RU2732713C2 - Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование в производстве автомобильных деталей - Google Patents
Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование в производстве автомобильных деталей Download PDFInfo
- Publication number
- RU2732713C2 RU2732713C2 RU2018142996A RU2018142996A RU2732713C2 RU 2732713 C2 RU2732713 C2 RU 2732713C2 RU 2018142996 A RU2018142996 A RU 2018142996A RU 2018142996 A RU2018142996 A RU 2018142996A RU 2732713 C2 RU2732713 C2 RU 2732713C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel sheet
- rolled
- less
- paragraphs
- sheet according
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
- 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
- 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
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- 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
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- 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
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
-
- 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
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/001—Austenite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- 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
- 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
- C21D8/0221—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
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаному и отожжённому стальному листу, используемому для изготовления деталей транспортных средств. Лист имеет химический состав, содержащий, в мас.%: 0,6≤C≤1,3, 15,0≤Mn≤35, 5≤Al≤15, Si≤2,40, S≤0,03%, P≤0,1%, N≤0,1, при необходимости по меньшей мере один из Ni, Cr и Cu в количестве соответственно до 4,0%, до 3,0% и до 3,0% и при необходимости по меньшей мере один из B, Ta, Zr, Nb, V, Ti, Mo и W в суммарном количестве до 2,0%, остальное - железо и неизбежные примеси. Микроструктура указанного листа представляет собой аустенит и содержит при необходимости до 3% каппа-карбидов и при необходимости до 5% зернистого феррита. Средний размер зерна и среднее соотношение сторон зерна аустенита составляют соответственно менее 6 мкм и 1,5 - 6, а средний размер зерна и среднее соотношение сторон феррита, в случае его присутствия, соответственно менее 5 мкм и менее 3,0. Обеспечивается получение листа с требуемыми механическими свойствами. 6 н. и 9 з.п. ф-лы, 4 табл.
Description
Настоящее изобретение относится к стальному листу низкой плотности, с микроструктурой, в основном включающей аустенит. Стальной лист в соответствии с изобретением подходит для изготовления защитных или конструкционных деталей для транспортных средств, таких как наземные транспортные средства.
Экологические ограничения вынуждают автопроизводителей постоянно сокращать выбросы CO2 своих автомобилей. Для этого у автопроизводителей есть несколько возможностей, при этом их основными возможностями являются снижение массы транспортных средств или повышение эффективности их систем двигателя. Улучшения часто достигаются сочетанием двух подходов. Данное изобретение относится к первому варианту, а именно к уменьшению массы автотранспортных средств. В этой специфической области существует альтернатива из двух направлений:
Первое направление состоит в уменьшении толщины стали при увеличении её механической прочности. К сожалению, это решение имеет свои пределы из-за чрезмерного снижения жесткости некоторых автомобильных деталей и появления акустических проблем, которые создают неудобные условия для пассажира, не говоря уже о неизбежной потере пластичности, связанной с увеличением механической прочности.
Второй путь состоит в уменьшении плотности сталей путем легирования их другими, более лёгкими металлами. Среди этих сплавов сплавы низкой плотности имеют перспективные механические и физические свойства, что позволяет значительно снизить массу.
В частности, в US 2003/0145911 раскрыта лёгкая сталь Fe-Al-Mn-Si, имеющая подходящую формуемость и высокую прочность. Однако предел прочности на растяжение таких сталей не превышает 800 МПа, что не позволяет в полной мере использовать их низкую плотность для деталей всех геометрических форм.
Таким образом, целью изобретения является создание стального листа с плотностью ниже 7,4, пределом прочности при растяжении, по меньшей мере, 900 МПа, пределом текучести, по меньшей мере, 700 МПа и равномерным относительным удлинением, по меньшей мере, 28%.
В предпочтительном осуществлении стальной лист согласно изобретению имеет плотность ниже 7,2, предел прочности при растяжении, по меньшей мере, 1000 МПа, предел текучести, по меньшей мере, 800 МПа и равномерное относительное удлинение, по меньшей мере, 30%.
Эта цель достигается созданием стального листа по п. 1 формулы изобретения. Стальной лист также может включать характеристики по пп. 2 - 7. Другая цель достигается предложением способа по пп. 8 - 11. Другой аспект достигается предложением деталей или транспортных средств по пп. 12 - 14.
Другие характеристики и преимущества изобретения станут очевидными из последующего подробного описания изобретения.
Не желая связывать себя какой-либо теорией, представляется, что стальной лист с низкой плотностью в соответствии с изобретением позволяет улучшить механические свойства благодаря этой особой микроструктуре.
Что касается химического состава стали, то углерод играет важную роль в формировании микроструктуры и достижении целевых механических свойств. Его основная роль заключается в стабилизации аустенита, который является основной фазой микроструктуры стали, а также для упрочнения. Содержание углерода ниже 0,6% уменьшит долю аустенита, что приведёт к снижению как пластичности, так и прочности сплава. Однако, поскольку он является основным компонентом внутризёренного каппа-карбида (Fe, Mn)3AlCx, содержание углерода выше 1,3% может способствовать выделению таких крупных карбидов на границах зёрен (межзёренный каппа-карбид (Fe, Mn)3AlCx), что приводит к уменьшению пластичности сплава.
Предпочтительно содержание углерода составляет 0,80 - 1,3%, более предпочтительно 0,8 - 1,0% масс., чтобы получить достаточную прочность.
Марганец является важным легирующим элементом в этой системе в основном из-за того, что легирование до очень высокого содержания марганца и углерода стабилизирует аустенит до комнатной температуры, что затем может позволить присутствие большого количества алюминия без дестабилизации и превращения в феррит или мартенсит. Чтобы сплав имел подходящую пластичность, содержание марганца должно быть равным или более 15%. Однако, когда содержание марганца превышает 35%, выделение фазы β-Mn ухудшит пластичность сплава. Поэтому содержание марганца должно контролироваться равным или более 15,0%, но менее 35%. В предпочтительном осуществлении оно равно или более 15,5% или даже 16,0%. Его содержание более предпочтительно составляет 18 - 25%.
Добавление алюминия к аустенитным сталям с высоким содержанием марганца эффективно снижает плотность сплава. Кроме того он значительно увеличивает энергию дефектов упаковки (SFE) аустенита, что в свою очередь приводит к изменению деформационного упрочнения сплава. Алюминий также является одним из основных элементов наноразмерного каппа-карбида (Fe, Mn)3AlCx, и поэтому его добавление значительно увеличивает образование таких карбидов. Концентрация алюминия в настоящих сплавах должна быть скорректирована с одной стороны для обеспечения стабильности аустенита и выделения каппа-карбидов, а с другой для контроля формирования феррита. Поэтому содержание алюминия следует поддерживать равным или более 5%, но менее 15%. В предпочтительном осуществлении содержание алюминия составляет 7 - 12%, и предпочтительно 8 - 10%.
Кремний является обычным легирующим элементом для высокомарганцевых и алюминиевых сталей. Он оказывает очень сильное влияние на формирование упорядоченного феррита с D03-структурой. Кроме того, было показано, что кремний усиливает активность углерода в аустените и увеличивает распределение углерода в каппа-карбидах. Также кремний был описан как эффективный легирующий элемент, который можно использовать для задержки или предотвращения выделения хрупкой фазы β-Mn. Однако выше содержания 2,40% он снижает относительное удлинение и, как правило, образует нежелательные оксиды в течение определённых процессов сборки, и поэтому его содержание следует поддерживать ниже этого предела. Предпочтительно содержание кремния менее 2,0% и преимущественно менее 1,0.
Сера и фосфор являются примесями, которые делают хрупкими границы зёрен. Их соответствующее содержание не должно превышать 0,03 и 0,1%, чтобы поддерживать достаточную высокую пластичность.
Содержание азота должно составлять 0,1% или менее, чтобы предотвратить выделение AlN и формирование объёмных дефектов (пузырей) во время твердения.
Никель оказывает положительное влияние на проникновение водорода в сталь и, следовательно, его можно использовать в качестве диффузионного барьера для водорода. Никель можно также использовать в качестве эффективного легирующего элемента, поскольку он способствует образованию упорядоченных соединений в феррите, таких как компонент В2, что приводит к дополнительному упрочнению. Однако желательно, в частности, по соображениям себестоимости ограничить добавление никеля до максимального содержания 4,0% или менее и предпочтительно 0,1 - 2,0% или 0,1 - 1,0%. В другом осуществлении количество никеля составляет менее 0,1%.
Хром можно использовать в качестве дополнительного элемента для повышения прочности стали путём твёрдорастворного упрочнения. Он также повышает высокотемпературную коррозионную стойкость сталей в соответствии с изобретением. Однако, поскольку хром уменьшает энергию дефектов упаковки, его содержание не должно превышать 3,0% и предпочтительно составляет 0,1 - 2,0% или 0,1 - 1,0%. В другом осуществлении содержание хрома составляет менее 0,1%.
Аналогичным образом добавление меди с содержанием, не превышающим 3,0%, необязательно является одним из способов упрочнения стали путём выделения богатых по меди выделений. Однако выше этого содержания медь отвечает за появление дефектов поверхности горячекатаного листа. Предпочтительно содержание меди составляет 0,1 - 2,0% или 0,1 - 1,0%. В другом осуществлении количество меди составляет менее 0,1%.
Бор имеет очень низкую растворимость в твёрдом растворе и существенную тенденцию к сегрегации на границах зёрен, значительно влияет на дефекты решётки. Поэтому бор может быть использован для ограничения выделения межзёренных каппа-карбидов. Предпочтительно содержание бора составляет менее 0,1%.
Ниобий может одновременно повышать прочность и вязкость стали, поскольку это эффективная добавка, измельчающая зерно. Кроме того, тантал, цирконий, ниобий, ванадий, титан, молибден и вольфрам также являются элементами, которые могут быть необязательно использованы для достижения повышения твёрдости и упрочнения путём выделения нитридов, карбонитридов или карбидов. Однако когда их общее содержание превышает 2,0%, предпочтительно выше 1,0%, существует риск того, что чрезмерное выделение может привести к снижению вязкости, чего следует избегать.
Микроструктура стального листа согласно изобретению необязательно включает до 3% каппа-карбидов, необязательно до 10% зернистого феррита и остальное является аустенитом.
Средний размер зерна аустенитной матрицы составляет менее 6 мкм и предпочтительно менее 4 мкм, более предпочтительно менее 3 мкм и имеет среднее соотношение сторон 1,5 - 6, предпочтительно 2,0 - 4,0 и более предпочтительно 2,0 - 3,0.
Во время закалки возможные модуляции в аустенитных зёрнах могут указывать на начало упорядочения L'12 и, следовательно, присутствие внутризёренных каппа-карбидов. Поэтому каппа-карбиды (Fe, Mn)3AlCx могут присутствовать в микроструктуре стального листа в соответствии с изобретением в количестве до 3% доли площади. Присутствие межзёренных каппа-карбидов не допускается, поскольку такие межзёренные крупные каппа-карбиды могут приводить к снижению пластичности стали.
Феррит может также присутствовать в микроструктуре листа в соответствии с изобретением в количестве до 10,0% доли площади, предпочтительно до 5,0% или более предпочтительно до 3,0%. Однако морфология феррита ограничена геометрией зерна, исключая феррит в виде полос, поскольку они резко ухудшают пластичность и формуемость стали. Когда они присутствуют, ферритные зёрна имеют средний размер зерна менее 5 мкм и предпочтительно менее 1 мкм. Среднее соотношение сторон феррита, если он присутствует, составляет менее 3,0 и предпочтительно менее 2,5. Такой феррит может находиться в форме правильного разупорядоченного α феррита или упорядоченного в виде структуры B2 состава (Fe, Mn)Al или в виде структуры D03 состава (Fe, Mn)3Al, так что структуры α, B2 и D03 могут наблюдаться в стали согласно изобретению.
Чтобы защитить стальной лист в соответствии с изобретением от коррозии, в предпочтительном осуществлении стальной лист покрыт металлическим покрытием. Металлическое покрытие может представлять собой покрытие на основе алюминия или на основе цинка.
Предпочтительно покрытие на основе алюминия включает менее 15% Si, менее 5,0% Fe, необязательно 0,1 - 8,0% Mg и необязательно 0,1 - 30,0% Zn, остальное составляет Al.
Преимущественно покрытие на основе цинка включает 0,01 - 8,0% Al, необязательно 0,2 - 8,0% Mg, и остаток составляет Zn.
Стальной лист согласно изобретению может быть изготовлен любым подходящим способом изготовления, и специалист в данной области техники может его выбрать. Однако предпочтительно использовать способ согласно изобретению, который включает следующие стадии:
подачи сляба, состав которого соответствует изобретению
повторного нагрева такого сляба при температуре выше 1000°С и его горячей прокатки с конечной температурой прокатки не менее 800°С,
намотки горячекатаного стального листа при температуре выше 350°С,
холодной прокатки такого горячекатаного стального листа со степень обжатия 30 - 80%
отжига такого холоднокатаного листа нагревом его до температуры отжига 700 - 1000°С, его выдержки при такой температуре в течение менее 5 минут и его охлаждения со скоростью не менее 30°С/с.
Стальные листы в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно получают способом, в котором отливают полуфабрикат, такой как слябы, тонкие слябы или полосовая сталь в соответствии с настоящим изобретением, имеющей состав, описанный выше, отливки нагревают до температуры выше 1000°С, предпочтительно выше 1050°С и более предпочтительно выше 1100°С или 1150°С или используют непосредственно при такой температуре после литья без промежуточного охлаждения.
Стадию конечной горячей прокатки проводят при температуре выше 800°С. Чтобы избежать проблем с трещинами из-за недостаточной пластичности за счёт формировании феррита в виде полос, температура конечной прокатки предпочтительно выше или равна 850°С.
После горячей прокатки полосу необходимо намотать при температуре ниже 600°С и предпочтительно выше 350°С. В предпочтительном осуществлении намотку выполняют между 350 и 450°С, чтобы избежать чрезмерного выделения каппа-карбида.
Горячекатаный продукт, полученный описанным выше способом, подвергают холодной прокатке после возможного выполнения обычным образом предварительной обработки травлением.
Стадию холодной прокатки выполняют со степенью обжатия 30 - 80%, предпочтительно 50 - 70%.
После этой стадии прокатки проводят короткий отжиг нагревом листа до температуры отжига, составляющей 700 - 1000°С, выдержку при такой температуре в течение менее 5 минут и его охлаждение со скоростью, по меньшей мере, 30°С/с, более предпочтительно, по меньшей мере, 50°С/с и даже более предпочтительно, по меньшей мере, 70°С/с. Предпочтительно этот отжиг проводят непрерывно. Контролируя температуру и время отжига, можно получить либо полностью аустенитную, либо двухфазную структуру с вышеуказанными характеристиками.
После этой стадии отжига стальной лист необязательно может быть покрыт металлическом покрытием для улучшения его защиты от коррозии. Используемый способ нанесения покрытия может быть любым способом, приспособленным к стали по изобретению. Можно привести электролитическое или физическое осаждение из паровой фазы с особым вниманием к струйному нанесению покрытия осаждением паров. Металлическое покрытие может быть на основе, например, цинка или алюминия.
Примеры
Девять марок, состав которых собран в таблице 1, отливают в слябы и обрабатывают в соответствии с параметрами процесса, представленными в таблице 2.
Таблица 1 – Состав
Марка | C | Mn | Al | Si | V | S | P | N |
A | 0,887 | 24,90 | 8,70 | 0,217 | - | 0,004 | 0,025 | 0,0017 |
B | 0,920 | 28,88 | 9,37 | 0,035 | - | 0,007 | 0,011 | 0,0009 |
C | 0,920 | 19,15 | 8,65 | 0,050 | - | 0,003 | 0,009 | 0,0057 |
D | 0,360 | 28,88 | 9,52 | 0,040 | - | 0,010 | 0,011 | 0,0013 |
E | 0,560 | 29,06 | 9,57 | 0,040 | - | 0,012 | 0,011 | 0,0010 |
F | 0,900 | 19,65 | 8,32 | 0,045 | 0,180 | 0,010 | 0,010 | 0,005 |
G | 1,130 | 26,75 | 9,95 | 0,031 | - | 0,010 | 0,010 | 0,004 |
H | 0,900 | 19,54 | 8,81 | 0,041 | - | 0,008 | 0,010 | 0,003 |
I | 0,900 | 22,79 | 8,58 | 0,041 | - | 0,007 | 0,010 | 0,003 |
Таблица 2 – Параметры процесса
Проба | Марка | Повторный нагрев T (°C) | Конечная горячая прокатка T (°C) | Скорость охлаждения (°C/с) | Охлаждение T (°C) | Степень обжатия холодной прокатки (%) | Отжиг | ||
T (°C) | Время выдержки (мин) | Скорость охлаждения (°C/с) | |||||||
1 | A | 1170 | 890 | 75 | 400 | 58 | 850 | 3 | 80 |
2 | B | 1170 | 985 | 75 | 400 | 64 | 875 | 3 | 80 |
3 | C | 1170 | 996 | 80 | 400 | 61 | 850 | 3 | 80 |
4 | D | 1170 | 940 | 80 | 400 | 62 | 875 | 3 | 80 |
5 | E | 1170 | 950 | 80 | 400 | 63 | 875 | 3 | 80 |
6 | B | 1170 | 985 | 75 | 400 | 55 | 875 | 10 | 80 |
7 | F | 1170 | 990 | 70 | 400 | 63 | 850 | 1 | 355 |
8 | F | 1170 | 990 | 70 | 400 | 63 | 850 | 3 | 355 |
9 | F | 1170 | 990 | 70 | 400 | 63 | 850 | 3 | 8 |
10 | F | 1170 | 990 | 70 | 400 | 63 | 825 | 3 | 8 |
11 | F | 1170 | 990 | 70 | 400 | 63 | 825 | 1 | 8 |
12 | G | 1170 | 970 | 70 | 400 | 60 | 975 | 3 | 60 |
13 | H | 1170 | 980 | 70 | 400 | 58 | 850 | 3 | 8 |
14 | H | 1170 | 980 | 4 | 400 | 58 | 850 | 3 | 60 |
15 | I | 1170 | 955 | 4 | 400 | 59 | 875 | 3 | 60 |
Полученные образцы затем анализируют и соответствующие элементы микроструктуры и механические свойства соответственно представлены в таблице 3 и 4.
Таблица 3 – Микроструктура
Проба | Аустенит (%) | Упорядоченный феррит (%) | Форма феррита | Каппа-карбиды (%) | Размер зерна аустенита (мкм) | Соотношение сторон аустенита | Размер зерна феррита (мкм) | Соотношение сторон феррита |
1 | 95 | 5 | зернистый | Присутствуют < 3% | 2,30 | 2,36 | 0,54 | 1,81 |
2 | 100 | - | - | Присутствуют < 3% | 2,38 | 2,60 | - | - |
3 | 98,7 | 1,3 | зернистый | Присутствуют < 3% | 2,04 | 2,44 | 0,47 | 1,80 |
4 | 65 | 35 | широкие полосы | Отсутствуют | 2,50 | 2,53 | - | - |
5 | 80 | 20 | полосы | Отсутствуют | 2,44 | 2,87 | 2,22 | 3,54 |
6 | 100 | - | - | Отсутствуют | 2,20 | 1,4 | - | - |
7 | 96 | 4 | зернистый | Присутствуют < 3% | 1,9 | 1,9 | 0,48 | 1,7 |
8 | 96 | 4 | зернистый | Присутствуют < 3% | 2,1 | 1,9 | 0,54 | 1,8 |
9 | 88 | 12 | зернистый | Присутствуют < 3% | 2,1 | 1,9 | 0,54 | 1,8 |
10 | 85 | 15 | зернистый | Присутствуют < 3% | 1,9 | 1,9 | 0,54 | 1,75 |
11 | 85 | 15 | зернистый | Присутствуют < 3% | 1,8 | 1,9 | 0,45 | 1,75 |
12 | 100 | 0 | - | Присутствуют < 3% | 2,8 | 2,0 | - | - |
13 | 88 | 12 | зернистый | Присутствуют < 3% | 1,95 | 2,05 | 0,45 | 1,9 |
14 | 94 | 6 | зернистый | Присутствуют < 3% | 1,95 | 2,05 | 0,50 | 1,85 |
15 | 97 | 3 | зернистый | Присутствуют < 3% | 2,25 | 2,05 | 0,50 | 1,9 |
В образцах отсутствуют межзёренные каппа-карбиды и фаза β–Mn.
Таблица 4 – Свойства
Проба | Плотность | Предел прочности при растяжении (MПa) | Предел текучести (MПa) | Равномерное относительное удлинение (%) |
1 | 6,81 | 1068 | 878 | 31,3 |
2 | 6,75 | 1065 | 831 | 34,0 |
3 | 6,92 | 1067 | 862 | 31,9 |
4 | 6,76 | 940 | 660 | 21,4 |
5 | 6,75 | 945 | 670 | 24,9 |
6 | 6,75 | 979 | 593 | 39,8 |
7 | 6,86 | 1090 | 873 | 28,0 |
8 | 6,86 | 1102 | 898 | 28,2 |
9 | 6,86 | 1102 | 896 | 26,0 |
10 | 6,86 | 1120 | 965 | 26,1 |
11 | 6,86 | 1129 | 969 | 25,4 |
12 | 6,60 | 953 | 804 | 42,0 |
13 | 6,78 | 1140 | 1059 | 24,8 |
14 | 6,78 | 1100 | 949 | 28,0 |
15 | 6,83 | 1023 | 713 | 34,6 |
Примеры показывают, что стальные листы в соответствии с изобретением являются единственными, которые проявляют все искомые свойства благодаря их специфическим составу и микроструктурам.
Claims (28)
1. Холоднокатаный и отожженный стальной лист, включающий по массе:
0,6 ≤ C ≤ 1,3%,
15,0 ≤ Mn ≤ 35%,
5 ≤ Al ≤ 15%,
Si ≤ 2,40%,
S ≤ 0,03%,
P ≤ 0,1%,
N ≤ 0,1%,
возможно, один или несколько дополнительных элементов, выбранных из Ni, Cr и Cu в количестве соответственно до 4,0%, до 3,0% и до 3,0% и, возможно, один или несколько элементов, выбранных из B, Ta, Zr, Nb, V, Ti, Mo и W в суммарном количестве до 2,0%, остальное в составе - железо и неизбежные примеси, при этом микроструктура указанного листа содержит необязательно до 3% каппа-карбидов, необязательно до 5% зернистого феррита, остальное представляет собой аустенит, причем средний размер зерна и среднее соотношение сторон зерна аустенита составляют соответственно менее 6 мкм и 1,5 - 6, а средний размер зерна и среднее соотношение сторон феррита, когда присутствует, соответственно менее 5 мкм и менее 3,0.
2. Стальной лист по п. 1, в котором содержание углерода составляет от 0,8 до 1,0%.
3. Стальной лист по п. 1 или 2, в котором содержание марганца составляет 20 - 30%.
4. Стальной лист по любому из пп. 1 - 3, в котором содержание алюминия составляет 8,5 - 10%.
5. Стальной лист по любому из пп. 1 - 4, в котором стальной лист имеет предел прочности при растяжении, по меньшей мере, 900 МПа, предел текучести, по меньшей мере, 700 МПа и равномерное относительное удлинение, по меньшей мере, 28%.
6. Стальной лист по любому из пп. 1 - 5, в котором стальной лист покрыт металлическим покрытием.
7. Стальной лист по п. 6, в котором стальной лист покрыт покрытием на основе алюминия или на основе цинка.
8. Способ изготовления холоднокатаного и отожженного стального листа по любому из пп. 1-5, включающий следующие стадии:
подача сляба, имеющего состав по любому из пп. 1 – 4,
нагрева указанного сляба при температуре выше 1000°С и его горячую прокатку с конечной температурой прокатки не менее 800°С,
намотку горячекатаного стального листа при температуре менее 600°С,
холодную прокатку горячекатаного стального листа со степенью обжатия 30 - 80%,
отжиг холоднокатаного листа его нагревом до температуры отжига, составляющей 700 - 1000°С, выдержку при такой температуре в течение менее 5 минут и его охлаждения со скоростью не менее 30°С/с.
9. Способ по п. 8, в котором температура отжига составляет 800 - 950°С.
10. Способ по п. 8 или 9, в котором температура намотки составляет 350 - 500°С.
11. Способ по любому из пп. 8 - 10, дополнительно включающий конечную стадию покрытия.
12. Применение стального листа по любому из пп. 1 - 7 для изготовления конструкционной или защитной детали транспортного средства.
13. Применение способа изготовления стального листа по любому из пп. 8-11 для изготовления конструкционной или защитной детали транспортного средства.
14. Деталь, выполненная из холоднокатаного и отожженного стального листа по любому из пп. 1-7 путем гибкой прокатки.
15. Транспортное средство, содержащее деталь по п. 14.
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/IB2016/000697 WO2017203312A1 (en) | 2016-05-24 | 2016-05-24 | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
IBPCT/IB2016/000697 | 2016-05-24 | ||
PCT/IB2017/000619 WO2017203347A1 (en) | 2016-05-24 | 2017-05-23 | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
RU2018142996A3 RU2018142996A3 (ru) | 2020-06-05 |
RU2018142996A RU2018142996A (ru) | 2020-06-05 |
RU2732713C2 true RU2732713C2 (ru) | 2020-09-22 |
Family
ID=56137460
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
RU2018142996A RU2732713C2 (ru) | 2016-05-24 | 2017-05-23 | Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование в производстве автомобильных деталей |
Country Status (13)
Country | Link |
---|---|
US (2) | US20190300978A1 (ru) |
EP (1) | EP3464668A1 (ru) |
JP (1) | JP6811788B2 (ru) |
KR (1) | KR102246751B1 (ru) |
CN (1) | CN109154052B (ru) |
BR (1) | BR112018072334B1 (ru) |
CA (1) | CA3025449C (ru) |
MA (1) | MA45147A (ru) |
MX (1) | MX2018014318A (ru) |
RU (1) | RU2732713C2 (ru) |
UA (1) | UA121286C2 (ru) |
WO (2) | WO2017203312A1 (ru) |
ZA (1) | ZA201807065B (ru) |
Families Citing this family (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
TWI715852B (zh) * | 2018-07-11 | 2021-01-11 | 永鼎應用金屬股份有限公司 | 沃斯田體合金鋼 |
WO2020115526A1 (en) * | 2018-12-04 | 2020-06-11 | Arcelormittal | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts |
CN109680213A (zh) * | 2019-02-19 | 2019-04-26 | 江苏东恒光电有限公司 | 一种用于高压金具的金属配方 |
CN114231856B (zh) * | 2021-12-22 | 2023-01-17 | 广东省科学院新材料研究所 | 一种微米碳化物增强低密度耐磨钢及其制备方法和应用 |
CN114807782B (zh) * | 2022-04-29 | 2023-02-28 | 燕山大学 | 一种弥散强化的超高强高塑轻质钢及其制造方法 |
CN115044830B (zh) * | 2022-06-07 | 2024-01-30 | 西北工业大学 | 一种基于孪生诱导塑性及有序强化的轻质twip钢及其制备方法 |
CN115976419A (zh) * | 2022-10-09 | 2023-04-18 | 东北大学 | 高强高塑性轻质钢及其热处理工艺 |
WO2024084273A1 (en) * | 2022-10-19 | 2024-04-25 | Arcelormittal | Metal powder for additive manufacturing |
CN116254448B (zh) * | 2023-02-14 | 2024-03-08 | 西北工业大学 | 基于b2相及纳米有序相双析出强化的孪生诱导塑性高熵合金及其制备方法 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2006118000A (ja) * | 2004-10-21 | 2006-05-11 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法 |
JP2006176843A (ja) * | 2004-12-22 | 2006-07-06 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
RU2329308C2 (ru) * | 2002-12-17 | 2008-07-20 | Тиссенкрупп Шталь Аг | Способ производства изделия из стали |
RU2401877C2 (ru) * | 2005-02-02 | 2010-10-20 | Корус Стал Бв | Аустенитная сталь, имеющая высокую прочность и формуемость, способ получения упомянутой стали и ее применение |
RU2524027C1 (ru) * | 2010-07-02 | 2014-07-27 | Тиссенкрупп Стил Юроп Аг | Холоднодеформируемая сталь повышенной прочности и состоящее из нее плоское изделие |
Family Cites Families (11)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE50009532D1 (de) * | 1999-08-06 | 2005-03-24 | Muhr & Bender Kg | Verfahren zum flexiblen Walzen eines Metallbandes |
DE10128544C2 (de) | 2001-06-13 | 2003-06-05 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Höherfestes, kaltumformbares Stahlblech, Verfahren zu seiner Herstellung und Verwendung eines solchen Blechs |
JP4084733B2 (ja) * | 2003-10-14 | 2008-04-30 | 新日本製鐵株式会社 | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
DE102004037206A1 (de) * | 2004-07-30 | 2006-03-23 | Muhr Und Bender Kg | Fahrzeugkarosserie |
FR2878257B1 (fr) * | 2004-11-24 | 2007-01-12 | Usinor Sa | Procede de fabrication de toles d'acier austenitique, fer-carbone-manganese a tres hautes caracteristiques de resistance et d'allongement, et excellente homogeneite |
US20130118647A1 (en) * | 2010-06-10 | 2013-05-16 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Method of producing an austenitic steel |
KR20120065464A (ko) * | 2010-12-13 | 2012-06-21 | 주식회사 포스코 | 항복비 및 연성이 우수한 오스테나이트계 경량 고강도 강판 및 그의 제조방법 |
JP6002779B2 (ja) * | 2011-12-23 | 2016-10-05 | ポスコPosco | 非磁性高強度高マンガン鋼板及びその製造方法 |
DE102012110972B3 (de) * | 2012-11-14 | 2014-03-06 | Muhr Und Bender Kg | Verfahren zum Herstellen eines Erzeugnisses aus flexibel gewalztem Bandmaterial und Erzeugnis aus flexibel gewalztem Bandmaterial |
CN106068333B (zh) * | 2013-12-26 | 2018-07-06 | Posco公司 | 高强度低比重钢板及其制造方法 |
WO2017148892A1 (en) * | 2016-03-01 | 2017-09-08 | Tata Steel Nederland Technology B.V. | Austenitic, low-density, high-strength steel strip or sheet having a high ductility, method for producing said steel and use thereof |
-
2016
- 2016-05-24 WO PCT/IB2016/000697 patent/WO2017203312A1/en active Application Filing
-
2017
- 2017-05-23 UA UAA201812130A patent/UA121286C2/uk unknown
- 2017-05-23 JP JP2018561533A patent/JP6811788B2/ja active Active
- 2017-05-23 RU RU2018142996A patent/RU2732713C2/ru active
- 2017-05-23 US US16/302,997 patent/US20190300978A1/en not_active Abandoned
- 2017-05-23 KR KR1020187034111A patent/KR102246751B1/ko active IP Right Grant
- 2017-05-23 CA CA3025449A patent/CA3025449C/en active Active
- 2017-05-23 EP EP17730258.5A patent/EP3464668A1/en active Pending
- 2017-05-23 MA MA045147A patent/MA45147A/fr unknown
- 2017-05-23 MX MX2018014318A patent/MX2018014318A/es unknown
- 2017-05-23 WO PCT/IB2017/000619 patent/WO2017203347A1/en unknown
- 2017-05-23 BR BR112018072334-7A patent/BR112018072334B1/pt active IP Right Grant
- 2017-05-23 CN CN201780030522.8A patent/CN109154052B/zh active Active
-
2018
- 2018-10-23 ZA ZA2018/07065A patent/ZA201807065B/en unknown
-
2023
- 2023-03-22 US US18/124,997 patent/US20230220509A1/en active Pending
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
RU2329308C2 (ru) * | 2002-12-17 | 2008-07-20 | Тиссенкрупп Шталь Аг | Способ производства изделия из стали |
JP2006118000A (ja) * | 2004-10-21 | 2006-05-11 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法 |
JP2006176843A (ja) * | 2004-12-22 | 2006-07-06 | Nippon Steel Corp | 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法 |
RU2401877C2 (ru) * | 2005-02-02 | 2010-10-20 | Корус Стал Бв | Аустенитная сталь, имеющая высокую прочность и формуемость, способ получения упомянутой стали и ее применение |
RU2524027C1 (ru) * | 2010-07-02 | 2014-07-27 | Тиссенкрупп Стил Юроп Аг | Холоднодеформируемая сталь повышенной прочности и состоящее из нее плоское изделие |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
CN109154052A (zh) | 2019-01-04 |
CA3025449C (en) | 2022-11-22 |
JP6811788B2 (ja) | 2021-01-13 |
WO2017203312A1 (en) | 2017-11-30 |
MA45147A (fr) | 2019-04-10 |
US20190300978A1 (en) | 2019-10-03 |
RU2018142996A3 (ru) | 2020-06-05 |
CN109154052B (zh) | 2021-04-02 |
CA3025449A1 (en) | 2017-11-30 |
ZA201807065B (en) | 2019-06-26 |
EP3464668A1 (en) | 2019-04-10 |
KR20180136539A (ko) | 2018-12-24 |
MX2018014318A (es) | 2019-02-25 |
BR112018072334A2 (pt) | 2019-02-12 |
US20230220509A1 (en) | 2023-07-13 |
KR102246751B1 (ko) | 2021-05-03 |
WO2017203347A1 (en) | 2017-11-30 |
RU2018142996A (ru) | 2020-06-05 |
BR112018072334B1 (pt) | 2023-12-19 |
JP2019520478A (ja) | 2019-07-18 |
UA121286C2 (uk) | 2020-04-27 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
RU2732713C2 (ru) | Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование в производстве автомобильных деталей | |
JP7022703B2 (ja) | 冷間圧延及び焼鈍鋼板、その製造方法、並びにそのような鋼の自動車部品製造のための使用 | |
KR102246750B1 (ko) | 냉간 압연 및 어닐링된 강 시트, 그의 제조 방법 및 자동차 부품을 제조하기 위한 이러한 강의 용도 | |
EP3728678B1 (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts | |
WO2020115637A1 (en) | Cold rolled and annealed steel sheet, method of production thereof and use of such steel to produce vehicle parts | |
RU2796905C2 (ru) | Холоднокатаный и отожжённый стальной лист, способ его изготовления и использование такой стали для производства деталей транспортных средств |