RU2689826C1 - Высокопрочная сталь и способ ее изготовления - Google Patents
Высокопрочная сталь и способ ее изготовления Download PDFInfo
- Publication number
- RU2689826C1 RU2689826C1 RU2017142888A RU2017142888A RU2689826C1 RU 2689826 C1 RU2689826 C1 RU 2689826C1 RU 2017142888 A RU2017142888 A RU 2017142888A RU 2017142888 A RU2017142888 A RU 2017142888A RU 2689826 C1 RU2689826 C1 RU 2689826C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- sheet
- martensite
- specified
- rolled
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 86
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 86
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 25
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 24
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 89
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 74
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 47
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 37
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 30
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 25
- 238000009826 distribution Methods 0.000 claims abstract description 25
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 23
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 17
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 238000005452 bending Methods 0.000 claims abstract description 11
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 7
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 30
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims description 29
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 27
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 26
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 claims description 22
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 21
- 238000000576 coating method Methods 0.000 claims description 21
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 239000011701 zinc Substances 0.000 claims description 21
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 claims description 19
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 17
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 239000011265 semifinished product Substances 0.000 claims description 15
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 claims description 12
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 11
- 238000001771 vacuum deposition Methods 0.000 claims description 10
- 235000019362 perlite Nutrition 0.000 claims description 7
- 239000010451 perlite Substances 0.000 claims description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 7
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 5
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims description 5
- 238000005240 physical vapour deposition Methods 0.000 claims description 5
- 238000001540 jet deposition Methods 0.000 claims description 3
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 claims description 3
- 239000012808 vapor phase Substances 0.000 claims description 3
- 230000004927 fusion Effects 0.000 claims 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 4
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 34
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 21
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 18
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 17
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 15
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 15
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 12
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 10
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 10
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 9
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 8
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 7
- -1 iron carbides Chemical class 0.000 description 7
- 230000008569 process Effects 0.000 description 7
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 7
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 description 6
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 5
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 5
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 5
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 4
- 238000001912 gas jet deposition Methods 0.000 description 4
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 4
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 4
- 238000004627 transmission electron microscopy Methods 0.000 description 4
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 3
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 3
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 3
- 238000007571 dilatometry Methods 0.000 description 3
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 3
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 3
- 238000004626 scanning electron microscopy Methods 0.000 description 3
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 3
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 3
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 3
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 3
- DWAQJAXMDSEUJJ-UHFFFAOYSA-M Sodium bisulfite Chemical compound [Na+].OS([O-])=O DWAQJAXMDSEUJJ-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 2
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 2
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 2
- 210000004907 gland Anatomy 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 2
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000004080 punching Methods 0.000 description 2
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 235000010267 sodium hydrogen sulphite Nutrition 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 150000003568 thioethers Chemical class 0.000 description 2
- 238000012549 training Methods 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 description 1
- PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N Boron nitride Chemical compound N#B PZNSFCLAULLKQX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052775 Thulium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 230000001464 adherent effect Effects 0.000 description 1
- 239000007864 aqueous solution Substances 0.000 description 1
- 238000009835 boiling Methods 0.000 description 1
- 125000002091 cationic group Chemical group 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000005056 compaction Methods 0.000 description 1
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000009713 electroplating Methods 0.000 description 1
- 238000005265 energy consumption Methods 0.000 description 1
- 230000029142 excretion Effects 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 238000000399 optical microscopy Methods 0.000 description 1
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 1
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 1
- 235000021110 pickles Nutrition 0.000 description 1
- OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N picric acid Chemical compound OC1=C([N+]([O-])=O)C=C([N+]([O-])=O)C=C1[N+]([O-])=O OXNIZHLAWKMVMX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001376 precipitating effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 230000000630 rising effect Effects 0.000 description 1
- 230000028327 secretion Effects 0.000 description 1
- 238000000926 separation method Methods 0.000 description 1
- 239000011734 sodium Substances 0.000 description 1
- 229910052708 sodium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000010409 thin film Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0436—Cold rolling
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
-
- 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- 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
-
- 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
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- 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
- C22C38/06—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
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- 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
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- 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
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C14/00—Coating by vacuum evaporation, by sputtering or by ion implantation of the coating forming material
- C23C14/02—Pretreatment of the material to be coated
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- 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
-
- 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
- C21D2211/005—Ferrite
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
-
- 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
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии. Для обеспечения механической прочности 1180 - 1320 МПа, коэффициента раздачи отверстия Ac% более 20%, и угла изгиба большим или равным 40° получают холоднокатаный и отожжённый стальной лист толщиной 0,7-2 мм, химический состав которого содержит, мас.%: 0,09 ≤ C ≤ 0,11, 2,6 ≤ Mn ≤ 2,8, 0,20 ≤ Si ≤ 0,55, 0 25 ≤ Cr < 0,5, 0,025 ≤ Ti ≤ 0,040, 0,0015 ≤ B ≤ 0,0025, 0,005 ≤ Al ≤ 0,18, 0,08 ≤ Mo ≤ 0,15, 0,020 ≤ Nb ≤ 0,040, 0,002 ≤ N ≤ 0,007, 0,0005 ≤ S ≤ 0,005, 0,001 ≤ P ≤ 0,020, Ca ≤ 0,003, остальное железо и неизбежные примеси, при этом лист имеет микроструктуру, включающую мартенсит и/или нижний бейнит, и указанный мартенсит включает свежий мартенсит и/или автоотпущенный мартенсит, сумма доли поверхности мартенсита и нижнего бейнита составляет 40-70%, 15-45% доля поверхности низкоуглеродистого бейнита, от 5% до менее 20% - доля поверхности феррита, доля нерекристаллизованного феррита по отношению к общей доле феррита составляет менее 15% и менее 5% доля поверхности остаточного аустенита в форме островков, доля бывших аустенитных зёрен с размером менее по меньшей мере одного микрометра составляет 40-60% от общей численности указанных бывших аустенитных зёрен. 5 н. и 14 з.п. ф-лы, 4 ил., 5 табл.
Description
Изобретение относится к холоднокатаному и отожжённому стальному листу, имеющему очень высокую механическую прочность и деформируемость для изготовления фасонных деталей, в частности в автомобильной промышленности, для изготовления конструкционных элементов кузова автомобиля, и к изготовлению такого листа.
Разработаны стали, имеющие весьма подходящее отношение предела текучести/стойкости при формовании.
Они обладают очень высокой способностью к уплотнению, что приводит к хорошему распределению деформаций в случае столкновения и значительно более высокому пределу текучести детали после формования. Таким образом, можно изготавливать сложные детали как с обычными сталями, но с более высокими механическими свойствами, что приводит к уменьшению толщины, но с теми же функциональными характеристиками. Таким образом, эти стали являются эффективным ответом на требования к снижению массы и безопасности транспортного средства.
В частности, стали, в которых структура включает мартенсит и возможно бейнит в ферритной матрице, прошли значительное развитие, поскольку они сочетают высокую прочность с высоким потенциалом деформации.
Современные требования к меньшему весу и более низкому потреблению энергии увеличили спрос на высокопрочные стали, для которых механическая прочность Rm превышает 1180 МПа.
В дополнение к этой высокой прочности эти стали должны обладать хорошей пластичностью, свариваемостью и покрываемостью, в частности, хорошей пригодностью для непрерывного горячего цинкования.
Эти стали также должны иметь высокие предел текучести и относительное удлинение при разрыве, а также хорошую формуемость.
Действительно, некоторые автомобильные детали производятся путём операций формования, которые сочетают различные методы деформации. Определённые микроструктурные характеристики стали могут соответствовать для одного метода деформации, но не для другого. Некоторые части деталей должны иметь высокую устойчивость к растяжению и/или подходящую гибкость и/или способность к отбортовке, в частности, для формования изогнутых кромок.
Эту способность к отбортовке оценивают путем определения коэффициента раздачи отверстия, обозначенного Ac%. Этот коэффициент является мерой способности стали к раздаче отверстия при холодной штамповке и, следовательно, даёт оценку формуемости для этого метода деформации.
Коэффициент раздачи отверстия можно оценить следующим образом: после вырезки отверстия в металлическом листе для расширения краёв этого отверстия используется конический инструмент. Во время этой операции начальное повреждение может наблюдаться вблизи краёв отверстия во время раздачи, причём это повреждение начинается с частиц второй фазы или на границах между различными микроструктурными компонентами стали.
Согласно документам US 2012/0312433 A1 и US 2012/132327 A1 известны стали, механическая прочность которых Rm превышает 1180 МПа. Однако эта механическая прочность достигается в ущерб формуемости и свариваемости.
Кроме того, согласно документам US 2013/0209833 A1, US 2011/0048589 A1, US 2011/01683000 A1 и WO 2013/144376 A1, известны стали, имеющие высокую механическую прочность более 1000 МПа, но при этом не имеющие удовлетворительной формуемости и свариваемости.
В этих условиях одной целью изобретения является создание стального листа, имеющего высокую механическую прочность, в частности, между 1180 МПа и 1320 МПа, вместе с высоким пределом текучести, в частности, между 750 МПа и 970 МПа, причём это значение определяется перед какой-либо операцией дрессировки листа, подходящую формуемость, в частности, коэффициент раздачи отверстия Ac% более или равный 20%, угол изгиба более или равный 40° для листа толщиной от 0,7 мм до 2 мм, и удлинение при разрыве более 7%.
С этой целью объектом изобретения является холоднокатаный и отожжённый стальной лист, имеющий толщину между 0,7 мм и 2 мм, механическую прочность между 1180 МПа и 1320 МПа, причём коэффициент раздачи отверстия Ac% составляет более 20% и угол изгиба более или равен 40°, химический состав включает, с содержанием, выраженным в % масс.: 0,09% ≤ C ≤ 0,11%, 2,6% ≤ Mn ≤ 2,8%, 0,20% ≤ Si ≤ 0,55 %, 0,25% ≤ Cr <0,5%, 0,025% ≤ Ti ≤ 0,040%, 0,0015% ≤ B ≤ 0,0025%, 0,005% ≤ Al ≤ 0,18%, 0,08% ≤ Mo ≤ 0,15%, 0,020% ≤ Nb ≤ 0,040 %, 0,002% ≤ N ≤ 0,007%, 0,0005% ≤ S ≤ 0,005%, 0,001% ≤ P ≤ 0,020%, Ca ≤ 0,003%, остальное железо и неизбежные примеси, возникающие в технологическом процессе, лист, имеющий микроструктуру, включающую мартенсит и/или нижний бейнит, указанный мартенсит включает свежий мартенсит и/или автоотпущенный мартенсит, сумма долей поверхности мартенсита и нижнего бейнита находится между 40% и 70%, 15 - 45% доли поверхности низкоуглеродистого бейнита и от 5% до, по меньшей мере, 20% доли поверхности феррита, отношение нерекристаллизованного феррита к общей доли феррита составляет менее 15% и, по меньшей мере, 5% доли поверхности в виде остаточного аустенита в форме островков, доля исходных аустенитных зёрен, размер которых, по меньшей мере, менее одного микрометра, составляет 40 - 60% общего количества указанных зерён исходного аустенита.
В некоторых осуществлениях лист в соответствии с изобретением также включает одну или несколько из следующих характеристик:
- микроструктура включает в долях поверхности 15 - 45% свежего мартенсита,
- микроструктура включает в долях поверхности 5 - 50% суммы автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита,
- автоотпущенный мартенсит и указанный нижний бейнит содержат карбиды в виде стержней, ориентированных в направлениях <111> мартенситных и бейнитных реек,
- низкоуглеродистый бейнит включает менее 100 карбидов на единицу площади поверхности 100 квадратных микрометров,
- стальной лист содержит выделения типа (Ti, Nb, Mo)(C, N) размером менее 5 нанометров, присутствующих в количестве менее 10000 выделений/мкм3,
- химический состав включает, с содержанием, выраженным в массовых процентах: 2,6% ≤ Mn ≤ 2,7%,
- химический состав предпочтительно включает с содержанием, выраженным в массовых процентах: 0,30% ≤ Si ≤ 0,5%,
- согласно предпочтительному осуществлению химический состав включает с содержанием, выраженным в массовых процентах: 0,005% ≤ Al ≤ 0,030%,
- лист покрыт цинком или цинковым сплавом посредством цинкования погружением,
- в соответствии с конкретным осуществлением покрытие из цинка или цинкового сплава представляет собой покрытие из сплава, покрытие из цинка или цинкового сплава, содержащего 7 - 12 % масс. железа,
- стальной лист имеет покрытие из цинка или цинкового сплава, полученное вакуумным осаждением.
Изобретение также имеет в качестве своей цели холоднокатаный и отожжённый лист, покрытый цинком или цинковым сплавом, в соответствии с любой из вышеперечисленных характеристик, включающий следующие последовательные стадии:
- подготовка полуфабриката, который включает химический состав, с содержанием, выраженным в массовых процентах: 0,09% ≤ C ≤ 0,11%, 2,6% ≤ Mn ≤ 2,8%, 0,20% ≤ Si ≤ 0,55%, 0,25% ≤ Cr <0,5%, 0,025% ≤ Ti ≤ 0,040%, 0,0015% ≤ B ≤ 0,0025%, 0,005% ≤ Al ≤ 0,18%, 0,08% ≤ Mo ≤ 0,15%, 0,020% ≤ Nb ≤ 0,040%, 0,002 % ≤ N ≤ 0,007%, 0,0005% ≤ S ≤ 0,005%, 0,001% ≤ P ≤ 0,020%, Ca ≤ 0,003%, остальное железо и неизбежные примеси, возникающие в технологическом процессе, затем
- полуфабрикат нагревают до температуры Tr, большей или равной 1250°C,
- затем полуфабрикат подвергают горячей прокатке, конечная температура прокатки превышает температуру Ar3, при которой начинается аустенитное превращение во время охлаждения, чтобы получить горячекатаный лист, затем
- горячекатаный лист охлаждают со скоростью более 30°С/с для предотвращения образования феррита и перлита, затем
- горячекатаный лист наматывают при температуре 580 - 500°C, затем
- горячекатаный лист подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного листа, затем
- холоднокатаный лист повторно нагревают между 600°C и Ac1, Ac1, обозначает температуру, при которой начинается аустенитное превращение при нагреве, со скоростью повторного нагрева Vс 1 - 20°C/с,
- температуру холоднокатаного листа доводят до Tm между 780°C и (Ac3-25°C), и холоднокатаный лист выдерживают при температуре Tm в течение времени Dm 30 - 150 секунд, Ac3 обозначает конечную температуру аустенитного превращения при нагреве, затем
- лист охлаждают со скоростью VR1 10 - 150°С/с до температуры Те 400 - 490°С, затем
- лист выдерживают при температуре Te в течение времени De 5 - 150 секунд, затем
- лист покрывают непрерывным погружением в ванну цинкования или ванну для нанесения цинкового сплава при температуре TZn 450 - 480°C, указанные температуры Te и TZn равны 0°C≤(Te-TZn)≤10°C, чтобы получить лист с покрытием, затем
- покрытый лист необязательно повторно нагревают до температуры TG 490 - 550°C в течение tG 10 - 40 с.
Изобретение также имеет своей целью способ изготовления холоднокатаного и отожжённого листа, включающий следующие последовательные стадии:
- подготавливают полуфабрикат, химический состав которого включает, с содержанием, выраженным в массовых процентах: 0,09% ≤ C ≤ 0,11%, 2,6% ≤ Mn ≤ 2,8%, 0,20% ≤ Si ≤ 0,55%, 0,25 % ≤ Cr <0,5%, 0,025% ≤ Ti ≤ 0,040%, 0,0015% ≤ B ≤ 0,0025%, 0,005% ≤ Al ≤ 0,18%, 0,08% ≤ Mo ≤ 0,15%, 0,020% ≤ Nb ≤ 0,040%, 0,002% ≤ N ≤ 0,007%, 0,0005% ≤ S ≤ 0,005%, 0,001% ≤ P ≤ 0,020%, Ca ≤ 0,003%, остальное железо и неизбежные примеси, возникающие в технологическом процессе, затем
- полуфабрикат нагревают до температуры Tr, более или равной 1250°C,
- полуфабрикат подвергают горячей прокатке, конечная температура прокатки более Ar3, для получения горячекатаного листа, затем
- горячекатаный лист охлаждают со скоростью более 30°С/с для предотвращения образования феррита и перлита, затем
- горячекатаный лист наматывают при температуре 580 - 500°C, затем
- горячекатаный лист подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного листа, затем
- холоднокатаный лист повторно нагревают со скоростью повторного нагрева VR между 600°C и Ac1, Ac1, обозначает температуру, при которой начинается аустенитное превращение при нагреве, 1 - 20°C/с,
- холоднокатаный лист нагревают до температуры Tm между 780°C и (Ac3-25°C), и холоднокатаный лист выдерживают при температуре Tm в течение времени Dm 30 - 150 секунд, Ac3 обозначает конечную температуру аустенитного превращения при нагреве, затем
- лист охлаждают со скоростью VR2 10 - 100°C/с до температуры Te 400 - 490°C, затем
- лист выдерживают при температуре Te в течение времени De 5 - 150 секунд, затем
- лист охлаждают до комнатной температуры.
В конкретных осуществлениях этот последний способ также включает одну или несколько из следующих характеристик:
- кроме того, покрытие из цинка или цинкового сплава наносят вакуумным осаждением после стадии охлаждения до комнатной температуры,
- вакуумное осаждение осуществляют физическим осаждением из паровой фазы (PVD),
- вакуумное осаждение осуществляют струйным осаждением из паровой фазы (JVD).
Другие характеристики и преимущества изобретения, которые обнаруживаются в последующем описании, приведены в качестве примера со ссылкой на прилагаемые чертежи, на которых
Фиг. 1 представляет микроструктуру стального листа согласно изобретению, показанную металлографическим травлением первого типа.
Фиг. 2 представляет микроструктуру стального листа на фиг. 1, показанную металлографическим травлением второго типа.
Фиг. 3 представляет пример карбонитридного выделения (Ti, Nb, Mo)(C, N) в листе согласно изобретению, наблюдаемого с помощью просвечивающей электронной микроскопии.
Фиг.4 представляет пример карбонитридного выделения (Ti, Nb, Mo)(C, N), не соответствующего изобретению, наблюдаемого с помощью просвечивающей электронной микроскопии.
Ac1 также используется для обозначения температуры, при которой начинается аллотропное превращение при нагреве стали.
Ac3 относится к конечной температуре аустенитного превращения при нагреве.
Ar3 относится к температуре, при которой начинается аустенитное превращение при охлаждении.
Ms обозначает температуру, при которой начинается мартенситное превращение.
Микроструктура листа в соответствии с изобретением включает мартенсит. Это является результатом бездиффузионного превращения γ аустенита ниже температуры начала мартенситного превращения при охлаждении. Мартенсит имеет форму тонких реек, вытянутых в одном направлении и ориентированных в каждом исходном зерне аустенита. Термин мартенсит включает как свежий, так и автоотпущенный мартенсит. Различают автоотпущенный мартенсит и свежий мартенсит, т. е. не отпущенный и не автоотпущенный.
В частности, автоотпущенный мартенсит имеет форму тонких реек, включающих карбиды железа, диспергированные в этих рейках, в виде стержней, ориентированных в направлениях <111> ячейки α' реек. Этот автоотпущенный мартенсит формируется путём выделения карбидов железа ниже температуры мартенситного превращения Ms, когда охлаждение не достаточно медленное, чтобы получить свежий мартенсит. И наоборот, свежий мартенсит не содержит карбидов.
Бэйнит, формирующийся при охлаждении из аустенитного температурного диапазона выше начальной температуры Ms мартенситного превращения, образуется в виде агрегатов ферритовых реек и частиц цементита. Его формирование связано с диффузией на короткие расстояния.
Следовательно, проводится различие между нижним бейнитом и низкоуглеродистым бейнитом. Нижний бейнит образуется при охлаждении в температурном диапазоне непосредственно выше температуры мартенситного превращения. Он имеет форму тонких реек и включает карбиды, диспергированные в этих рейках.
Кроме того, низкоуглеродистый бейнит определяется как бейнит, содержащий менее 100 карбидов на единицу площади поверхности 100 квадратных микрометров. Низкоуглеродистый бейнит формируется между 550°C и 450°C во время охлаждения. В отличие от низкоуглеродистого бейнита, нижний бейнит всегда включает более 100 карбидов на единицу площади поверхности 100 квадратных микрометров.
В химическом составе стали по изобретению углерод играет роль в формировании микроструктуры и механических свойств.
Содержание углерода в массовых процентах составляет 0,09 - 0,11%. Этот диапазон содержания углерода способствует одновременному достижению механической прочности более 1180 МПа, удлинению при разрыве более 7% и удовлетворительного коэффициента раздачи отверстий Ac%, превышающему или равному 20%. В частности, содержание углерода менее 0,09% не позволяет достичь достаточной механической прочности. Для более высокого содержания углерода, превышающего 0,11%, свариваемость имеет тенденцию к снижению и температура Ms снижается, так что доля свежего мартенсита в микроструктуре имеет тенденцию к увеличению и таким образом уменьшает коэффициент раздачи отверстия.
Содержание марганца в массовых процентах составляет 2,6 - 2,8%. Марганец является элементом способствующим формированию гамма-фазы, который снижает температуру Ac3 и температуру Ms, при которой начинается формирование мартенсита. Низкое содержание углерода в стали может привести к высокой температуре Ac3 выше 860°C. Содержание марганца более 2,6% путём снижения температуры Ac3 позволяет достичь полной аустенизации стали между 840°C и 855°C после выдержки при этой температуре не менее 30 с. Марганец также способствует образованию автоотпущенного мартенсита и, таким образом, увеличивает коэффициент раздачи отверстий Ac%, превышающий или равный 20%. Содержание марганца в массовых процентах ограничено 2,8%, чтобы ограничить образование строчечных структур и предпочтительно между 2,6% и 2,7%.
Кремний представляет собой элемент вызывающий твёрдорастворное упрочнение, содержание которого в массовых процентах в стали составляет 0,20 - 0,55 % масс., предпочтительно 0,30 - 0,5%. Содержание, по меньшей мере, 0,30% обеспечивает достаточное упрочнение феррита и/или бейнита. Содержание кремния в массовых процентах ограничено 0,55%, чтобы обеспечить коэффициент раздачи отверстия Ac% более или равный 20%, что ограничивает формирование верхнего бейнита. Кроме того, увеличение содержания кремния снижает покрываемость стали, способствуя образованию прилипших оксидов на поверхности листа. Содержание кремния менее 0,55% также способствует подходящей свариваемости.
Кремний является элементом способствующим формированию альфа-фазы и повышению температуры Ac3 и формированию низкоуглеродистого бейнита. Содержание кремния менее 0,55% помогает предотвратить образование избыточного количества низкоуглеродистого бейнита.
Состав стального листа также включает хром в количестве, более или равном 0,25% масс., для улучшения упрочняемости стали и повышения её твердости и механической прочности. Содержание хрома должно составлять менее 0,5%, чтобы сохранять удовлетворительное удлинение при разрыве и ограничить производственные затраты.
Титан присутствует в стали в количестве 0,025 - 0,040% масс. В количестве 0,025 - 0,040% титан соединяется с азотом и углеродом с выделением в форме нитридов и/или карбонитридов. Ниже 0,025% существует риск того, что не будет достигнута механическая прочность 1180 МПа. При содержании титана выше 0,040%, существует риск того, что в жидком состоянии будут выделяться крупные нитриды титана, которые, как правило, уменьшают пластичность и приводят к начальному повреждению при раздаче отверстия. Фактически, когда присутствуют нитриды размером более 6 микрометров, большинство этих нитридов, по-видимому, вызывают нарушение сцепления с матрицей во время операций резания и штамповки. Титан также обеспечивает полное связывание азота в форме упрочняющих выделений, так что бор находится в свободной форме и может играть эффективную роль в упрочняемости. Титан находится в сверхстехиометрическом количестве относительно азота, поэтому отношение Ti/N составляет более 3,42.
Содержание бора в массовых процентах составляет 0,0015 - до 0,0025%. Ограничивая активность углерода, бор позволяет регулировать и ограничивать диффузионные фазовые превращения (ферритные или перлитные превращения при охлаждении) и формировать упрочняющие фазы (бейнит или мартенсит), необходимые для получения соответствующей механической прочности. Добавление бора также ограничивает добавление упрочняющих элементов, таких как Mn, Mo и Cr, и снижает расчётные затраты на сталь. Согласно изобретению минимальное содержание бора для обеспечения эффективной упрочняемости составляет 0,0015%. Выше 0,0025%, влияние на упрочняемость насыщается и оказывает неблагоприятное влияние на покрываемость и пластичность.
Состав стального листа также включает молибден в количестве 0,08 - 0,15 % масс. Молибден, как и хром, эффективно влияет на упрочняемость при содержании более 0,08%. Содержание молибдена более 0,15% задерживает перекристаллизацию феррита. Механическая прочность Rm в этом случае слишком высока, более 1320 МПа, что приводит к снижению пластичности.
Когда температура отжига ниже, чем (Ac3-25°C), введение добавки в условиях изобретения позволяет получить в сочетании с титаном и ниобием нанометрическое выделение карбонитридов молибдена, титана и ниобия (Ti, Nb, Mo)(C, N), что способствует упрочнению и позволяет получить механическую прочность Rm, превышающую или равную 1180 МПа после отжига.
Однако чрезмерно плотное выделение соединений небольшого размера приводит к чрезмерному упрочнению: когда плотность выделений размером менее 5 нанометров превышает 10000 выделений/мкм3, механическая прочность Rm может превышать 1320 МПа, а холодная деформируемость становится недостаточной.
Добавление молибдена в количестве, указанном в изобретении, позволяет получить стальной лист, который менее чувствителен к возможным флуктуациям на стадиях после отжига при температуре Tm. Хотя скорость охлаждения VR и температура Te непрерывно контролируются в промышленных условиях в соответствии с заданными контрольными точками, иногда кратковременно может происходить небольшая флуктуация этих параметров. Эти флуктуации не должны влиять на характеристики конечного продукта. В пределах диапазона, определённого изобретением, умеренные колебания VR или Te, например 7%, приводят к изменению механической прочности Rm менее 7%.
Химический состав листа горячекатаной стали включает ниобий с содержанием в массовых процентах 0,020 - 0,040%. В количествах, превышающих 0,020%, ниобий позволяет увеличить механическую прочность Rm. Выше содержания в массовых процентах 0,040% задерживается рекристаллизации аустенита. Таким образом, структура включает значительную долю удлинённых зёрен, что больше не приводит к достижению целевого коэффициента раздачи отверстия Ac%.
Кроме того, содержание азота в массовых процентах составляет 0,002 - 0,007%. Для формирования достаточного количества нитридов и карбонитридов содержание азота должно быть более 0,002%. Содержание азота должно составлять менее 0,007%, чтобы предотвратить выделение нитрида бора, что уменьшит количество свободного бора.
Содержание алюминия 0,005 - 0,18 % масс. служит для раскисления стали во время её изготовления. Содержание алюминия должно составлять менее 0,18% или даже менее 0,030% для предотвращения повышения температуры Ac3 и формирования феррита во время охлаждения.
Содержание серы должно составлять менее 0,005%. Выше этого содержания пластичность уменьшается из-за чрезмерного присутствия сульфидов, таких как MnS, которые уменьшают деформируемость, в частности, коэффициент раздачи отверстия Ac%. Однако получение чрезвычайно низкого содержания серы менее 0,0005%, очень дорогое без существенных преимуществ с точки зрения издержек производства. С практической точки зрения можно выбрать содержание серы не менее 0,0005%.
Содержание фосфора должно быть менее 0,020%. Фосфор является элементом, который обеспечивает твёрдорастворное упрочнение, но снижает свариваемость методом точечной сварки и пластичность в горячем состоянии, особенно из-за его склонности к сегрегации в местах соединения зёрен или совместной сегрегации с марганцем.
Однако достижение чрезвычайно низкого содержания фосфора, менее 0,001%, очень дорогое, без существенных преимуществ с точки зрения производственных затрат. С практической точки зрения может быть выбрано содержание фосфора не менее 0,001%.
Кальций в количестве менее 0,003% предотвращает возникновение удлинённых включений, в частности, сульфидов, которые отрицательно влияют на пластичность.
В микроструктуре стального листа в соответствии с изобретением сумма долей поверхности мартенсита и нижнего бейнита составляет 40 - 70%. Микроструктура также включает в долях поверхности 15 - 45% низкоуглеродистого бейнита, от 5% до менее 20% феррита и менее 5% остаточного аустенита в форме островков. Доля поверхности нерекристаллизованного феррита в общей доле феррита составляет менее 15%, что позволяет одновременно получать механическую прочность Rm 1180 - 1320 МПа, относительное удлинение более 7% и коэффициент раздачи отверстия более 20%.
Как отмечено выше, различие проводится между автоотпущенным мартенситом и свежим мартенситом, то есть не отпущенным, и не автоотпущенным.
Согласно одному осуществлению мартенсит образуется из автоотпущенного мартенсита с долей поверхности суммы автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита, составляющей, по меньшей мере, 5% общей микроструктуры, до 50%.
Автоотпущенный мартенсит и нижний бейнит имеют форму тонких реек и включают карбиды, диспергированные в этих рейках. В частности, автоотпущенный мартенсит и нижний бейнит включают карбиды железа Fe2C и Fe3C в виде стержней, ориентированных в направлениях <111> ячейки мартенситных и бейнитных реек. Проценты автоотпущенного и нижнего мартенсита указаны совместно, так как и автоотпущенный, и нижний мартенсит имеют одинаковую роль в эксплуатационных свойствах стали. Кроме того, эти два компонента в виде тонких реек не могут быть индивидуально различимы друг от друга при наблюдении сканирующей электронной микроскопией. Эти два компонента можно отличить только при проведении исследований просвечивающей электронной микроскопией.
Процент поверхности суммы автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита в пределах 40 - 70% облегчает формуемость стали, в частности, её сгибаемость и пригодность к отбортовке. Процент автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита, по меньшей мере, 40%, таким образом, способствует достижению подходящего угла изгиба, в частности, угла изгиба листов толщиной 0,7 - 2 мм, по меньшей мере, 40° и коэффициента раздачи отверстия Ac% более или равного 20%.
Процент суммы автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита в микроструктуре должен составлять менее 70% для сохранения достаточного количества низкоуглеродистого бейнита, что приводит к удлинению при разрыве, по меньшей мере, 7%.
Мартенсит также может включать свежий мартенсит в процентах 15 - 45% общей микроструктуры, и процент свежего мартенсита должен составлять менее 45%, в частности, чтобы предотвратить снижение пластичности стали и обеспечить подходящий коэффициент раздачи отверстия.
Микроструктура также включает в долях поверхности 15 - 45% низкоуглеродистого бейнита. Он образуется при охлаждении после отжига при температуре Tm и при выдержке при 550 - 450°C. Его формированию способствует добавление кремния, который, как правило, задерживает выделение карбидов вместе с небольшим количеством упрочняющих элементов, таких как углерод или марганец.
Низкоуглеродистый бейнит увеличивает удлинение при разрыве. В частности, процент поверхности низкоуглеродистого бейнита, по меньшей пере, 15% обеспечивает удлинение при разрыве, по меньшей мере, 7%. Процент поверхности бейнита с низким содержанием карбида должен быть ограничен 45%, чтобы обеспечить коэффициент раздачи отверстия более или равный 20% и механическую прочность, более или равную 1180 МПа.
Микроструктура также включает от 5% до менее 20% феррита на единицу площади. Если содержание феррита составляет менее 5%, существует риск получения избытка автоотпущенного мартенсита с недостаточным пределом текучести. Если содержание феррита превышает 20%, существует риск того, что механическая прочность Rm будет менее 1320 МПа.
Микроструктура может также содержать до 5%, в долях поверхности, остаточного аустенита в виде островков, образуя небольшие пластины между рейками автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита.
Кроме того, изобретатели также продемонстрировали важность контроля размера аустенитных зёрен, образующихся при отжиге холоднокатаного листового металла, т. е. которые существуют при высоких температурах после отжига, перед последующим охлаждением. Эти аустенитные зерна называются «бывшими аустенитными зёрнами», поскольку эти зёрна заменяются другими компонентами при аллотропном превращении во время охлаждения. Как будет объяснено, размер этих бывших аустенитных зёрен, тем не менее, может быть продемонстрирован различными способами в конечном продукте. Согласно изобретению доля бывших аустенитных зёрен, размер которых менее одного микрометра, составляет 40 - 60% от общей численности этих бывших аустенитных зёрен
Доля бывших аустенитных зёрен, размер которых составляет менее одного микрометра, определяется, например, с помощью соответствующего реагента, для которого скорость травления зависит от некоторых локальных сегрегаций на бывших границах, такого как широко известный реагент Béchet-Beaujard. С этой целью образец стали в конечном состоянии, т.е. в конце способа изготовления согласно изобретению, протравливают подходящим реагентом, в частности реагентом, содержащим насыщенный водный раствор пикриновой кислоты, по меньшей мере, с добавленным 0,5% алкилсульфоната натрия, в течение от нескольких минут до одного часа.
В конце этого травления микрографическое исследование образца позволяет визуализировать границы бывших аустенитных зёрен и создавать гистограмму распределения размера этих бывших аустенитных зёрен, в частности, для определения доли бывших аустенитных зёрен, размер которых менее одного микрометра.
Альтернативно размер бывших аустенитных зёрен может быть определён посредством прерывистой закалки во время охлаждения после отжига, путём использования начальных условий охлаждения, чтобы вызвать межзёренное ферритное зарождение и затем прервать его путём закалки.
Изобретатели продемонстрировали, что размер этих бывших аустенитных зёрен влияет на кинетику фазового превращения при охлаждении после отжига. В частности, небольшие аустенитные зёрна размером менее одного микрометра способствуют снижению значения температуры Ms и таким образом увеличению формирования свежего мартенсита.
Напротив, присутствие крупных аустенитных зёрен уменьшает формирование низкоуглеродистого бейнита.
Доля бывших аустенитных зёрен, размер которых составляет менее одного микрометра, составляет 40 - 60% от общего количества аустенитных зёрен, способствует снижению температуры Ms мартенситного превращения, чтобы предотвратить формирование чрезмерной доли автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита, что снизит удлинение при разрыве и предел текучести.
Микроструктурные характеристики, представленные выше, определяются, например, путем исследования микроструктуры с помощью сканирующей электронной микроскопии с полевым эммиттером (метод SEM-FEG) с увеличением, превышающем 1200x, объединённой с детектором дифракции обратного рассеяния электронов (EBSD). Затем морфологию реек и зёрен определяют с помощью анализа изображений с использованием известного программного обеспечения, такого как программное обеспечение Aphelion®.
Стальной лист, который является холоднокатаным и отожжённым, в соответствии с изобретением, может быть получен необработанным без покрытия и также может иметь покрытие. Например, таким покрытием может быть цинковое или из сплава цинка, в частности, покрытием из цинкового сплава, содержащего 7 - 12 % масс. железа.
В частности, такой стальной лист хорошо подходит для нанесения металлического покрытия, в частности, методом горячего цинкования в соответствии с обычными способами. В частности, состав и механические характеристики стали совместимы с ограничениями и температурными циклами способов нанесения покрытия для непрерывного погружения в ванну из цинка.
Используемый способ нанесения покрытия зависит от предполагаемого применения. В частности, покрытие может быть получено методом горячего погружения, вакуумного напыления, такого как струйное осаждением из паровой фазы (JVD) или катионного гальванопокрытия.
Изобретатели продемонстрировали, что стальной лист согласно изобретению имеет механическую прочность 1180 - 1320 МПа вместе с пределом текучести 750 - 970 МПа, до любой операции дрессировки, удлинение при разрыве, по меньшей мере, 7 %, в частности, более 8%, и коэффициент раздачи отверстия Ac%, по меньшей мере, 20%.
В частности, получается предел текучести 800 - 970 МПа при сохранении механической прочности менее 1320 МПа. Кроме того, такой лист имеет высокий угол изгиба. В частности, когда лист имеет толщину 0,7 - 2 мм, угол изгиба составляет, по меньшей мере, 40°.
Реализация способа изготовления листа, прокатанного в соответствии с изобретением, включает следующие стадии:
Сталь готовится с составом в соответствии с изобретением, и из неё отливается полуфабрикат. Эта отливка может выполняться в слитки или непрерывно в слябы толщиной около 200 мм.
Заготовки отливок сначала нагревают до температуры TR более 1250°C, чтобы гомогенизировать сталь и полностью растворить выделения.
Полуфабрикат затем подвергают горячей прокатке в температурном диапазоне, где стальная структура полностью аустенитная, т.е. при температуре TFL, большей, чем температура Ar3, при которой начинается аустенитное превращение при охлаждении. Если температура TFL ниже температуры Ar3, происходит деформационное упрочнение зёрна феррита обрабатываются путём прокатки, а пластичность уменьшается. Предпочтительно, чтобы температура в конце прокатки превышала 875°С.
Горячекатаный лист охлаждают со скоростью более 30°С/с для предотвращения формирования феррита и перлита, затем горячекатаный лист наматывают при температуре TBob 500 - 580°C. Температура намотки должна быть ниже 580°C для предотвращения окисления во время намотки. Если температура намотки слишком низкая, т.е. менее 500°С, твёрдость стали увеличивается, что увеличивает напряжение, необходимое для последующей холодной прокатки. Диапазон температур намотки также препятствует формированию перлита.
Затем лист протравливают, используя один из известных способов.
Затем проводят холодную прокатку со степенью обжатия, например, 40 - 70%, чтобы создать степень деформации, которая обеспечивает последующую рекристаллизацию.
Холоднокатаный лист затем нагревают, предпочтительно в установке непрерывного отжига со средней скоростью нагрева VC 1 - 20°C/с, между 600°C и температурой Ac1 (температура, при которой начинается аллотропное превращение аустенита при нагреве).
Температуру Ac1 можно измерять с помощью дилатометрии или оценивать по следующей формуле, опубликованной в «Darstellung der Umwandlungen für technische Anwendungen und Möglichkeiten ihrer Beeinflussung», H. P. Hougardy, Werkstoffkunde Stahl Band 1,198-231, Verlag Stahleisen, Düsseldorf, 1984:
Ac1 = 739 - 22*C - 7*Mn + 2*Si + 14*Cr + 13*Mo - 13*Ni.
В этой формуле температура Ac1 выражена в градусах Цельсия, а содержание элементов в составе выражено в массовых процентах.
Когда сталь нагревают между 600°C и Ac1, начинается процесс рекристаллизации и формируются выделения (TiNbMo)(CN), которые контролируют распределение по размерам аустенитных зёрен, начинающих формироваться при Ac1. Неожиданно изобретатели продемонстрировали, что контроль средней скорости нагрева VC между 600°C и Ac1 и, таким образом, времени нагрева между 600°C и Ac1, которое соответствует времени между началом рекристаллизации и началом фазового превращения, является решающим для кинетики последующих фазовых превращений, особенно на стадии выдержки температуры отжига Tm. Таким образом, изобретатели неожиданно продемонстрировали, что выбор средней скорости нагрева VC между 600°C и Ac1, составляющей 1 - 20°C/с, позволяет в конце процесса изготовления получить сталь, в которой микроструктура состоит в долях поверхности, из 40 - 70% в сумме мартенсита и нижнего бейнита, 15 - 45% низкоуглеродистого бейнита, от 5% до менее 20% феррита и менее 5% остаточного аустенита в виде островков.
В частности, средняя скорость нагрева VC менее 1°C/с приведёт к чрезмерно продолжительному времени нагрева между 600°C и Ac1, что приведёт к избыточному формированию феррита и слишком низкой механической прочности.
И наоборот, средняя скорость нагрева VC более 20°C/с приведёт к недостаточному времени нагрева между 600°C и Ac1 и недостаточному росту ферритных зёрен при нагреве между 600°C и Ac1.
Таким образом, изобретатели продемонстрировали, что размер ферритных зёрен, полученных после нагрева между 600°C и Ac1, оказывает влияние на размер зёрен аустенита после аустенизации. Недостаточный рост ферритных зёрен приводит к формированию чрезмерно большой доли зёрен аустенита, что приводит к недостаточному формированию автоотпущенного мартенсита после отжига, то есть менее 40% из-за понижения значения температуры MS,
Холоднокатаный лист затем нагревают от температуры Ac1 до температуры отжига Tm между 780°C и (Ac3-25°C).
Температуру Ac3 можно измерить дилатометрией или рассчитывать по формуле: Ac3 = 912 - 370 - 27,4Mn + 27,3 Si - 6,35Cr - 32,7 Ni + 95,2V + 190Ti +72Al +64,5Nb +5,57W +332S + 276P + 485N - 900B + 16,2C Mn + 32,3 C Si + 15,4 C Cr + 48 C Ni + 4,32 Si Cr - 17,3 Si Mo - 18,6 Si Ni + 4,8 Mn Ni + 40,5 Mo V + 174 C² + 2,46 Mn² - 6,86 Si² + 0,322 Cr² + 9,9Mo² + 1,24Ni² - 60,2V².
В этой формуле температура Ac3 выражена в градусах Цельсия, и содержание элементов в составе выражено в массовых процентах.
Когда температура Tm составляет менее 780°C, плотность выделения (Ti, Nb, Mo)(CN) такова, что упрочнение может привести к увеличению Rm выше значения 1320 МПа и снижению формуемости.
Когда температура Tm составляет более (Ac3-25°C), размер аустенитного зерна чрезмерно увеличивается, так что формируется избыточное количество нижнего бейнита и мартенсита в ущерб свежему мартенситу, и, таким образом, невозможно достичь механической прочности Rm 1180 МПа.
Холоднокатаный лист выдерживают при температуре Tm в течение времени Dm 30 - 150 секунд.
Период времени Dm выбирают так, чтобы доля аустенитных зёрен, в которой размер составляет менее одного микрометра, составляла 40 - 60% общего количества аустенита. Время выдержки Dm менее 30 с приведёт к формированию избыточной доли феррита в конце процесса. Размер аустенитных зёрен определяет кинетику фазового превращения при охлаждении после отжига. В частности, мелкие аустенитные зёрна размером менее одного микрометра способствуют снижению значения температуры Ms и таким образом уменьшению формирования автоотпущенного мартенсита.
Нагрев холоднокатаного листа со средней скоростью нагрева VC 1 - 20°C/с до температуры между 600°C и температурой Ac1, последующий нагрев холоднокатаного листа между Ac1 и Tm и выдержка холоднокатаного листа при температуре Tm в течение времени Dm 50 - 100 секунд, позволяют таким образом контролировать размер образовавшихся зёрен аустенита и, более конкретно, контролировать долю этих зёрен, размер которых составляет, по меньшей мере, менее одного микрометра.
Эти параметры нагрева позволяют получить микроструктуру согласно изобретению в конце отжига и, таким образом, способствовать получению искомых механических характеристик.
В случае листа, предназначенного для последующего цинкования, стальной лист затем охлаждают со скоростью VR1 10 - 150°C/с до температуры Te между 400°C и 490°C. Скорость охлаждения должна быть более 10°C/с, чтобы формировать менее 5% феррита и не формировать избыток низкоуглеродистого бейнита.
В случае изготовления непокрытого листа стальной лист охлаждают со скоростью VR2 10 - 100°C/с до температуры Te 400 - 490°C.
Охлаждение можно проводить, начиная с температуры Tm, в одну или несколько стадий и оно может включать различные способы охлаждения, такие как ванна с холодной или кипящей водой, водоструйный или газоструйный.
Затем лист выдерживают при температуре Те в течение времени 5 - 150 секунд.
На этой стадии происходит частичное превращение аустенита в низкоуглеродистый бейнит. Выдержка при Te должна быть менее 150 с, чтобы ограничить доли поверхности бейнита и таким образом получить достаточную долю мартенсита.
Следующие стадии способа различаются в зависимости от того, изготавливают ли стальной лист непрерывным цинкованием, в частности, оцинкованный или без покрытия.
Согласно первому осуществлению, соответствующему изготовлению стального листа непрерывного цинкования, лист покрывают непрерывным погружением в ванну цинка или цинкового сплава при температуре TZn между 450°С и 480°С в течение нескольких секунд. Температуры Te и TZn таковы, что 0°C≤(Te-TZn)≤10°C.
Оцинкованный продукт затем охлаждают до комнатной температуры, и большая часть остаточного аустенита превращается в свежий мартенсит и/или нижний бейнит.
Если необходимо изготовить холоднокатаный, отожжённый и покрытый сплавом («отожжённый и оцинкованный») стальной лист, оцинкованный продукт немедленно нагревают после выхода из ванны с цинком или цинковым сплавом при температуре TG между 490°C и 550°C в течение времени tG 10 - 40 секунд. Это вызывает диффузию железа в тонкий слой цинка или сплава цинка, осаждённого во время погружения, в результате чего получается лист, покрытый цинковым сплавом.
Затем лист, покрытый цинковым сплавом, охлаждают до комнатной температуры, и большая часть остаточного аустенита превращается в свежий мартенсит и/или нижний бейнит.
Во втором осуществлении, соответствующем изготовлению стального листа без покрытия, охлаждение листа проводят от температуры Те до температуры окружающей среды.
В третьем осуществлении, соответствующем изготовлению стального листа, покрытого вакуумным процессом, проводимого так же, как и во втором осуществлении, лист охлаждают от температуры Те до комнатной температуры, затем покрытие из цинка или цинкового сплава выполняют вакуумным осаждением, например, физическим осаждением из паровой фазы (PVD) или струйным осаждением из паровой фазы (JVD).
Во всех вышеописанных осуществлениях холоднокатаный и отожжённый стальной лист, содержащий в долях поверхности 40 - 70% общего количества мартенсита и нижнего бейнита, 15 - 45% низкоуглеродистого бейнита, от 5% до менее 20 % феррита и менее 5% остаточного аустенита в виде островков.
Изобретатели продемонстрировали, что использование этого способа позволяет получить стальной лист с механической прочностью 1180 - 1320 МПа наряду с пределом текучести 750 - 970 МПа (перед любой операцией дрессировки), удлинением при разрыве, по меньшей мере, 7% или даже 8%, с коэффициентом раздачи отверстия Ac% более или равным 20%.
Кроме того, использование этого способа гарантирует, что лист может быть согнут, по меньшей мере, на 40°, когда толщина листа составляет 0,7 - 2 мм.
Полученный лист также подходит для сварки с помощью обычных способов соединения, таких как точечная сварка.
В качестве примеров, не являющихся исчерпывающими, следующие результаты показывают преимущества, присущие изобретению.
Готовят полуфабрикаты из стали, причём состав, выраженный в массовых процентах (%), показан в таблице 1 ниже.
В дополнение к сталям I1 - I3, используемым для изготовления листов в соответствии с изобретением, для целей сравнения указан состав сталей R1-R5, используемых для изготовления листов сравнения.
Температуру Ac3 измеряют дилатометрией или рассчитывают с использованием вышеуказанной формулы и представляют в таблице 1.
| C% | Mn% | Si% | Cr% | Ti% | B% | Al% | Mo% | Nb% | N% | S% | P% | Ca% | Ac3 (°C) | |
| I1 | 0,099 | 2,67 | 0,384 | 0,294 | 0,031 | 0,0018 | 0,127 | 0,088 | 0,024 | 0,004 | 0,003 | 0,015 | <0,003 | 853 |
| I2 | 0,09 | 2,69 | 0,313 | 0,3 | 0,028 | 0,002 | 0,153 | 0,09 | 0,024 | 0,004 | 0,003 | 0,010 | <0,003 | 855 |
| I3 | 0,107 | 2,69 | 0,338 | 0,3 | 0,035 | 0,002 | 0,133 | 0,09 | 0,025 | 0,007 | 0,003 | 0,015 | <0,003 | 844 |
| R1 | 0,134 | 2,515 | 0,536 | 0,574 | 0,043 | 0,0045 | 0,017 | 0,002 | 0,031 | 0,006 | 0,003 | 0,015 | <0,003 | 838 |
| R2 | 0,086 | 2,492 | 0,309 | 0,519 | 0,040 | 0,0039 | 0,028 | 0,003 | 0,028 | 0,005 | 0,003 | 0,015 | <0,003 | 830 |
| R3 | 0,087 | 2,584 | 0,310 | 0,520 | 0,039 | 0,0038 | 0,025 | 0,003 | 0,034 | 0,005 | 0,003 | 0,015 | <0,003 | 830 |
| R4 | 0,079 | 2,52 | 0,251 | 0,310 | 0,022 | 0,002 | 0,150 | 0,09 | 0,024 | 0,004 | 0,003 | 0,010 | <0,003 | 853 |
| R5 | 0,117 | 2,245 | 0,507 | 0,515 | 0,029 | 0,0035 | 0,029 | 0,002 | 0,018 | 0,005 | 0,003 | 0,015 | <0,003 | 830 |
Таблица 1 - Состав стали - Температура Ac3
Подчеркнутые значения: не соответствуют изобретению.
Заготовки отливок, соответствующие вышеуказанным составам, нагревают до температуры TR более 1250°С, затем подвергают горячей прокатке, причём температура в конце прокатки составляет 850°С, превышающая Ar3 для всех этих сталей.
Горячекатаные листы охлаждали, одновременно предотвращая формирование феррита и перлита, затем наматывают при температуре 545°C. Затем листы подвергают холодной прокатке до толщины 1,4 мм.
В первой серии испытаний I1-листы затем нагревают со скоростью нагрева VC, между 600°C и Ac1, Ac1 обозначает температуру, при которой начинается аустенитное превращение при нагреве, затем снова от Ac1 до температуры Tm и выдерживают при температуре Tm в течение времени Dm.
Листы охлаждают со скоростью VR1 до температуры Те, затем выдерживают при температуре Те в течение времени De.
В конкретном испытании (I1F) лист I1 нагревают до 810°С, выдерживают 120 с при этой температуре, затем охлаждают путем закалки водой со скоростью, превышающей 100°С/с, до комнатной температуры, то есть без стадии выдержки при температура Те.
Эти испытания проводят при различных условиях обработки (А - Н), как показано в таблице 2. В этой таблице «n.a.» означает: неприменимо. Действительно, при обработке F отсутствует выдержка при температуре Те, что делает невозможным определение соответствующего времени выдержки De.
Во второй серии испытаний группы R1-R5 обрабатывают в условиях, определённых в таблице 3.
Листы, изготовленные при всех вышеуказанных условиях, затем покрывают непрерывным горячим погружением в цинковой ванне при 460°С и сразу же нагревают до 510°С, чтобы получить покрытие из оцинкового сплава.
| Обработка | VC между 600 и Ac1 (°C/с) | Tm (°C) | Dm (с) | VR1 (°C/с) | Te (°C) | De (с) |
| A | 2 | 810 | 120 | 30 | 460 | 130 |
| B | 2 | 830 | 120 | 30 | 460 | 130 |
| C | 6 | 820 | 60 | 26 | 470 | 33 |
| D | 0,2 | 810 | 2 | 26 | 460 | 33 |
| E | 0,2 | 810 | 60 | 26 | 460 | 33 |
| F | 2 | 810 | 120 | >100°C/с | 20 | n.a. |
| G | 2 | 780 | 2 | 26°C/с | 460 | 33 |
| H | 2 | 760 | 120 | 18 | 470 | 100 |
Таблица 2: Условия испытаний для группы I1.
Подчёркнутые значения: не соответствуют изобретению
| Обработка | VC между 600 и Ac1 (°C/с) | Tm (°C) | Dm (с) | VR1 (°C/с) | Te (°C) | De (с) |
| A | 2 | 810 | 120 | 30 | 460 | 130 |
| B | 2 | 830 | 120 | 30 | 460 | 130 |
| C | 6 | 820 | 60 | 26 | 470 | 33 |
| I | 8 | 805 | 50 | 30 | 470 | 40 |
| J | 2 | 780 | 140 | 18 | 460 | 120 |
Таблица 3: Условия испытаний для групп I2, I3 и R1 - R5
Определены механические характеристики полученных таким образом листов, обусловленные составом стали и термической обработкой. По определению листы обозначены путём объединения названий химического состава и термической обработки: таким образом, I1A относится к листу, полученному из стали состава I1, к которой применены условия термической обработки A.
Испытания на предел прочности при растяжении используют для определения предела текучести Re, предела прочности при растяжении Rm и общего удлинения At листов, полученных этими различными способами изготовления. Стойкость к изгибу этих листов определяют также путем определения максимального угла перед разрушением.
Этот угол определяется путём действия пуансона на листы, чтобы согнуть их. Сила, применяемая для достижения изгиба, увеличивается до тех пор, пока не произойдет перелом. Измерение силы, приложенной при изгибе, таким образом позволяет обнаружить начало разрушения листа и измерить максимальный угол изгиба при этом разломе.
Коэффициент раздачи отверстия Ac% также определяют для каждого листа, создавая отверстие диаметром 10 мм в листе путем прорезания листа, и затем используя конический инструмент для раздачи краёв отверстия. Как описано в ISO 16630: 2009, начальный диаметр Di отверстия перед штамповкой и конечный диаметр Df отверстия после штамповки измеряют в тот момент, когда начинают появляться трещины по толщине листа по краям отверстия. Коэффициент раздачи отверстия Ac% определяют по следующей формуле:
Определяют также микроструктурные характеристики сталей. Доли поверхности мартенсита (включая автоотпущенный мартенсит и свежий мартенсит) и нижний бейнит (совместно), автоотпущенный мартенсит и нижний бейнит (совместно) и низкоуглеродистый бейнит определяют количественно на полированных срезах, подвергнутых травлению бисульфитом натрия. Долю поверхности свежего мартенсита определяют количественно после травления реагентом NaOH-NaNO3.
Долю поверхности феррита определяют также с помощью оптической и сканирующей электронной микроскопии, где идентифицирована ферритная фаза.
Характер, размер и плотность тонкоплёночных выделений также определяют с помощью просвечивающей электронной микроскопии.
Детали, относящиеся к микроструктурам листа, приведены в таблице 4 ниже.
| (Мартенсит + нижний бейнит) (%) |
(Автоотпущенный мартенсит + нижний бейнит) (%) |
Свежий мартенсит (%) | Низкоуглеродистый бейнит (%) |
Аустенит (%) |
Феррит (%) |
Доля аустенитных зёрен Размер<1 микрона |
Плотность (Ti,Nb,Mo)(CN) Размер<5 нм<<10000/μ3 |
|
| I1A | 50 | 5 | 45 | 43 | 0 | 7 | 50 | Да |
| I1B | 40 | 10 | 30 | 57 | 0 | 3 | 15 | Да |
| I1C | 60 | 45 | 15 | 25 | 0 | 15 | н.о. | Да |
| I1D | 22 | 2 | 20 | 38 | 0 | 40 | 10 | Да |
| I1E | 25 | 5 | 20 | 35 | 0 | 40 | 10 | Да |
| I1F | 93 | 78 | 15 | 0 | 2 | 5 | 50 | Да |
| I1G | 40 | 3 | 37 | 35 | 0 | 25 | 70 | Да |
| I1H | 40 | 0 | 40 | 25 | 2 | 33 | 80 | Нет |
| I2J | 40 | 5 | 35 | 45 | 0 | 15 | 60 | Да |
| I3I | 70 | 30 | 40 | 15 | 0 | 15 | 55 | Да |
| R1B | 95 | 81 | 14 | 3 | 0 | 2 | 5 | Да |
| R2B | 60 | 30 | 30 | 40 | 0 | 0 | 10 | Да |
| R3B | 75 | 45 | 30 | 25 | 0 | 0 | 10 | Да |
| R3C | 60 | 30 | 30 | 38 | 0 | 2 | 15 | Да |
| R4J | 25 | 0 | 25 | 40 | 0 | 35 | 60 | Да |
| R5B | 50 | 25 | 25 | 50 | 0 | 0 | 5 | Да |
| R5C | 45 | 23 | 22 | 47 | 0 | 8 | 7 | Да |
Таблица 4 - Микроструктурные характеристики полученных листов
Подчёркнутые значения: не соответствуют изобретению
н.о.: не определено
Механические свойства листов показаны в таблице 5 ниже.
| Re (MPa) | Rm (MPa) | At (%) | Угол изгиба (°) | Ac% | |
| I1A | 793 | 1210 | 7,5 | 57 | 20 |
| I1B | 803 | 1166 | 8 | н.о. | 25 |
| I1C | 803 | 1253 | 9,5 | 60 | н.о. |
| I1D | 621 | 1063 | 9,2 | н.о. | 25 |
| I1E | 636 | 1069 | 9,2 | н.о. | 25 |
| I1F | 1054 | 1370 | 6,7 | н.о. | 37 |
| I1G | 756 | 1237 | 10,1 | н.о. | 18 |
| I1H | 856 | 1327 | 7,5 | н.о. | 15. |
| I2J | 763 | 1206 | 11 | 25 | 22 |
| I3 I | 770 | 1270 | 8,1 | 44 | 21 |
| R1B | 930 | 1353 | 7,3 | 56 | 43,9 |
| R2B | 800 | 1116 | 8 | 71 | н.о. |
| R3B | 821 | 1131 | 7,6 | 56 | н.о. |
| R3C | 798 | 1165 | 8,6 | н.о. | 37 |
| R4J | 669 | 1095 | 13,4 | 63 | 28 |
| R5B | 790 | 1151 | 6,7 | 63 | н.о. |
| R5C | 720 | 1137 | 10,4 | н.о. | 30 |
Таблица 5 - Механические свойства полученных листов
н.о.: не определено
Таким образом, продемонстрирована взаимосвязь между составом стали, её микроструктурой и её механическими свойствами.
Стальные листы в соответствии с изобретением имеют состав и микроструктуру, которые позволяют получить механическую прочность, предел текучести, удлинение при разрыве, угол изгиба и коэффициент раздачи отверстия, которые соответствует целевым значениям.
Фиг. 1, 2 иллюстрируют микроструктуру примера I1A. Фиг. 1 показывает результат использования бисульфита натрия для травления листа, а фиг. 2 показывает результат использования для травления листа NaOH-NaNO3. Фиг. 1 показывает автоотпущенный мартенсит и нижний бейнит (M + BI), а также низкоуглеродистый бейнит (BFC). Фиг. 2 показывает, в более тёмных областях, свежий мартенсит (MF).
В испытании I1A исследование TEM (фиг. 3) показывает присутствие карбонитридов (Ti, Nb, Mo)(CN) со средним размером 7 нм в количестве менее 10000 выделений/мкм3, так что достигаются искомые механические свойства. Эти исследования также показывают наличие карбидов в форме стержней, ориентированных в направлениях <111> в рейках автоотпущенного мартенсита и нижнего бейнита. Низкоуглеродистый бейнит включает менее 100 карбидов на 100 квадратных микрометров площади поверхности.
В испытании I1B температура отжига Tm слишком близка к Aс3, что приводит к низкому количеству углерода в аустените. Избыточный низкоуглеродистый бейнит формируется при охлаждении и выдержке при температуре Te. Это приводит к недостаточной механической прочности.
В испытаниях I1D и I1E скорость нагрева Vc слишком низкая. Таким образом, наблюдается чрезмерный рост зёрен феррита. Это оставляет избыток феррита в стали и недостаточное количество мартенсита или нижнего бейнита. Таким образом, механическая прочность Rm не достигается даже для времени выдержки Dm 60 с, как в случае примера I1E.
В испытании I1F скорость охлаждения VR слишком велика. Это приводит к избытку мартенсита и нижнего бейнита, а также недостаточному количеству низкоуглеродистого бейнита и свежего мартенсита. Поэтому механическая прочность и предел текучести намного превышают целевые значения, а удлинение при разрыве недостаточно.
Время выдержки Dm при температуре Tm для обработки G является слишком коротким, так что лист, полученный в соответствии с условием I1G, имеет скорость рекристаллизации феррита менее 15%. Это создает строчечную структуру, которая приводит к слишком низкому значению коэффициента раздачи отверстия.
В испытании I1H температура отжига слишком низкая, что приводит к чрезмерно высокой плотности мелких выделений: исследование ТЕА (фиг. 4) показывают средний размер 5 нм в количестве более 10000 выделений/мкм3, так что механическая прочность превышает 1320 МПа. Кроме того, низкая температура отжига Tm делает невозможным достижение скорости рекристаллизации феррита более 15%, что приводит к слишком низкому значению коэффициента раздачи отверстия.
В испытаниях I1G и I1H доля аустенитных зёрен, размер которых меньше 1 мкм, слишком высока, что приводит к слишком низкой температуре Ms и, следовательно, к формированию небольшого количества бейнита плюс автоотпущенного мартенсита. Это способствует уменьшению коэффициента раздачи отверстия, который слишком мал для этих двух испытаний.
Лист в соответствии с примером R1B имеет слишком высокое содержание C, Cr, Ti и B, так что его механическая прочность Rm слишком высока, несмотря на низкое количество Mo. Таким образом, хотя получается удовлетворительный предел текучести Re, он получается в сочетании с высокой прочностью Rm.
Испытуемые листы R2B, R3B и R3C содержат недостаточное количество C и Mn и Mo и, следовательно, не имеют удовлетворительной механической прочности, хотя количество B и Cr очень велико.
Пример R5 имеет недостаточное содержание Mn, что приводит к избыточному формированию низкоуглеродистого бейнита при обработках B и C.
Стальные листы в соответствии с изобретением могут быть использованы преимущественно для изготовления конструкционных деталей или деталей, обеспечивающих безопасность, в автомобильной промышленности.
Claims (88)
1. Холоднокатаный и отожженный стальной лист, имеющий толщину 0,7-2 мм, механическую прочность 1180-1320 МПа, причем коэффициент раздачи отверстия Ac% превышает 20%, а угол изгиба является большим или равным 40°, при этом химический состав указанного стального листа содержит, мас.%:
0,09≤C≤0,11
2,6≤Mn≤2,8
0,20≤Si≤0,55
0,25≤Cr<0,5
0,025≤Ti≤0,040
0,0015≤B≤0,0025
0,005≤Al≤0,18
0,08≤Mo≤0,15
0,020≤Nb≤0,040
0,002≤N≤0,007
0,0005%≤S≤0,005%
0,001≤P≤0,020
Ca≤0,003
остальное железо и
неизбежные примеси, возникающие в процессе производства,
при этом лист имеет микроструктуру, включающую мартенсит и/или нижний бейнит, причем указанный мартенсит включает свежий мартенсит и/или отпущенный мартенсит, причем сумма долей поверхности мартенсита и нижнего бейнита составляет 40-70%, доля поверхности низкоуглеродистого бейнита составляет 15-45%, доля поверхности феррита составляет 5-20%, доля нерекристаллизованного феррита в общей доле феррита составляет менее 15%, доля поверхности остаточного аустенита в форме островков составляет менее 5%, доля бывших аустенитных зерен, размер которых по меньшей мере менее одного микрометра, составляет 40-60% от общей численности указанных бывших аустенитных зерен.
2. Стальной лист по п. 1, отличающийся тем, что указанная микроструктура включает 15-45% доли поверхности свежего мартенсита.
3. Стальной лист по п. 1, отличающийся тем, что указанная микроструктура включает 5-50% доли поверхности суммы отпущенного мартенсита и нижнего бейнита.
4. Стальной лист по п. 3, отличающийся тем, что отпущенный мартенсит и указанный нижний бейнит содержат карбиды в форме стержней, ориентированных в направлениях <111> мартенситных и бейнитных реек.
5. Стальной лист по любому из пп. 1-4, отличающийся тем, что указанный бейнит с низким содержанием карбида включает менее 100 карбидов на единицу площади поверхности 100 квадратных микрометров.
6. Стальной лист по любому из пп. 1-5, отличающийся тем, что он содержит выделения (Ti, Nb, Mo)(C, N) типа размером менее 5 нанометров, присутствующих в количестве менее 10000 выделений/мкм3.
7. Стальной лист по любому из пп. 1-6, отличающийся тем, что химический состав включает 2,6≤Mn≤2,7 мас.%.
8. Стальной лист по любому из пп. 1-7, отличающийся тем, что химический состав включает 0,30≤Si≤0,5 мас.%.
9. Стальной лист по любому из пп. 1-8, отличающийся тем, что химический состав включает 0,005≤Al≤0,030 мас.%.
10. Стальной лист по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что лист имеет покрытие из цинка или цинкового сплава, полученное отверждением.
11. Стальной лист по п. 10, отличающийся тем, что покрытие из цинка или цинкового сплава является покрытием из цинка, полученного сплавлением, причем указанное покрытие из цинка или цинкового сплава включает 7-12 мас.% железа.
12. Стальной лист по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что указанный лист имеет покрытие из цинка или цинкового сплава, полученное вакуумным осаждением.
13. Способ изготовления холоднокатаного и отожженного листа по любому из пп. 1-11, включающий следующие стадии:
приготовление полуфабриката, химический состав которого включает, мас.%:
0,09≤C≤0,11
2,6≤Mn≤2,8
0,20≤Si≤0,55
0,25≤Cr<0,5
0,025≤Ti≤0,040
0,0015≤B≤0,0025
0,005≤Al≤0,18
0,08≤Mo≤0,15
0,020≤Nb≤0,040
0,002≤N≤0,007
0,0005≤S≤0,005
0,001≤P≤0,020
Ca≤0,003
остальное железо и
неизбежные примеси, возникающие при получении,
указанный полуфабрикат нагревают до температуры Tr, большей или равной 1250°C, затем
указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке, конечная температура прокатки больше температуры Ar3, при которой начинается аустенитное превращение во время охлаждения, для получения горячекатаного листа,
охлаждают указанный горячекатаный лист со скоростью более 30°С/с для предотвращения формирования феррита и перлита,
наматывают указанный горячекатаный лист при температуре 580-500°C,
указанный горячекатаный лист подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного листа и
нагревают указанный холоднокатаный лист между 600°C и Ac1, причем Ac1 обозначает температуру, при которой начинается аустенитное превращение при нагреве, со скоростью нагрева VC 1-20°C/с,
указанный холоднокатаный лист доводят до температуры Tm между 780°C и (Ac3-25°C), и холоднокатаный лист выдерживают при указанной температуре Tm в течение времени Dm 30-150 секунд, при этом Ac3 обозначает конечную температуру аустенитного превращения при нагреве, затем
лист охлаждают со скоростью VR1 10-150°C/с до температуры Te 400-490°C и
выдерживают указанный лист при температуре Te в течение времени De 5-150 секунд, затем
лист непрерывно покрывают погружением в ванну из цинка или сплава цинка при температуре TZn 450-480°C, указанные температуры Te и TZn равны 0°C≤(Te-TZn)≤10°C, чтобы получить лист с покрытием, и затем
указанный покрытый лист необязательно нагревают при температуре TG 490-550°С в течение времени tG 10-40 с.
14. Способ изготовления холоднокатаного и отожженного листа по любому из пп. 1-9, 12, включающий следующие последовательные стадии:
приготовление полуфабриката, химический состав которого включает, мас.%:
0,09≤C≤0,11
2,6≤Mn≤2,8
0,20≤Si≤0,55
0,25≤Cr<0,5
0,025≤Ti≤0,040
0,0015≤B≤0,0025
0,005≤Al≤0,18
0,08≤Mo≤0,15
0,020≤Nb≤0,040
0,002≤N≤0,007
0,0005≤S≤0,005
0,001≤P≤0,020
Ca≤0,003
остальное железо и
неизбежные примеси, возникающие при получении,
указанный полуфабрикат нагревают до температуры Tr, большей или равной 1250°C,
указанный полуфабрикат подвергают горячей прокатке, причем температура окончания прокатки больше Ar3, для получения горячекатаного листа,
охлаждают указанный горячекатаный лист со скоростью более 30°С/с для предотвращения формирования феррита и перлита, и
наматывают указанный горячекатаный лист при температуре 580-500°C,
указанный горячекатаный лист подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаного листа, и
нагревают указанный холоднокатаный лист между 600°C и Ac1, причем Ac1 обозначает температуру, при которой начинается аустенитное превращение при нагреве, со скоростью повторного нагрева VR между 1°C/с и 20°C/с, затем
указанный холоднокатаный лист повторно нагревают до температуры Tm между 780°C и (Ac3-25°C), и холоднокатаный лист выдерживают при указанной температуре Tm в течение времени Dm 30-150 секунд, причем Ac3 обозначает конечную температуру аустенитного превращения при нагреве, затем
лист охлаждают со скоростью VR2 10-100°C/с до температуры Te 400-490°C,
выдерживают указанный лист при температуре Te в течение времени De 5-150 секунд и затем
указанный лист охлаждают до комнатной температуры.
15. Способ по п. 14, в котором дополнительно наносят покрытие из цинка или цинкового сплава путем вакуумного осаждения после указанной стадии охлаждения до комнатной температуры.
16. Способ по п. 14, отличающийся тем, что вакуумное осаждение осуществляют физическим осаждением из паровой фазы.
17. Способ по п. 14, отличающийся тем, что вакуумное осаждение осуществляют струйным осаждением из паровой фазы.
18. Применение холоднокатаного и отожженного стального листа по любому из пп. 1-12 для изготовления конструкционных деталей автотранспортных средств или деталей, обеспечивающих безопасность автотранспортных средств.
19. Применение холоднокатаного и отожженного стального листа, изготовленного способом по любому из пп. 13-17, для изготовления конструкционных деталей автотранспортных средств или деталей, обеспечивающих безопасность автотранспортных средств.
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| IBPCT/IB2015/000891 | 2015-06-10 | ||
| PCT/IB2015/000891 WO2016198906A1 (fr) | 2015-06-10 | 2015-06-10 | Acier a haute résistance et procédé de fabrication |
| PCT/IB2016/000780 WO2016198940A2 (fr) | 2015-06-10 | 2016-06-09 | Acier à haute résistance et procédé de fabrication |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2689826C1 true RU2689826C1 (ru) | 2019-05-29 |
Family
ID=53762217
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017142888A RU2689826C1 (ru) | 2015-06-10 | 2016-06-09 | Высокопрочная сталь и способ ее изготовления |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US10697052B2 (ru) |
| EP (1) | EP3307921A2 (ru) |
| JP (1) | JP6971856B2 (ru) |
| KR (1) | KR102140928B1 (ru) |
| CN (1) | CN107614732B (ru) |
| BR (1) | BR112017025366B1 (ru) |
| CA (1) | CA2987691C (ru) |
| MA (1) | MA42495A (ru) |
| MX (1) | MX2017015841A (ru) |
| RU (1) | RU2689826C1 (ru) |
| UA (1) | UA118420C2 (ru) |
| WO (2) | WO2016198906A1 (ru) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2803955C1 (ru) * | 2019-12-18 | 2023-09-22 | Арселормиттал | Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ изготовления |
Families Citing this family (22)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016198906A1 (fr) * | 2015-06-10 | 2016-12-15 | Arcelormittal | Acier a haute résistance et procédé de fabrication |
| JP2018533373A (ja) * | 2015-10-30 | 2018-11-15 | キャンサー・リサーチ・テクノロジー・リミテッド | 非造血組織常在性γδ Ｔ細胞の増幅および該細胞の使用 |
| WO2019092482A1 (en) * | 2017-11-10 | 2019-05-16 | Arcelormittal | Cold rolled heat treated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| EP3715493A4 (en) * | 2017-12-27 | 2020-11-25 | JFE Steel Corporation | HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD OF MANUFACTURING ITEM |
| KR102415150B1 (ko) | 2018-02-05 | 2022-06-29 | 주식회사 엘지에너지솔루션 | 배터리 모듈, 이를 포함하는 배터리 팩 및 자동차 |
| WO2019223854A1 (de) * | 2018-05-22 | 2019-11-28 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Aus einem stahl geformtes blechformteil mit einer hohen zugfestigkeit und verfahren zu dessen herstellung |
| CN109100378B (zh) * | 2018-07-24 | 2021-01-01 | 华北理工大学 | 一种低碳贝氏体钢中残余奥氏体的分析方法 |
| DE102018122901A1 (de) * | 2018-09-18 | 2020-03-19 | Voestalpine Stahl Gmbh | Verfahren zur Herstellung ultrahochfester Stahlbleche und Stahlblech hierfür |
| WO2020096555A2 (en) * | 2018-11-08 | 2020-05-14 | Coşkunöz Kalip Maki̇na Sanayi̇ Ve Ti̇caret Anoni̇m Şi̇rketi̇ | Steel production method providing high energy absorption with mn partitioning and rapid heating |
| RU2768717C1 (ru) * | 2018-11-30 | 2022-03-24 | Арселормиттал | Холоднокатаный отожжённый стальной лист с высокой степенью раздачи отверстия и способ его изготовления |
| KR102488156B1 (ko) * | 2019-01-09 | 2023-01-16 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2020158065A1 (ja) * | 2019-01-30 | 2020-08-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2020250009A1 (en) * | 2019-06-12 | 2020-12-17 | Arcelormittal | A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof |
| US20220275469A1 (en) * | 2019-07-31 | 2022-09-01 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet, high strength member, and methods for manufacturing the same |
| WO2021020439A1 (ja) * | 2019-07-31 | 2021-02-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 |
| BR112022001335A2 (pt) * | 2019-08-07 | 2022-03-22 | United States Steel Corp | Produto de chapa de aço de têmpera e separação, e, método para produzir produto de chapa de aço de têmpera e separação |
| WO2021116741A1 (en) * | 2019-12-13 | 2021-06-17 | Arcelormittal | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| BR112022011703A2 (pt) * | 2019-12-18 | 2022-09-06 | Arcelormittal | Chapa de aço laminada a frio e recozida e método de fabricação de uma chapa de aço laminada a frio e recozida |
| WO2022008949A1 (en) * | 2020-07-06 | 2022-01-13 | Arcelormittal | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
| CN112899577B (zh) * | 2021-01-18 | 2021-12-24 | 北京科技大学 | 一种Fe-Mn系高强度高阻尼合金的制备方法 |
| CN115181895B (zh) * | 2021-04-02 | 2023-09-12 | 宝山钢铁股份有限公司 | 1180MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法 |
| CN115652218B (zh) * | 2022-11-17 | 2023-06-06 | 育材堂（苏州）材料科技有限公司 | 一种低碳的高韧性热冲压成形构件及钢板 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2234542C2 (ru) * | 1998-12-19 | 2004-08-20 | Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани | Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист |
| EP2426230A1 (en) * | 2009-04-28 | 2012-03-07 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet having excellent workability, weldability and fatigue properties, and process for production thereof |
| JP2012180594A (ja) * | 2006-05-10 | 2012-09-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間プレス成形された鋼板部材および熱間プレス鋼板部材用鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| RU2493284C2 (ru) * | 2008-07-31 | 2013-09-20 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Толстостенный высокопрочный горячекатаный стальной лист с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и способ его получения |
| EP2716782A1 (en) * | 2011-05-25 | 2014-04-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet and method for producing same |
| RU2535890C2 (ru) * | 2009-05-11 | 2014-12-20 | РАУТАРУУККИ ОУДж. | Способ изготовления горячекатаной стальной ленты и стальная лента |
Family Cites Families (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE10146791A1 (de) * | 2001-09-20 | 2003-04-10 | Sms Demag Ag | Verfahren und Vorrichtung zum Beschichten der Oberfläche von strangförmigem metallischem Gut |
| JP2003253385A (ja) * | 2002-02-28 | 2003-09-10 | Jfe Steel Kk | 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP4788291B2 (ja) * | 2005-10-27 | 2011-10-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4772497B2 (ja) | 2005-12-27 | 2011-09-14 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板及びその製造方法 |
| DE102006047060A1 (de) * | 2006-05-18 | 2007-11-22 | Thyssenkrupp Steel Ag | Mit einem Korrosionsschutzsystem versehenes Stahlblech und Verfahren zum Beschichten eines Stahlblechs mit einem solchen Korrosionsschutzsystem |
| JP5365216B2 (ja) | 2008-01-31 | 2013-12-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板とその製造方法 |
| EP2123786A1 (fr) * | 2008-05-21 | 2009-11-25 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites |
| JP5412182B2 (ja) | 2009-05-29 | 2014-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板 |
| JP5434960B2 (ja) * | 2010-05-31 | 2014-03-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2012052626A1 (fr) | 2010-10-21 | 2012-04-26 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo, S.L. | Tole d'acier laminee a chaud ou a froid, don procede de fabrication et son utilisation dans l'industrie automobile |
| US9745639B2 (en) | 2011-06-13 | 2017-08-29 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof |
| EP2831296B2 (en) | 2012-03-30 | 2020-04-15 | Voestalpine Stahl GmbH | High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet |
| WO2015088523A1 (en) * | 2013-12-11 | 2015-06-18 | ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. | Cold rolled and annealed steel sheet |
| JP5858032B2 (ja) | 2013-12-18 | 2016-02-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| MX2016016129A (es) * | 2014-06-06 | 2017-03-28 | Arcelormittal | Hoja de acero galvanizada multifasica de alta resistencia, metodo de produccion y uso. |
| WO2016198906A1 (fr) * | 2015-06-10 | 2016-12-15 | Arcelormittal | Acier a haute résistance et procédé de fabrication |
-
2015
- 2015-06-10 WO PCT/IB2015/000891 patent/WO2016198906A1/fr active Application Filing
-
2016
- 2016-06-09 BR BR112017025366-6A patent/BR112017025366B1/pt active IP Right Grant
- 2016-06-09 CA CA2987691A patent/CA2987691C/en active Active
- 2016-06-09 WO PCT/IB2016/000780 patent/WO2016198940A2/fr active Application Filing
- 2016-06-09 RU RU2017142888A patent/RU2689826C1/ru active
- 2016-06-09 UA UAA201800294A patent/UA118420C2/uk unknown
- 2016-06-09 US US15/735,337 patent/US10697052B2/en active Active
- 2016-06-09 CN CN201680033583.5A patent/CN107614732B/zh active Active
- 2016-06-09 MA MA042495A patent/MA42495A/fr unknown
- 2016-06-09 KR KR1020177037885A patent/KR102140928B1/ko active IP Right Grant
- 2016-06-09 MX MX2017015841A patent/MX2017015841A/es unknown
- 2016-06-09 EP EP16806952.4A patent/EP3307921A2/fr active Pending
- 2016-06-09 JP JP2017563933A patent/JP6971856B2/ja active Active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2234542C2 (ru) * | 1998-12-19 | 2004-08-20 | Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани | Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист |
| JP2012180594A (ja) * | 2006-05-10 | 2012-09-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱間プレス成形された鋼板部材および熱間プレス鋼板部材用鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| RU2493284C2 (ru) * | 2008-07-31 | 2013-09-20 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Толстостенный высокопрочный горячекатаный стальной лист с превосходной низкотемпературной ударной вязкостью и способ его получения |
| EP2426230A1 (en) * | 2009-04-28 | 2012-03-07 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet having excellent workability, weldability and fatigue properties, and process for production thereof |
| RU2535890C2 (ru) * | 2009-05-11 | 2014-12-20 | РАУТАРУУККИ ОУДж. | Способ изготовления горячекатаной стальной ленты и стальная лента |
| EP2716782A1 (en) * | 2011-05-25 | 2014-04-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Cold-rolled steel sheet and method for producing same |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2803955C1 (ru) * | 2019-12-18 | 2023-09-22 | Арселормиттал | Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ изготовления |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| UA118420C2 (uk) | 2019-01-10 |
| BR112017025366B1 (pt) | 2024-01-30 |
| MX2017015841A (es) | 2018-06-06 |
| EP3307921A2 (fr) | 2018-04-18 |
| US20180171459A1 (en) | 2018-06-21 |
| CN107614732A (zh) | 2018-01-19 |
| WO2016198940A3 (fr) | 2017-10-19 |
| CA2987691C (en) | 2021-05-25 |
| BR112017025366A2 (pt) | 2018-08-07 |
| WO2016198940A2 (fr) | 2016-12-15 |
| JP2018521222A (ja) | 2018-08-02 |
| KR102140928B1 (ko) | 2020-08-05 |
| US10697052B2 (en) | 2020-06-30 |
| JP6971856B2 (ja) | 2021-11-24 |
| KR20180014093A (ko) | 2018-02-07 |
| CN107614732B (zh) | 2020-07-10 |
| MA42495A (fr) | 2018-05-30 |
| WO2016198906A1 (fr) | 2016-12-15 |
| CA2987691A1 (en) | 2016-12-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2689826C1 (ru) | Высокопрочная сталь и способ ее изготовления | |
| JP6599868B2 (ja) | 高強度鋼および製造方法 | |
| KR102470965B1 (ko) | 우수한 인성, 연성 및 강도를 갖는 강 시트 및 이의 제조 방법 | |
| RU2746997C1 (ru) | Высокопрочная и высокодеформируемая листовая сталь и способ ее изготовления | |
| RU2599934C2 (ru) | Стальной лист для горячей штамповки, способ его изготовления и изделие из горячештампованного стального листа | |
| TWI458840B (zh) | 冷軋鋼板及其製造方法 | |
| TWI468532B (zh) | 熱壓印成形體及其製造方法 | |
| JP5283504B2 (ja) | 優れた延性を有する高強度鋼板を製造する方法およびこれにより製造された鋼板 | |
| KR102193424B1 (ko) | 용융 아연 도금 강판 | |
| TWI504757B (zh) | High strength molten galvanized steel sheet and its manufacturing method | |
| JP6236078B2 (ja) | 冷間圧延鋼板製品およびその製造方法 | |
| KR20180124075A (ko) | 고강도 강판 및 그의 제조 방법 | |
| JP4655782B2 (ja) | 高延性で、化成処理性に優れる７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2011195956A (ja) | 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP6274360B2 (ja) | 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材及び高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| KR102544884B1 (ko) | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 | |
| RU2751718C1 (ru) | Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь, способ ее производства и использование такой стали для производства деталей транспортных средств | |
| RU2712670C1 (ru) | Стальной лист для горячей штамповки | |
| JP2021507985A (ja) | 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法 | |
| JP5637530B2 (ja) | 高延性で、化成処理性に優れる７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板 | |
| JP7350057B2 (ja) | ホットスタンプ成形体 | |
| JP7455112B2 (ja) | ホットスタンプ成形体 | |
| RU2803955C1 (ru) | Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ изготовления | |
| JP7425610B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板 |