СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПОДВЕРГНУТОЙ ВОЗВРАТУ ЛИСТОВОЙ СТАЛИ, ИМЕЮЩЕЙ АУСТЕНИТНУЮ МАТРИЦУ
METHOD OF PRODUCING RETURN SHEET STEEL HAVING AN AUSTENITIC MATRIX

Настоящее изобретение относится к способу производства подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу. 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 подвергнутые возврату листовые стали, в частности, стали, характеризующиеся пластичностью, индуцированной двойникованием (ТВИП-стали), демонстрирующие хорошую деформируемость. Даже в случае демонстрации данным продуктом очень хорошей деформируемости механические свойства, такие как предел прочности при растяжении и напряжение при пределе текучести, не могут быть достаточно высокими для удовлетворения потребностям в автомобильной области применения.
Как это известно, для улучшения прочности данных сталей при одновременном сохранении хорошей обрабатываемости индуцируют получение высокой плотности двойников в результате холодной прокатки со следующей далее обработкой для возврата, устраняющей дислокации, но сохраняющей двойники.
Однако, в результате использования таких способов имеет место риск неполучения ожидаемых механических свойств. Действительно, специалист в соответствующей области техники может только следовать известным способам, а после этого измерять механические свойства полученной листовой стали для выяснения того, были ли достигнуты желательные механические свойства. Адаптирование условий способа в целях получения ожидаемых механических свойств является невозможным.
Таким образом, задача изобретения заключается в устранении вышеупомянутых недостатков в результате предложения способа изготовления подвергнутой возврату листовой стали, обнаруживающей, по меньшей мере, одно ожидаемое механическое свойство, при этом такое механическое свойство является улучшенным. Еще одна цель заключается в предложении подвергнутой возврату листовой стали, обладающей такими улучшенными механическими свойствами.
Достижения данной задачи добиваются в результате предложении способа изготовления листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 1 формулы изобретения. Способ также может включать характеристики из пунктов от 2 до 20 формулы изобретения.
Достижения еще одной задачи добиваются в результате предложения листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 21 формулы изобретения.
Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.
Должны быть определены следующие далее термины:
- М: механическое свойство,
target
- М: целевое значение механического свойства,
recrystallisation
- М: механическое свойство после рекристаллизационного отжига,
cold-roll
- М: механическое свойство после холодной прокатки,
- UTS: предел прочности при растяжении,
- ТЕ: совокупное относительное удлинение,
- Р: величина PAREQ,
target
- Р: целевое значение величины PAREQ,
- FWHM: полная ширина на половине высоты максимума в спектре рентгеновской дифракции, и
target
- FWHM: целевое значение полной ширины на половине высоты максимума в спектре рентгеновской дифракции.
target
Изобретение относится к способу изготовления подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу и обнаруживающей, по меньшей мере, одно механическое свойство (М), равное или более высокое в сопоставлении с целевым значением M, состав которой содержит при расчете на массу:
0,1 < C < 1,2%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,1%,
Si ≤ 3,0%
и исключительно в необязательном порядке один или несколько элементов, таких как
Nb ≤ 0,5%,
B ≤ 0,005%,
Cr ≤ 1,0%,
Mo ≤ 0,40%,
Ni ≤ 1,0%,
Cu ≤ 5,0%,
Ti ≤ 0,5%,
V ≤ 2,5%,
Al ≤ 4,0%,
при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате разработки,
причем такой способ включает стадии, заключающиеся в:
А. стадии калибровки, где:
I. получают, по меньшей мере, 2 образца упомянутой стали, подвергшейся термообработкам в диапазоне от 400 до 900°С в течение от 40 секунд до 60 минут в соответствии с величинами PAREQ P,
II. указанные образцы подвергают исследованию рентгеновской дифракции в целях получения спектров, включающих основной пик, у которого измеряют ширину на середине высоты FWHM,
III. измеряют значение M для таких образцов,
IV. проводят измерение для состояния возврата или рекристаллизации каждого образца,
V. вычерчивают кривую зависимости М от FWMH в домене, где образцы подвергаются возврату в диапазоне от 0 до 100%, но не рекристаллизации,
В. стадии вычисления, где:
target
target
I. определяют значение FWHM, соответствующее значению M,
target
target
II. определяют величину PAREQ P для термообработки, проводимой в целях достижения такого значения M, и
target
target
target
III. выбирают время t и температуру T°, соответствующие значению P,
recrystallization
С. стадии подачи рекристаллизованной листовой стали, характеризующейся значением M,
cold-roll
D. стадии холодной прокатки в целях получения листовой стали, характеризующейся значением M, и
target
target
Е. стадии отжига, проводимой при температуре T° в течение времени t
Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, при использовании способа, соответствующего настоящему изобретению, становится возможным получение технологических параметров стадии отжига Е) в целях получения подвергнутой возврату листовой стали, в частности, листовой ТВИП-стали, обладающей ожидаемыми улучшенными механическими свойствами.
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.) данная стабильность достигается для уровня содержания углерода, составляющего 0,5% и более. 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 карбидов или карбонитридов ванадия. Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,4 до 1,2%, более предпочтительно от 0,5 до 1,0%, (масс.) в целях получения достаточной прочности.
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%, а 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 0,06%, а более предпочтительно более, чем 0,7%.
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 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 является меньшим или равным 2,5%, предпочтительно находящимся в диапазоне от 0,1 до 1,0%. Предпочтительно V образует выделения. Предпочтительно объемная доля таких элементов в стали находится в диапазоне от 0,0001 до 0,025%. Предпочтительно элемент ванадий главным образом локализуется при расположении внутри зерен. В выгодном случае, элемент ванадий характеризуется средним размером, составляющим менее, чем 7 нм, предпочтительно находящимся в диапазоне 1-5 нм, а более предпочтительно от 0,2 до 4,0 нм.
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, в стали присутствует, по меньшей мере, один элемент, выбираемый из титана, ниобия, хрома и молибдена, в форме карбидов, нитридов и карбонитридов.
В соответствии с настоящим изобретением способ включает стадию калибровки А.I), где получают, по меньшей мере, 2 образца листовой стали, подвергшейся термообработкам в диапазоне от 400 до 900°С в течение от 40 секунд до 60 минут в соответствии с величинами PAREQ P. На данной стадии определяют параметр, обозначаемый как PAREQ, для получения возможности сопоставления различных термообработок, проводимых при различных температурах в течение различных времен, его определяют в виде:
PAREQ = – 0,67 * log(∫– ΔH/RT) * dt)
При этом ΔН: энергия диффундирования железа в железе (равная 300 кДж/моль), Т = температура цикла, и проводят интегрирование по времени термообработки. Чем более высокотемпературной или продолжительной будет термообработка, тем меньшим будет значение PAREQ. Две различные термообработки, характеризующиеся идентичным значением PAREQ, будут приводить к получению одного и того же результата в отношении одной и той же марки стали. Предпочтительно значение PAREQ составляет более, чем 14,2, более предпочтительно находится в диапазоне от 14,2 до 25, а более предпочтительно от 14,2 до 18.
После этого в ходе стадии А.II) образцы подвергают исследованию рентгеновской дифракции в целях получения спектров, включающих основной пик, у которого измеряют полную ширину на половине высоты максимума FWHM. Исследование рентгеновской дифракции является неразрушающей аналитической методикой, которая обеспечивает получение подробной информации в отношении внутренней решетки кристаллических веществ, в том числе параметров элементарной ячейки, длин связей, валентных углов и деталей упорядоченности узлов решетки. Непосредственно с этим связано монокристальное уточнение, при котором данные, наработанные при использовании рентгеновского анализа, интерпретируют и уточняют для получения информации о кристаллической структуре. Обычно рентгеноструктурная кристаллография представляет собой средство, использующееся для идентифицирования такой кристаллической структуры. В соответствии с настоящим изобретением листовая сталь включает аустенитную матрицу, при этом аустенитная матрица описывается гранецентрированной кубической сингонией. Таким образом, предпочтительно основной пик, у которого измеряют полную ширину на половине высоты максимума FWHM, соответствует индексу Миллера [311]. Действительно, как это представляется, данный пик, будучи характеристическим для аустенитной структуры, является наилучшим представителем воздействия плотности дислокаций.
После этого в ходе стадии А.III) измеряют величину М для таких образцов. Предпочтительно М представляет собой предел прочности при растяжении (UTS), совокупное относительное удлинение (ТЕ) или обе данные величины (UTS * TE).
После этого проводят измерение для состояния возврата или рекристаллизации каждого образца в ходе стадии А.IV). Предпочтительно измерения для таких состояний проводят при использовании сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) и метода ДОРЭ (дифракции обратно-рассеянных электронов) или просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ).
После этого в ходе стадии А.V) вычерчивают кривую зависимости М от FWMH в домене, где образцы подвергаются возврату в диапазоне от 0 до 100%, но не рекристаллизации.
target
target
target
В соответствии с настоящим изобретением проводят стадию вычисления В). Вычисление включает стадию В.I), где определяют значение FWHM, соответствующее значению M. Предпочтительно значение FWHM составляет более, чем 1,0°, а в выгодном случае находится в диапазоне от 1,0 до 1,5°.
В одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой UTS, определения значения FWHM добиваются при использовании следующего далее уравнения:
target
cold-roll
cold-roll
recrystallization
4
UTS = UTS – (UTS– UTS) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1))
target
В данном случае предпочтительно UTS является большим или равным 1430 МПа, а более предпочтительно находится в диапазоне от 1430 до 2000 МПа.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой TЕ, определения значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) добиваются при использовании следующего далее уравнения:
target
cold-roll
recrystallization
cold-roll
2,5
TE = TE – (TE– UTS) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1))
target
В данном случае предпочтительно TЕ является большим или равным 15%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 15 до 30%.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой UTS * TЕ, определения значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) добиваются при использовании следующего далее уравнения:
target
target
UTS * TE= 100000 * (1 – 0,5FWHM)
target
target
target
В данном случае предпочтительно UTS * TE является большим, чем 21000, а более предпочтительно находится в диапазоне от 21000 до 60000, при этом TE составляет как максимум 30%.
target
target
target
После этого проводят стадию В.II), где определяют величину PAREQ P для термообработки, проводимой в целях достижения такого значения M. Предпочтительно P составляет более, чем 14,2, более предпочтительно находится в диапазоне от 14,2 до 25, а более предпочтительно от 14,2 до 18.
target
target
target
target
target
После этого проводят стадию В.III), состоящую в выборе времени t и температуры T°, соответствующих значению P. Предпочтительно T° находится в диапазоне от 400 до 900°С, а t находится в диапазоне от 40 секунд до 60 минут.
recrystallization
После этого способ, соответствующий настоящему изобретению, включает стадию подачи рекристаллизованной листовой стали, характеризующейся величиной М. Действительно, предпочтительно листовая сталь подвергается рекристаллизации после рекристаллизационного отжига, проводимого при температуре в диапазоне от 700 до 900°С. Например, рекристаллизацию проводят в течение от 10 до 500 секунд, предпочтительно от 60 до 180 секунд.
recrystallization
В одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой UTS, UTS составляет более, чем 800 МПа, предпочтительно находится в диапазоне от 800 до 1400 МПа, а более предпочтительно от 1000 до 1400 МПа.
recrystallization
В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ, TЕ составляет более, чем 20%, предпочтительно более, чем 30%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 30 до 70%.
recrystallization
recrystallization
В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ * UTS, TЕ * UTS составляет более, чем 16000, более предпочтительно более, чем 24000, а в выгодном случае находится в диапазоне от 24000 до 98000.
cold-roll
После этого проводят стадию холодной прокатки D) в целях получения листовой стали, характеризующейся значением M. Предпочтительно степень обжатия находится в диапазоне 1-50%, предпочтительно 1-25% или от 26 до 50%. 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 данной стадии прокатки. В дополнение к этому, данная стадия индуцирует получение высокой плотности двойников, улучшающей, таким образом, механические свойства листовой стали.
cold-roll
В одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой UTS, UTS составляет более, чем 1000 МПа, предпочтительно более, чем 1200 МПа, а в выгодном случае более, чем 1400 МПа.
cold-roll
В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ, TЕ составляет более, чем 2%, более предпочтительно находится в диапазоне от 2 до 50%.
cold-roll
cold-roll
В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ * UTS, TЕ * UTS составляет более, чем 2000, предпочтительно 2400, а более предпочтительно находится в диапазоне от 2400 до 70000.
target
target
После этого проводят стадию отжига Е) при температуре Т° в течение времени t.
После второй холодной прокатки может быть проведена стадия нанесения покрытия в результате погружения в расплав G). Предпочтительно стадию G) проводят при использовании ванны на алюминиевой основе или ванны на цинковой основе.
В одном предпочтительном варианте осуществления стадию нанесения покрытия в результате погружения в расплав проводят при использовании ванны на алюминиевой основе, которая 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 еще одном предпочтительном варианте осуществления стадию нанесения покрытия в результате погружения в расплав проводят при использовании ванны на цинковой основе, которая содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.
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.).
Например, после осаждения покрытия может быть проведена стадия отжига в целях получения отожженной и гальванизированной листовой стали.
Таким образом, при использовании способа, соответствующего изобретению, получают подвергнутую возврату листовую сталь, включающую аустенитную матрицу, характеризующуюся, по меньшей мере, одним ожидаемым и улучшенным механическим свойством.
Пример
В данном примере использовали листовые стали, характеризующиеся следующим далее массовым составом:
C (%)
Mn (%)
Si (%)
P (%)
Al (%)
Cu (%)
Mo (%)
V (%)
N (%)
Nb (%)
Cr (%)
Ni (%)
0,583
21,9
0,226
0,03
0
0,031
0,01
0,206
0,0148
0
0,183
0,06
target
target
target
target
target
target
target
target
target
В данном примере подвергнутая возврату листовая сталь характеризовалась целевым значением механического свойства M, представляющим собой UTS 1512 МПа. Благодаря стадии калибровки А определяли значение FWHM, соответствующее UTS, FWHM составлял 1,096. Определяли P для термообработки, проводимой для достижения UTS, данная величина составляла 14,39. После этого выбранное время t составляло 40 секунд, а выбранная температура T° составляла 650°С.
recrystallization
cold-roll
Таким образом, сначала пробы 1 и 2 подвергали нагреванию и горячей прокатке при температуре 1200°С. Конечную температуру горячей прокатки устанавливали равной 890°С и после горячей прокатки проводили скатывание в рулон при 400°С. После этого проводили 1-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 50%. Вслед за этим проводили рекристаллизационный отжиг при 825°С в течение 180 секунд. Полученное значение UTS составляло 980 МПа. После этого проводили 2-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 30%. Полученное значение UTS составляло 1540 МПа.
После этого пробу 1 отжигали при 650°С в течение 40 секунд в соответствии с настоящим изобретением. После данного отжига проба 1 подвергалась возврату. UTS для пробы 1 составлял 1512,5 МПа.
target
target
После этого пробу 2 отжигали при 650°С в течение 90 секунд, то есть, величины t и T°, определяемые для способа настоящего изобретения, не соблюдались. После данного отжига проба 2 подвергалась рекристаллизации. UTS для пробы 2 составлял 1415,5 МПа. FWHM для пробы 2 составлял 0,989, а Р составлял 14,12, то есть, вне диапазона настоящего изобретения.
Как это демонстрируют результаты, в случае использования способа, соответствующего настоящему изобретению, может быть получена подвергнутая возврату листовая сталь, обладающая ожидаемыми механическими свойствами.