RU2620216C2 - Стальной сплав для получения низколегированной высокопрочной стали - Google Patents

Стальной сплав для получения низколегированной высокопрочной стали Download PDF

Info

Publication number
RU2620216C2
RU2620216C2 RU2015113522A RU2015113522A RU2620216C2 RU 2620216 C2 RU2620216 C2 RU 2620216C2 RU 2015113522 A RU2015113522 A RU 2015113522A RU 2015113522 A RU2015113522 A RU 2015113522A RU 2620216 C2 RU2620216 C2 RU 2620216C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
content
correspond
transformation
austenite
Prior art date
Application number
RU2015113522A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2015113522A (ru
Inventor
Филипп ШАФНИТ
Юрген КЛАББЕРС-ХАЙМАНН
Йоахим КОНРАД
Original Assignee
Зальцгиттер Маннесманн Присижн Гмбх
Ильзенбургер Гроблех Гмбх
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Зальцгиттер Маннесманн Присижн Гмбх, Ильзенбургер Гроблех Гмбх filed Critical Зальцгиттер Маннесманн Присижн Гмбх
Publication of RU2015113522A publication Critical patent/RU2015113522A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2620216C2 publication Critical patent/RU2620216C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к металлургии, а именно низколегированной высокопрочной, не содержащей карбиды бейнитной стали. Сталь имеет следующий химический состав, мас.%: 0,10-0,70 C; 0,25-4,00 Si; 0,05-3,00 Al; 1,00-3,00 Mn; 0,10-2,00 Cr; 0,001-0,50 Nb; 0,001-0,025 N; не более 0,15 P; не более 0,05 S; остальное - железо с обусловленными плавкой примесями при необязательной добавке одного или нескольких элементов: Mo, Ni, Со, W, Ti или V, а также Zr и редкие земли. Для предупреждения первичных выделений A1N соблюдается условие: Al×N<5×10-3 (мас.%), а для исключения образования цементита соблюдается условие: Si+Al>4×C (мас.%). Средний размер предшествующего аустенитного зерна не превышает 100 мкм, а среднее расстояние между пластинками аустенита составляет менее 750 нм. Сталь обладает требуемой вязкостью и высокой износостойкостью. 3 н. и 5 з.п. ф-лы, 7 ил., 1 табл.

Description

Изобретение относится к стальному сплаву для получения низколегированной высокопрочной и одновременно вязкой стали с превосходной износостойкостью согласно п. 1 формулы изобретения.
В частности, изобретение относится к изготовленным из такой стали трубам, полосам и листам, из которых производятся, например, конструктивные детали для автомобильной промышленности, такие как кузовные листы, компоненты несущих конструкций или трубы для надувных подушек безопасности и цилиндрические трубы. В сфере промышленности по производству строительных машин, например, при наличии высоких требований к износостойкости из такого сплава могут изготавливаться износостойкие листы для механических лопат. Также эти стали применяются в тех случаях, когда требуется поглощать внезапно возникающую энергию удара, например при изготовлении стойкой к обстрелу брони.
Изготовленные из такой стали трубы могут быть сварными, полученными из горяче- или холоднокатаных полос, или бесшовными, которые в отдельных случаях могут иметь отклоняющееся от круглой формы поперечное сечение.
Конструкционные трубы или листы из этой легированной стали могут применяться и для особо нагруженных сварных стальных конструкций, например, в производстве кранов, мостов, судов, подъемных механизмов и грузовых автомобилей.
Требования о постоянном повышении прочности и улучшении обрабатываемости и свойств полученных конструктивных элементов при одновременном снижении веса и/или стоимости привели, в числе прочего, к разработке получаемых дуплекс-процессом сталей со сверхмелким зерном, которые известны также под названием «сверхбейнитных», являющихся не содержащими карбиды бейнитными сталями. Образование такой структуры, состоящей из бейнитного феррита с пластинками остаточного аустенита, схематически показано, по сравнению с верхней и нижней бейнитными структурами, на фиг. 1.
Отличием таких сталей является, например, прочность от 1000 до около 2000 МПа, зависящее от прочности относительное удлинение при разрыве не менее 5% и чрезвычайно мелко (нано)структурированная бейнитная структура с наличием остаточного аустенита.
Условием получения такой мельчайшей микроструктуры является фазовое превращение при низких температурах в диапазоне бейнита при исключении выделения цементита и образования мартенсита. Поэтому необходимо подавление выделяющихся в бейните карбидов, например цементита, так как они в качестве возможных причин образования трещин, во-первых, вызывают сильное охрупчивание и в результате этого более не достигается требуемая вязкость и, во-вторых, невозможно задать необходимые количества стабилизирующего аустенита для достижения свойств согласно изобретению.
Рентабельное применение таких сталей ограничено, правда, тем обстоятельством, что при указанных низких температурах превращения кинетика превращения резко замедляется, что в зависимости от состава сплава, в частности с увеличением содержания углерода, ведет к продолжительным изотермическим выдержкам от многих часов до нескольких суток. Однако такие длительные технологические периоды не приемлемы для рентабельного производства деталей, вследствие чего ведется поиск решений, касающихся способа легирования в целях ускорения превращения.
Состав сплава, для которого требуется столь длительное изотермическое превращение, вплоть до 48 часов, известен из WO 2009/075494 A1. Кроме того, недостаток проявляется в том, что в такой стали содержатся наряду с углеродом и железом дорогостоящие добавки, например никель, молибден, бор и титан, при этом достигаемые показатели вязкости не являются достаточно высокими для упомянутых областей применения.
Не содержащие карбиды бейнитные стали для железнодорожных рельсов известны, например, из DE 69631953 T2. Описанный здесь стальной сплав содержит наряду с добавками марганца и хрома, а также другими элементами, как молибден, никель, ванадий, вольфрам, титан и бор, также кремний в количестве от 1 до 3%.
Также в этом документе упоминается о том, что наряду с кремнием добавка алюминия также может уменьшать или подавлять образование карбидов в бейните и стабилизировать остаточный аустенит. Кроме того, эта сталь позволяет устранить недостаток, заключающийся в продолжительном времени превращения, причем с помощью непрерывного охлаждения на воздухе (воздушной закалки) может быть достигнута соответствующая бейнитная структура.
Эта сталь разработана с учетом требований к железнодорожным рельсам, которые подвергнуты сильному износу, но она не рентабельна или не применима для изготовления полос, листов и труб в указанной области применения, так как здесь, наряду с требованиями к износостойкости следует также обеспечить в равной мере соблюдение требований к прочности и вязкости. Кроме того, поперечные размеры рельсов при их небольшом сечении заметно отличаются от поперечных размеров полос, листов и труб, которые требуют приведения в соответствие концепции легирования с требуемыми свойствами материала после охлаждения стали на воздухе. Также недостатком известной стали является применение дорогостоящей добавки титана и других легирующих элементов, таких как никель, молибден и вольфрам.
Другая проблема, связанная с известной сталью, заключается в том, что не приведены сведения относительно содержания азота, который, в частности, при добавке алюминия оказывает отрицательное воздействие на свойства материала из-за образования нитридов алюминия.
При добавке алюминия во время затвердевания вследствие большого сродства к содержащемуся в стали азоту образуются крупные нитриды алюминия, которые первично выделяются в стали, что очень негативно сказывается на пластичности, ударной вязкости, стойкости к разрушению и пределе усталости стали и, следовательно, заметно ухудшает механические свойства. Повышенные содержания азота и алюминия в стали дополнительно усиливают этот эффект.
Это приводит к тому, что этот известный стальной сплав, который вместо кремния легирован алюминием или дополнительно легирован алюминием, на практике оказывается непригодным, так как количество выделений и размер вредных нитридов алюминия зависят от содержащегося в стали количества азота и алюминия, и поскольку содержание азота во внимание не принимается, то конкретные свойства материала остаются не предсказуемыми. Кроме того, для данной стали достигаемая вязкость остается недостаточно высокой для указанной области применения изобретения.
Подлежащие соблюдению требования к механическим свойствам стального сплава могут быть сведены к следующему:
прочность 1250-2500 МПа
относительное удлинение при разрыве более 12%
ударная вязкость при -20°C не менее 15 Дж
Задачей изобретения является создание стального сплава для получения низколегированной, высокопрочной, одновременно вязкой, износостойкой, не содержащей карбиды бейнитной стали для производства полос, листов и труб, который является, с одной стороны, более дешевым, чем известные стальные сплавы и, с другой стороны, гарантирует получение равномерных, соответствующих требованиям свойств материала, таких как прочность, относительное удлинение при разрыве, вязкость и пр. Кроме того, эти свойства должны достигаться и при охлаждении в спокойной воздушной атмосфере при воздушной закалке.
Указанная задача решается с учетом ограничительной части в сочетании с признаками отличительной части п. 1 формулы изобретения. Оптимальные варианты развития представлены в зависимых пунктах формулы.
Согласно техническому решению изобретения предложен стальной сплав следующего химического состава (мас. %):
0,10-0,70 C,
0,25-4,00 Si,
0,05-3,00 Al,
1,00-3,00 Mn,
0,10-2,00 Cr,
0,001-0,50 Nb,
0,001-0,025 N,
не более 0,15 P,
не более 0,05 S,
остальное - железо с обусловленными плавкой примесями при необязательной добавке одного или нескольких элементов: Mo, Ni, Со, W, Nb, Ti или V, а также Zr и редкие земли при условии, что для предупреждения первичных выделений AlN соблюдается условие: Al×N<5×10-3 (мас. %) и для исключения образования цементита соблюдается условие: Si+Al>4×C (мас. %).
При необходимости может дополнительно проводиться легирование редкими землями и реакционными элементами, такими как Ce, Hf, La, Re, Sc и/или Y, в целом до 1 мас. %.
В форме трубной заготовки или сляба стали согласно изобретению уже после охлаждения на воздухе обладают прочностью (Rm) более 1250 МПа, относительным удлинением при разрыве более 12% и (ударной) вязкостью при -20°C не менее 15 Дж (см. таблицу 1). Структура состоит из свободного от карбидов бейнита и остаточного аустенита с содержанием не менее 75% бейнитного феррита, не менее 10% остаточного аустенита и не более 5% мартенсита (или мартенситной фазы и/или распавшегося аустенита).
Стальной сплав согласно изобретению основан на разработке не содержащей карбиды бейнитной стали, известной из DE 696 31 953 T2 и WO 2009/075494 A1.
Проведенные в рамках настоящего изобретения опыты неожиданно показали, что по сравнению с известным стальным сплавом для обеспечения необходимых свойств материала наряду с превосходными показателями прочности и износостойкости может быть достигнута очень высокая вязкость при воздушной закалке путем целевого введения алюминия в интервале от 0,05 до 3,0 мас. % и ниобия в интервале от 0,001 до 0,5 мас. %. В частности, добавка ниобия обеспечивает при этом заметное повышение вязкости за счет измельчения зерна, вследствие чего такой сплав оптимально соответствует повышенным требованиям как к механическим свойствам, так и к износостойкости.
Кроме того, в результате оптимальной добавки хрома в количестве от 0,10 до 2,00 мас. % существенно контролируется кинетика образования феррита, за счет чего эффективно предупреждается образование крупных полигональных ферритных зерен, способных отрицательно влиять на свойства материала. Решающее значение имеет при этом согласованность между содержаниями алюминия и хрома. Если алюминий ускоряет ферритное и бейнитное превращение, то добавка хрома ферритное превращение замедляет (см. также фиг. 2). Путем целевого комбинирования этих обоих элементов можно контролировать кинетику образования как феррита, так и бейнита.
Наряду с известным оптимальным воздействием добавки алюминия на предупреждение выделения карбидов в бейните опыты также показали, что добавка алюминия по сравнению с кремнием заметно ускоряет кинетику бейнитного превращения. Это превращение возрастает с увеличением содержания алюминия, что означает, что вязкость и прочность стали согласно изобретению после непрерывного охлаждения заметно повышаются по сравнению со сталями, легированными только кремнием, т.е. могут быть достигнуты повышенные показатели вязкости и прочности. Оптимально, чтобы скорость охлаждения составляла более 10°C/с, что необходимо для достижения требуемой комбинации механических свойств также и более толстых листов (например, толщиной от 10 мм); требуемые механические свойства могут быть достигнуты также оптимальными для тонких листов путем охлаждения в спокойной воздушной атмосфере или путем согласования концепции лигирования. Влияние разных легирующих элементов на кинетику превращения показано на фиг. 2. На ней схематически изображено влияние элементов C, Si, Al, Mn, Cr и Мо на кинетику превращения феррита, перлита и бейнита, а также на температуру начала мартенситного превращения.
Согласно изобретению, по сравнению с известной сталью, для достижения указанных оптимальных свойств крайне необходимо, чтобы содержание азота не превышало указанный верхний предел, составляющий 0,025 мас. %, лучше 0,015 мас. %, оптимально 0,010 мас. %, для минимизации количества и размера вредных нитридов алюминия в качестве первичных выделений в стали, причем дополнительно должно соблюдаться условие: Al×N<5×10-3 (мас. %). С другой же стороны, необходимо минимальное содержание азота, составляющее 0,001 мас. %, оптимально 0,0020 мас. %, для обеспечения образования карбонитридов ниобия, необходимых для повышения вязкости за счет измельчения зерна.
Исследованные составы сплавов и полученные показатели механических свойств представлены в таблице 1. При этом все образцы были нагреты до приблизительно 950°C и затем охлаждены в спокойной воздушной атмосфере или ускоренно. Необходимая скорость охлаждения задавалась с учетом толщины листа и его состава. Как показали результаты механического отбора образцов, требуемые свойства не были достигнуты при опытной плавке 14 из-за слишком низкого содержания хрома. Опытная плавка 16 согласно изобретению соответствовала требованиям вследствие повышенной толщины листов, составившей 12 мм, только благодаря ускоренному охлаждению. Типичные температурные кривые при охлаждении в спокойной воздушной атмосфере или при закалке представлены на фиг. 3.
На фиг. 4 показаны некоторые из проведенных опытных плавок, показатели механических свойств и условия охлаждения по сравнению с распространенными, и высокопрочными сталями. Очевидно, что созданный стальной сплав входит в состав материалов с повышенной прочностью при одновременно заметно улучшенном относительном удлинении.
Figure 00000001
Результаты убедительно подтвердили превосходные механические свойства (прочность и вязкость стального сплава согласно изобретению в виде полуфабриката, такого как трубные заготовки и слябы) в закаленном состоянии (таблица 1).
Существенным элементом выступает алюминий, который в сочетании с кремнием наряду с ускорением кинетики превращения подавляет выделение карбидов в бейните, в результате чего стабилизируется остаточный аустенит, так как углерод обладает лишь незначительной растворимостью в феррите. Большое содержание остаточного аустенита, составляющее не менее 10%, в бейните обеспечивает наряду с крайне мелкой пластинчатой структурой превосходные механические свойства. Посредством растрового электронного микроскопа были определены разные компоненты структуры, причем было установлено среднее расстояние между пластинками, составившее 300 нм. Схематическое изображение прежнего аустенитного зерна с субструкторой (например, с субзернами) с тонкопластинчатой микроструктурой приведено на фиг. 5. При этом посредством выделений Nb(C,N) была стабилизирована прежняя структура из аустенитных зерен.
При соответствующем содержании остаточного аустенита возможно эффективно использовать так называемый TRBP-эффект (TRIP - пластичность, наведенная превращением). Стали, которые обозначены этим понятием, обладают одновременно очень высокой прочностью и высокой пластичностью, что делает их особо пригодными для холодной деформации. Эти свойства достигаются благодаря их особенной микроскопической структуре, при этом вызываемое деформацией образование мартенсита и связанное с этим упрочнение задерживается, а пластичность возрастает. Действие эффекта TRIP оптимально при количестве остаточного аустенита в структуре от около 10 до 20%.
Ниже подробнее поясняется состав сплава согласно изобретению.
- Углерод: по соображениям достаточной прочности материала минимальное содержание углерода должно составлять не менее 0,10 мас. %. С учетом достаточно низкой температуры начала мартенситного превращения и, следовательно, образования очень мелкой микроструктуры при все еще хорошей свариваемости содержание углерода не должно превышать 0,70 мас. %. Оптимальными оказались содержания углерода от 0,15 до 0,60 мас. %, причем оптимальные свойства достигаются в том случае, когда содержание углерода составляет от 0,18 до 0,50 мас. %.
- Алюминий/кремний: существенным элементом для достижения требуемых свойств материала после непрерывного охлаждения служит алюминий, который сильно ускоряет кинетику превращения. Для достижения этого эффекта содержание алюминия должно составлять не менее 0,05 мас. % и не более 3,00 мас. %, так как в противном случае могут образоваться крупные полигональные ферритовые зерна, снова ухудшающие механические свойства. Если же содержание алюминия слишком мало, то бейнитное превращение протекает слишком медленно, из-за чего усиленно образуется мартенсит, что неблагоприятно сказывается на относительном удлинении при разрыве и ударной вязкости надрезанного образца. Для достаточного подавления карбидов в бейните может быть дополнительно введен кремний в количестве от 0,25 до 4,00 мас. %. Хорошие свойства материала достигаются при содержании алюминия в количестве от 0,07 до 1,50 мас. %, оптимально от 0,09 до 0,75 мас. %. Соответствующее содержание кремния составляет от 0,50 до 1,75 мас. % или от 0,75 до 1,50 мас. %.
- В результате целевой добавки хрома в интервале не менее 0,10 до 2,00 мас. % может быть задержано ферритное превращение, а при комбинации с алюминием может целенаправленно контролироваться кинетика образования как феррита, так и бейнита. Оптимальные содержания хрома составляют от 0,10 до 1,75 мас. % или от 0,10 до 1,50 мас. %.
- Марганец: добавка марганца в интервале от 1,00 до 3,00 мас. % производится с учетом соответствующих требований к стальному сплаву, представляющему собой компромисс между прочностью, достигаемой за счет увеличения добавки, и достаточной вязкостью, достигаемой при низких содержаниях. Для очень хорошей или оптимальной комбинации свойств содержание марганца должно составлять от 1,50 до 2,50 мас. % или от 1,70 до 2,50 мас. %.
- Ниобий/азот: содержание ниобия необходимо устанавливать в интервале от 0,001 до 0,50 мас. % для образования Nb(C,N). Происходящее измельчение зерен способствует заметному повышению вязкости. Дополнительно рекомендуется вводить азот в количестве от 0,001 до 0,025 мас. % для образования Nb(N), так как NbN более устойчив, чем NbC и, следовательно, способствует более сильному измельчению зерен. Оптимальные содержания ниобия составляют от 0,001 до 0,10 мас. % или от 0,001 до 0,05 мас. % при оптимальном содержании азота от 0,001 до 0,015 мас. % или от 0,002 до 0,010 мас. %. Кроме того, в результате добавки азота ниобий не связывает углерод в слишком большом количестве, так как в противном случае углерод может потерять свою функцию по стабилизации аустенита.
- В случае необходимости, для дополнительного повышения прочности легирование может проводиться, например, молибденом (в количестве до 1,00 мас. %), никелем (в количестве до 5,00 мас. %), кобальтом (в количестве до 2,00 мас. %) или вольфрамом (в количестве до 1,50 мас. %) в качестве твердорасплавных отвердителей. В качестве альтернативы или дополнительно легирование может проводиться микролегарующими элементами на основе ванадия в количестве до 0,2 мас. % и/или титана в количестве до 0,10 мас. %. При этом необходимо соблюдать суммарное содержание Ti и V не более 0,20 мас. % и Ni, Mo, Со, W, Zr не более 5,50 мас. %. Для обеспечения возможности использования эффекта этих легирующих элементов минимальное содержание должно составлять 0,01 мас. %.
- Редкие земли и реакционные элементы: оптимальная добавка редких земель и реакционных элементов, таких как Се, Hf, La, Re, Sc и/или Y, может проводиться для регулировки целевого расстояния между пластинками и, следовательно, для дополнительного увеличения прочности и вязкости при содержании в целом до 1 мас. %. При необходимости суммарное содержание легирующих элементов должно составлять 20 ч./млн.
В отношении состава сплава для достижения требуемых свойств материала, в частности механических и технологических свойств, необходимо соблюдать или учитывать следующие условия для кинетики превращения и режима превращения (фиг. 2): стабилизация остаточного аустенита температура начала мартенситного превращения с учетом скорости охлаждения, при этом в приведенные эмпирически выведенные формулы следует подставить содержания C, Mn, Si, Al, Cr и Mo и T в качестве скорости охлаждения в°C/с. Единицы для применяемых в формулах коэффициентов следует выбирать с учетом использованных в формулах переменных.
- Кинетика ферритного превращения:
Для соблюдения или регулирования механических и технологических свойств, в частности, для предупреждения образования крупных полигональных ферритовых зерен, отрицательно сказывающихся на свойства материала, необходимо соблюдение следующего условия:
(35×C)+(10×Mn)-Si-(5×Al)+Cr>13/T+10.
- Кинетика бейнитного превращения:
Приводимое ниже равенство для кинетики бейнитного превращения необходимо соблюдать для того, чтобы можно было задать оптимальную для механических и технологических свойств микроструктуру с очень тонкими бейнитными пластинками феррита и остаточного аустенита:
400×exp[(-7×C)-(4×Mn)+8Al+3]/T>1.
- Температура начала мартенситного превращения (°C):
для исключения значительной доли мартенсита в структуре, которая способна ухудшить механические и технологические свойства, температуру начала мартенситного превращения следует определять следующим образом:
525-(350×С)-(45×Mn)-(16×Mo)-(5×Si)+(15×Al)<<400.
Для стабилизации остаточного аустенита следует подавить образование цементита. Это достигается путем целевого легирования кремнием и алюминием, так как эти оба элемента обладают низкой растворимостью в цементите. Для этого следует выполнить следующее условие:
Si+Al>4×C.
Для предупреждения вредных первичных выделений AlN необходимо выполнить следующее условие:
Al×N<5×10-3.
На фиг. 6 еще раз графически показана эта зависимость.
- Способность к превращению:
Для регулирования свойств согласно изобретению на основе описанной микроструктуры необходимо выполнить до заключительной термообработки полную аустенизацию сталей согласно изобретению (см. фиг. 1).
Для достижения необходимой комбинации механических свойств (прочности, пластичности и вязкости) следует соблюсти следующее соотношение между феррито- и аустенитообразующими элементами:
C+Si/6+Mn/4+(Cr+Mo)/3>1.
Микроструктура стали согласно изобретению состоит из бейнитного феррита и пластинок остаточного аустенита. В ней могут содержаться до 5% мартенсита (или мартенсит-аустенитной фазы и/или распавшегося аустенита). Двумя важнейшими показателями структуры, существенно влияющими на механические свойства стали, являются расстояние между пластинками и доля остаточного аустенита. Чем меньше расстояние между пластинками и чем больше доля остаточного аустенита, тем больше прочность и относительное удлинение при разрыве материала.
Для достижения необходимой высокой прочности материала, составляющей не менее 1250-2500 МПа, среднее расстояние между пластинками должно составлять менее 750 нм, предпочтительно менее 500 нм.
Для достижения относительного удлинения (и удаления при разрыве) не менее 12% доля остаточного аустенита должна составлять не менее 10%, доля мартенсита - не более 5%.
Для достижения требуемой высокой вязкости посредством измельчения зерен путем образования карбонитридов ниобия средний размер предшествующего аустенитного зерна не должен превышать 100 мкм.
Поскольку микроструктура очень мелкая, то ее компоненты почти неразличимы под оптическим микроскопом, из-за чего приходиться в отдельных случаях пользоваться комбинацией из электронного микроскопа и рентгеновской дифракции.
Компоненты структуры различимы посредством растровой электронной микроскопии. Таким способом было определено среднее расстояние между пластинками, составившее около 300 нм.
Результат измерения посредством рентгеновской дифракции показан на фиг. 7. По распределению интенсивности рентгеновского спектра могут быть определены кристаллическая структура содержащихся компонентов структуры и их фазные доли.
Методом рентгеновской дифракции определили доли остаточного аустенита, составившие от 10 до 20%.

Claims (58)

1. Низколегированная высокопрочная, не содержащая карбиды бейнитная сталь, имеющая следующий химический состав, мас.%:
0,10-0,70 С,
0,25-4,00 Si,
0,05-3,00 Al,
1,00-3,00 Mn,
0,10-2,00 Cr,
0,001-0,50 Nb,
0,001-0,025 N,
не более 0,15 P,
не более 0,05 S,
остальное - железо с обусловленными плавкой примесями при содержании необязательных легирующих одного или нескольких элементов: Mo, Ni, Со, W, Ti или V, а также Zr и редких земель при условии, что для предупреждения первичных выделений AlN соблюдается условие:
Al×N<5×10-3 (мас.%), а для исключения образования цементита соблюдается условие: Si+Al>4×С (мас.%),
при этом содержание необязательных легирующих элементов составляет, мас.%:
не более 5,00 Ni,
не более 1,00 Мо,
не более 2,00 Со,
не более 1,50 W,
не более 0,10 Ti,
не более 0,20 V,
суммарное содержание Ti и V не более 0,20% и суммарное содержание Ni, Mo, Со, W не более 5,50%, средний размер предшествующего аустенитного зерна не превышает 100 мкм и среднее расстояние между пластинками аустенита составляет менее 750 нм.
2. Сталь по п. 1, отличающаяся тем, что она содержит, мас.%:
0,15-0,60 С,
0,50-1,75 Si,
0,07-1,50 Al,
1,50-2,50 Mn,
0,10-1,75 Cr,
0,001-0,10 Nb,
0,001-0,015 N.
3. Сталь по п. 2, отличающаяся тем, что она содержит, мас.%:
0,18-0,50 С,
0,75-1,5 Si,
0,09-0,75 Al,
1,70-2,50 Mn,
0,10-1,5 Cr,
0,001-0,05 Nb,
0,002-0,010 N.
4. Сталь по любому из пп.1-4, отличающаяся тем, что структура стали состоит из не содержащего карбиды бейнита и остаточного аустенита при содержании не менее 75% бейнита, не менее 10% остаточного аустенита и не более 5% мартенсита.
5. Сталь по любому из пп.1-4, отличающаяся тем, что для достижения необходимых свойств материала кинетика превращений, температуры начала мартенситного превращения и образования структуры удовлетворяет следующим условиям:
- кинетика ферритного превращения:
(35×C)+(10×Mn)-Si-(5×Al)+Cr>13/Т+10,
где С, Mn, Si и Al соответствуют содержанию элемента, мас.%, Т - скорость охлаждения, °С/с,
- кинетика бейнитного превращения:
400×ехр[(-7×С)-(4×Mn)+8Al+3]/Т>1,
где С, Mn и Al соответствуют содержанию элемента, мас.%, Т - скорость охлаждения, °С/с,
- температура начала мартенситного превращения:
525-(350×С)-(45×Mn)-(16×Мо)-(5×Si)+(15×Al)<<400°С,
где С, Mn, Si, Al и Мо соответствуют содержанию элемента, мас.%,
- стабилизация остаточного аустенита:
Si+Al>4×С,
где С, Si и Al соответствуют содержанию элемента, мас.%,
- предупреждение первичных выделений AlN:
Al×N<5×10-3,
где Al и N соответствуют содержанию элемента, мас.%,
- соблюдение требуемой комбинации механических свойств:
C+Si/6+Mn/4+(Cr+Mo)/3>1.
6. Сталь по п. 5, отличающаяся тем, что среднее расстояние между пластинками аустенита составляет менее 500 нм.
7. Применение стали по любому из пп.1-6 в качестве материала для производства горяче- и холоднокатаных полос, листов, труб, профилей или кованых деталей для нужд автомобильной промышленности, строительной промышленности и машиностроения, а также прутков и проволоки.
8. Применение стали по любому из пп.1-6 в качестве материала для производства износостойких деталей и элементов броневой защиты.
RU2015113522A 2012-09-14 2013-08-28 Стальной сплав для получения низколегированной высокопрочной стали RU2620216C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102012018833.1 2012-09-14
DE102012018833 2012-09-14
PCT/DE2013/000519 WO2014040585A1 (de) 2012-09-14 2013-08-28 Stahllegierung für einen niedrig legierten, hochfesten stahl

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2015113522A RU2015113522A (ru) 2016-11-10
RU2620216C2 true RU2620216C2 (ru) 2017-05-23

Family

ID=49578053

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2015113522A RU2620216C2 (ru) 2012-09-14 2013-08-28 Стальной сплав для получения низколегированной высокопрочной стали

Country Status (21)

Country Link
US (2) US20150267282A1 (ru)
EP (1) EP2895635B1 (ru)
JP (1) JP6513568B2 (ru)
KR (1) KR102079612B1 (ru)
AR (1) AR092556A1 (ru)
AU (2) AU2013314787A1 (ru)
BR (1) BR112015005216A2 (ru)
CA (1) CA2881686A1 (ru)
CL (1) CL2015000634A1 (ru)
DK (1) DK2895635T3 (ru)
ES (1) ES2729562T3 (ru)
MX (1) MX2015003103A (ru)
PE (1) PE20151042A1 (ru)
PL (1) PL2895635T3 (ru)
RU (1) RU2620216C2 (ru)
SI (1) SI2895635T1 (ru)
TR (1) TR201903460T4 (ru)
TW (1) TW201432061A (ru)
UA (1) UA116111C2 (ru)
WO (1) WO2014040585A1 (ru)
ZA (1) ZA201502450B (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2763722C1 (ru) * 2018-06-20 2021-12-30 Баошань Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Серостойкая труба для нефтяной скважины, относящаяся к классу прочности стали 125 кфунт/дюйм2 (862 мпа), и способ ее изготовления
RU2798238C1 (ru) * 2022-08-09 2023-06-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Российский государственный аграрный университет - МСХА имени К.А. Тимирязева" (ФГБОУ ВО РГАУ - МСХА имени К.А. Тимирязева) Высокопрочная низколегированная сталь для сельскохозяйственной техники

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN105088090A (zh) 2015-08-28 2015-11-25 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度2000MPa级的防弹钢板及其制造方法
CN108474080B (zh) 2015-11-16 2021-09-21 本特勒尔钢管有限公司 具有高能量吸收能力的钢合金和钢管产品
DE102015119839A1 (de) * 2015-11-17 2017-05-18 Benteler Steel/Tube Gmbh Stahllegierung mit hohem Energieaufnahmevermögen und Stahlrohrprodukt
ES2774091T3 (es) * 2015-12-29 2020-07-16 Arcelormittal Procedimiento para producir una lámina de acero galvanizada y recocida de ultra alta resistencia y lámina galvanizada y recocida obtenida
JP6967628B2 (ja) * 2015-12-29 2021-11-17 アルセロールミタル 超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための方法、及び得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板
DE102016107141A1 (de) * 2016-04-18 2017-10-19 Benteler Steel/Tube Gmbh Kraftfahrzeuganhänger, Fahrwerkachse, insbesondere für einen Kraftfahrzeuganhänger und Verwendung der Fahrwerksachse und eines Werkstoffes
CN106191666B (zh) * 2016-07-06 2018-01-02 马钢(集团)控股有限公司 一种低成本精节生产的轨道交通用贝氏体钢车轮及其制造方法
WO2018215813A1 (en) * 2017-05-22 2018-11-29 Arcelormittal Method for producing a steel part and corresponding steel part
SE542672C2 (en) 2018-09-14 2020-06-23 Ausferritic Ab Method for producing an ausferritic steel austempered during continuous cooling followed by annealing
MA54266B1 (fr) 2018-11-30 2023-03-31 Arcelormittal Tôle d'acier recuit laminée à chaud présentant un rapport d'expansion de trou élevé et son procédé de fabrication
CN109536843B (zh) * 2019-01-04 2020-08-25 武汉钢铁有限公司 一种含氮双相耐腐蚀耐磨热轧钢及生产方法
DE102019122515A1 (de) 2019-08-21 2021-02-25 Ilsenburger Grobblech Gmbh Verfahren zur Herstellung von hochfesten Blechen oder Bändern aus einem niedrig legierten, hochfesten bainitischen Stahl sowie ein Stahlband oder Stahlblech hieraus
US20210404028A1 (en) * 2020-01-17 2021-12-30 Indian Institute Of Technology Bombay High strength and toughness low carbon nanostructured bainitic steel and preparation method thereof
SE543967C2 (en) * 2020-02-11 2021-10-12 Blykalla Reaktorer Stockholm Ab A martensitic steel
CN111471934B (zh) * 2020-05-25 2021-08-13 武汉钢铁有限公司 无碳化物贝氏体的自强化齿轮用钢及制备方法
US20220195550A1 (en) * 2020-12-23 2022-06-23 Caterpillar Inc. Air-hardened machine components
CN115011867B (zh) * 2022-04-19 2023-04-14 清华大学 高强韧耐磨钢衬板及其制备方法
CN116574978B (zh) * 2023-04-23 2024-01-09 鞍钢股份有限公司 一种多阶段热处理细晶压力容器钢板及其制造方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2235792C2 (ru) * 1998-12-19 2004-09-10 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
RU2403311C2 (ru) * 2005-08-04 2010-11-10 Арселормитталь Франс Способ производства высокопрочных стальных плит с великолепной пластичностью и производимые этим способом плиты
US20110126946A1 (en) * 2008-07-31 2011-06-02 Harshad Kumar Dharamshi Hansraj Bhadeshia Bainite steel and methods of manufacture thereof
EP2365103A1 (en) * 2008-10-31 2011-09-14 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Limited High-strength steel machined product and method for manufacturing the same, and method for manufacturing diesel engine fuel injection pipe and common rail
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
WO2012036312A1 (ja) * 2010-09-17 2012-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB2297094B (en) 1995-01-20 1998-09-23 British Steel Plc Improvements in and relating to Carbide-Free Bainitic Steels
JP4091894B2 (ja) * 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4698968B2 (ja) * 2004-03-30 2011-06-08 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性と加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP2005325393A (ja) * 2004-05-13 2005-11-24 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4529549B2 (ja) * 2004-06-15 2010-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5250938B2 (ja) * 2005-03-31 2013-07-31 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP1832667A1 (fr) * 2006-03-07 2007-09-12 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier à très hautes caractéristiques de résistance, de ductilité et de tenacité, et tôles ainsi produites
US20100139816A1 (en) * 2007-02-23 2010-06-10 David Neal Hanlon Cold rolled and continuously annealed high strength steel strip and method for producing said steel
KR101067896B1 (ko) 2007-12-06 2011-09-27 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 고탄소 강판 및 그 제조 방법
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5298114B2 (ja) * 2010-12-27 2013-09-25 株式会社神戸製鋼所 塗膜密着性と加工性に優れた高強度冷延鋼板、及びその製造方法
JP5648596B2 (ja) * 2011-07-06 2015-01-07 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2235792C2 (ru) * 1998-12-19 2004-09-10 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
RU2403311C2 (ru) * 2005-08-04 2010-11-10 Арселормитталь Франс Способ производства высокопрочных стальных плит с великолепной пластичностью и производимые этим способом плиты
RU2437945C2 (ru) * 2007-05-11 2011-12-27 Арселормитталь Франс Способ изготовления высокопрочных холоднокатaных и отожженных стальных листов и листы, полученные этим способом
US20110126946A1 (en) * 2008-07-31 2011-06-02 Harshad Kumar Dharamshi Hansraj Bhadeshia Bainite steel and methods of manufacture thereof
EP2365103A1 (en) * 2008-10-31 2011-09-14 Usui Kokusai Sangyo Kaisha Limited High-strength steel machined product and method for manufacturing the same, and method for manufacturing diesel engine fuel injection pipe and common rail
WO2012036312A1 (ja) * 2010-09-17 2012-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2763722C1 (ru) * 2018-06-20 2021-12-30 Баошань Айрон Энд Стил Ко., Лтд. Серостойкая труба для нефтяной скважины, относящаяся к классу прочности стали 125 кфунт/дюйм2 (862 мпа), и способ ее изготовления
RU2806620C2 (ru) * 2020-02-25 2023-11-02 федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Донской государственный технический университет" (ДГТУ) Листовая сталь для устройств броневой защиты
RU2798238C1 (ru) * 2022-08-09 2023-06-20 Федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Российский государственный аграрный университет - МСХА имени К.А. Тимирязева" (ФГБОУ ВО РГАУ - МСХА имени К.А. Тимирязева) Высокопрочная низколегированная сталь для сельскохозяйственной техники

Also Published As

Publication number Publication date
EP2895635A1 (de) 2015-07-22
KR20150070150A (ko) 2015-06-24
DK2895635T3 (da) 2019-05-20
AU2018201165B2 (en) 2019-09-26
CA2881686A1 (en) 2014-03-20
TR201903460T4 (tr) 2019-04-22
US20200131608A1 (en) 2020-04-30
AU2013314787A1 (en) 2015-04-30
JP2015533942A (ja) 2015-11-26
BR112015005216A2 (pt) 2022-07-26
KR102079612B1 (ko) 2020-02-20
PL2895635T3 (pl) 2019-08-30
EP2895635B1 (de) 2019-03-06
PE20151042A1 (es) 2015-07-27
MX2015003103A (es) 2015-10-22
AR092556A1 (es) 2015-04-22
US20150267282A1 (en) 2015-09-24
CL2015000634A1 (es) 2015-11-20
ES2729562T3 (es) 2019-11-04
UA116111C2 (uk) 2018-02-12
ZA201502450B (en) 2016-09-28
TW201432061A (zh) 2014-08-16
SI2895635T1 (sl) 2019-06-28
AU2018201165A1 (en) 2018-03-22
WO2014040585A1 (de) 2014-03-20
RU2015113522A (ru) 2016-11-10
JP6513568B2 (ja) 2019-05-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2620216C2 (ru) Стальной сплав для получения низколегированной высокопрочной стали
KR102206319B1 (ko) 오스테나이트계 내마모 강판
CN110100034B (zh) 高硬度耐磨钢以及制造该高硬度耐磨钢的方法
AU2014245320B2 (en) Pearlite rail and method for manufacturing pearlite rail
KR100732733B1 (ko) 인장 강도가 780 ＭＰａ 이상이고 우수한 국부 성형성을가지며 용접부 경도 상승이 억제된 고강도 냉연 강판
JP4899874B2 (ja) 加工性に優れた耐摩耗鋼板およびその製造方法
KR20070095373A (ko) 내지연파괴특성이 우수한 고장력 강재 및 그 제조방법
JP2008297571A (ja) 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
JP2020514544A (ja) 最低１１００ＭＰａの超高強度と２１％の良好な伸びを有する熱間圧延鋼製品
US20220186335A1 (en) Ultra-high strength steel sheet having excellent shear workability and method for manufacturing same
RU2653954C2 (ru) Способ производства толстолистового проката для изготовления электросварных газонефтепроводных труб большого диаметра категории прочности х42-х56, стойких против индуцированного водородом растрескивания в h2s -содержащих средах
CN111788325B (zh) 高Mn钢及其制造方法
CN111511952B (zh) 具有优异的硬度和冲击韧性的耐磨钢及其制造方法
KR20110046688A (ko) 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP2010174284A (ja) 耐磨耗鋼
JP2008214736A (ja) 加工性に優れた耐磨耗鋼板およびその製造方法
US9708698B2 (en) Wear resistant steel having excellent toughness and weldability
US20200347478A1 (en) High strength steel plate and manufacturing method therefor
RU2813069C1 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа
RU2813064C1 (ru) Способ получения высокопрочного стального листа
JP7395750B2 (ja) 構造用鋼材及びその製造方法
JP5471524B2 (ja) 靱性に優れた高強度極厚ｈ形鋼およびその製造方法
RU2605034C1 (ru) Горячекатаная сталь для горячей штамповки
RU2605037C1 (ru) Способ производства высокопрочной горячекатаной стали
KR20240056534A (ko) 열간 압연 강판 및 그 제조 방법