PL204391B1

PL204391B1 - Wysokowytrzymała blacha stalowa i sposób jej wytwarzania

Info

Publication number: PL204391B1
Application number: PL379099A
Authority: PL
Inventors: Toshiki Nonaka; Hirokazu Taniguchi; Masaaki Mizutani; Nobuhiro Fujita
Original assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2003-06-19
Filing date: 2003-06-24
Publication date: 2010-01-29
Also published as: RU2006101392A; BR0318364B1; US20110186185A1; JP2005008961A; BR0318364A; PL379099A1; US20070095444A1; EP1642990A4; KR100727496B1; EP1642990A1; CN1788099A; RU2322518C2; CN100471972C; WO2004113580A1; US8262818B2; JP4214006B2; EP1642990B1; CA2529736C; AU2003243961A1; KR20060018270A

Description

Opis wynalazku

Przedmiotem wynalazku jest wysokowytrzymała blacha stalowa podatna na kształtowanie, powierzchniową obróbkę chemiczną i galwanizację, oraz sposób wytwarzania blachy stalowej.

Ostatnio istnieje zapotrzebowanie na zmniejszenia ciężaru karoserii samochodów w celu zwiększenia wydajności paliwa. Jednym ze środków zmniejszenia ciężaru samochodu jest zastosowanie stali mającej wysoką wytrzymałość. Jednak, wraz ze wzrostem wytrzymałości stali kształtowanie tego materiału stalowego poprzez prasowanie staje się coraz trudniejsze.

Wynika to stąd, że ogólnie, gdy wytrzymałość stali wzrasta, wzrasta też naprężenie płynięcia stali i zmniejsza się jej wydłużenie.

W celu pokonania tego problemu wynaleziono blachę stalową, (dalej nazywaną „stalą TRIP”) która wykorzystuje indukowaną naprężeniami przemianę austenitu szczątkowego i tym podobne, w celu polepszenia wydłużenia, i te technologie są ujawnione w publikacji nie przebadanych japońskich zgłoszeń patentowych nr S61-157625 i nr H10-130776.

Jednak, typowa blacha stalowa TRIP koniecznie wymaga dużych zawartości Si, a wskutek tego wydajność obróbki poprzez chemiczną przemianę i cynkowanie na gorąco na powierzchni stali pogarsza się, i dlatego jest ograniczony zakres części, na które można zastosować taką stal. Ponadto, do stali ze szczątkowym austenitem muszą być dodane duże ilości C w celu zapewnienia wysokiej wytrzymałości, i dlatego występują problemy ze zgrzewaniem, takie jak pękanie jądra.

Jeśli chodzi o wydajność obróbki poprzez przemianę chemiczną i cynkowanie na gorąco na powierzchni blachy stalowej, wynalazki których celem jest zmniejszenie ilości Si w stali TRIP z austenitem szczątkowym są ujawnione w publikacji nie przebadanych japońskich zgłoszeń patentowych nr H5-247586 i nr 2000-345288. Jednak, chociaż w wynalazkach można oczekiwać polepszenia wydajności obróbki poprzez przemianę chemiczną (cynkowanie na gorąco) a także plastyczności, nie należy się spodziewać polepszenia spawalności. Ponadto, w przypadku stali TRIP o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 980 MPa, granica plastyczności jest bardzo wysoka i stąd problemem jest, że właściwości zachowania kształtu stali pogarszają się w czasie walcowania lub tym podobnego. Ponadto, w przypadku wysokowytrzymałej stali o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 980 MPa, istnieje obawa wystąpienia opóźnionego kruchego pękania. Innym problemem jest, że blacha stalowa TRIP zawiera dużą ilość austenitu szczątkowego, porów i dyslokacji utworzonych w dużej ilości na powierzchni granicznej pomiędzy fazą martenzytu, uformowanego wskutek przemiany indukowanej naprężeniem, i innymi fazami znajdującymi się w sąsiedztwie fazy martenzytu, wodoru skumulowanego na granicach i także występującego opóźnionego kruchego pękania.

Ponadto, jako technologia zmniejszania granicy plastyczności, znane jest stosowanie stali dwufazowej (dalej określanej jako „stal DP”) zawierającej ferryt, jak ujawniono w publikacji nie przebadanego japońskiego zgłoszenia patentowego nr S57-155329. Jednak technologia wymaga, aby szybkość chłodzenia po wyżarzaniu rekrystalizującym była 30°C/s lub większa, a szybkość chłodzenia uzyskiwana w zwykłej linii cynkowania na gorąco jest niewystarczająca. Dodatkowo, docelowa wytrzymałość na rozciąganie blachy stalowej jest co najwyżej 100 kg/mm² i dlatego wysokowytrzymała blacha stalowa mająca wystarczającą odkształcalność nie jest zawsze uzyskiwana.

Celem wynalazku jest opracowanie wysokowytrzymałej blachy stalowej mającej dużą podatność na kształtowanie, powierzchniową obróbkę chemiczną i galwanizację, oraz sposób wytwarzania blachy stalowej na skalę przemysłową.

Wysokowytrzymała blacha stalowa zawierająca od 0,03% do 0,20% C, od 0,005% do 0,3% Si, od 1,0% do 3,1% Mn, od 0,001% do 0,06% P, od 0,001% do 0,01% S, od 0, 0005% do 0,01% N, od 0,2% do 1,2% Al, nie więcej niż 0,5% Mo oraz opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% Ti i od 0,005% do 0,05% Nb, i ponadto opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% V, od 0,0005% do 0,005% Ca, od 0,0005% do 0,005% REM, zaś resztę stanowi Fe oraz nieuniknione zanieczyszczenia, według wynalazku charakteryzuje się tym, że ilość Si oraz Al w % masowych oraz docelowa wytrzymał o ść (TS) blachy stalowej speł niają poniż sze wyraż enie (1) oraz spełniają poniższe drugie wyrażenie (2), gdy dodany jest opcjonalny element B w ilość od 0,0005% do 0,002% masowych, a metalograficzna struktura blachy stalowej stanowi jedynie ferryt i martenzyt, a mianowicie:

(0,0012 x [docelowa wytrzymałość TS] - 0,29 [Si])/2,45 <

Al <1,5 - 3 x [Si] (1)

500 x [B] + [Mn] +0,2 [Al] < 2,9 (2)

PL 204 391 B1 gdzie [docelowa wytrzymałość TS] wytrzymałością blachy stalowej w zakresie od 590 do 1500 MPa, [Si] jest ilością Si, [B] jest ilością B, [Mn] jest ilością Mn, [Al] jest ilością Al w procentach masowych.

Korzystnie, stosunek szerokości do długości każdego ziarna ferrytu jest 0,2 lub większy, dla ilości nie mniejszej niż 50% wszystkich ziaren ferrytu w tej blasze stalowej.

Sposób wytwarzania wysokowytrzymałej blachy stalowej walcowanej na zimno, w którym materiał walcuje się na gorąco, zwija się, trawi się w zwykły sposób, wstępnie walcuje się na zimno, stosuje się wyżarzanie rekrystalizujące oraz walcowanie wykańczające, według wynalazku charakteryzuje się tym, że materiałem jest stalowa blacha zawierająca 0,03% do 0,2% C, 0,005% do 0,3% Si, 1,0% do 3,1% Mn, 0,001% do 0,06% P, od 0,001% do 0,01% S, od 0,0005% do 0,01% N, od 0,2% do 1,2% Al, nie więcej niż 0,5% Mo, opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% Ti i od 0,005% do 0,05% Nb, i ponadto opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% V, od 0,0005% do 0,005% Ca, od 0,0005% do 0,005% REM oraz resztę stanowiącą Fe i nieuniknione zanieczyszczenia, zaś końcowa temperatura walcowania na gorąco jest równa lub wyższa od temperatury przemiany Ar3, a zwija się w temperaturze od 400°C do 500°C, stopień redukcji wstępnego walcowania na zimno wynosi od 30% do 70%, wyżarza się w zakresie od temperatury przemiany Ac1 do temperatury przemiany Ac3 + 100°C przez 30 sekund do 30 minut w ciągłym procesie wyżarzania, chłodzi się do temperatury 600°C lub niższej, i poniżej temperatury przemiany martenzytycznej z prędkością chłodzenia spełniającą wyrażenie (3), a mianowicie:

X > (AC3 - 500) /10^a (3) a = 0,6[C] + 1,4[Mn] + 3,7[Mo] - 0,97 gdzie X jest szybkością chłodzenia w °C/sek, Ac3 jest wyrażone w °C, [C] jest ilością C, [Mn] jest ilością Mn, [Mo] jest ilością Mo, każda w % masowych.

W przypadku stali DP mającej niską granicę plastyczności, można wytworzyć przemysłowo wysokowytrzymałą blachę stalową o wydłużeniu większym niż wcześnie poprzez optymalizacje składników, a mianowicie poprzez regulację równowagi pomiędzy ilościami Si i Al i wartości TS (docelowa wytrzymałość) do danych zakresów, a w szczególności poprzez dostosowanie ilości dodatku Al.

Poprzez niniejszy wynalazek zapewnia się wysokowytrzymałą blachę stalową, której plastyczność jest polepszona w zakresie porównywalnym z, lub podobnym do, typowej stali z austenitem szczątkowym, jest polepszona powierzchniowa obróbka chemiczna i cynkowanie na gorąco poprzez redukcję Si, a ponadto właściwości są pogorszone w mniejszym stopniu nawet gdy stosuje się galwanizację.

Dodatkowo, niniejszy wynalazek zapewnia stal DP, która umożliwia utrzymanie austenitu szczątkowego w nieuniknionej zawartości co najwyżej 5%, a zasadniczo nie posiada austenitu szczątkowego, co eliminuje problemy opóźnionego kruchego pękania i wtórnej kruchości obróbki.

Wytrzymałość na rozciąganie wysokowytrzymałej blachy stalowej według niniejszego wynalazku jest w zakresie od 590 do 1500 MPa, a efekty niniejszego wynalazku są szczególnie zadawalające dla wysokowytrzymałej blachy stalowej o wytrzymałości na rozciąganie co najmniej 980 MPa.

Wysokowytrzymała blacha stalowa o doskonałej podatności na kształtowanie, powierzchniową obróbkę chemiczną i cynkowanie na gorąco, zawiera, w % masowych:

0,03 do 0,20% C,

0,005 do 0,3% Si,

1,0 do 3,1% Mn,

0,001 do 0,06% P,

0,001 do 0,01% S,

0,0005 do 0,01% N,

0,2 do 1,2% Al, i nie więcej niż 0,5% Mo, a resztę stanowi Fe i nieuniknione zanieczyszczenia, przy czym ilości Si i Al w % masowych i docelowa wytrzymałość (TS) tej blachy stalowej spełniają następującą zależność (1), zaś metalograficzna struktura tej blachy stalowej zawiera ferryt i martenzyt, a mianowicie:

(0,0012 x [docelowa wytrzymałość TS] - 0,29 - [Si])/2,45 < Al < 1, 5-3 x [Si] (1), gdzie [docelowa wytrzymałość TS] przedstawia zaprojektowaną wytrzymałość blachy stalowej w jednostkach MPa, a [Si] jest ilością Si w % masowych.

Wysokowytrzymała blacha stalowa według zależności (1) ponadto zawiera, w % masowych, co najmniej jeden z: 0,01 do 0,1% V, 0,01 do 0,1% Ti i 0,005 do 0,05% Nb.

PL 204 391 B1

Wysokowytrzymała blacha stalowa ponadto zawiera 0,0005 do 0,002% masowych B i spełnia następujące wyrażenie (2):

500 x [B]+ [Mn] + 0,2[Al] < 2,9 (2) gdzie [B] jest ilością [B], [Mn] jest ilością Mn, a [Al] jest ilością Al, każda w % masowych.

Wysokowytrzymała blacha stalowa ponadto zawiera, w % masowych, co najmniej jeden z: 0,0005 do 0,005% Ca i 0,005 do 0,005 REM.

Wysokowytrzymała blacha stalowa o doskonałej podatności na kształtowanie, powierzchniową obróbkę chemiczną i cynkowanie na gorąco, zawiera ziarna ferrytu, przy czym stosunek szerokości do długości każdego ziarna ferrytu jest 0,2 lub większy, dla ilości nie mniejszej niż 50% wszystkich ziaren ferrytu w tej wysokowytrzymałej blasze stalowej.

Wysokowytrzymała blacha stalowa według którejkolwiek z zależności (1) do (5) jest blachą stalową walcowaną na gorąco lub blachą stalową walcowaną na zimno.

Wysokowytrzymała blacha stalowa jest obrobiona poprzez cynkowanie na gorąco.

Sposób wytwarzania wysokowytrzymałej blachy stalowej polega na tym, że blacha stalowa jest wytwarzana w procesach: walcowania na gorąco przy końcowej temperaturze równej temperaturze przemiany Ar3 lub wyższej, zwijania w temperaturze 400°C do 550°C, następnie poddawanie zwykłemu trawieniu, następnie wstępnego walcowania na zimno ze stopniem redukcji 30 do 70%, potem wyżarzania rekrystalizującego w ciągłym procesie wyżarzania, i następnie walcowania wykańczającego.

We wspomnianym procesie wyżarzania blachę stalową ogrzewa się do temperatury w zakresie od temperatury przemiany Ac1 do temperatury przemiany Ac3 + 100°C, przetrzymuje się przez od 30 sekund do 30 minut, a następnie chłodzi się do temperatury w zakresie co najwyżej 600°C z prędkością chłodzenia nie mniejszą niż X °C/s, gdzie X spełnia następujące wyrażenie (3):

X > (Ac3 - 500)/10^a (3) a = 0,6[C] + 1,4[Mn] + 3,7 [Mo] - 0,87, gdzie X jest szybkością chłodzenia w °C/s, Ac3 jest wyrażona w °C, [C] jest ilością C, [Mn] jest ilością Mn, a [Mo] jest ilością Mo, każda w % masowych.

Przedmiot wynalazku w przykładzie wykonania jest przedstawiony na rysunku, na którym fig. 1 przedstawia wykres ukazujący zakresy Al i Si dla każdej docelowej wytrzymałości TS, figura 2 (a) przedstawia wykres ukazujący zależność pomiędzy wydajnością obróbki chemicznej i cynkowaniem na gorąco oraz ilościami Mn i B dla 0,4% Al, a figura 2 (b) przedstawia wykres ukazujący zależność pomiędzy wydajnością obróbki chemicznej i cynkowaniem na gorąco oraz ilościami Mn i B dla 1,2% Al, fig. 3 przedstawia wykres ukazujący zależność pomiędzy szybkością chłodzenia dla zapewnienia plastyczności i składnikami chemicznymi.

Przede wszystkim zostaną objaśnione przyczyny regulowania zawartości składników chemicznych i struktury metalograficznej wysokowytrzymałej blachy stalowej według niniejszego wynalazku.

C jest waż nym pierwiastkiem z punktu widzenia zapewnienia wytrzymał o ś ci i jest podstawowym pierwiastkiem stabilizującym martenzyt. Gdy ilość C jest mniejsza niż 0,03%, wytrzymałość jest niewystarczająca i nie tworzy się faza martenzytu. Z drugiej strony, jeżeli zawartość C przewyższa 0,2% wytrzymałość wzrasta nadmiernie, plastyczność jest niewystarczająca, pogarsza się spawalność i dlatego stal nie może być wykorzystywana jako materiał przemysłowy. Z tych powodów w niniejszym wynalazku zawartość C jest regulowana w zakresie od 0,03% do 0,2%, korzystnie od 0,06 do 0,015%.

Mn musi być dodany ze względu na zapewnienie wytrzymałości i, ponadto, jest pierwiastkiem, który opóźnia tworzenie się węglików oraz jest wydajny w tworzeniu ferrytu. Gdy zawartość Mn jest mniejsza niż 1,0%, wytrzymałość jest niewystarczająca, niewystarczające jest także tworzenie się ferrytu i pogarsza się plastyczność. Z drugiej strony, gdy zawartość Mn przewyższa 3,1%, twardość wzrasta powyżej koniecznej wskutek kształtowania się w dużych ilościach martenzytu i dlatego wzrasta wytrzymałość, co powoduje wzrost zmienności w jakości produktu, niewystarczającą plastyczność i niemożność zastosowania stali jako materiał u przemysł owego. Z tych powodów, w niniejszym wynalazku ilość Mn jest regulowana w zakresie od 1,0 do 3,1%.

Si jest pierwiastkiem, który jest dodawany ze względu na zapewnienie wytrzymałości i ogólnie zapewnienie plastyczności. Jednak gdy zawartość Mn jest większa niż 0,3%, pogarsza się podatność na powierzchniową obróbkę chemiczną i cynkowanie na gorąco. Dlatego ilość Mn jest ustalona na 0,3% lub mniej w niniejszym wynalazku, a ponadto, gdy kładzie się nacisk na cynkowanie na gorąco, korzystna ilość Si jest 0,1% lub mniej. Dodatkowo, Si jest dodawany jako odtleniacz i dla polepszenia twardości. Jednak gdy ilość Si jest mniejsza niż 0,005%, efekt odtlenienia jest niewystarczający. Dlatego dolna granica Si jest ustalona na 0,005%.

PL 204 391 B1

P jest dodawany jako pierwiastek wzmacniaj ą cy blachę stalową odpowiednio do wymaganego poziomu wytrzymałości. Jednak gdy ilość dodatku P jest duża, P segreguje się na granicach ziaren i wskutek tego pogarsza się lokalna plastyczność. Ponadto P także pogarsza spawalność. Dlatego górna granica zawartości P jest ustalona na 0,06%. Dolna granica zawartości P jest ustalona na 0,001%, ponieważ zmniejszenie ilości P poza tę wielkość powoduje zwiększenie kosztów rafinowania na etapie wytwarzania stali.

S jest pierwiastkiem, który tworzy MnS i dlatego pogarsza miejscową plastyczność i spawalność, co powoduje, że jest lepiej, gdy S w stali nie występuje. Z tych powodów górna granica zawartości S jest ustalona na 0,01%. Dolna granica zawartości S jest ustalona na 0,001%, ponieważ, podobnie jak P, zmniejszenie S poza tę wartość powoduje wzrost kosztów rafinacji na etapie wytwarzania stali.

Al jest najważniejszym pierwiastkiem w niniejszym wynalazku. Dodatek Al przyspiesza tworzenie się ferrytu i polepsza plastyczność. Ponadto Al jest pierwiastkiem, który nie pogarsza wydajności obróbki chemicznej i cynkowania na gorąco, nawet gdy Al jest dodany w dużej ilości. Również Al działa jako pierwiastek odtleniający. Dodanie Al w ilości 0,2% lub więcej jest konieczne dla polepszenia plastyczności. Z drugiej strony, gdy Al jest dodany w nadmiarze, powyższe efekty nasycają się, a stal staje się krucha. Z tego powodu górna granica zawartości Al jest ustalona na 1,2%.

N jest pierwiastkiem, który jest nie do uniknięcia, zawartość N mniejsza niż 0,0005% powoduje wzrost kosztów oczyszczania stali. Gdy N jest zawarty w nadmiarze, nie tylko pogarsza właściwości starzenia, ale także wzrasta ilość wydzieleń AlN i jest zmniejszony efekt dodatku Al. Z tego powodu korzystna ilość N jest 0,01% lub mniej. Z drugiej strony, nadmierne zmniejszenie ilości N powoduje zwiększenie kosztów procesu wytwarzania stali i dlatego ogólnie korzystne jest regulowanie ilości N do około 0,0005% lub więcej.

Ogólnie duże ilości pierwiastków stopowych muszą być dodane w celu wytworzenia blachy stalowej mającej wysoką wytrzymałość, w której jest zahamowane tworzenie się ferrytu. Z tego powodu frakcja ferrytu w strukturze jest obniżona, frakcja drugiej fazy wzrasta i dlatego wydłużenie zmniejsza się znacznie, zwłaszcza w stali DP o wytrzymałości 980 MPa lub większej. W celu poradzenia z tym dodaje się Si i zmniejsza się Mn. Jednak dodanie Si powoduje pogorszenie wydajności obróbki chemicznej i cynkowania na gorąco, a zmniejszenie Mn powoduje trudność z zapewnieniem wytrzymałości, i dlatego te sposoby nie są użyteczne dla blachy stalowej, stanowiącej cel niniejszego wynalazku. W ś wietle tego twórcy, wskutek intensywnych badań , stwierdzili, ż e gdy iloś ci Al, Si i wartość TS są regulowane tak, że spełniają zależność (1), zapewnia się wystarczającą frakcję ferrytu i zapewnia się doskonałe właściwości wydłużenia.

Jak pokazano na fig. 1, gdy ilość dodatku Al jest mniejsza niż wartość (0,0012 x [docelowa wytrzymałość TS] -0,29 - [Si])/2,45, ilość Al jest niewystarczająca dla polepszenia plastyczności, i przeciwnie, gdy przewyższa ona 1,5 - 3 x [Si], pogarsza się wydajność obróbki chemicznej i cynkowania na gorąco.

Powodem, dla którego cechą niniejszego wynalazku jest to, iż metalograficzna struktura zawiera ferryt i martenzyt, jest to, że poprzez utworzenie takiej struktury metalograficznej można uzyskać blachę stalową odznaczająca się doskonałą równowagą pomiędzy wytrzymałością i plastycznością. Ferryt, o którym tu mowa, oznacza ferryt poligonalny i ferryt bainityczny. Martenzyt, o którym tu mowa, obejmuje martenzyt uzyskiwany poprzez typowe chłodzenie i uzyskiwany poprzez odpuszczanie w temperaturze co najwyżej 600°C, i nawet ten ostatni martenzyt wykazuje identyczny efekt. Gdy austenit pozostaje w strukturze, pogarszają się właściwości wtórnej kruchości przy obróbce i opóźnionego pękania. Z tych powodów blacha stalowa według niniejszego wynalazku pozwala na nieuniknioną zawartość szczątkowego austenitu w ilości co najwyżej 3%, a więc zasadniczo nie zawiera austenitu szczątkowego.

Mo jest pierwiastkiem wydajnym dla zapewnienia wytrzymałości i twardości. Jednak nadmiar dodatku Mo czasami powoduje zahamowanie tworzenia ferrytu, pogorszenie plastyczności, i pogorszenie także wydajności obróbki chemicznej i cynkowania na gorąco w stali DP. Z tych powodów górna granica zawartości Mo jest ustalona na 0,5%.

V, Ti i Nb mogą być dodane w zakresie odpowiednio od 0,01 do 0,1%, od 0,01 do 0,1% i od 0,005 do 0,05%, w celu zapewnienia wytrzymałości.

B moż e być dodany w zakresie od 0,0005 do 0,002% w celu zapewnienia twardoś ci i wzrostu wydajności Al poprzez tworzenie BN. Poprzez wzrost frakcji ferrytu zapewnia się doskonałe wydłużenie, ale są przypadki, w których tworzy się struktura laminarna i pogarsza się lokalna plastyczność.

PL 204 391 B1

Twórcy wynalazku stwierdzili, że można uniknąć powyższej wady poprzez dodanie B. Jednak tlenki boru pogarszają wydajność obróbki chemicznej i cynkowania na gorąco. Także stwierdzono, że podobnie Mn i Al pogarszają wydajność obróbki chemicznej i cynkowania na gorąco, gdy są dodane w dużej ilości. Twórcy badali powyższe odkrycia i dodatkowo stwierdzili, ż e, jak pokazano na fig. 2 (a) i (b), gdy blacha stalowa zawiera B, Mn i Al tak, ż e spełnia zależność pokazaną w wyrażeniu (2), uzyskuje się wystarczająca wydajność obróbki chemicznej i cynkowania na gorąco.

Ca i REM mogą być dodane w zakresach odpowiednio od 0,0005 do 0,005% i od 0,0005 do 0,005%, w celu regulowania wtrąceń i polepszenia rozszerzalności otworu.

Sn i inne pierwiastki są zawarte w blasze stalowej jako nieuniknione zanieczyszczenia i, nawet, gdy te zanieczyszczające pierwiastki są zawarte w zakresie co najwyżej 0,01% masowych, nie pogarszają one efektów niniejszego wynalazku.

Przyczyny regulowania warunków procesu wytwarzania wysokowytrzymałej blachy stalowej według niniejszego wynalazku są następujące.

W walcowaniu na gorą co dokonuje się walcowania w zakresie temperatury równej temperaturze przemiany Ar3 lub wyższej w celu zapobiegania wpływowi naprężeń na ziarna ferrytu i pogorszeniu podatności na obróbkę. Jednak, gdy temperatura jest nadmiernie wysoka, ziarna krystaliczne rekrystalizowane po wyżarzaniu i złożone wydzielenia kryształów Mg rozrastają się nadmiernie, i dlatego korzystne jest aby temperatura była 940°C lub niższa. Jeśli chodzi o temperaturę zwijania, gdy jest ona wysoka przyspieszony jest wzrost ziaren krystalicznych i należy spodziewać się polepszenia podatności na obróbkę, ale przeciwnie, zwiększa się tworzenie zgorzeliny podczas walcowania na gorąco, co pogarsza wytrawianie, tworzą się ferryt i perlit w warstwach, wskutek tego C wydziela się nierównomiernie. Dlatego temperatura zwijania jest ustalona na nie wyższą niż 550°C. Z drugiej strony, gdy temperatura zwijania jest zbyt niska blacha stalowa utwardza się i wzrasta obciążenie walcowania na zimno. Dlatego temperatura zwijania jest ustalona na nie niższą niż 400°C.

W walcowaniu na zimno po wytrawianiu, gdy stopień redukcji jest niski, korekcja kształtu blachy stalowej jest trudna do osiągnięcia. Dlatego dolna granica stopnia redukcji jest ustalona na 30%. Z drugiej strony, gdy blacha stalowa jest walcowana na zimno, przy stopniu redukcji przewyż szają cym 70%, są generowane pęknięcia na krawędziach blachy stalowej i kształty stają się niestabilne. Dlatego górna granica stopnia redukcji jest ustalona na 70%.

W procesie wyżarzania stosuje się wyżarzanie w temperaturze w zakresie od temperatury przemiany Ac1 do temperatury przemiany Ac3 + 100°C. Gdy temperatura wyżarzania jest niższa niż powyższy zakres, struktura staje się niejednorodna. Z drugiej strony, gdy temperatura wyżarzania jest wyższa niż powyższy zakres, tworzenie ferrytu jest zahamowane przez pogrubiony austenit i wskutek tego pogarsza się wydłużenie. Ponadto, z ekonomicznego punktu widzenia korzystną temperaturą wyżarzania jest 900°C lub niższa. W tym przypadku konieczne jest utrzymywanie blachy stalowej przez 30 sekund lub dłużej w celu wyeliminowania struktury warstwowej. Jednak, nawet gdy czas przetrzymywania przewyższa 30 min, efekt jest nasycony i pogarsza się produktywność. Dlatego czas przetrzymywania jest regulowany w zakresie od 30 sekund do 30 minut.

Ponadto, temperatura końcowa chłodzenia jest ustalona na co najwyżej 600°C. Gdy temperatura końcowa chłodzenia przewyższa 600°C, austenit ma tendencję do pozostawania i jest prawdopodobieństwo występowania problemów z podatnością na wtórną obróbkę i opóźnionym kruchym pękaniem. Gdy szybkość chłodzenia jest niska podczas chłodzenia tworzy się perlit. Twórcy niniejszego wynalazku stwierdzili, że wydłużenie jest zapewnione poprzez spełnienie wyrażenia (3), jak pokazano na fig. 3.

W niniejszym wynalazku nawet, gdy stosuje się obróbkę wyżarzania w temperaturze 600°C lub niższej po powyższej obróbce cieplnej, mające na celu polepszenia rozszerzalności otworu i kruchości, nie wpływa to na efekty wynalazku.

P r z y k ł a d y

Stale zawierające chemiczne składniki pokazane w tabeli 1 wytopiono w próżniowym piecu do wytopu, schłodzono i doprowadzono do zakrzepnięcia, po czym podgrzano do 1200°C, poddano końcowemu walcowaniu w 880°C i schłodzono. Po schłodzeniu, poprzez utrzymanie blach stalowych przez 1 godz. w 500°C, zastosowano dwukrotnie obróbkę cieplną zwijania w walcowaniu na gorąco. Wytworzone walcowane na gorąco blachy stalowe były wyrównane w celu usunięcia zgorzeliny i następnie walcowane na zimno przy stopniu redukcji 60%.

PL 204 391 B1

Następnie, poprzez zastosowanie symulatora ciągłego wyżarzania, wyżarzano walcowane na zimno blachy stalowe przez 60 sek. w 770°C, chłodzono do 350°C, następnie przetrzymywano przez 10 do 600 sek. w tej temperaturze i następnie znowu chłodzono do temperatury pokojowej.

Właściwości wytrzymałościowe były oceniane przez przyłożenie naprężenia w kierunku L do próbek testowych JIS#5, i próby w których TS(MPa)xEL(%) było 16000 MPA % lub więcej były uważane za dobre. Obserwowano strukturę metalograficzną w mikroskopie optycznym. Ferryt obserwowano poprzez trawienie nitralem, a martenzyt obserwowano po trawieniu LePera.

W odniesieniu do wydajności pokrywania powłoką, poprzez uż ycie symulatora cynkowania na gorąco, walcowane na zimno blachy stalowe wyżarzono w tych samych warunkach co powyżej i następnie poddano cynkowaniu na gorąco. Następnie obserwowano stan osadzenia powłok galwanicznych wizualnie, i przypadki gdy warstwa galwaniczna była osadzona równomiernie na 90% powierzchni blachy stalowej był oceniany jako dobry (O), a przypadek, w którym warstwa galwaniczna częściowo ma wady, był oceniany jako zły (X). Jeśli chodzi o obróbkę chemiczną, blachy stalowe były obrobione zwykłym środkiem fosfaranowym dla samochodów (Bt 3080, wykonanym przez Nihon Perkerizing Co., Ltd.) według normy. Następnie obserwowano cechy powłok przemiany chemicznej wizualnie i za pomocą skaningowego mikroskopu elektronowego, i przypadek, w którym powłoka przemiany chemicznej pokrywała blachę stalową ściśle był oceniany jako dobry (O), a przypadek, w którym powłoka przemiany chemicznej pokrywała blachę stalową miała częściowo wady był oceniany jako zły (X).

Jak można widzieć z tabeli 2, niniejszy wynalazek umożliwia wytwarzanie wysokowytrzymałej blachy stalowej doskonałej do cynkowania na gorąco i obróbki chemicznej, i ponadto o doskonałej równowadze pomiędzy wytrzymałością i plastycznością.

Z drugiej strony, w przypadku porównawczych przykł adów, w których chemiczne skł adniki odbiegają od zakresów wskazanych w niniejszym wynalazku i przykładów porównawczych nr 61 i nr 62, w których ilości Al odbiegają od zakresów przewidzianych przez wyrażenie (1), jak pokazano w Tabeli 2, wartości TSXEL, które przedstawiają równowagę pomiędzy wytrzymałością i plastycznością są mniejsze niż 18000 MPa % lub oceny wydajności pokrywania i obróbki chemicznej są wskazane znakami X. Ponadto, w przypadku przykładów porównawczych nr 63 i nr 64, które nie spełniają wyrażenia (2) oceny wydajności pokrywania i obróbki chemicznej są wskazane znakami X. Natomiast w przypadku przykładów porównawczych nr 65 i nr 66, które nie spełniają wyrażenia (3), wartości TSxEL, które przedstawiają równowagę pomiędzy wytrzymałością i plastycznością, są mniejsze niż 18000 MPa %.

PL 204 391 B1

Tabela 1

Γ ή! 'O 5 O > S g Λ 4> g ·£ « o £ 3

'5? G s E 4> λ o

o

O

o

”7 j o

o

1 O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

S3 Ofl

U

\Λ

o

cc

«c-

<A

CM

cn

CT

cc

co

1

v>

cc-

©

t''

©

JC

óo

Φ

CM

o

ΥΤ

co

UJ

in

cn

uo

or

rO

w?

CM

<W

CM

cn

t'-

ίΛ

't

Cl

CM

Ν’

SA

•df

©

r~

©

c

O

Cl

<o

C-

cn

Ό

cn

TT

O

cn

<D

iri

tn

CN

CM

LA»

C5

o

<Z1

c.

oo

00

cc

OO

oo

OO

Cn

©

θ'.

so

oo

oe

OO

oC

©

OO

00

MP

Np

ΏΟ

(30

oo

cc

H

-J U4

ci en

m ci

cn

Μγ <A

00 o

T, ©

o

Ώ. w

co

a. M?

un ’Τ

c^ xf

ΓΜ cT

vn m

ir

•*3; ci

Cl

©

Μ ©C

tCi. oo

ci i-'

v\ NP

rn oc?

©, CO

©

Ώ. c·

CC

co

cn

CN

<M

<N

en

CT

CM

Ci

ΕΛ

C-

\ώ

vs

Cl

ur

CM

co

CM

V-J

*t

un

•Φ

τη

OO

cn

CM

3?

m

cn

Γ-

©

GO

rn

ΟΊ O

C3

m

c-

O

00

CM

cn

Cl

m

'C5

w

cn

Qk

<XJ

CM

oo

n

r«n

r-

c·

SCi

cc

c

00

©

m

o

H

no

Ό

m

'40

Np

NP

©

Γ--

O

r-

00

c-

oo

00

oo

©

(A

Ά

©

o

% UJ

j

!

J

[

!

;

j

1

i

Ϊ

!

Ϊ

!

Cl o o

1

l

1

i

I

!

tu

©

o

CQ

i

1

(

1

|

1

|

I

1

I

©

I

1

¹

*

’

'

⁴

¹

:

'

¹

©

¹

©

^ł

o

O

,

_E

.

j

₍

.

©

,

1

I

i

f

t

u

r

i

•

i

l

1

Φ.

3

^ł

*·

⁺

¹

^h

^r

¹

*

¹

'

o

Cl

fX3

1

J

1

l

J

1

t

1

f

1

»

J

3

©

J

1

i

1

Ϊ

5

©

A

©

o

m

oo

,

|

j

,

f

1

j

|

i

Ł

t

ł

t

I

ł

©

5

SP

* .

t

H

*

'

¹

©

©'

»r

>

^{

i

Ϊ

i

^!

i

*

’

‘

¹

'

1

i

^J

θ'

*

' .

CN

<C

NC

CM

<r>

un

©

sr>

—

Cl

en

_t, _L

MD

wn

CM

F-,

O

©

g

ν-,

CM

—

Ci

©

1

T—<

CM

O

©

C4

-“«1

Ci

,—;

CM

m

©

—-

—*

cn

O

¹—‘

CM

m

0'

o'

g>

©

O

©

Q

O

©

O

©

O

©

CN

SA

C-

sO

o

CM

V|

OO

o.

Τ'*’

CM

S

σ·.

<7*.

CM

©

CM

00

©

O

©

fC

r*

©

O

©

V*i

CM

o.

NO

OO

rr

3

c~

©

MJ

S!O

ro

><?

QO

4-

CN

-00

SA

©

ci

o

c·

-D

<

o

Mt

-«J-

SA

IM

t-~Z

OO

©

CA

~n

^νϊ

^—i

rn

—

O

o

O

-⁴

O

-

©

—

o

O

©

O

©

—

.

θ’

—

θ'

3

o

cn

C-

oo

O

©

O

ν',

O.

C|

©

Ί

Γ

—c

~C-

^!C

TC

m

©

en

sn

C

vł

Cl

<n

SC!

f-

Ί

o

©

CM

OO

m

ci

CT

3

m

00

M?

©

<M

ej>

MD

©

oc

g

O

o

C*5

r~,

<1

o

i ?

: i

Q

O

o

O

Φ

o

O

o

©

O

©*

©

o

O

©

o

O

o

O

©

O

o

O

©

o

O

©

O

—

o

O

o

Φ

O

©

O

©

o

O

o

©

O

©

CT

cm

<£>

c-

OO

©

wn

cM

τη

m

Γ-

Ί

co

c-

©

cf

c*

cn

SA

•n

g

C

sn

κη

m

o

O

o

©

o

O

g ©

O

o

O

©

O

©

©^Λ

o

©

o

DO

°r. o

o ©

SD

o_n o

o θ’

©_ θ'

©

© ©

o

©

o”

SJ o

S-J 0'

o, ©

o ©'

© ©

o

©_h ©

c£

o o

© ©

© o

\£>

IT)

cn

en

©

m

\O

t--

cn

oo

Cl

Ό

o

Ί

_

r-

\o

CM

C!

cn

Ό

O

m

oo

o

m

un

o

v>

co

o

©

<5

*r

a-

c?

m

o

sn

et

C

7 i

in

m

£U

o

O

o

ό

O

o

O

©

o

O.

O,

©

Φ.

©

o

©

O

©

o

O

o

©

Φ

©

O

o

©

O

©

*a

Γ

o

<n

cn

Ί

00

O\

n

00

CM

©

te

en

cn

wn

c·,

*3·

un

CM

s

no cM

©

et

©

©_

CM

©

-

Q ci

O

ci

O

ci

z-

o, ci

©„ ci'

a; ci

ci

Al

rn ci

^ΓΊ

O ci

ci

rN

_| .

00

O

tn

©

C'

wn

o

_o

©

e-

oo

©

m

©

O

oo

nr

o

O

en

to

CN

NP

MP

o

tx3

cn

m

r-·

o

Cl

ĆM

o

LCl

C-l

O

o

v

te

©

c

Ν’

co

©

O

©

o ©i

O

© ©

Φ

θ'

CM O

<o

θ'

©

©*

©

(Ν_ ©

CM^ ©“

©

© ©

©

(O

θ'

o

MO

©

m

«3

MP

Cn

o

oo

SCI

O

Cf

OO

©

oO

co

ej

o

cn

'st

‘O

m

et*

ΓΝ

u

m

rn

SC

M*J

Ml

Γ-»

l~·»

oo

nci

U<J

Ch

©

o

©

c-l

CM

yp

©

Ό

c-

C-

(A

O ©

o o

© ©

©~ θ'

©. ©

©_λ θ'

© ©

O ©

o o

© O

O O

© O

θ'

o

©

©'

©

o

O

o

©

3 Sć

g

<3

s

3 Uki

3

3 U4

3

2.

.3

a

_g

3

5 N «

3 rc.

J

3 Jsi

g

s

a

IN ętf

N o

c

N sj

3

N o:

_£2

tM «

M

M re

fM

. rM ec

JN vs

«3

ci «

Ai —

iN os

N rs

IM cC

iN Jfl

a

3

«

ES

E)

m

w

W

ffl

CS

«5

cd

co

¢0

«

cC

«·

SC

w

Uki >Λ

c >x

£

e,

g,

£

a

£3

c

Ć

F-

tł

?

£

u

ΰ

i

>5

£

3

5

$

;£

3

>

f

3

$

fi

WJ

w>

hf|

OC

Olj

ftl

1W1

ftf

ti?

ar

Of

or

cr

oi

01

W)

OT

W

n

tai

ty.

U,

W

Οΐ

ΰί

ω

3

ss

F

£

3

. 3

3

i

3

: £

3

£

fi

£

T3

U3

CM

no

SO

00

Q\

©

ΤΓ

*T5

Ό

<-

oo

©

CM

m

MT

te

©

C-

+s $

cn

ot

i'·’

CM

Cl

CM

CN

CM

PL 204 391 B1

Tabela 2

REM

i

j

1 1

'

1 J

!

;

1 ł

1 1

i

1 1

;

!

:

1

i..

!

:

i

:

1

i

1

:

i

j

00

o

00

ςρ

—

—‘

as

f

1

1 1

J

t

5

»

J

5

i

t

Ϊ

I

•

4

•

1

s

!

ί

J

ί

i

o o

8

i

t

o

O

o

U

Ϊ

s

i

1

o o

i

1

I 4

!

4

!

s

!

i

4

f

I

!

i

!

i t

i

!

o

J3 Z

_f

1

i

1

O

,

- ,

4

CN O

1

j

i

j

,

4

i

,

<O

f_

!

CN O

ł ·

o*

O

o

i-*

J

_f

,

O

i

,

i

,

t

j

4

t

1

J

O

wn

>

5

|

| :

1

J

i

j

i

f

j

|

o

4

j

{

f

1

i

θ'

ΓΝ

_t

30

SC-

cn

Ν’

,_,

OO

«η

cn

cc

V3

„ !

wn

CN

wn

Sfl

m

CN

m

oo

2

O

o

—

CN

1—“

CN

cn

CN

cn

w—<

<N

>—<

1

i

I

CN

—*

O ;

w—1

CN

O

—s;

O

|

O

o

O

o

O,

O

o

O

o

O

o

cn

o

C7S

O

sO

O

O\

o

wn

r-*

M>

O

Ν'

O

o

O

o

O

o

ςρ

o

CN

N>

wn

cn

ps

i~

ps

Ν'

m

5

o

cn

'U

υο

in

OO

un

sn

00

o

·,—>

T—<

o

r—ł

wn

<

σ\

Cs

CM

Os

OO

V0

—·

on

OO

r*

OO

00

OO

Γ-

OO

SD

OCi

ND

O\

CN

—*

r-

—I

łp

TT

o

O

o

O

o

O

-*

o

O

o

O

o

O

o

—’

o

vn

m

OO

cn

©0

wn

«ΖΊ

m

r-

N

CN

xt

on

Ό

o

CN

N*

SD

i>,

<N

00

cn

rn

cn'

ct

nt

cn

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

2

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

q

o

O

o

ó

o

ó

o

CS

SD

cn

n-

CN

cn

Ν'

r-H

SD

OO

&

o

00

o

x>

)>

SD

IZA

oo

!>

SD

vr

Ν

CN

SD

m

ao

0Q

wn

CO

<>

o

O

£ -i

o

ro

o

ca

O

o

O

C 3

O

<_J

C 5

<-J

ŁJ

n

o

: O

o

O

o

O

o

WJ>

o

O

<_s

u>

<J

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

θ'

MP

cs

σ<

MO

m

Γ--

SD

o

r-

CN

Γ-

o

SO

CN

.....,

SD

o\

on

SD

o\

wn

CN

SO

on

o

cn

m

IjTJ

cn

Tt

o

O

vn

TT

CM

'Tb

vn

cN

wn

nr

vn

CN

dn

TT

vn

<2

cn

Ł*

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

u>

O

o

O

o

NJ

O

o

O

q

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

OO

Tf

sr>

o

CN

WJ

cn

Ν'

o

5

c-

OS

Cs

T-i

r-

SD

o

m

r-

wn

o

SD

wn

GS

CO

m

CN

2

«X

ws

co

o

θ'

—'

MJ

OO

V—ł

CN

i'-

ΓΜ

SO

CN

O

wn

cn

SD

CN

00^

—.

CN

w-l

ΓΝ

*-*

ΓΜ

»-e

—

CN

ΓΝ

—<

CN

-“

c-

SO

O

,.,-_c

o

MD

OS

,.,

ł«n

cn

C-3

N

OO

Γ-

CN

SD

O»

cn

SD

ID

r-

O\

sD

wn

sp

O

ę—,

>ł-<

r-»

OO

O

r-

Ό

OS

OO

VC

j—*

CM

OO

Ν’

'er

nr

O

, wn

Γ»

o

O\

OO

o

oo

CN

•—,

co

—*

—

-

o

O

O.

O

o

—i

CN

—ł

cn

—i

o

—

*··n

—*

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

CM

M-

OO

,-._t

fN

CN

cn

o

O

TT

o

CN

O

o

wr

ΓΝ

o

O

σ>,

a\

o

—

oo

o

ws

CO

cn

n-

w

wn

oq

OO

Ca

o

CN

cN

cn

Ν’

N

3-)

cn

CN

oo

U>

cn

CN

W3

U

O

o

O

o

O

o

O

—

CN

<N

CN

O

—

·—'

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

V §

TS j

o

O

o

1280 j

O CN cn

O

O 00

O

o oo

o

O

o

O

sn

MO

r-

wo

OO

<Us

TT

wo

<D

MJ

w

WJ

nf

o

CN

Wj

00

•D

<N

CN

oo

co

WC’

co

o

30

WN

WO

SD

V>

w-3

MJ

O

oo

OO

cr\

O>

C\

<?s

Cs

r-»

3,

c-

co

as

GS

ps

Os

3

s

5*

s

5

3

J3

s

J

1

5

£

-id

&

N

>Λ N

in IN

bn

>s N

N

IN

N

w

N

iN

N

o

O

D

o

O

fśi

td

<3

c$

K3

oj

<d

ci

Kf

Ci

03

N

kJ

N

73

V3

cd

W

N

3

£

35 &

C3

c*3

«

cdi

«5

rt

eći

w

«ί

pS

«

ci

Λ

C3

f3

«

03

«

od

tg

w,

ca

cN

tg

e3

cd

&

iC

£

Ci b

£

C >>

&

1»

&

3 >-,

1

£

g,

d ξ>

&

-Γ

d £

ci £

C £

a £

3

ź

3

•s

s

i

3

£

o

Ό

'P

‘O

Ό

pG(

W)

WJ

fcfl

£β

os

&$

©0

§β

es

ts

W)

££

fas

0β

i-· o

ł- σ

u O

ł- o

O

u σ

i

3

£

*

3

i

£

&

3

Pt

Ph

PG

3

(Λ

00

Ch

o

w—·

CN

<~n

Xt

on

<o

r-

00

Os

o

—-i

<N

cn

N“

on

O

r-

&0

CS

O

>—I

<N

m

Tl-

vr

sp

-ci

cn

CO

xf

o-

θ’

N-

Tf

Ν'

Ν

Ν'

vn

wn

vn

wn

v~i

wn

ΙΖΊ

vn

υη

Wi

sp

SD

sp

so

sp

SD-

SO

O

PL 204 391 B1

Tabela 2 (kontynuacja)

255 as 5? o 3r & c o £ Γί ff.B '2 -a e -g S « O ϋ ^1--5 Sil

O

o

□

o

O

o

O

o

O

><

X

o

O

-1 w X! «73 H

CN r-- oo

D sO NO OO

cN <D CN CO

CN cN CO

o ©, o co

m CN O CS

sD s Cs

3 Cs 00

SD CN M 00

OO m oo oo

o GO OO

00 m oo

Os oo

I 18430

m CN OO

Ο- ση N0 OO

00 D D Os

o o o oo

M O CN 0s

M m M o.

SD SD ^LD □0

M M W) GO

W)f c-N N0 roi

c- M © OO

o0 CS GO

-Ol n-M sD CN

©| CO M

U W

cO m m

wy d m

Cy m

Cy o m

ry m

Cy Os CN

<d ΓΟ

Cy οςΓ CN

CN d CN

06 CN

cy d CN

cy CN CN

wy CN

o CN

vy <d CN

wy O>

CN OO

d

wy m

Cs, Cs

00 sn

r*y WT

CN c-f

«Γ

CN θ’

Cs

©, OO

CN

p

DO H

oo Ό wo

CN OO wo

M GO wo

W0 O ‘Ό

CN m NO

00 OO NO

WO Cs ND

m M t*·

CN OG

WO CM OO

CN <n GO

wn O Os

Cs CN oo

xt m Os

M CN O

Φ CN m

M

W“i SD Cs

O m CN

o CN ΓΝ

O CM ST)

o '•O r-

Cs CO •co

CN Cs O·

o

sD © O

CN CN O

Szybkość chłodzenia

O OO

=

m

O

sp WO

r-

CM WO

O

cN

ΓΝ W0

m

M wo

sD Vl

rN •e

r-

CN o

ΝΊ C-

CN IZS

M

M rN

w>

r-

in C-

c-

40

WO

GO

m

M

Ocena

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

X

Lewa strona wyrażenia (3)

Cy sf CN

wy o”

p SO m

sp wo

oo 00 m

d

cy C?

'•p CO

CM, d

cy m

d

Os oo CN

cy SC?

r*y oo sD

o, M

Cy

©

cy CN irs

CN <d

sD r-?

SD_r o

‘P SD

Γ--

WO <d

P,

CN, d M

m G0

Prawa strona wyrażenia <²>

cy d

<y d

cy d

©, d

cy CN

cy d

cy ΓΝ

cy CN

Cy CN

O\ CN

oy CN

cy CN

oy CN

Cy cn

Os CN

cy CN

Os cm

Cy CN

cy CM

<y CN

oy d

ry d

c u o O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

o

O

X

O

Lewa strona wyrażenia (2)

o m

c- r- d

o M d

SD ^ry CN

co cy

cO

co

3 d

M Cy

sD cy

GO Cy CN

M m

Os m

Tt_n

SD &y

st My

M cy

Ό cn

o r*y d

o M

m oo CN

CN rn

M ry d

O-y NO

śp CN

fN cy m

WO rn, m

CM CM

m oy

Prawa strona wyrażenia, (0

M cy d’

©. ©

C- OO Os ©

Cs 3_n

CN Cs ©

CN m ry

OO un ΓΝ

M m m

CN SD Tt

Mn CO

M cy

r~- un O,

O D ry

st rn

m wn

o oo

M p.

CN C- Os d'

vs t-' sD d

O oo

m O sq d

CN Oy d

WO 00 M.

M Oy ©*

© M

oo NO

P- SD

Ocena

o

O

o

O

o

O

o

i

O

o

<

«Ό wo cy cT

o rn cy o

Cs © cy ©

SD © oy O

C- m sy o

Cs cn

Cs 3„

wo oo d

m Cy d

sD SD OO <d

o o P

Nt

o 00 Cy d'

o «o oo d

o 00 00 d

o 00 d

o ND OO <d

o ‘O 'D d*

o CO oo d

o o SD d*

o Cs <d

© O

o © Γ-- c?

o ©

CN >p o

SD W, M o^r

5 S $ tł b g? _J y, ?

CS r- p. d’

o oo p. θ'

O CN ©

NO © p, d

O O d

Os p. d

sD wo d

CN 00 o

CN o CN d

Os S d

cN d

Os m CN d

m m CN d

m O ΓΊ d

W1 ny d

o o cy <d

OO cy θ’

SD M <d

'D Ό o

W) en CN d'

ś3 M d

c^- M m d

wy d

CM m d

r- ^ri θ'

m ry d

wo rn <d

SD ry θ'

M ry ©

Kod stali

oo m

©

O M

M

CM M

CO M

m

wo M

SD M

r» sf

oo

Os <r

o in

in

CN wn

m wn

M ΝΊ

sn wn

sD w>

C- ΝΊ

oc Tl

Cs SCI

o SD

so

rN D

m sD

M D

WO sD

•O SD

PL 204 391 B1

Niniejszy wynalazek umożliwia wytworzenie ze stali DP, mającej niską granicę plastyczności, cynkowanej na gorąco wysokowytrzymałej blachy stalowej, która ma doskonałą podatność na formowanie i lepsze wydłużenie niż wcześniej, a także sposób wytwarzania blachy stalowej na skalę przemysłową poprzez regulowanie równowagi pomiędzy Si, Al i TS w specyficznych zakresach, oraz, w szczególności, poprzez regulowanie ilości dodatku Al.

Claims

1. Wysokowytrzymała blacha stalowa zawierająca od 0,03% do 0,20% C, od 0,005% do 0,3% Si, od 1,0% do 3,1% Mn, od 0,001% do 0,06% P, od 0,001% do 0,01% S, od 0,0005% do 0,01% N, od 0,2% do 1,2% Al, nie więcej niż 0,5% Mo oraz opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% Ti i od 0,005% do 0,05% Nb, i ponadto opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% V, od 0,0005% do 0,005% Ca, od 0,0005% do 0,005% REM, zaś resztę stanowi Fe oraz nieuniknione zanieczyszczenia, znamienna tym, że ilość Si oraz Al w % masowych oraz docelowa wytrzymałość (TS) blachy stalowej spełniają poniższe wyrażenie (1) oraz spełniają poniższe drugie wyrażenie (2), gdy dodany jest opcjonalny element B w ilość od 0,0005% do 0,002% masowych, a metalograficzna struktura blachy stalowej stanowi jedynie ferryt i martenzyt:

(0,0012 x [docelowa wytrzymałość TS] - 0,29 - [Si])/2,45 < Al <1, 5 - 3 x [Si] (1)

500 x [B] + [Mn] +0,2 [Al] < 2,9 (2) gdzie [docelowa wytrzymałość TS] jest zaprojektowaną wytrzymałością blachy stalowej w zakresie od 590 do 1500 MPa, [Si] jest ilością Si. [B] jest ilością B, [Mn] jest ilością Mn, [Al] jest ilością Al w procentach masowych.

2. Blacha według zastrz. 1, znamienna tym, że stosunek szerokości do długości każdego ziarna ferrytu jest 0,2 lub większy, dla ilości nie mniejszej niż 50% wszystkich ziaren ferrytu w tej blasze stalowej.

3. Sposób wytwarzania wysokowytrzymałej blachy stalowej walcowanej na zimno, w którym materiał walcuje się na gorąco, zwija się, trawi się w zwykły sposób, wstępnie walcuje się na zimno, stosuje się wyżarzanie rekrystalizujące oraz walcowanie wykańczające, znamienny tym, że materiałem jest stalowa blacha zawierająca 0,03% do 0,2% C, 0,005% do 0,3% Si, 1,0% do 3,1% Mn, 0,001% do 0,06% P, od 0,001% do 0,01% S, od 0,0005% do 0,01% N, od 0,2% do 1,2% Al, nie więcej niż 0,5% Mo, opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% Ti i od 0,005% do 0,05% Nb, i ponadto opcjonalnie zawierająca co najmniej jedno z: od 0,01% do 0,1% V, od 0,0005% do 0,005% Ca, od 0,0005% do 0,005% REM oraz resztę stanowiącą Fe i nieuniknione zanieczyszczenia, zaś końcowa temperatura walcowania na gorąco jest równa lub wyższa od temperatury przemiany Ar3, a zwija się w temperaturze od 400°C do 500°C, stopień redukcji wstępnego walcowania na zimno wynosi od 30% do 70%, wyżarza się w zakresie od temperatury przemiany Ac1 do temperatury przemiany Ac3 + 100°C przez 30 sekund do 30 minut w ciągłym procesie wyżarzania, chłodzi się do temperatury 600°C lub niższej, i poniżej temperatury przemiany martenzytycznej z prędkością chłodzenia spełniającą wyrażenie (3):

X > (Ac3 - 500) /10^a (3) a = 0,6[C] + 1,4 [Mn] + 3,7[Mo] - 0,97 gdzie X jest szybkością chłodzenia w °C/sek, Ac3 jest wyrażone w °C, [C] jest ilością C, [Mn] jest ilością Mn, [Mo] jest ilością Mo, każda w % masowych.