RU2810466C1 - Холоднокатаный, отожжённый стальной лист или горячепрессованная, отожжённая стальная деталь - Google Patents

Abstract

Изобретение относится к металлургии, а именно к холоднокатаному, отожжённому и отпущенному стальному листу с хорошей свариваемостью. Холоднокатаный, отожжённый и отпущенный стальной лист выполнен из стали, характеризующейся пределом текучести YS, составляющим 1000 МПа или более, и имеющей состав, мас.%: C 0,03–0,18, Mn 6,0–11,0, Mo 0,05–0,5, B 0,0005–0,005, S ≤ 0,010, P ≤ 0,020, N ≤ 0,008, и, необязательно, включающий один или несколько из следующих элементов: Al < 3, Si ≤ 1,20, Ti ≤ 0,050, Nb ≤ 0,050, Cr ≤ 0,5 и V ≤ 0,2, при этом железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавке, - остальное. Лист имеет микроструктуру в долях поверхности: от 0 до 30% феррита, имеющего размер зерна менее 1,0 мкм, от 3 до 30% остаточного аустенита, от 40 до 95% отпущенного мартенсита, от 0 до 5% свежего мартенсита, при этом содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A ² × [Mn]_A) / (C%² × Mn%) составляет менее 7,80, при этом C% и Mn% представляют собой номинальные значения содержания углерода и марганца в массовых %. Шов контактной точечной сварки двух стальных деталей, выполненных из холоднокатаного, отожжённого и отпущенного стального листа, при этом шов характеризуется значением α, составляющим по меньшей мере 30 даН/мм², где α - отношение предела прочности на растяжение шва, полученного сваркой двух деталей, к произведению диаметра сварной точки и толщины основы шва. Листы характеризуются высокими механическими свойствами и высокой стойкостью к жидко-металлическому охрупчиванию. 3 н. и 9 з.п. ф-лы, 2 ил., 7 табл., 7 пр.

Description

Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу, имеющему хорошие характеристики свариваемости, и к способу получения такого стального листа.

Для производства различных изделий, таких как детали структурных элементов и панелей кузова автомобильных транспортных средств, известно применение листов, изготовленных из DP- (двухфазных) сталей или TRIP-сталей (с пластичностью, обусловленной превращением).

Одна из главных проблем автомобильной промышленности заключается в уменьшении массы транспортных средств для повышения эффективности использования в них топлива, без пренебрежения требованиями безопасности и в свете охраны глобальной окружающей среды. С целью достижения соответствия указанным требованиям в сталелитейной промышленности постоянно разрабатываются новые высокопрочные стали для того, чтобы иметь листы с повышенным пределом текучести и прочностью на разрыв, а также хорошей тягучестью и формуемостью.

Сущность одной из разработок, выполненных для улучшения механических свойств, состоит в увеличении содержания марганца в сталях. Присутствие марганца способствует повышению тягучести сталей благодаря стабилизации аустенита. Однако указанные стали демонстрируют ухудшение свойств, обусловленное хрупкостью. Для преодоления упомянутой проблемы добавляют такие элементы, как бор. Указанные химические композиции с добавлением бора являются очень вязкими на стадии горячей прокатки, а горячая полоса является слишком твердой для дальнейшей переработки. Наиболее эффективным способом смягчения данной горячей полосы является периодический отжиг, но он приводит к потере вязкости.

В дополнение к упомянутым требованиям в отношении механических свойств, такие стальные листы должны показывать хорошую стойкость к жидкометаллическому охрупчиванию (LME). Стальные листы, покрытые цинком или цинковым сплавом, являются очень эффективными в отношении коррозионной стойкости и, следовательно, широко применяются в автомобильной промышленности. Однако на практике было обнаружено, что дуговая сварка или сварка электросопротивлением определенных сталей может вызывать возникновение конкретных трещин вследствие явления, называемого жидкометаллическим охрупчиванием (“LME”), или образованием трещин, обусловленным воздействием жидкого металла (“LMAC”). Данное явление характеризуется проникновением жидкого Zn по границам зерен нижележащей стальной основы под действием прилагаемых напряжений или внутренних напряжений, возникающих в результате жесткого закрепления, теплового расширения или превращений фаз. Известно, что добавление элементов, подобных углероду или кремнию, оказывает вредное воздействие на стойкость к LME.

В автомобильной промышленности обычно определяют такую стойкость путем введения верхнего предельного значения так называемого показателя склонности к LME, рассчитываемого по следующему уравнению:

Показатель склонности к LME = C% + Si%/4,

где C% и Si% обозначают, соответственно, номинальные массовые проценты углерода и кремния в стали.

Публикация WO2020011638 касается способа получения холоднокатаной стали с содержанием марганца от среднего до промежуточного (Mn от 3,5 до 12%) и пониженным содержанием углерода. Описаны два технологических маршрута. Первый маршрут включает межкритический отжиг холоднокатаного стального листа. Второй маршрут включает двойной отжиг холоднокатаного стального листа, причем первый маршрут является полностью аустенитным, а второй маршрут является межкритическим. Благодаря выбору температуры отжига достигается оптимальное соотношение между прочностью на разрыв и удлинением. Путем снижения температуры отжига достигается обогащение аустенитом, что подразумевает наличие высокого значения величины напряжения излома по толщине. Однако малое количество углерода и марганца, используемое в изобретении, ограничивает прочность стального листа на разрыв величинами не выше 980 МПа.

С учетом вышесказанного, цель настоящего изобретения заключается в решении вышеупомянутой проблемы и получении стального листа, обладающего сочетанием очень хороших механических свойств с пределом текучести, равным 1000 МПа или выше, прочностью на разрыв, TS, равной 1450 МПа или выше, однородным удлинением, UE, равным 6,5% или больше, и общим удлинением, TE, равным 9% или больше.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, удовлетворяет выражению TS х TE > 13 700 МПа∙%.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется показателем склонности к LME меньше 0,36.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв ниже 0,4%, причем углеродный эквивалент определяют следующим образом:

Cэкв = C%+Si%/55+Cr%/20+Mn%/19-Al%/18+2,2P%-3,24B%-0,133*Mn%*Mo%

при этом количества элементов выражены в массовых процентах.

Предпочтительно, шов контактной точечной сварки двух стальных деталей из стального листа, соответствующего изобретению, характеризуется значением α, равным, по меньшей мере, 30 даН/мм².

Задача настоящего изобретения достигается получением стального листа по п. 1. Стальной лист также может включать любые характеристики пп. 2 - 10, взятые по отдельности или в сочетании.

Другой задачей данного изобретения является шов контактной точечной сварки двух стальных деталей по п. 11.

Еще одной задачей данного изобретения является закаленная под прессом и отпущенная стальная деталь по п. 12.

Далее изобретение будет подробно описано и проиллюстрировано примерами без введения ограничений.

Согласно изобретению, содержание углерода составляет от 0,03% до 0,18 % для обеспечения характеристик удовлетворительной прочности и хорошей свариваемости. При содержании углерода выше 0,18% могут снижаться свариваемость стального листа и стойкость к LME. От содержания углерода зависит температура томления: чем выше содержание углерода, тем ниже температура томления для стабилизации аустенита. Если содержание углерода ниже 0,03%, прочность отпущенного мартенсита является недостаточной для достижения UTS выше 1450 МПа. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание углерода составляет от 0,05% до 0,15%. В другом предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание углерода составляет от 0,08 до 0,12%.

Содержание марганца составляет от 6,0% до 11,0 %. При добавлении свыше 11,0% может снижаться свариваемость стального листа и продуктивность сборки деталей. Кроме того, риск появления осевой сегрегации повышается до уровня оказания вредного воздействия на механические свойства. Поскольку температура томления в значительной степени зависит от содержания марганца, определяется минимальное количество марганца для стабилизации аустенита, с целью получения после томления заданной микроструктуры и прочности. Предпочтительно, содержание марганца составляет от 6,0% до 9%.

Согласно изобретению, содержание алюминия составляет ниже 3% для уменьшения сегрегации марганца при разливке. Алюминий является очень эффективным элементом для раскисления стали при обработке в жидкой фазе. При добавлении свыше 3% может снижаться свариваемость стального листа в cостоянии непосредственно после литья. К тому же, трудно достигать прочности на разрыв выше 1450 МПа. Кроме того, чем выше содержание алюминия, тем выше температура томления для стабилизации аустенита. Предпочтительно, алюминий добавляют в количестве, по меньшей мере, на уровне 0,2% для повышения устойчивости продукта к изменениям путем увеличения межкритического диапазона, а также для улучшения свариваемости. Кроме того, алюминий можно добавлять во избежание возникновения проблем, связанных с образованием включений и окислением. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание алюминия составляет от 0,2% до 2,2%.

Содержание молибдена составляет от 0,05% до 0,5% в целях уменьшения сегрегации марганца при разливке. Кроме того, добавление, по меньшей мере, 0,05% молибдена обеспечивает стойкость к охрупчиванию. При введении свыше 0,5% добавление молибдена является дорогостоящим и неэффективным с точки зрения требуемых свойств. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание молибдена составляет от 0,15% до 0,35%.

Согласно изобретению, содержание бора составляет от 0,0005% до 0,005% для улучшения вязкости горячекатаного стального листа и свариваемости холоднокатаного стального листа при точечной сварке. При содержании выше 0,005% активируется образование карбидов бора на предшествующих границах зерен аустенита, что делает сталь более хрупкой. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание бора составляет от 0,001% до 0,003%.

К композиции стали, соответствующей изобретению, необязательно, можно добавлять некоторые элементы.

Максимальная добавка кремниевого содержимого ограничивается величиной 1,20% в целях повышения стойкости к LME. В дополнение к этому, указанное низкое содержание кремния обеспечивает возможность упрощения процесса за счет исключения стадии травления горячекатаного стального листа перед отжигом горячекатаного листа. Предпочтительно, максимальное добавляемое содержание кремния составляет 0,5%.

Титан можно добавлять до достижения концентрации 0,050 % для обеспечения дисперсионного упрочнения. Предпочтительно, добавляют минимум 0,010% титана в дополнение к бору, для предотвращения образования бором соединения BN.

Ниобий, необязательно, можно добавлять до достижения концентрации 0,050 % для утончения зерен аустенита в ходе горячей прокатки и обеспечения дисперсионного упрочнения. Предпочтительно, минимальное количество добавляемого ниобия составляет 0,010%.

Хром и ванадий, необязательно, можно добавлять, соответственно, до достижения концентраций 0,5% и 0,2% для обеспечения повышенной прочности.

Остальную часть состава стали представляет собой железо и примеси, образующиеся в результате выплавки. В этом отношении, по меньшей мере, P, S и N считаются остаточными элементами, которые являются неизбежными примесями. Их содержание равно 0,010 % или меньше для S; 0,020 % или меньше для P и 0,008 % или меньше для N.

Далее будет описана микроструктура стального листа согласно изобретению. Она включает, в долях поверхности:

- от 0% до 30% феррита, характеризующегося размером зерна меньше 1,0 мкм,

- от 3% до 30% остаточного аустенита,

- от 40 до 95% отпущенного мартенсита,

- меньше 5% свежего мартенсита,

- содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A² x [Mn]_A) / (C%² x Mn%) составляет меньше 7,80, при этом C% и Mn% представляют номинальные значения содержания углерода и марганца в массовых %.

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 3% до 30% остаточного аустенита. При концентрациях аустенита ниже 3% или выше 30% однородное и общее удлинение, UE и TE, не могут достигать соответственных минимальных величин, равных 6,5% и 9%.

Такой аустенит образуется в ходе межкритического отжига горячекатаного стального листа, а также при отжиге холоднокатаного стального листа. В ходе межкритического отжига горячекатаного стального листа образуются области, включающие содержание марганца выше номинального значения, и области, включающие содержание марганца ниже номинального значения, создавая неоднородное распределение марганца. Соответственно, вместе с марганцем сегрегирует углерод. Указанную неоднородность марганца измеряют при помощи отклонения распределения марганца для горячекатаного стального листа, которое должно быть равно -30 или больше, как показано на фигуре 2 и поясняется ниже.

Концентрации углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженные в массовых процентах, являются такими, что отношение ([C]_A² x [Mn]_A) / (C%² x Mn%) составляет меньше 7,80, при этом C% и Mn% представляют номинальные значения содержания углерода и марганца в массовых %. Когда данное отношение больше 7,80, остаточный аустенит является слишком стабильным для проявления адекватного TRIP-TWIP-эффекта при деформации. Такой TWIP-TRIP-эффект поясняется, в частности, в работе “Observation-of-the-TWIP-TRIP-Plasticity-Enhancement-Mechanism-in-Al-Added-6-Wt-Pct-Medium-Mn-Steel”, DOI: 10.1007/s11661-015-2854-z, The Minerals, Metals & Materials Society and ASM International 2015, p. 2356 Volume 46A, June 2015 (S. LEE, K. LEE, and B. C. DE COOMAN).

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 0 до 30% феррита, причем такой феррит характеризуется размером зерна меньше 1,0 мкм. Такой феррит может образовываться в ходе отжига холоднокатаного стального листа, когда он имеет место при температуре от значения Ac1 до Ac3 холоднокатаного стального листа. Когда отжиг холоднокатаного стального листа протекает при температуре выше Ac3 холоднокатаного стального листа, феррит не присутствует. Предпочтительно, содержание феррита составляет от 0% до 25%.

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 40 до 95% отпущенного мартенсита. Такой мартенсит может образовываться при охлаждении горячекатаного стального листа после межкритического отжига, в результате превращения части аустенита, менее обогащенной углеродом и марганцем по сравнению с номинальными значениями. Однако в основном он образуется при охлаждении после отжига холоднокатаного стального листа, а затем отпускается в ходе отпуска указанного листа.

Свежий мартенсит может присутствовать в количестве до 5% в долях поверхности, но он не является фазой, желаемой в микроструктуре стального листа, соответствующего изобретению. Он может образовываться на конечной стадии охлаждения до комнатной температуры в результате превращения нестабильного аустенита. Действительно, упомянутый нестабильный аустенит с низким содержанием углерода и марганца приводит к тому, что начальная температура образования мартенсита, Ms, составляет выше 20°C. В целях достижения конечных механических свойств содержание свежего мартенсита ограничивается величиной максимум 5%, а предпочтительно, величиной меньше 2%, либо еще лучше, сокращается до 0%.

Отпущенный мартенсит может отличаться от свежего мартенсита на вырезанном образце, отполированном, протравленном реагентом, известным в таковом качестве, например, реагентом ниталь, и исследуемом методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), или на вырезанном образце, отполированном и анализируемом методом дифракции обратного рассеяния электронов (EBSD). Отпущенный мартенсит имеет более низкую плотность дислокаций, чем свежий мартенсит.

В отличие от этого, свежий мартенсит, который образуется в результате превращения обогащенного углеродом аустенита в мартенсит после стадии отпуска, имеет содержание C выше номинального содержания углерода в стали и более высокую плотность дислокаций, чем отпущенный мартенсит.

В первом варианте осуществления микроструктура заключает в себе от 5% до 25% феррита, от 10% до 25% остаточного аустенита и от 50% до 85% отпущенного мартенсита.

В другом варианте осуществления микроструктура не содержит феррита и включает от 5% до 15% остаточного аустенита, а также от 85% до 95% отпущенного мартенсита.

Стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется пределом текучести, YS, равным 1000 МПа или выше, прочностью на разрыв, TS, равной 1450 МПа или выше, однородным удлинением UE, равным 6,5% или больше, и общим удлинением TE, равным 9% или больше.

Предпочтительно, холоднокатаный и отожженный стальной лист характеризуется показателем склонности к LME ниже 0,36.

Предпочтительно, стальной лист характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв ниже 0,4% для улучшения свариваемости. Углеродный эквивалент определяется следующим образом: Cэкв = C% + Si%/55 + Cr%/20 + Mn%/19 - Al%/18 + 2,2P% - 3,24B% - 0,133*Mn%*Mo%, при этом концентрации элементов выражены в массовых процентах.

Сварную конструкцию можно изготовлять путем получения двух деталей из листов стали, соответствующей изобретению, а затем осуществления контактной точечной сварки двух стальных деталей.

Швы контактной точечной сварки, соединяющие первый лист со вторым, отличаются высокой стойкостью в испытании на растяжение крестообразного образца, определяемой величиной α, равной, по меньшей мере, 30 даН/мм².

Стальной лист, соответствующий изобретению, можно получать любым подходящим способом изготовления, и его может определять специалист в данной области техники. Однако предпочтительно использовать способ согласно изобретению, включающий следующие стадии:

Получают полупродукт, способный подвергаться дальнейшей горячей прокатке, с составом стали, описанным выше. Данный полупродукт нагревают до температуры от 1150°C до 1300°C для возможности облегчения горячей прокатки, при этом конечная температура горячей прокатки, КТП, составляет от 800°C до 1000°C. Предпочтительно, температура КТП составляет от 850°C до 950°C.

Затем горячекатаный стальной лист охлаждают и сматывают в рулон при температуре T_рулон, составляющей от 20°C до 650°C, а предпочтительно от 300 до 500°C.

После этого горячекатаный стальной лист охлаждают до комнатной температуры, и его можно подвергать травлению.

Затем горячекатаный стальной лист нагревают до температуры отжига, T_ОГЛ, находящейся в диапазоне от Ac1 до Ac3. Более точно, температура T_ОГЛ выбрана для сведения к минимуму доли площади выделяющихся карбидов, до величины ниже 0,8%, и активирования неоднородного повторного выделения марганца. Указанную неоднородность марганца измеряют при помощи отклонения распределения марганца для горячекатаного стального листа, которое должно быть равно -30 или больше. Предпочтительно, температура T_ОГЛ составляет от Ac1+5°C до Ac3. Более предпочтительно, температура T_ОГЛ составляет от 580°C до 680°C.

Стальной лист выдерживают при указанной температуре T_ОГЛ в течение времени выдержки, t_ОГЛ, от 0,1 до 120 ч для активирования диффузии марганца и формирования неоднородного распределения марганца. Кроме того, указанная термообработка горячекатаного стального листа позволяет снижать твердость горячекатаного стального листа при одновременном сохранении вязкости.

Затем горячекатаный и термообработанный стальной лист охлаждают до комнатной температуры, и его можно подвергать травлению для устранения окисления.

После этого осуществляют холодную прокатку горячекатаного и термообработанного стального листа со степенью обжатия от 20% до 80%.

Далее холоднокатаный стальной лист подвергают отжигу при температуре T_{выдержки}, составляющей от значения T1 до (Ac3 + 50 x C%/0,1), в течение периода времени выдержки, t_{выдержки}, составляющего от 10 с до 3600 с, причем T1 является температурой, при которой в конце периода времени выдержки образуется 30% феррита, в долях поверхности, при этом значение Ac3 для холоднокатаного стального листа определяют способом дилатометрии, а C% относится к номинальной концентрации углерода. Когда T_{выдержки} выше указанного предела, может стабилизироваться недостаточное количество аустенита при комнатной температуре. Предпочтительно, T_{выдержки} составляет от 720 до 860°C и более предпочтительно, от 720°C до 820°C, а время t_{выдержки} составляет от 100 до 1000 с. Такой отжиг можно выполнять в режиме непрерывного отжига.

Затем осуществляют закалочное охлаждение холоднокатаного и отожженного стального листа до температуры закалки, составляющей ниже 80°C, а предпочтительно, ниже 50°C, со средней скоростью охлаждения, по меньшей мере, 0,1°C/с, а предпочтительно, по меньшей мере, 1°C/с. Часть аустенита, присутствующего в конце периода выдержки, будет превращаться в свежий мартенсит.

Далее после закалки осуществляют стадию отпуска стального листа при температуре T_отпуск в течение периода времени выдержки, t_отпуск, которые являются такими, что значение выражения (T_отпуск + 273) x (13 + log t_отпуск) составляет от 6000 до 8700, а предпочтительно, от 7000 до 8200. Предпочтительно, T_отпуск составляет ниже 300°C, а t_отпуск составляет от 100 до 1800 с.

В конце указанной стадии отпуска свежий мартенсит превращается в отпущенный мартенсит.

Затем холоднокатаный, отожженный и отпущенный стальной лист охлаждают до комнатной температуры. После этого на лист можно наносить покрытие любым подходящим способом, включая нанесение покрытия погружением в расплав, электроосаждение или вакуумное напыление цинка или сплавов на его основе, либо алюминия или сплавов на его основе.

В другом варианте осуществления описанный выше процесс можно останавливать после отжига горячекатаного листа, либо после холодной прокатки или после нанесения покрытия и разрезать соответствующие стальные листы на заготовки, которые затем будут использоваться для изготовления деталей способом закалки под прессом. Если нанесение покрытия происходит при погружении в расплав, отжиг для подготовки поверхности листа, как правило, предпочтительно осуществлять непосредственно перед погружением его в ванну с горячим металлом.

Такая операция закалки под прессом заключается в осуществлении стадии аустенизации, на которой стальную заготовку нагревают в печи до температуры в диапазоне от T1 до (Ac3 + 50 x C%/0,1), аналогично отжигу, описанному выше для холоднокатаного стального листа. Предпочтительно, указанная температура аустенизации составляет от 720 до 860°C, и более предпочтительно, от 720°C до 820°C, а период времени аустенизации составляет от 30 до 1000 с. После этого нагретую заготовку перемещают в штамп для горячей штамповки, где имеет место горячая штамповка.

Затем деталь удерживают в штампе, при этом имеет место упрочнение посредством операции закалки. Закалку осуществляют так, чтобы добиваться скорости охлаждения, по меньшей мере, 0,1°C/с до достижения температуры Ms. В ходе указанной закалки деталь приобретет ту же микроструктуру, что и задаваемая для холоднокатаного и отожженного стального листа.

После этого выполняют операцию отпуска стальной детали, что требует нагревания детали при температуре T_отпуск в течение периода времени выдержки, t_отпуск, которые являются такими, что значение выражения (T_отпуск + 273) x (13+log t_отпуск) составляет от 6000 до 8700, а предпочтительно, от 7000 до 8200. Предпочтительно, T_отпуск составляет ниже 300°C, а t_отпуск составляет от 10 до 1800 с. После этого деталь приобретет ту же микроструктуру, что и задаваемая для холоднокатаного, отожженного и отпущенного стального листа.

Предпочтительно, такой отпуск можно осуществлять при окрашивании стальной детали, в ходе процесса термоупрочнения, который проводят для отверждения краски.

Далее изобретение будет проиллюстрировано следующими ниже примерами, которые никоим образом не являются ограничительными.

Примеры

Стали семи марок, составы которых приведены в таблице 1, отливали в виде полупродуктов и перерабатывали в стальные листы.

Таблица 1 - Составы

Испытанные составы сведены в следующей ниже таблице, в которой содержания элементов выражены в массовых процентах.

Подчеркнутые значения: за пределами изобретения

Температуры Ac1, Ac3 и Ms определены для холоднокатаных листов при помощи дилатометрических испытаний и металлографического анализа.

Таблица 2 - Параметры процесса получения горячекатаных и термообработанных стальных листов

Непосредственно после отливки стальные полупродукты повторно нагревали при 1200°C, осуществляли горячую прокатку, а затем сматывали в рулоны. После этого горячекатаные и смотанные в рулоны стальные листы подвергали термообработке при температуре T_ОГЛ и поддерживали при указанной температуре в течение времени выдержки, t_ОГЛ. Для получения горячекатаных и термообработанных стальных листов применяли следующие конкретные условия:

Подчеркнутые значения: параметры, которые не позволяют достигать заданных свойств

Выполняли анализ горячекатаных и термообработанных стальных листов, и соответствующие характеристики приведены в таблице 3.

Таблица 3 - Микроструктура и свойства горячекатаного и термообработанного стального листа

Определяли отклонение распределения марганца и долю выделившихся карбидов.

Долю выделившихся карбидов определяют через посредство вырезанного из листа образца, исследуемого при помощи сканирующего электронного микроскопа с полевой эмиссионной пушкой (“FEG-SEM”) и анализа изображений c увеличением больше 15000x.

На фигуре 1 представлены вырезанные из горячекатаных и термообработанных стальных листов образцы испытания 4 и испытания 28. Черная область соответствует зоне с меньшим количеством марганца, серая область соответствует повышенному количеству марганца.

Указанную фигуру получают следующим способом: из горячекатаного и термообработанного стального листа на ¼ толщины вырезают образец для испытаний и полируют его.

Затем снимают характеристики указанного вырезанного образца при помощи электронно-зондового микроанализатора с полевой эмиссионной пушкой (“FEG”) при увеличении больше 10000x для определения количеств марганца. Составлены три карты распределения размером 10 мкм*10 мкм для различных частей вырезанного образца. Указанные карты состоят из пикселей размером 0,01 мкм². В каждом пикселе вычисляют количество марганца в массовых процентах, а затем наносят точки на кривую, представляющую совокупную долю площади по данным трех карт как функцию количества марганца.

Указанная кривая построена на фигуре 2 для испытания 4 и испытания 28: 100% вырезанного из листа образца содержат больше 1% марганца. В случае испытания 4, в 20% вырезанного из листа образца содержится больше 9% марганца.

Затем вычисляют отклонение полученной кривой между точкой, представляющей 80% совокупной доли площади, и точкой, представляющей 20% совокупной доли площади.

В случае испытания 28 отсутствие термообработки после горячей прокатки обусловливает тот факт, что повторное выделение марганца не является неоднородным в достаточной степени, и это можно видеть по величине отклонения распределения марганца, составляющей меньше -30.

В противоположность этому, в случае испытания 4, повторное выделение марганца представляется явно неоднородным, о чем свидетельствует величина отклонения распределения марганца, составляющая больше -30.

Подчеркнутые величины: не соответствуют заданным значениям.

Термообработка горячекатаного стального листа позволяет марганцу диффундировать в аустенит: повторное выделение марганца является неоднородным, включающим области с низким содержанием марганца и области с высоким содержанием марганца. Указанная неоднородность марганца способствует достижению определенных механических свойств и может быть измерена при помощи профиля концентраций марганца.

Таблица 4 - Параметры процесса получения холоднокатаных, отожженных и отпущенных стальных листов

Затем осуществляют холодную прокатку полученного горячекатаного и термообработанного стального листа. После этого холоднокатаный стальной лист вначале подвергают отжигу при температуре T_{выдержки} и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, t_{выдержки}, перед закалочным охлаждением до температуры ниже 80°C, предпочтительно, ниже 50°C, со скоростью охлаждения 2°C/с. Затем стальной лист нагревают второй раз при температуре T_отпуск и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, t_отпуск, перед охлаждением до комнатной температуры. Для получения холоднокатаных и отожженных стальных листов применяли следующие конкретные условия:

Подчеркнутые значения: параметры, которые не позволяют достигать заданных свойств

н/п: не применяли

Затем выполняли анализ холоднокатаных и отожженных листов, и соответствующие данные, касающиеся элементов микроструктуры, механических свойств и характеристик свариваемости, приведены, соответственно, в таблицах 5, 6 и 7.

Таблица 5 – Микроструктура холоднокатаного, отожженного и отпущенного стального листа

Определяли процентные содержания фаз микроструктур полученных холоднокатаных и отпущенных стальных листов.

Величины [C]_A и [Mn]_A соответствуют количеству углерода и марганца в аустените, выраженному в массовых процентах. Их измеряют как методом дифракции рентгеновских лучей (C%), так и при использовании электронно-зондового микроанализатора с полевой эмиссионной пушкой (Mn%).

Доли фаз на поверхности микроструктуры определяют следующим способом: для выявления микроструктуры из холоднокатаного и отожженного стального листа вырезают образец для испытаний, полируют и подвергают травлению реагентом, известным в таковом качестве. После этого вырезанный образец исследуют при помощи сканирующего электронного микроскопа, например, сканирующего электронного микроскопа с полевой эмиссионной пушкой (“FEG-SEM”) при увеличении больше 5000x, в режиме регистрации вторичных электронов.

Определение доли феррита на поверхности осуществляют при помощи исследований методом СЭМ после травления реагентами ниталь или пикраль/ниталь.

Определение объемной доли остаточного аустенита выполняют методом дифракции рентгеновских лучей.

Подчеркнутые значения: не соответствуют изобретению, н/о: не определяли

Таблица 6 - Механические свойства холоднокатаного, отожженного и отпущенного стального листа

Механические свойства полученных холоднокатаных, отожженных и отпущенных стальных листов определены и приведены в следующей ниже таблице.

Предел текучести, YS, прочность на разрыв, TS, а также однородное и общее удлинение, UE, TE, измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 г.

Подчеркнутые значения: не соответствуют заданным величинам

В испытании 1 лист не подвергали какому-либо отпуску термообработкой. Его микроструктура включает больше 5% свежего мартенсита, который остается не отпущенным, что приводит к низкому значению общего удлинения.

В испытании 13 лист подвергали отжигу, температура выдержки которого выходит за пределы величины (Ac3 + 50 x C%/0,1). Это обусловливает слишком высокое значение содержания углерода в остаточном аустените, что приводит к выходу показателей однородного удлинения и общего удлинения за пределы заданных диапазонов.

В испытаниях 16 и 24 осуществляли стадию отпуска, на которой значение выражения (T_отпуск +273) x (13+log t_отпуск) выходит за пределы максимальной величины. Это обусловливает слишком высокое значение содержания углерода в остаточном аустените, что приводит к выходу показателей однородного удлинения и общего удлинения за пределы заданных диапазонов.

В испытании 25 осуществляли отжиг горячекатаного листа, условия которого находятся не в межкритической области, и состав листа включает слишком малое количество марганца, по сравнению с величиной, задаваемой изобретением. Соответствующая отожженный горячекатаный лист содержит слишком много карбидов, и марганец не распределялся неоднородно. В результате это приводит к достижению его содержания в остаточном аустените меньше заданного, что снижает показатели однородного удлинения и общего удлинения. Размер зерен феррита также находится за пределами, что обусловливает наличие прочности на разрыв, намного ниже заданной.

Испытания 26 - 28 выполняли с использованием марок стали, которые находятся за пределами объема изобретения в отношении состава, о чем свидетельствует таблица 1. В частности, содержание в них марганца составляет ниже 6,0 масс. %, а содержание углерода составляет выше 0,18%. Они также находятся за пределами объема изобретения по параметрам отжига горячекатаного листа, о чем свидетельствуют таблицы 2 и 3, показывая, что марганец не распределялся неоднородно, как требуется в соответствии с изобретением, и что выделение карбидов является чрезмерно сильным. Это обусловливает наличие величин содержания остаточного аустенита, намного ниже заданных, а значений однородного удлинения и общего удлинения, ниже заданных.

Таблица 7 - Характеристики свариваемости холоднокатаного, отожженного и отпущенного стального листа

На холоднокатаных, отожженных и отпущенных стальных листах выполняли точечную сварку в условиях стандарта ISO 18278-2.

В применяемом испытании образцы состоят из двух листов стали в форме сваренного вкрест эквивалента. Для разрушения сварной точки прилагается сила. Указанная сила, известная как прочность на растяжение крестообразного образца (CTS), выражается в единицах даН. Она зависит от диаметра сварной точки и толщины металла, то есть толщины стали и металлического покрытия. Это обеспечивает возможность вычисления коэффициента α, который представляет собой отношение величины CTS к произведению диаметра сварной точки и толщины основы. Указанный коэффициент выражается в единицах даН/мм².

Характеристики свариваемости холоднокатаных, отожженных и отпущенных листов определены и сведены в следующей таблице:

Показатель склонности к LME = C% + Si%/4, в масс. %.

н/о: не определяли

Claims (57)

1. Холоднокатаный, отожжённый и отпущенный стальной лист, выполненный из стали, характеризующейся пределом текучести YS, составляющим 1000 МПа или более, и имеющей состав, содержащий, в мас.%:

C 0,03–0,18

Mn 6,0–11,0

Mo 0,05–0,5

B 0,0005–0,005

S ≤ 0,010

P ≤ 0,020

N ≤ 0,008

и, необязательно, включающий один или несколько из следующих элементов:

Al < 3

Si ≤ 1,20

Ti ≤ 0,050

Nb ≤ 0,050

Cr ≤ 0,5

V ≤ 0,2

при этом остальную часть состава представляет железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавке,

упомянутый стальной лист обладает микроструктурой, включающей, в долях поверхности,

от 0 до 30% феррита, имеющего размер зерна менее 1,0 мкм,

от 3 до 30% остаточного аустенита,

от 40 до 95% отпущенного мартенсита,

от 0 до 5% свежего мартенсита,

содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A ² × [Mn]_A) / (C%² × Mn%) составляет менее 7,80, при этом C% и Mn% представляют собой номинальные значения содержания углерода и марганца в мас.%.

2. Стальной лист по п. 1, отличающийся тем, что содержание углерода в нем составляет от 0,05 до 0,15 мас.%.

3. Стальной лист по п. 1 или 2, отличающийся тем, что содержание марганца в нем составляет от 6,0 до 9 мас.%.

4. Стальной лист по любому из пп. 1–3, отличающийся тем, что содержание алюминия в нем составляет от 0,2 до 2,2 мас.%.

5. Стальной лист по любому из пп. 1–4, отличающийся тем, что его микроструктура содержит от 5 до 25% феррита, от 10 до 25% остаточного аустенита и от 50 до 85% отпущенного мартенсита.

6. Стальной лист по любому из пп. 1–4, отличающийся тем, что его микроструктура не содержит феррита и содержит от 5% до 15% остаточного аустенита и от 85% до 95% отпущенного мартенсита.

7. Стальной лист по любому из пп. 1–6, отличающийся тем, что прочность на разрыв TS составляет 1450 МПа или выше, относительное удлинение UE составляет 6,5% или более, а общее удлинение TE составляет 9% или более.

8. Стальной лист по любому из пп. 1–7, отличающийся тем, что TS и TE удовлетворяют следующему выражению: TS × TE > 13700 МПа %.

9. Стальной лист по любому из пп. 1–8, отличающийся тем, что показатель склонности к жидко-металлическому охрупчиванию LME менее 0,36.

10. Стальной лист по любому из пп. 1–9, отличающийся тем, что сталь характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв менее 0,4%, причём углеродный эквивалент определен следующим образом:

Cэкв = C% + Si%/55 + Cr%/20 + Mn%/19 - Al%/18 + 2,2P% - 3,24B% - 0,133 × Mn% × Mo%

при этом количества элементов выражены в массовых процентах.

11. Шов контактной точечной сварки двух стальных деталей, выполненных из холоднокатаного, отожжённого и отпущенного стального листа по любому из пп. 1–10, который характеризуется значением α, составляющим по меньшей мере 30 даН/мм²,

где α - отношение предела прочности на растяжение шва, полученного сваркой двух деталей, к произведению диаметра сварной точки и толщины основы шва.

12 Деталь, изготовленная из холоднокатаного и отожженного листа, выполненного из стали, имеющей состав, содержащий, в мас.%:

C 0,03–0,18

Mn 6,0–11,0

Mo 0,05–0,5

B 0,0005–0,005

S ≤ 0,010

P ≤ 0,020

N ≤ 0,008

и, необязательно, включающий один или несколько из следующих элементов:

Al < 3

Si ≤ 1,20

Ti ≤ 0,050

Nb ≤ 0,050

Cr ≤ 0,5

V ≤ 0,2

при этом остальную часть состава представляет железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавке,

путем горячей штамповки с последующим проведением отпуска с формированием в детали микроструктуры, включающей, в долях поверхности:

от 0 до 30% феррита, имеющего размер зерна менее 1,0 мкм,

от 3 до 30% остаточного аустенита,

от 40 до 95% отпущенного мартенсита,

от 0 до 5% свежего мартенсита,

причем содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A ² × [Mn]_A) / (C%² × Mn%) составляет менее 7,80, при этом C% и Mn% представляют собой номинальные значения содержания углерода и марганца в массовых %.