ван Бохемена, опубликованной в Materials Science and Technology (2012) vol 28, n°4, pp487-495, которая выглядит следующим образом:Table 1 also shows the bainitic transformation temperatures Bs and martensitic transformation temperatures Ms of the invention steel and the comparison steel. The calculation of Bs is performed using the Van Bohemen formula published in Materials Science and Technology (2012) vol 28, n°4, pp487-495, which is as follows:

Bs=839-(86*[Mn]+23*[Si]+67*[Cr]+33*[Ni]+75*[Mo])-270*(1-EXP(-1,33*[C]))Bs=839-(86*[Mn]+23*[Si]+67*[Cr]+33*[Ni]+75*[Mo])-270*(1-EXP(-1.33*[C ]))

Расчёт Ms производится по формуле Барбье:Calculation of Ms is performed using the Barbier formula:

Ms= 545 - 601,2*(1-Exp(1-0,868*C%)) - 34,4*Mn% - 13,7Si% - 9,2Cr% - 17,3Ni% - 15,4Mo% + 10,8V% + 4,7Co% - 1,4Al% - 16,3Cu% - 361Nb% - 2,44Ti% - 3448B%Ms= 545 - 601.2*(1-Exp(1-0.868*C%)) - 34.4*Mn% - 13.7Si% - 9.2Cr% - 17.3Ni% - 15.4Mo% + 10 .8V% + 4.7Co% - 1.4Al% - 16.3Cu% - 361Nb% - 2.44Ti% - 3448B%

Она также показывает значения Ac1 и Ac3, которые рассчитываются по следующей формуле:It also shows the Ac1 and Ac3 values, which are calculated using the following formula:

Ac1 = 723 - 10,7[Mn] - 16,9[Ni] + 29,1[Si] + 16,9[Cr] + 6,38[W] + 290[As]Ac1 = 723 - 10.7[Mn] - 16.9[Ni] + 29.1[Si] + 16.9[Cr] + 6.38[W] + 290[As]

Ac3 = 955 - 350[C] - 25[Mn] + 51[Si] + 106[Nb] + 100[Ti] + 68[Al] - 11[Cr] - 33[Ni] - 16[Cu] + 67[Mo]Ac3 = 955 - 350[C] - 25[Mn] + 51[Si] + 106[Nb] + 100[Ti] + 68[Al] - 11[Cr] - 33[Ni] - 16[Cu] + 67 [Mo]

где содержание элементов выражено в массовых процентах.where the content of elements is expressed as mass percent.

Все примеры и контрпримеры образцов повторно нагревают до температуры 1200°С, а затем подвергают горячей прокатке, при этом конечная температура горячей прокатки составляет 920°С, после чего горячекатаную стальную полосу сматывают в рулон при 550°С, а обжатие холодной прокатки для всех примеров и контрпримеров составляет 60%.All examples and counterexamples of the specimens are reheated to 1200°C and then hot rolled, and the final hot rolling temperature is 920°C, after which the hot rolled steel strip is coiled at 550°C, and the cold rolling reduction for all examples and counterexamples is 60%.

Таблица 2. Параметры процесса испытанийTable 2. Test process parameters

подчёркнутые значения: не соответствует изобретению.underlined values: does not correspond to the invention.

В таблице 3 представлены результаты испытаний, проведённых в соответствии со стандартами с использованием различных микроскопов, таких как сканирующий электронный микроскоп для определения состава микроструктуры как стали по изобретению, так и сравнительных образцов. Table 3 presents the results of tests carried out in accordance with standards using various microscopes such as scanning electron microscope to determine the microstructure composition of both the invention steel and comparative samples.

Таблица 3. Микроструктура образцовTable 3. Microstructure of samples

подчеркнутые значения: не соответствует изобретению.underlined values: does not correspond to the invention.

В таблице 4 представлены механические свойства как стали по изобретению, так и стали сравнения. Прочность на растяжение, предел текучести и общее удлинение проводятся в соответствии со стандартом ISO6892-1. Таблица 4: механические свойства испытанийTable 4 presents the mechanical properties of both the invention steel and the comparison steel. The tensile strength, yield strength and total elongation are tested according to ISO6892-1. Table 4: Mechanical properties of the tests

Таблица 4. Механические свойства образцовTable 4. Mechanical properties of samples

Примеры показывают, что стальные листы согласно изобретению, являются единственными листами, обладающими всеми целевыми свойствами благодаря их специфическому составу и микроструктуре. The examples show that the steel sheets according to the invention are the only sheets that possess all the target properties due to their specific composition and microstructure.

Claims

1. Heat-treated cold-rolled steel sheet having a composition comprising the following elements, expressed in mass percent:

0.1 ≤ Carbon ≤ 0.25

2.15 ≤ Manganese ≤ 2.9

0.1 ≤ Silicon ≤ 0.8

0.1 ≤ Aluminum ≤ 0.9

0.05 ≤ Chromium ≤ 0.5

0 ≤ Phosphorus ≤ 0.09

0 ≤ Sulfur ≤ 0.09

0 ≤ Nitrogen ≤ 0.09

2.4 ≤ C + Mn ≤ 3.0,

and may contain one or more of the following optional elements

0 ≤ Niobium ≤ 0.1

0 ≤ Titanium ≤ 0.1

0 ≤ Vanadium ≤ 0.1

0 ≤ Molybdenum ≤ 1

0 ≤ Nickel ≤ 1

0 ≤ Calcium ≤ 0.005

0 ≤ Boron ≤ 0.01

0 ≤ Cerium ≤ 0.1

0 ≤ Magnesium ≤ 0.05

0 ≤ Zirconium ≤ 0.05,

the remainder consists of iron and inevitable impurities resulting from processing, and the microstructure of said steel sheet comprises, in area fractions, 20-70% martensite, 5-60% intercritical ferrite, 5-30% transformed ferrite, 8-20% residual austenite, with the carbon content of the residual austenite being 0.8-1.1 wt.%, and 1-20% bainite, with the total amount of intercritical and transformed ferrite being 15-65%.

2. A steel sheet according to item 1, wherein the composition contains 0.15-0.7% silicon.

3. A steel sheet according to claim 1 or 2, wherein the composition contains 0.12-0.22% carbon.

4. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-3, wherein the composition contains 0.2-0.8% aluminum.

5. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-4, wherein the composition contains 2.2-2.9% manganese.

6. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-5, wherein the composition contains a total amount of carbon and manganese of 2.5-2.9%.

7. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-6, in which the carbon content in the residual austenite is 0.9-1.1%.

8. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-7, in which the content of intercritical ferrite is 5-50%.

9. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-8, in which the content of transformed ferrite is 6-25%.

10. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-9, in which the martensite content is 20-60%.

11. A steel sheet according to any one of paragraphs. 1 to 10, which has a tensile strength of 950 MPa or more and a total elongation of 14.0% or more.

12. The steel sheet according to item 11, which has a yield strength of 600 MPa or more.

13. A method for producing heat-treated cold-rolled steel sheet comprising the following sequential stages:

providing a semi-finished product made of steel having a composition according to any of paragraphs 1-6;

heating the specified semi-finished product to a temperature of 1000-1250°C;

rolling the said semi-finished product at a temperature from Ac3 to Ac3 + 200°C to obtain a hot-rolled steel sheet, wherein the final hot rolling temperature is higher than Ac3;

cooling the hot-rolled steel sheet at a cooling rate of at least 30°C/s to a winding temperature that is less than 600°C; and winding the hot-rolled steel sheet into a coil;

cooling the hot rolled steel sheet to room temperature;

it is not necessary to perform the process of removing scale from the said hot rolled steel sheet;

it is not necessary to anneal hot-rolled steel sheet at a temperature of 400-750°C;

cold rolling the said hot rolled steel sheet with a reduction ratio of 35-90% to obtain a cold rolled steel sheet;

annealing the said cold-rolled steel sheet in two heating stages, wherein:

the first stage consists of heating the steel sheet from room temperature to a temperature T1 of 600-750°C with a heating rate HR1 of at least 2°C/s,

the second stage begins with further heating of the steel sheet from T1 to the holding temperature T2 between Ac1 and Ac3, with a heating rate HR2 of 15°C/s or less, where HR2 is lower than HR1,

then annealing at T2 for 10-500 seconds,

then cooling the cold rolled steel sheet from T2 to an overaging temperature T _overaging between Ms-50°C and 500°C at an average cooling rate of at least 5°C/s, wherein such cooling may include an optional slow cooling step between T2 and a temperature Tmo of 600-750°C at a slow cooling rate of 2°C/s or less,

then said cold rolled steel sheet is subjected to overaging at a temperature T _overaging for 5-500 seconds and brought to a temperature in the range of 420-460°C to facilitate optional coating,

then performing an optional subsequent annealing in the temperature range of 150-300°C for 30 minutes to 120 hours,

After this, the cold-rolled steel sheet is cooled to room temperature to obtain a heat-treated cold-rolled steel sheet.

14. The method according to claim 13, wherein the winding temperature is 350-600°C.

15. The method according to claim 13 or 14, wherein the final hot rolling temperature is more than Ac3+ 50°C.

16. The method according to any one of claims 13-15, wherein the holding temperature T2 is selected so as to ensure the presence of at least 50% austenite at the end of the holding.

17. The use of heat-treated cold-rolled steel sheet according to any of paragraphs 1-12 for the manufacture of structural parts or safety parts of a vehicle.

18. Use of the method for manufacturing heat-treated cold-rolled steel sheet according to any of paragraphs 13-16 for manufacturing structural parts or safety parts of a vehicle.

19. A vehicle comprising a structural part or a safety part made from heat-treated cold-rolled steel sheet according to any one of paragraphs 1-12.