UA120706C2

UA120706C2 - Спосіб виготовлення високоміцного сталевого виробу і сталевий виріб, отриманий у такий спосіб

Info

Publication number: UA120706C2
Application number: UAA201704708A
Authority: UA
Inventors: Артем Арлазаров; Канйін Жу; Канйин Жу
Original assignee: Арселорміттал; Арселормиттал
Priority date: 2014-11-18
Filing date: 2015-11-17
Publication date: 2020-01-27
Also published as: ZA201703011B; CA2967196C; BR112017010093B1; JP2018500465A; US20220282348A1; WO2016079565A1; CN110218845A; JP6686035B2; RU2017117067A; CN110218845B; MX2017006303A; WO2016079675A1; ES2803599T3; RU2017117067A3; CN110144439B; CA2967196A1; KR20170086035A; KR102446210B1; RU2688092C2; CN110144439A

Abstract

Спосіб виготовлення сталевого виробу включає стадії: отримання нагрітого сталевого вихідного виробу за температури, що знаходиться в діапазоні від 380 °C до 700 °C, який має метастабільну повністю аустенітну структуру і має склад, який містить в масових відсотках: 0,15дСС0,40, 1,50Мnn4,0, 0,5,SiS2,5, 0,005,А1А1,5, при цьому 0,8,Si+A1A2,5, SS0,05, Р,0,1, щонайменше один елемент, який вибирають з поміж Сr і Мо таким чином, що: 0<Сrr4,0, 0< Мо 0,5 і 2,7 Мn+Сr+3МоМ5,7, і необов'язково один або кілька елементів, вибраних з поміж: NbN0,1, Ті,0,1, NiN3,0, 0,0005≤ВВ0,005, 0,0005,СаС0,005, при цьому залишок складається із заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті плавлення; проведення для вихідної продукції стадії гарячого формування за температури, що знаходяться в діапазоні від 700 °C до 380 °C, з сумарною деформацією 3б в діапазоні від 0,1 до 0,7 щонайменше в одному місці нагрітого сталевого вихідного виробу для отримання повністю аустенітного гарячеформованого сталевого виробу, після цього загартовування гарячеформованого сталевого виробу в результаті його охолодження зі швидкістю охолодження VR2, що перевершує критичну швидкість мартенситного охолодження, до температури загартовування QT, меншої, ніж Ms, з метою отримання структури, яка містить від 40 % до 90 % мартенситу, при цьому залишок структури є аустенітом; після цього збереження продукції за температури витримування РТ в діапазоні від QT до 470 °C або повторного нагрівання до продукції до зазначеної температури і витримування продукції за температури РТ протягом періоду часу Pt в діапазоні від 5 с до 600 с.

Description

продукції стадії гарячого формування за температури, що знаходяться в діапазоні від 700 "С до 380 С, з сумарною деформацією єс в діапазоні від 0,1 до 0,7 щонайменше в одному місці нагрітого сталевого вихідного виробу для отримання повністю аустенітного гарячеформованого сталевого виробу, після цього загартовування гарячеформованого сталевого виробу в результаті його охолодження зі швидкістю охолодження МЕ, що перевершує критичну швидкість мартенситного охолодження, до температури загартовування ОТ, меншої, ніж Мв5, з метою отримання структури, яка містить від 40 95 до 90 95 мартенситу, при цьому залишок структури є аустенітом; після цього збереження продукції за температури витримування РТ в діапазоні від ОТ до 470 "С або повторного нагрівання до продукції до зазначеної температури і витримування продукції за температури РТ протягом періоду часу Рі в діапазоні від 5 с до 600 б.

Даний винахід належить до способу виготовлення високоміцних сталевих виробів і до високоміцних сталевих виробів, отриманих таким способом.

Говорячи більш конкретно, даний винахід належить до способу виготовлення сталевого виробу, наприклад, листової сталі або сталевої деталі, що поєднує гарні характеристики відносного видовження і високу межу міцності.

Для виготовлення різних деталей в автомобільній промисловості для легкового автомобіля і вантажного автомобіля, на даний час використовують високоміцні листові сталі, отримані з ОР- (двофазної)-сталі або ТКІР-(з пластичністю, обумовленою мартенситним перетворенням)-сталі.

З метою зменшення маси устаткування, отриманого з даних сталей, дуже бажано збільшити межу міцності та граничної текучості без зменшення відносного видовження, що є необхідним для демонстрації гарних властивостей при обробці без погіршення здатності до зварювання.

З цією метою в публікації МО 2012/153008 пропонувалося використовувати сталі СМп5і, які містять, мас. 95 від 0,15 до 0,4 С, від 1,5 до З Мп і від 0005 до 2 5і, при цьому такі сталі піддають термічній обробці з метою отримання повністю мартенситної структури.

Таким чином, в публікації УМО 2012/153008 розкривається спосіб виготовлення листової сталі або сталевої деталі, де сталь нагрівають за температури в діапазоні від 10502 С до 1250 б, потім піддають чорновій прокатці за температури в діапазоні від 1150 "С до 900 2С, після цього охолоджують до температури в діапазоні від 3802С до 6002С, піддають кінцевій гарячій прокатці за даної температури, а згодом прямому загартовуванню до температури навколишнього середовища.

Даний спосіб виготовлення робить можливим отримання листової сталі або сталевої деталі, яка характеризуються максимальною міцністю, більшою, ніж межа міцності для листових сталей, які виготовляються в результаті аустенізації сталі, а після цього загартовування для отримання повного мартенситного затвердіння.

Однак, навіть незважаючи на те, що даний спосіб не погіршує характеристик відносного видовження для сталі, він і не покращує даних властивостей. Сумарне відносне видовження ТЕ для листових сталей, отриманих при використанні такого способу, в загальному випадку обмежується значенням, меншим, ніж 795, для межі міцності, становить приблизно 1600 МПа.

Таким чином, залишається бажаною можливість виробництва листової сталі або сталевої деталі, яка характеризуються межею плинності УЗ в діапазоні від більш ніж 1000 МПа аж до 1700 МПа, межею міцності Т5 в діапазоні від більш ніж 1300 МПа аж до 2000 МПа, рівномірним відносним видовженням ШЕ, більшим, ніж 795, сумарним відносним видовженням ТЕ, більшим, ніж 1095, добутком межі міцності х сумарне відносне видовження (Т5хТЕ), більшим, ніж 18 000905

МП, і добутком межі міцності х рівномірне відносне видовження (Т5хИЕ), більшим, ніж 13 000975

МПа. Дані властивості вимірюють відповідно до стандарту ІБО 6892-1, опублікованому в жовтні 2009 року. Необхідно підкреслити те, що внаслідок відмінностей методів вимірювання, зокрема внаслідок відмінностей розміру досліджуваного зразка, значення сукупного відносного видовження відповідно до стандарту ІЗО дуже сильно відрізняються, зокрема є меншими в порівнянні зі значеннями сукупного відносного видовження відповідно до стандарту 915 2 2201- 05.

З цією метою даний винахід належить до способу виготовлення сталевого виробу, який включає наступні етапи: - отримання нагрітого сталевого вихідного виробу за температури, що знаходиться в діапазоні від 380 С до 700 С, при цьому нагрітий сталевий вихідний виріб має метастабільну повністю аустенітну структуру, причому нагрітий сталевий вихідний виріб має склад, який включає в масових відсотках: 01525040, 1,5:Мп:х4,0, 0, 552,5, 0005: хА1,5, при цьому 0,8:51іАїЇк2,5, 5:0,05,

Рахб1, щонайменше, один елемент, який обирається з поміж Ст і Мо таким чином, що:

ОхСта4,0,

О«Мох0,5

І

2,715МпСг3 Мох5,7,

Ї необов'язково один або кілька елементів, вибраних з поміж: 60 Мо, 1,

Ті«0 1,

Мі«З3, 0, 0,0005:8:0,005, 0,0005:Сахо0005,

При цьому решта складається з заліза і невід'ємних домішок, які утворюються в результаті плавлення, - проведення для нагрітого сталевого вихідного виробу стадії гарячого формування за температури, що знаходяться в діапазоні від 7002С до 3802С, з сумарною деформацією єб в діапазоні від 0,1 до 0,7 щонайменше в одному місці нагрітого сталевого вихідного виробу для отримання гарячеформованого сталевого виробу, при цьому структура сталі залишається повністю аустенітною, після цього - загартовування гарячеформованного сталевого виробу в результаті його охолодження з швидкістю охолодження МК», яка перевершує критичну мартенситну швидкість охолодження, до температури загартовування ОТ, меншої, ніж температура початку мартенситного перетворення М5 для сталі, з метою отримання структури, яка містить від 4095 до 9090 мартенситу. При цьому решта структури є аустенітом, після цього - зберігання виробу за температури витримування РТ в діапазоні від ОТ до 470 "С або повторного нагрівання виробу аж до цієї температури і витримування виробу за температури РТ протягом періоду часу РІ в діапазоні від 5 с до 600 с.

Відповідно до інших кращих аспектів винаходу спосіб має одну або кілька наступних ознак, що розглядаються окремо або відповідно до будь-якої технічно можливої комбінації: - спосіб, крім того, включає стадію охолодження витримуваного виробу аж до температури навколишнього середовища з швидкістю охолодження, вищою, ніж 0,005 2С/с, з метою отримання свіжого мартенситу; - нагрітий сталевий вихідний виріб є гарячекатаною листовою сталлю, а сталевий виріб є листовою сталлю, і де стадією гарячого формування є стадія прокатки; - стадія отримання нагрітого сталевого вихідного виробу включає: - нагрівання сталевого напівфабрикату, який має склад, що відповідає пункту 1 формули винаходу, до температури, більшої, ніж температура АСз для сталі, з метою отримання

Зо повністю аустенітної структури, - проведення для згаданого сталевого напівфабрикату стадії чорнової прокатки за температури, більшої, ніж температура Т2 в діапазоні від 1200 до 850 С, з сумарною деформацією обтиску ба, більшою, ніж 1, з метою отримання нагрітого сталевого вихідного виробу; - нагрітий сталевий вихідний виріб характеризується середнім розміром аустенітного зерна, меншим, ніж 30 мкм; - вихідний виріб є сталевою заготовкою, сталевий виріб є сталевою деталлю, і стадія отримання нагрітого сталевого вихідного виробу включає нагрівання сталевої заготовки до температури, більшої, ніж температура АСз для сталі, з метою отримання повністю аустенітної структури; - сталева заготовка має товщину в діапазоні від 1,0 мм до 4,0 мм; - стадія гарячого формування - це стадія гарячої прокатки; - стадія гарячого формування - це стадія гарячого штампування; - стадія гарячого формування - це стадія гарячого ротаційного видавлювання; - стадія гарячого формування - це стадія роликового профілювання; - сталева заготовка має щонайменше один шар покриття; - шар покриттів наносяться на вихідний виріб до нагрівання, а шар покриття є покриттям із алюмінію або на алюмінієвій основі або покриттям із цинку або на основі цинку.

Винахід також належить до сталевого виробу, який має склад, що містить в масових відсотках: 0,15:3х0,40, 1,55Мпх4,0, 0, Бе5ік2,5, 0005: хАЇ 1,5, при цьому 0,8:51іАїЇк2,5, 50,05,

Рхб,1 об, щонайменше, один елемент, який обирається з поміж Ст і Мо таким чином, що:

ОхСтк4,0, (510) ОхМох0,5

Ї

2,715МпСгь3 Мох5,7,

Ї необов'язково один або кілька елементів, обраних з поміж

Мр, 1,

Ті«0 1,

Мік 3,0, 0,0005:8:0,005, 0,0005:Сахо0005,

При цьому решта складається з заліза і невід'ємних домішок, які утворюються в ході плавлення,

Причому структура щонайменше одного із вихідних виробів складається 3: - відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів при відсотковій частці площі поверхні, що становить щонайменше 4095, - свіжий мартенсит в формі острівців або плівки, при цьому відсоткова частка площі поверхні для згаданого свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 595 до 3096, і - аустеніту при відсотковій частці площі поверхні в діапазоні від 595 до 35905.

У відповідності з іншими кращими аспектами винаходу сталевий виріб має одну або кілька з поміж наступних ознак, які розглядаються окремо або відповідно до будь-якої технічно можливої комбінації: - добуток межі міцності Т5 для сталі і рівномірного відносного видовження ШОЕ для сталі є більшим або дорівнює 13000 МПабо; - мартенситні пластинки мають середній розмір, менший, ніж 1 мкм, при цьому співвідношення сторін для згаданих мартенситних пластинок знаходиться в діапазоні від 2 до 5; - максимальний розмір острівців згаданого свіжого мартенситу, який характеризується співвідношенням сторін, меншим від З, не перевищує З мкм; - середній розмір колишнього аустенітного зерна менший, ніж 30 мкм; - співвідношення сторін для колишнього аустенітного зерна є більшим, ніж 1,3; - згаданий аустеніт має форму плівки або острівців, при цьому найменший розмір згаданих плівок або острівців має значення, що відступає 0,3 мкм, причому найбільший розмір згаданих

Зо плівок або острівців має середнє значення, що допускає 2 мкм; - згаданий відпущений мартенсит містить згідно відсоткової частки площі поверхні менше, ніж 0,595 карбідів у порівнянні з поверхнею згаданого відпущеного мартенситу, і згадані карбіди мають середній розмір, менший, ніж 50 нм; - сталевий виріб є листовою сталлю, і структура всієї листової сталі складається з: - відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів при відсотковій частці площі поверхні, що становить щонайменше 40905, - свіжого мартенситу в формі острівців або плівки, при цьому відсоткова частка площі поверхні для згаданого свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 595 до 3095, і - аустеніту при відсотковій частці площі поверхні в діапазоні від 595 до 35905; - сталевий виріб є гарячештампованою сталевою деталлю, і структура щонайменше 2095 об'єму гарячештампованої деталі складається з: - відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів при відсотковій частці площі поверхні, що становить щонайменше 40905, - свіжого мартенситу в формі острівців або плівки, при цьому відсоткова частка площі поверхні для згаданого свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 595 до 3095, і - аустеніту при відсотковій частці площі поверхні в діапазоні від 595 до 35905; - сталевий виріб має щонайменше один шар покриття; - згаданий щонайменше один шар покриття є цинком або сплавом на цинковій основі або алюмінію або сплавом на алюмінієвій основі; - згаданий щонайменше один шар покриттів наносять до гарячого штампування.

Тепер винахід буде описано докладно без введення обмежень і проілюстрований за допомогою прикладів і прикладних фігур, у числі яких:

Фі. 1 є отриманою з використанням скануючого електронного мікроскопа (СЕМ) мікрофотографією, яка ілюструє мікроструктуру сталевого виробу, запропонованого винаходом;

Фіг. 2 і З є отриманими з використанням мікроскопів СЕМ мікрофотографіями, які ілюструють мікроструктуру сталевого виробу, отриманого за допомогою способів виробництва, які не відповідають даному винаходу;

Фіг. 4, 5 та 6 є графіками, які належить до механічних властивостей сталевого виробу, отриманого при використанні способів виготовлення, які відповідають або не відповідають 60 описаним даним винаходом.

Сталевий виріб, запропонований даним винаходом, має наступний склад мас.9б: - 015:Сх0,40 для забезпечення задовільної міцності і поліпшення стабільності залишкового аустеніту. Зокрема у випадку рівня вмісту вуглецю, меншого, ніж 0,15 мас., загартовуваність сталі не буде достатньо гарною, що не дозволяє досягти утворення достатньої кількості мартенситу із застосуванням запропонованого способу виготовлення. У випадку рівня вмісту С, більшого, ніж 0, 40 мас., для сталі погіршиться здатність до зварювання. Дійсно, зварне з'єднання, виготовлене з листів, буде характеризуватися недостатньою ударною в'язкістю.

Бажано рівень вмісту вуглецю є більшим або дорівнює 0,25мас. Бажано рівень вмісту вуглецю не перевищує 0,3Змас. - 1,5:Мпх4,0. Марганець зменшує температуру Асі, Асз і Мс, тобто, відповідно, температуру, за якої аустеніт починає формуватися при нагріванні (Асі), температуру, за якої перетворення аустеніту завершується при нагріванні (Асз), і температуру, за якої починається перетворення з аустеніту на мартенсит при охолодженні (М5). Таким чином, Мп покращує стабільність залишкового аустеніту в результаті більшого хімічного збагачення аустеніту за Мп і в результаті зменшення розміру зерна аустеніту. Зменшення розміру аустенітного зерна призводить до зменшення відстані дифузії і тому прискорює дифузію С і Мп, під час стадії витримування температури, яка може бути проведена під час циклу охолодження при термічній обробці. З метою отримання ефекту стабілізації, достатнього для забезпечення деформування сталі в температурному діапазоні від 700 до 3802С під час охолодження, рівень вмісту Мп повинен бути не меншим, ніж 1,5 мас. Крім того, у випадку якщо рівень вмісту Мп є більшим ніж 4 мас., з'являються зони сегрегації, які мають негативний вплив на придатність до відбортовки внутрішніх крайок і погіршують реалізацію винаходу. Бажано рівень вмісту Мп є більшим ніж 1,8 мас. Бажано рівень вмісту Мп є не більшим ніж 2,5 мас. - 0,525іх2,5 і 0005-ххА|Ї 1,5, при цьому рівні вмісту кремнію і алюмінію, крім того, задовольняють наступному співвідношенню: 0,8:5іАїЇ2, 5. Згідно з винаходом б5і і АІ спільно відіграють важливу роль:

Кремній затримує виділення цементиту при охолодженні нижче температури рівноважного перетворення Аез. Тому додавання б5і, сприяє стабілізації достатньої кількості залишкового аустеніту в формі острівців. 5і, крім того, забезпечує зміцнення твердого розчину і уповільнює

Зо утворення карбідів під час перерозподілу вуглецю з мартенситу в аустеніт, що є результатом безпосереднього здійснення стадії повторного нагрівання і витримування, що проводиться після часткового мартенситного перетворення. При надмірно високому рівні вмісту на поверхні утворюються оксиди кремнію, що погіршує придатність для нанесення покриття на сталь. Тому рівень вмісту 5і, бажано є меншим або дорівнює 2,5 мас.

Алюміній є дуже ефективним елементом для розкислення сталі в рідкій фазі під час виготовлення. Рівень вмісту АЇ є не меншим, ніж 0,005 мас. з метою отримання достатнього розкислення сталі в рідкому стані. Крім того, подібно до 5і АЇ стабілізує залишковий аустеніт.

Рівень вмісту АІ є не більшим, ніж 1,5 мас. з метою уникнення появи включень, уникнення виникнення проблем з окисленням і забезпечення прокалюваності матеріалу.

Вплив 51 і АЇ на стабілізацію аустеніту є подібним. У випадку рівнів вмісту Зі і АЇ, таких, щоб 0,8 масхех5інАЇ«2,5, отримують задовільну стабілізацію аустеніту, що, тим самим, робить можливим отримання бажаних мікроструктур. - Сірка і фосфор повинні зберігатися на низьких рівнях вмісту, тобто, 5:0,05 мас і Р«0,1 мас, з метою недопущення надмірного погіршення пластичності і ударної в'язкості для деталей.

Внаслідок того, що досягнення надмірно низького рівня вмісту сірки є надто дорогим, з економічних причин кращим є рівень вмісту сірки, більший, ніж 0,0005 мас. Подібним чином кращим є рівень вмісту фосфору, більший, ніж 0,0005 мас.

Запропонована винаходом сталь містить щонайменше один елемент, обраний з поміж молібдену та хрому. Сг і Мо є дуже ефективними для затримування перетворення аустеніту і запобігання утворенню доевтектоїдного фериту або бейніту і можуть бути використані для реалізації винаходу. Зокрема дані елементи впливають на діаграму ізотермічних перетворень при охолодженні (також відому під назвою діаграми час-температура-перетворення (ТТТ)): додавання Сг і Мо, призводить до відокремлення області феритно-перлітного перетворення від області бейнітного перетворення, при цьому феритно-перлітне перетворення відбувається за більш високих температур у порівнянні з бейнітним перетворенням. Таким чином, дані області перетворення мають вигляд двох різних "виступів" на діаграмі ТТТ, яка розкриває "западину", що робить можливим деформування сталі при охолодженні між даними двома виступами без стимулювання небажаного перетворення аустеніту на ферит, перліт і/або бейніт. Для композицій запропонованих винаходом даний температурний діапазон деформування лежить в межах від 380 до 7002С. Гаряче формування метастабільного аустеніту в даному діапазоні відоме під назвою "аусформінга".

У випадку утримання в композиції сталі Ст, рівень вмісту Ст повинен бути не більшим, ніж 4,0 мас.9о. Дійсно, вище даного значення ефект від Ст насичується, і збільшення рівня його вмісту було б дорогим без отримання будь-якого позитивного ефекта.

У випадку утримання в композиції сталі Мо, рівень вмісту Мо буде не більшим, ніж 0, 5 мас.9о внаслідок його високої вартості.

Крім того, відповідно до винаходу, рівні вмісту Мп, Сг ії Мо є такими, щоб 2,7 мас. МпяСтяЗ3

Мох5,7 мас.95. Коефіцієнти для Мп, Ст і Мо в даному співвідношенні відображають відповідно їх здатність запобігати перетворенню аустеніту і забезпечувати затвердівання для отримання необхідних механічних властивостей.

Запропонована винаходом сталь необов'язково містить ніобій і/або титан.

У випадку присутності в складу МО, рівень вмісту МО не повинен бути більшим, ніж 0,1 мас.Уо, а краще більшим, ніж 0,025 мас.95. У випадку присутності в складі Ті, рівень вмісту Ті не повинен бути більшим, ніж 0,1 9», а краще більшим, ніж 0,01 мас.95.

В таких кількостях МО має сильний синергійний ефект разом з В в плані покращання здатності до прокалювання сталі, а Ті може захищати В від утворення ВМ. Крім того, додавання

МЬ і Ті, може привести до збільшення стійкості до розм'якшення мартенситу під час відпускання.

Даний ефект від Мр і Ті, помітно проявляється при рівнях вмісту МЬ і Ті, більших, відповідно, ніж 0,025 мас.Об і 0,01 мас.9б5.

Кожен з рівнів вмісту МЬ і Ті є не більшим, ніж 0,1 мас.9о з метою обмеження затвердіння сталі за високих температур, яке забезпечують дані елементи, що зробить проблематичним виробництво тонколистового металу внаслідок збільшення зусиль під час гарячої прокатки.

Необов'язково композиція може містити нікель в кількості, меншій або рівній 3,0 мас.Оо, а краще більшій, ніж 0,001 мас.95.

Сталь необов'язково може містити бор в кількості, яка знаходиться в діапазоні від 0,0005 мас. до 0,005 мас.95, з метою збільшення здатності сталі до загартовування. Дійсно, істотне деформування аустеніту могло б в результаті призводити до прискореного перетворення аустеніту на ферит під час охолодження. Додавання В в кількості, що знаходиться в діапазоні від 0,0005 мас.бю до 0,005 мас.ую, сприяє запобіганню даного раннього феритного перетворення.

Необов'язково сталь може містити кальцій в кількості, яка знаходиться в діапазоні від 0,0005 мас.ую до 0,005 мас.9Ую: в результаті об'єднання з О і 5 Са сприяє уникненню утворення великорозмірних включень, які негативно впливають на пластичність сталей.

Залишок складу сталі є залізом і домішками, які утворюються в результаті плавлення.

Домішки можуть включати азот, при цьому рівень вмісту М є не більшим, ніж 0,010 мас.9о.

Спосіб виготовлення сталевого виробу, запропонованого винаходом, має на меті виготовлення сталевого виробу, який має щонайменше в одному місці виробу, мікроструктуру, яка складається з відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів при відсотковій частці площі поверхні, яка становить щонайменше 4095, свіжого мартенситу, присутнього в формі острівців або плівки, при цьому процентна частка площі поверхні для згаданого свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 595 до 3095, і залишкового аустеніту при відсотковій частці площі поверхні в діапазоні від 595 до 35905.

Дані ознаки мікроструктури можуть бути присутніми в усій сукупності продукції або тільки в деяких місцях з метою протидії впливу локально жорсткої напруги. В останньому випадку дані ознаки мікроструктури повинні бути присутніми щонайменше в 2095 об'єму виробу з метою отримання значного опору міцності.

Далі буде описано спосіб виготовлення. Спосіб включає стадію отримання нагрітого сталевого вихідного виробу за температури, яка знаходиться в діапазоні від 3802 до 7002С, при цьому нагрітий сталевий вихідний виріб має повністю аустенітну структуру. При згадуванні нижче даного температурного діапазону і складу сталі необхідно розуміти те, що дана аустенітна структура знаходиться в метастабільних станах, тобто, що даний нагрітий сталевий вихідний виріб отримують зі стадією нагрівання в аустенітному діапазоні з подальшим охолодженням з швидкістю, яка є досить високою для того, щоб аустеніт не мав би часу на перетворення.

Нагрітий вихідний виріб, крім того, має склад, який містить в масових відсотках: 0,1 550,40, 1, 5Ба5Мпх4,0, 0, БкБік2, 5, (510) 0,005хАї, 5,

при цьому 0,8:51і-АЇк2, 5, 550,0 5,

РО 1, щонайменше один елемент, який обирається з поміж Сг і Мо таким чином, що: окт,

О«Мох2 і 2,715МпСгь3 Мох5,7, і необов'язково один або кілька елементів, які обираються з поміж

Мр, 1,

Мік 3,0,

Ті«0 1, 0,0005:8:0,005, 0,0005:Сах0,005, при цьому решта складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті плавлення. нагрітий вихідний виріб є, наприклад, напівфабрикатом або заготовкою.

Напівфабрикат визначають як лист, який піддавали стадії гарячої прокатки, але товщина якого на даному етапі є більшою, ніж бажана кінцева товщина.

Заготівку визначають як результат різання листової або рулонної сталі для отримання форми, яка співвідноситься з бажаною кінцевою геометрією виробленої продукції.

Відповідно до винаходу нагрітий вихідний виріб піддають щонайменше в одному місці вихідного виробу впливу стадії гарячого формування за температури, яка знаходиться в діапазоні від 700 "С до 380 "С, з сумарною деформацією в діапазоні від 0,1 до 0,7. При цьому структура сталі залишається повністю аустенітною, тобто, проводять аусформінг.

Стадія гарячого формування може бути проведена на одній або декількох послідовних ступенях. Оскільки режими деформування можуть відрізнятися при переході від однієї точки виробу до іншої внаслідок геометрії виробу та режимів локальних напружень, еквівалентну сумарну деформацію єс в кожній точці виробу визначають у вигляді З ,де є 0) 1і є г є головними деформаціями, сумарно накопиченими на все щаблях деформування.

У випадку проведення гарячого формування в результаті гарячої прокатки сумарну деформацію єс визначатимуть виходячи з первинної ше її до гарячої прокатки і п -- кінцевої товщини листа (після гарячої прокатки у вигляді: ї .

За даних умов отримують пластично деформовану аустенітну структуру, де рекристалізація не протікає.

Стадія гарячого формування відбувається в інтервалі температур від Тз до Т"з, які обидві знаходяться в діапазоні від 380 С до 700 С, наприклад, від 550 С до 450 С, з метою забезпечення зменшення розміру зерна аустеніту, уникнення рекристалізації деформованого аустеніту і уникнення перетворення аустеніту під час стадії гарячого формування. Зокрема внаслідок складу сталі під час даної стадії гарячого формування уникають утворення фериту, перліту і/або бейніту.

Дійсно, відповідно до представленого вище розкриття винаходу Мп покращує стабільність залишкового аустеніту.

Крім того, Сг і Мо, затримує перетворення аустеніту і запобігає утворенню доевтектоїдного фериту або бейніту в результаті відділення області феритно-перлітного перетворення від області бейнітного перетворення. Таким чином, дані області перетворення мають вигляд двох різних "виступів" на діаграмі ізотермічних перетворень (також відомої під назвою діаграми час- температура-перетворення (ТТТ)), таким чином, розкриваючи "вікно", що робить можливим деформування сталі при охолодженні між даними двома виступами без утворення фериту, перліту і/або бейніту. Таким чином, стадію гарячого формування ("аусформінг") бажано проводять за температури в межах даного вікна.

Стадія гарячого формування призводить до збільшення межі міцності Т5 і межі текучості 5 сталі у порівнянні з тими, що мають місце для сталі, яка не піддавалася впливу такої стадії гарячого формування. Зокрема стадія гарячого формування призводить до збільшення АТ5 для межі міцності, що становить щонайменше 150 Мпа, і до збільшення ДУЗ5 для межі текучості, що становить щонайменше 150 МПа.

На даний момент гарячеформована продукція має структуру, що складається з деформованого аустеніту, при цьому ступінь деформування аустеніту знаходиться в діапазоні від 0,1 до 0,7, і при цьому середній розмір зерен аустеніту є меншим, ніж 30 мкм, бажано меншим, ніж 10 мкм.

Відповідно до винаходу після цього гарячеформований виріб піддають загартовуванню шляхом його охолодження з швидкістю охолодження МК», більшою, ніж критична мартенситна швидкість охолодження, до температури загартовування ОТ, меншої, ніж температура початку мартенситного перетворення М5 сталі, з метою отримання структури, яка містить від 4095 до 9095 мартенситу, при цьому залишок структури є аустенітом.

Внаслідок того, що бажаною є наявність кінцевої структури, яка містить значну кількість залишкового аустеніту, тобто, в діапазоні від 595 до 3595, температура інтервалу ОТ не повинна бути надмірно низькою і повинна бути обрана відповідно до бажаної кількості залишкового аустеніту, в будь-якому випадку повинна бути більшою, ніж температура перетворення Мі для сталі, тобто, температура, за якої мартенситне перетворення є повним. Говорячи більш конкретно, для кожного хімічного складу сталі можливим є визначення оптимальної температури загартовування ОТор, яка забезпечує досягнення бажаного рівня вмісту залишкового аустеніту. Фахівці у відповідній галузі техніки знають, як визначити дану теоретичну температуру загартування ОТор.

Внаслідок протікання мартенситного перетворення з деформованого і подрібненого зерна аустеніту зменшення розмірів пластинок мартенситу є більшим, ніж на попередньому рівні техніки, як це буде пояснено нижче.

З метою надійного забезпечення вмісту в структурі від 4095 до 9095 мартенситу для складу відповідно до зазначених вище діапазонів, температура загартовування ОТ бажано є меншою, ніж М5-202С, а бажано знаходиться в діапазоні від 100 "С до 350 20.

Без додаткового охолодження виробу, мікроструктура якого на даний момент власне складається з аустеніту і мартенситу, безпосередньо після цього зберігають за температури витримування РТ, яка знаходиться в діапазоні від ОТ до 470 С, або повторно нагрівають аж до неї.

Наприклад, виріб повторно нагрівають до температури витримування РТ, більшої ніж М5.

Зо Після цього виріб зберігають за температури РТ протягом періоду часу Рі, при цьому Рі знаходиться в діапазоні від 5 с до 600 с.

Під час даної стадії витримування вуглець розподіляється між мартенситом і аустенітом, тобто, дифундує з мартенситу в аустеніт, що призводить до поліпшення пластичності мартенситу і збільшення рівня вмісту вуглецю в аустеніті без появи значної кількості бейніту або карбідів. Збагачений аустеніт робить можливим отримання ТКІР-(з пластичністю, обумовленою мартенситним перетворенням)- впливу на кінцевий виріб.

Ступінь розподілу збільшується при збільшенні тривалості стадії витримування. Таким чином, час витримування Рі обирають досить тривалим для отримання як можна більш повного розподілу. З метою оптимізування збагачення аустеніту за вуглецем тривалість витримування

Рі повинна бути більшою, ніж 5 с, а бажано більшою, ніж 20 с.

Однак, надмірна тривалість може привести до розкладання аустеніту і надмірного розподілу для мартенситу і, таким чином, погіршення механічних властивостей. Таким чином, тривалість обмежують з метою якомога більшого уникнення утворення фериту. Тому тривалість витримування Рі повинна бути меншою, ніж 600 с. Врешті виріб охолоджують аж до температури навколишнього середовища з швидкістю охолодження, необхідною для створення від 595 до 3095 свіжого мартенситу і отримання процентної частки площі поверхні для залишкового аустеніту в діапазоні від 595 до 3595. Бажано швидкість охолодження повинна бути більшою, ніж 0,005 еС/с.

Стадії загартовування і витримування визначають як стадії "загартовування і розподілу" ("0 - РУ.

Таким чином отриманий сталевий виріб характеризується наявністю в тому місці, яке піддається впливу стадії гарячого формування, мікроструктури, яка складається з відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів при процентній частці площі поверхні, яка складає щонайменше 40 95 свіжого мартенситу в формі острівців або плівки, при цьому процентна частка площі поверхні для згаданого свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 595 до 30905, і залишкового аустеніту при відсотковій частці площі поверхні в діапазоні від 595 до 3590.

Пластинки мартенситу є дуже тонким. Бажано дані пластинки мартенситу відповідно до характеристик отриманих з використанням методу ДЗРЕ мають середній розмір, який становить 60 щонайбільше 1 мкм.

Крім того, середнє співвідношення сторін для даних пластинок мартенситу бажано знаходиться в діапазоні від 2 до 5.

Дані ознаки, наприклад, визначають в результаті спостереження мікроструктури з використанням скануючого електронного мікроскопа, що має емісійну гармату (ЕГ-СЕМ") при збільшенні, більшому, ніж 1200х, у поєднанні з пристроєм дифракції зворотного розсіювання електронів ("ДЗРЕ")М. Дві суміжні пластинки визначають як роздільні пластинки при їх розорієнтації щонайменше на 5 7. Після цього морфологію індивідуалізованих пластинок визначають в результаті проведення аналізу зображень при використанні звичайного програмного забезпечення, відомого фахівцям у відповідній галузі техніки. Таким чином, для кожної підастинки визначають найбільший розмір Ілах. найменший розмір Іпіп і співвідношення сторін тіл - Це визначення проводять відносно зразка за наявності щонайменше 1000 тах. пластинок. Середнє співвідношення сторін тій , яке після цього визначають для даного зразка, бажано знаходиться в діапазоні від 2 до 5.

Відпущений мартенсит і пластинки мартенситу містять менше, ніж 0,595 карбідів відносно відсоткової частки площі поверхні у порівнянні з тим, що має місце для поверхні згаданого відпущеного мартенситу і пластинок. Дані карбіди мають середній розмір, менший, ніж 50 нм.

Найбільший розмір острівців свіжого мартенситу, які характеризуються співвідношенням сторін, меншим від 3, не сягає З мкм.

Залишковий аустеніт є обов'язковим зокрема для поліпшення пластичності. Як це було видно вище, залишковий аустеніт деформують із ступенем деформації, що знаходиться в діапазоні відО,1 до 0,7.

Бажано залишковий аустеніт має форму плівки або острівців. Найменший розмір даних плівок або острівців має значення, що поступаються 0,3 мкм, а найбільший розмір даних плівок або острівців має середнє значення, що поступаються 2 мкм. Зменшення розміру зерна аустеніту призводить до поліпшення його стабільності, як під час деформації, коли залишковий аустеніт перетворюється на мартенсит в межах великого інтервалу деформації. Залишковий аустеніт також стабілізується в результаті розподілу вуглецю з мартенситу в аустеніт.

Середній розмір колишнього аустенітного зерна, який є середнім розміром аустеніту безпосередньо до його перетворення при охолодженні, тобто, в цьому випадку, середній розмір аустеніту для подачі далі на стадію гарячого формування, є меншим, ніж 30 мкм, бажано меншим, ніж 10 мкм. Крім того, співвідношення сторін для колишнього аустенітного зерна є більшим, ніж 1,3.

Для визначення цього співвідношення сторін колишні аустенітні зерна виявляють у кінцевій продукції із застосуванням відповідного методу, відомого фахівцям у відповідній галузі техніки, наприклад, шляхом травлення з використанням реактиву для травлення на основі пікринової кислоти. Колишні аустенітні зерна спостерігають за допомогою оптичного мікроскопа або скануючого електронного мікроскопа. Після цього визначають співвідношення сторін для колишніх аустенітних зерен в результаті аналізу зображень за допомогою звичайного програмного забезпечення, відомого фахівцям у відповідній галузі техніки. Відносно зразка при щонайменше 300 зернах визначають максимальний об'єм і найменший розмір колишніх аустенітних зерен і визначають співвідношення сторін для зерен у вигляді співвідношення між максимальним розміром і найменшим розміром. Співвідношення сторін, яке після цього визначають у вигляді середньої величини для значень, отриманих відносно зразків є більшим ніж 1,3.

При використанні даного способу виготовлення можливим є отримання високоміцного сталевого виробу, який характеризується межею плинності У5 в діапазоні від більше, ніж 1000

Мпа аж до 1700 Мпа і межею міцності Т5 в діапазоні від більше, ніж 1300 МПа аж до 2000 МПа разом з рівномірним відносним видовженням ШОЕ, яке складає щонайменше 795, і загальним відносним видовженням ТЕ, яке складає щонайменше 1095, при цьому добуток Т5хТЕ є

БО більшим, ніж 18000 МПаб», а добуток ТОХхЦЕ є більшим від 13000 МПабр.

Дійсно, навіть в тому випадку, якщо загартовування до температури ОТ з подальшою стадією витримування за температури РТ в результаті призводить до зменшення процентної частки площі поверхні мартенситу в мікроструктурі сталі, що могло б призводити до зменшення межі міцності Т5, дана обробка буде викликати збільшення пластичності мартенситу в результаті зменшення розміру зерен структури, забезпечувати відсутність карбідних виділень і призводити до утворення аустеніту, збагаченого за вуглецем, так що дана обробка в результаті призведе до збільшення межі плинності 5, межі міцності Т5 і рівномірного і сумарного відносного видовження.

Відповідно до одного першого варіанта здійснення винаходу здійснюють спосіб виготовлення листової сталі.

Відповідно до даного першого варіанта здійснення нагрітий вихідний виріб є гарячекатаною листовою сталлю, яка має склад, який відповідає винаходу, а стадія гарячого формування є стадією гарячої прокатки.

Стадія отримання нагрітого вихідного виробу, який має повністю аустенітну структуру, включає отримання напівфабрикату, який має склад, що відповідає винаходу, нагрівання напівфабрикату до температури Ті, більшої, ніж температура АС», для сталі, з метою отримання повністю аустенітної структури і проведення для напівфабрикату стадії чорнової прокатки з сумарною деформацією єа, більшою, ніж 1, з метою отримання гарячекатаної листової сталі.

Напівфабрикат отримують шляхом відливання сталі, яка має склад, що відповідає винаходу.

Відливання може бути проведене у формі злитків або слябів, які безперервно відливаються, і які мають товщину, що становить приблизно 200 мм. Відливання також може бути проведене з метою отримання тонких слябів, які мають товщину в кілька десятків міліметрів, наприклад, в діапазоні від 50 мм до 80 мм.

Напівфабрикат піддають повній аустенізації в результаті нагрівання до температури Ті, яка знаходяться в діапазоні від 1050 до 1250 С, протягом періоду час ті, достатнього для забезпечення повної аустенізації. Таким чином, температура Ті є більшою, ніж температура

АсС»з, за якої завершується перетворення фериту на аустеніт при нагріванні. Таким чином, дане нагрівання в результаті призводить до повної аустенізації сталі і до розчинення карбонітридів

М, які можуть бути присутніми в вихідній продукції. Крім того, температура Т: є досить високою для забезпечення проведення наступної стадії чорнової прокатки вище Аз.

Після цього напівфабрикат піддають чорновий прокатці за температури, що знаходиться в діапазоні від 1200 2С до 850 С, за температури кінцевої прокатки Т», більшої, ніж Ав, з метою збереження повністю аустенітної структури сталі на даному етапі.

Загальна деформація єаг для чорнової прокатки є більшою, ніж 1. При позначенні через ї товщини напівфабрикату до чорнової прокатки і через її перуті аг ресвикт після а

Зо завершення чорнової прокатки значення єа розраховують у вигляді: і .

Таким чином отриманий середній розмір аустенітного зерна є меншим, ніж 30 мкм. На даному етапі середній розмір аустенітного зерна може бути виміряний за допомогою дослідів, де сталевий зразок піддають прямому загартовуванню після стадії чорнової прокатки. Після цього зразок розрізають вздовж напрямку, паралельного до напрямку прокатки, для отримання поверхні зрізу. Поверхню зрізу полірують і піддають травленню з використанням реактиву, відомого фахівцям у відповідній галузі техніки, наприклад, реактиву Бехета-Божара, який проявляє межі колишніх аустенітних зерен.

Після цього гарячекатану сталь охолоджують до температури Тз, яка знаходиться в діапазоні від 380 "С до 700 С, з швидкістю охолодження УК, більшою, ніж 22С/с, з метою уникнення перетворення аустеніту.

Потім гарячекатану сталь піддають дії стадії кінцевої гарячої прокатки з сумарною деформацією єб, яка знаходиться в діапазоні від 0,1 до 0,7. Кінцеву гарячу прокатку проводять в температурному діапазоні від 380 "С до 700 20.

Таким чином отримана гарячекатана листова сталь має структуру, яка все ще складається з аустеніту за наявності аустенітного зерна з розміром, меншим від 30 мкм, бажано меншим від 10 мкм. Таким чином, гарячекатаний лист піддають аусформінгу.

Після цього гарячекатану листову сталь охолоджують з швидкістю охолодження МК», більшою, ніж критична швидкість мартенситного охолодження, аж до температури загартовування інтервалу ОТ з метою отримання процентної частки площі поверхні мартенситу в діапазоні від 4095 до 9095, при цьому решта є неперетвореним аустенітом. Температура ОТ бажано є меншою, ніж М5-20 С і більшою, ніж МІ, яка, наприклад, знаходиться в діапазоні від 100 С до 350 «С. Без додаткового охолодження лист безпосередньо після цього зберігають за температури витримування РТ, яка знаходиться в діапазоні від ОТ до 470 С, або повторно нагрівають від температури ОТ аж до даної температури витримування РТ і зберігають за температури РТ протягом періоду часу Рі, при цьому Рі знаходиться в діапазоні від 5 с до 600 с.

Під час даної стадії витримування вуглець розподіляється між мартенситом і аустенітом, тобто, дифундує з мартенситу в аустеніт без створення карбідів. Ступінь розподілу збільшується при збільшенні тривалості стадії витримування. Таким чином, тривалість обирають достатньою для отримання як можна повніший розподіл. Однак, надмірна тривалість може викликати розкладання аустеніту і надмірно великий розподіл для мартенситу і, таким чином, погіршення механічних властивостей. Таким чином, тривалість обмежують з метою якомога більшого уникнення утворення фериту. На закінчення, лист охолоджують аж до температури навколишнього середовища з швидкістю охолодження, більшою, ніж 0,0052С/с, з метою отримання від 595 до 3095 свіжого мартенситу і з метою отримання процентної частки площі поверхні для залишкового аустеніту в діапазоні від 595 до 3595.

Відповідно до одного другого варіанта здійснення винаходу спосіб виготовлення здійснюють для виготовлення сталевої деталі.

Відповідно до даного другого варіанта здійснення вихідний виріб є сталевою заготовкою, яка має склад, запропонований винаходом.

Стадія отримання нагрітого вихідного виробу включає отримання сталевої заготовки, яка має склад, запропонований винаходом, і нагрівання сталевої заготовки до температури, більшої, ніж температура АсСз для сталі, з метою отримання повністю аустенітної структури.

Сталева заготовка має товщину в діапазоні, наприклад, від 1,0 мм до 4,0 мм.

Дану сталеву заготовку отримують в результаті розрізання листової або рулонної сталі для отримання форми, яка співвідноситься з бажаною кінцевою геометрією виробленої деталі.

Дана сталева заготовка може не мати покриття або необов'язково мати попереднє покриття.

Попереднє покриття може бути з алюмінію або сплаву на алюмінієвій основі. В останньому випадку попереднє покриття може бути отримане в результаті занурення пластини в ванну зі сплаву 5і-АЇ, що містить при розрахунку на масу від 595 до 1195 5і, від 2956 до 495 Ее, необов'язково від 15 ч./млн. до 30 ч./млн. Са, при цьому залишок складається з АЇ і домішок, які утворюються в результаті плавлення.

Попереднє покриття може бути з цинку або сплаву на цинковій основі. Попереднє покриття може бути отримане в результаті безперервного гарячого цинкування зануренням або в результаті цинкування з відпалом.

Сталеву заготовку спочатку нагрівають до температури Ті, більшої, ніж температура АСз для сталі, яка бажано знаходиться в діапазоні від 900 С до 950 С, з швидкістю нагрівання, наприклад, більшою, ніж 22С/с, з метою отримання повністю аустенітної структури. Заготовку

Зо зберігають за температури Ті з метою отримання однорідної температури всередині заготовки.

Залежно від товщини заготовки, що знаходиться в діапазоні від 1,0 мм до 4,0 мм, час витримування за температури Ті знаходиться в діапазоні від З хвилин до 10 хвилин.

Дана стадія нагрівання, яку бажано проводять в печі, в результаті призводить до повної аустенізації сталі.

Після цього нагріту сталеву заготовку витягують з печі, переводять в пристрій для гарячого формування, наприклад, гарячештампувальний прес, і охолоджують до температури Тз, що знаходиться в діапазоні від 380 С до 700 С, з швидкістю охолодження МЕ:, більшою, ніж 2 об/с, з метою уникнення перетворення аустеніту. Перенесення заготовки може бути проведене до або після охолодження заготовки до температури Тз. У будь-якому випадку дане перенесення повинне бути досить швидким з метою уникнення перетворення аустеніту. Після цього сталеву заготовку піддають впливу стадії гарячого формування в температурному діапазоні, в межах від 380 "С до 700 "С, наприклад, в межах від 450 "С до 550 С, з метою забезпечення затвердіння аустеніту, уникнення рекристалізації деформованого аустеніту і уникнення перетворення аустеніту під час стадії гарячого формування. Таким чином, дану стадію гарячого формування проводять в результаті аусформінгу.

Деформування може бути проведене за допомогою способів, таких, як гаряча прокатка або гаряче штампування в пресі, роликове профілювання або гаряче ротаційне видавлювання.

Стадія гарячого формування може бути проведена на одному або декількох етапах.

Заготовку деформують з деформацією єс, яка знаходиться в діапазоні від 0,1 до 0,7 щонайменше в одному місці заготовки.

Відповідно до одного варіанту здійснення режим деформування вибирають таким чином, накопичена деформація єс перебувала б в діапазоні від 0,1 до 0,7 по всій заготовці.

Необов'язково деформування проводять таким чином, щоб даний стан був реалізований тільки в деяких конкретних місцях заготовки, які відповідають місцям, які піддаються впливу найбільшої напруги, де бажаними є особливо високі механічні властивості. Місця в таким чином деформованій заготовці представляють щонайменше 2095 об'єму заготовки з метою отримання значного поліпшення механічних властивостей в кінцевій деталі.

В основі цього варіанта здійснення отримують виріб, який має механічні властивості, які відрізняються при переході від однієї точки виробу до іншої.

Таким чином отримана сталева деталь в місцях, які зазнають впливу стадії гарячого формування, має структуру, яка складається з аустеніту, що характеризується розміром аустенітного зерна, меншим від 30 мкм, бажано меншим від 10 мкм.

Після цього таким чином отриману сталеву деталь охолоджують з швидкістю охолодження

МА», яка перевершує критичну швидкість мартенситного охолодження, до температури загартовування ОТ, бажано меншої, ніж М5-202С, яка, наприклад, знаходиться в діапазоні від 100 Сб до 350 С, з метою отримання процентної частки площі поверхні мартенситу, що знаходиться в діапазоні від 4095 до 9095, при цьому залишок є аустенітом.

Потім сталеву деталь повторно нагрівають аж до температури витримування РТ, яка знаходиться в діапазоні від ОТ до 470 С, або зберігають при ній і зберігають за температури РТ протягом періоду часу РІ, при цьому Рі знаходиться в діапазоні від 5 сек до 600 сек.

На закінчення, деталь охолоджують аж до температури навколишнього середовища з швидкістю охолодження, більшою, ніж 0,005 2С/с, з метою отримання від 595 до 3095 свіжого мартенситу і з метою отримання від 595 до 3595 залишкового аустеніту.

Для прикладу і порівняння з використанням різних способів виготовлення виробляли листи, виготовлені з сталей, які мають склад, наведений у таблиці 1.

Приклади

Таблиця 1

Склад сталі ме | со) Мп) сг) мо| Мп | ві) др) бік Ред 8 М| т Мо вору Ме сплаву| (95) | (95)| (96) (2) | змо (96) (6)| (Зв) (96) (96) | (96) | (У) | (Ув) СС) обівА 020020 1102| - / 303 |149|0,026|1,516|0,014|0,020 0,004|0,013|0,026|0,0015 336 овівв 0251120 1102| - / 303 | 75 |0021|1,52110,01410,020 0,004|0,013|0,027|0,0015 313 овівс от 2 то| - 301 |ї48|0,021|1,50110,014|0,020 0,004|0,013|0,026|0,0014. 316 овіво 030520 101) - 301 | 5 Ц|0018|1,518|0,014|0,020 0,004|0,013|0,02610,0015 292 2623А|0198| 20) - 049) 245 |1,5|0.02211,522|0,01610,02010.003 0,013|0.019 0,0017| 346 26238 0л95| 3.0 - |0л48 344 |148|0,019|1,49910.01710,020 0,003|0,01310.01910,0018 313 26230307) 3.0 - |0л46 344 |149|0,018|1,50810.01710,020 0,003|0,01310.01910,0019 265 26230 0,307|2,44. - |0л46 288 |148|0,018|1,49810.01710,020 0,003|0,013|0.024|0,0019 283 (22930 |0247|19511,51| - | 346 |155|0,019|1,574|0,019|0,020 |0,003|0,014| 0,026 |0,0015| 312

Першу серію сталі (випробування від 1 до 7 в таблицях 2 і 3) виробляли відповідно до першого варіанта здійснення винаходу в результаті нагрівання напівфабрикатів, які мають наведені вище склади, за температури Ті протягом періоду часу її, після цього проведення чорнової прокатки нагрітого напівфабрикату за температури Т» в діапазоні від 1200 "С до 850 С з сумарною деформацією обтиску 2.

Потім листи охолоджували до температури Тз з швидкістю охолодження МКі, більшою, ніж 20 2С/с, після цього піддавали дії стадії кінцевої гарячої прокатки, починаючи за температури Тзі закінчуючи за температури Тг», з сумарною деформацією обтиску єб,

Потім листи охолоджували до температури ОТ, безпосередньо після цього повторно нагрівали до температури витримування РТ і зберігали за температури РТ протягом періоду

Зо часу РІ (випробування від З до 6 в наведеній нижче таблиці 2).

Врешті листи охолоджували аж до температури навколишнього середовища з швидкістю охолодження, більшою, ніж 0,1 "С/с.

Другу серію листів (випробування 8-14 в таблицях 2 і 3) виробляли відповідно до другого варіанту здійснення.

Сталеві заготовки, які мають задані склади, в даному випадку листові сталі, мають товщину

З мм, нагрівали до температури Ті з швидкістю нагрівання, яка перевищує 2 гС/с, і зберігали за температури Ті протягом періоду часу її.

Після цього нагріті сталеві заготовки охолоджували до температури Тз з швидкістю охолодження МК:, більшою, ніж 2 "С/с, потім піддавали впливу стадії гарячого формування, починаючи за температури Тз і закінчуючи за температури Тз»», з сумарною деформацією обтиску

Єб. За умов винаходу після даної стадії гарячого формування гарячеформовані листи були все ще повністю аустенітними.

Після цього листи охолоджували до температури ОТ, потім повторно нагрівали до температури витримування РТ і зберігали за температури РТ протягом періоду часу Рі.

Врешті, листи охолоджували аж до температури навколишнього середовища з швидкістю охолодження, більшою, ніж 0,1 "С/с.

Для порівняння третю серію листів виготовляли за допомогою способів виготовлення, які не відповідають винаходу, (випробування від 15 до 18 в таблицях 2 і 3).

Способи виготовлення в випробуваннях 15 і 17 відрізняються від способів виготовлення, які використовуються для першої і другої серій прикладів, тим, що вони не включали стадії гарячого формування за температури, яка знаходиться в діапазоні від 700 С до 380 20.

Способи виготовлення з випробувань 16 і 18 відрізняються від способів виготовлення, використаних для першої і другої серій прикладів, тим, що листи охолоджували аж до температури навколишнього середовища безпосередньо після стадії кінцевої прокатки без будь-якої стадії витримування, тобто, без будь-якої стадії "загартовування і розподілу".

Параметри виготовлення для першої, другої і третьої серій листів приведені в таблиці 2, а отримані структури і механічні властивості наведені в таблиці 3.

Таблиця 2

Умови виготовлення

Ме | Відли-| тес 00т» | тз | Те ото М5- Рі й о о о ЄЬ ? 20 ІРТСС) листа | вання (хв.) сс) сс) сс) сс) (с) (с) 2618А | 1200/30 | т058 2ві88 | 1200/30 | 1013 2618с | 1200/30 26180 | 1200/30 26238 | 105015 | 900 540 | 420 | 045 | 280 | 293 | 412 | 160 6 |26230| 1200/30 22930 | 1150/7830 | 950 | 478 | 450 045 | 284 292 | 400 | 90 8 |2вівв| Болі | - | 500 | 40 | 038 | 292 | 418 | 415 | 180 9 |о6і8с| воль | - | 525 / 410 | 025 | 270 | 430 | 418 | 180 26180 | 1200730 | - | 500 | ато 044 | 225 | 392 | 404 | 230 2б2зс| е5Ол5 | - | 540 | 460 060 | 200 | 245 | 430 | 420 26230 | еБом5 | - | 600 | 450 | 032 | 230 / 263 | 415 | 420 22930 | 900ло | - | 550 | 385 035 | 236 | 292 | 370 | 90 2бозА | 95015 | - 565 | 505 | 0,6 | 235 | 326 | 400 | 160 гвівс| воло | - | - | - | о | 275 296 | 410 | 160 овівс| ч150/830 | Бо | 550 | 450 045| - | | - | - 2б2з3с| 950 | - | - | - у о | 200 245 | 430 | 420 2б23с| вом | - | 5 | 460 | 060 | - | | - | -

Підкреслені значення: не у відповідності з винаходом

Таблиця З

Отримані механічні властивості і мікроструктура

Я Присутність

Присутність ОСТ СУТЬ свіжого мартенситу, що т т5

Ме Струк- Частка мартенситу характеризуються 78 т5 ТЕ ОЕ лист аустеніту | в кількості в (МПа ШОЕ (96)| ТЕ (бо) а тура (96) діапазоні максимальним ) (МПа) (Мпа (Мпа від 5 до розміром «З мкм і о) о) 30 9 співвідношенням сторін «3 3 |МА | 9 |так|так 1218) 1528) 100 | 145 | 22110 | 15280) |МеА | 108 |так|так | п147| 1385) 99 | 133 | 18374 | 1371 в |меА | 177 |та |тає 1004 1617) 109. | 138 | 22261. 17625 7 |МА | 7 |так/|так/////// |лозв| 666) во | 132 | 21991 | 13328) 8 |МеА | 116 Щ|так/|так | то098| 1506) 107 | 148 | 22344 | 16114 в 1меА | 147 |та |таб 01010100 11282 1512 | 100. | 144 | 21722 15120 з |МеА | 92 |так |так | л254| 643 90 | 175 | 18836 | 14787

Підкреслені значення які не відповідають винаходу. н/в: не визначено

Мікроструктури сталі, які відповідають прикладам 1-13, містять більше, ніж 4095 відпущеного 5 мартенситу або пластинок фериту без карбіду, 5-3095 острівців або плівок свіжого мартенситу і аустеніт в кількості в діапазоні від 5 до 3595. Мікроструктури сталі, які відповідають прикладам 1- 13, є такими, що пластинки мартенситу мають середній розмір, менший, ніж 1 мкм, і співвідношення сторін для пластинок мартенситу знаходиться в діапазоні від 2 до 5. Крім того, співвідношення сторін для колишнього аустенітного зерна є більшим, ніж 1,3 для прикладів 1- 13.

Дані приклади характеризуються напругою для межі текучості У5, яка знаходяться в діапазоні від 1000 МПа до 1700 МПа, межею міцності Т5, яка знаходяться в діапазоні від 1300

Мпа до 2000 МПа, рівномірним відносним видовженням, більшим, ніж 795, сумарним відносним видовженням, більшим, ніж 1095, добутком (межа міцності х сумарне відносне видовження), більшим, ніж 1800095 МП, і добутком (межа міцності х рівномірне відносне видовження), більшим, ніж 1300095 МП.

У випробуваннях 11, 17 і 18 присутні одні й ті ж самі сплави. Випробування 11 отримували за допомогою способу виготовлення, запропонованого винаходом, який включає як стадію гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 700 "С По до 380 С, так і стадію витримування, в той час як випробування 17 отримували з використанням способу виготовлення, який не включає жодної стадії гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 700 С до 380 "С, а випробування 18 отримували з використанням способу виготовлення, який не включає будь-якої стадії витримування, що робить можливим розподіл вуглецю в мартенситі.

Іншими словами: - Випробування 11, яке відповідає винаходу, включає аусформінг і стадію "загартовування і розподілу";

- Випробування 17, яке не відповідає винаходу, включає тільки стадія "загартовування і розподілу" без аусформінга; - Випробування 18, яке не відповідає винаходу, включає тільки стадію аусформінга без стадії "загартовування і розподіл".

Фіг. 1, 2 і З демонструє порівняння структури, яка відповідає випробуванням 11, 17 і 18. На даних фігурах аустеніт (А) має вигляд зовсім світло-сірих або білих зон, свіжий мартенсит (М) має вигляд світло-сірих зон, а відпущений мартенсит (МО) має вигляд темно-сірих зон за наявності або за відсутності невеликих білих частинок, що представляють карбіди. МА позначає острівці аустеніт/мартенситу.

Як це демонструє порівняння структури із випробування 11 (проілюстрованої на Фіг. 1) зі структурою із випробування 17 (проілюстрованої на Фігурі 2), комбінація з стадії гарячого формування за температури, що знаходяться в діапазоні від 700 С до 380 С, і стадії витримування за температури РТ в діапазоні від ОТ до 4702С запропонованого цим винаходом забезпечує отримання набагато більш дрібної і більш однорідної структури у порівнянні з тією, яка характерна для способу, що включає стадію витримування, але не стадія гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 700 С до 380 20.

Структура з випробування 18, проілюстрована на Фіг. 3, містить власне свіжий мартенсит.

Як це демонструє даний результат, за відсутності стадії витримування, що робить можливим розподіл вуглецю в мартенситі, аустеніт майже повністю перетворюватися в свіжому мартенситі при охолодженні.

Наслідки даних відмінностей в структурах відносно механічних властивостей листів яскраво виражаються при порівнянні механічних властивостей із випробувань 3, 9, 15 і 16.

Подібно до випробувань 11, 17 і 18 випробування 3, 9, 15 і 16 мають один і той же склад і виготовлялись з використанням різних способів виготовлення.

Випробування З і 9 отримували за допомогою способу виготовлення, запропонованого винаходом, який включає як стадію гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 700 С до 380 С, так і стадію витримування. Випробування як 3, такі 9 характеризує межа плинності, більша, ніж 100 МПа, межа міцності розтягування, більша, ніж 1600 МПа, рівномірне відносне видовження, більше, ніж 7 95, сумарне відносне видовження,

Ко) більше, ніж 1095, і добуток межі міцності на сумарне відносне видовження, більший, ніж 18000

МпПабрб.

Навпаки, випробування 15 отримували за допомогою способу виготовлення, який не включав жодної стадії гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 380 об до 700 "С. Випробування 15 незважаючи на наявність гарних характеристик відносного видовження характеризується недостатньою межею міцності, яка є набагато меншою, ніж 1600

Мпа, так, що добуток межі міцності на сумарне відносне видовження є меншим, ніж 18000

МпПаб», і добуток межі міцності на рівномірне відносне видовження є меншим, ніж 13000 МПа.

Зокрема, внаслідок відсутності стадії гарячого формування за температури, що знаходяться в діапазоні від 380 С до 700 С, під час виготовлення випробування 15 мікроструктура випробування 15 не мала пластинок мартенситу, які б характеризувалися середнім розміром, меншим, ніж 1 мкм, і співвідношенням сторін в діапазоні від 2 до 5.

Крім того, випробування 16, отримане за допомогою способу виготовлення, який не включав жодної стадії витримування, що робить можливим розподіл вуглецю в мартенситі, незважаючи на демонстрацію високих межі текучості і межі міцності характеризується недостатніми рівномірним і сумарним відносними видовженнями, таким чином, добуток межі міцності на сумарне відносне видовження є набагато меншим, ніж 18000 МПабб, і добуток межі міцності на рівномірне відносне видовження є набагато меншим, ніж 13000 МПабрб.

Як це неочікувано демонструють дані приклади, використання як стадії гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 700 С до 380 еС, так і стадії витримування призводить до отримання кращого поєднання властивостей пластичності і міцності у порівнянні із середніми відносними видовженням і міцністю, отриманими при використанні стадії гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 380 С до 700 С, або стадії витримування.

Даний ефект проілюстрований на Фіг. 4,516.

Фіг. 4 є графіком, який представляє сумарне відносне видовження ТЕ з випробувань 3, 9, 15 і 16 в залежності від їх межі міцності Т5. Область винаходу обмежується лініями 1 (715-1300

МПа), 12 (715-2000 МПа), І З (ТЕ-10 95) і 14 («Т5х ТЕ-18000 МПабб).

Як це демонструє Фіг. 4, поєднання сумарного відносного видовження/межа міцності, отримані при використанні способу виготовлення, запропонованого винаходом, який включає як бо стадію гарячого формування за температури, що знаходяться в діапазоні від 7002С до 3802С,

так і стадією витримування, є набагато кращим в порівнянні з комбінацією сумарного відносного видовження/межі міцності, отриманими при використанні способів виготовлення, які включають лише стадії гарячої прокатки за температури, що знаходяться в діапазоні від 700 С до 380 ес, (випробування 15) і сумарного відносного видовження/межі міцності, отриманими при використанні способів виготовлення, які включають тільки стадію витримування, (16 випробування). Дане проміжне поєднання сумарного відносного видовження/межі плинності проілюстроване на фіг. 4 при використанні лінії І 1.

Крім того, як це неочікувано демонструють дані результати, спосіб запропонований винаходом, забезпечує отримання добутку межі міцності на сумарне відносне видовження, більшого, ніж 1800095 МПа, в той час як таке високе значення НЕ отримують вздовж лінії І 1.

Фіг. 5 є графіком, який представляє рівномірне відносне видовження ШЕ з випробувань 3, 9, ї 16 залежно від їх межі текучості У5. Область винаходу обмежується лініями І 5 (у5-1000

МПа), 16 (у5-1700 МПа) і 17 (ШЕ-7 95).

Як це демонструє фіг. 5 подібно до Фіг. 4, рівномірне відносне видовження і межа плинності, 15 отримані при використанні способу виготовлення запропонованого винаходом, є набагато кращими в порівнянні з поєднанням рівномірного відносного видовження/межі плинності, отриманих при використанні способу виготовлення, який включає тільки стадію витримування (випробування 16).

Фіг. 6 є графіком, який представляє рівномірне відносне видовження ШОЕ з випробувань 3, 9, 15 ї 16, залежно від їх межі міцності Т5. Область винаходу обмежується лініями І 8 (15-1300

МПа), 9 (15-2000 МПа), 10 (ШЕ-79о) ії 11 («Т5хОЕ-13000 МПабб).

Як це продемонстровано на Фігурі 6, поєднання рівномірного відносного видовження/межі міцності, отриманих при використанні способу виготовлення запропонованого винаходом, який включає як стадію гарячого формування за температури, що знаходяться в діапазоні від 700 С до 380 "С, так і стадією витримування, є набагато кращим в порівнянні з поєднанням сумарного відносного видовження/межі міцності, отриманими при використанні способу виготовлення, який включає лише стадію гарячої прокатки за температури, що знаходиться в діапазоні від 700 С до 380 С, (випробування 15) і сумарного відносного видовження/межі міцності, які отримані за допомогою способу виготовлення, який включає тільки стадію витримування (випробування 16).

Зо Дане проміжне поєднання рівномірного відносного видовження/межі плинності проілюстроване на Фіг. 6 з використанням лінії І 2.

Крім того, як це неочікувано демонструють дані результатів, спосіб запропонований винаходом, забезпечує отримання добутку межі міцності на рівномірне відносне видовження, більшого, ніж 13000 95 МП, в той час як таке високе значення не отримують уздовж лінії І 2.

Таким чином вироблені листи або деталі можуть бути використані для виготовлення автомобільних деталей, таких як передній або задній обв'язувальні бруси, стійки кузова, бруси буфера.

Claims

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ 40

1. Спосіб виготовлення сталевого виробу, що включає послідовні стадії: отримання нагрітого сталевого вихідного виробу за температури, що знаходиться в діапазоні від 380 С до 700 С, при цьому нагрітий сталевий вихідний виріб має метастабільну повністю аустенітну структуру, причому нагрітий сталевий вихідний виріб має склад, який містить в 45 масових відсотках: 01550040, 1,55 Мпха4,0, 0, Бевік2,5, 0,005АЇст1,5, БО при цьому 0,8:51і-АЇс2,5, З-0,05, РО, Ст і/або Мо в такій кількості, що: О«Ст«а4,0, 55 0-Мо0,5 і 2 7МіСтЗ3Мо5,7, при цьому решта складається з заліза і неминучих домішок, які утворюють в результаті плавлення,

проходження нагрітим сталевим вихідним виробом стадії гарячого формування за температури, що знаходиться в діапазоні від 700 "С до 380 "С, з сумарною деформацією єбс в діапазоні від 0,1 до 0,7 щонайменше в одному місці нагрітого сталевого вихідного виробу для отримання гарячеформованого сталевого виробу, при цьому структура сталі залишається повністю аустенітною, після цього загартовування гарячеформованого сталевого виробу за допомогою його охолодження зі швидкістю охолодження УРН», яка перевершує критичну швидкість мартенситного охолодження, до температури загартовування ОТ, меншої, ніж температура початку мартенситного перетворення М5 сталі для отримання структури, що містить від 40 95 до 90 95 мартенситу, при цьому іншою структурою є аустеніт, після цього витримування виробу за температури витримування РТ в діапазоні від ОТ до 470 "С або до повторного нагрівання до зазначеної температури і витримування виробу за температури в РТ протягом періоду часу Рі від 5 до 600 с.

2. Спосіб за п. 1, який відрізняється тим, що також включає стадію охолодження витримуваного виробу до температури навколишнього середовища зі швидкістю охолодження, більшою ніж 0,005 "С/с для отримання свіжого мартенситу.

З. Спосіб за п. 1 або 2, який відрізняється тим, що нагрітий сталевий вихідний виріб є гарячекатаною листовою сталлю, а сталевий виріб є листовою сталлю, при цьому стадією гарячого формування є стадія прокатки.

4. Спосіб за п. 3, який відрізняється тим, що стадія отримання нагрітого сталевого вихідного виробу включає: нагрівання сталевого напівфабрикату, який має склад відповідно до п. 1, до температури, більшої, ніж температура Асз для сталі для отримання повністю аустенітної структури, проходження сталевим напівфабрикатом стадії чорнової прокатки за температури, більшої, ніж температура Тег від 1200 до 850 7С, з сумарною деформацією обтиску га більшою ніж 1 для отримання нагрітого сталевого вихідного виробу.

5. Спосіб за п. 4, який відрізняється тим, що нагрітий сталевий вихідний виріб має середній розмір аустенітного зерна менше 30 мкм.

6. Спосіб за п. 1 або 2, який відрізняється тим, що вихідний виріб є сталевою заготовкою, а Зо сталевий виріб є сталевою деталлю, і стадія отримання нагрітого сталевого вихідного виробу включає нагрівання сталевої заготовки до температури, більшої, ніж температура Асз для сталі для отримання повністю аустенітної структури.

7. Спосіб за п. 6, який відрізняється тим, що сталева заготовка має товщину в діапазоні від 1,0 мм до 4,0 мм.

8. Спосіб за п. 6 або 7, який відрізняється тим, що він включає стадії гарячого формування, яка є стадією гарячої прокатки.

9. Спосіб за п. 6 або 7, який відрізняється тим, що в ньому стадією гарячого формування є стадія гарячого штампування.

10. Спосіб за п. 6 або 7, який відрізняється тим, що стадії гарячого формування є стадіями гарячого ротаційного видавлювання.

11. Спосіб за п. 6 або 7, який відрізняється тим, що стадії гарячого формування є стадіями роликового профілювання.

12. Спосіб за будь-яким з пп. 6-11, який відрізняється тим, що сталева заготовка має щонайменше один шар покриття.

13. Спосіб за п. 9, який відрізняється тим, що шари покриття наносять на вихідний виріб до нагрівання, при цьому шари покриття є покриттям з алюмінію або покриттям на алюмінієвій основі, або покриттям з цинку, або покриттям на цинковій основі.

14. Спосіб за будь-яким з пп. 1-13, в якому склад сталі також містить в масових відсотках один або декілька елементів, вибраних з: 0-01, Оо«Тіс01, О-МісЗ,0, 0,0005:8:0,005, 0,0005:Сат0,005.

15. Сталевий виріб, який має склад, що містить в масових відсотках: 01550040, 1,55 Мпха4,0, 0, Бевік2,5, 0,0052АЇст1,5, 60 при цьому 0,8:51і-АЇс2,5,

З-0,05, РО, Ст і/або Мо в такій кількості, що: О«Ст«а4,0, О0«Мо0,5, і 2 7«МпеСт-З3Мо5,7, при цьому решта складається з заліза і неминучих домішок, які утворюються в результаті плавлення, причому структура в щонайменше одному місці сталевого виробу складається з: відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів з відсотковою часткою площі поверхні, яка становить щонайменше 40 95, при цьому мартенситні пластинки мають середній розмір менший ніж 1 мкм, причому співвідношення сторін для згаданих мартенситних пластинок знаходиться в діапазоні від 2 до 5, свіжого мартенситу в формі острівців або плівки, при цьому відсоткова частка площі поверхні для свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 5 95 до ЗО 90, і залишкового аустеніту при його відсотковій частці площі поверхні в діапазоні від 5 9о до 35 95.

16. Сталевий виріб за п. 15, який відрізняється тим, що добуток межі міцності То для сталі на рівномірне відносне видовження ШЕ для сталі є більшим або дорівнює 13000 МПа 95.

17. Сталевий виріб за п. 15 або 16, який відрізняється тим, що в ньому максимальний розмір острівців свіжого мартенситу, які мають співвідношення сторін менше З, становить менше З

МКМ.

18. Сталевий виріб за будь-яким з пп. 15-17, який відрізняється тим, що в ньому середній розмір колишнього аустенітного зерна становить менше 30 мкм.

19. Сталевий виріб за будь-яким з пп. 15-18, який відрізняється тим, що в ньому співвідношення сторін для колишнього аустенітного зерна становить понад 1,3.

20. Сталевий виріб за будь-яким з пп. 15-19, який відрізняється тим, що в ньому залишковий аустеніт має форму плівок або острівців, при цьому найменший розмір згаданих плівок або острівців становить менше 0,3 мкм, причому найбільший розмір згаданих плівок або острівців Зо має середнє значення, яке становить менше 2 мкм.

21. Сталевий виріб за будь-яким з пп. 15-20, який відрізняється тим, що в ньому відпущений мартенсит містить у відсотках площі менше ніж 0,595 карбідів в порівнянні з поверхнею відпущеного мартенситу, при цьому згадані карбіди мають середній розмір, який становить менше 50 нм.

22. Сталевий виріб за будь-яким з пп. 15-21, який відрізняється тим, що в ньому сталевий виріб є листовою сталлю, а структура всієї листової сталі складається з: відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів з площею поверхні щонайменше 40 95, свіжого мартенситу у формі острівців або плівки, при цьому відсоткова частка площі поверхні для свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 5 95 до ЗО 90, і залишкового аустеніту з площею поверхні в діапазоні від 5 9о до 35 95.

23. Сталевий виріб за будь-яким з пп. 15-21, який відрізняється тим, що в ньому сталевий виріб є гарячештампованою сталевою деталлю, а структура щонайменше 2095 об'єму гарячештампованої деталі складається з: відпущеного мартенситу або пластинок мартенситу без карбідів з часткою поверхні, яка складає щонайменше 40 95, свіжого мартенситу у формі острівців або плівки, при цьому частка площі поверхні свіжого мартенситу знаходиться в діапазоні від 5 95 до ЗО 90, і залишкового аустеніту з часткою площі поверхні в діапазоні від 5 95 до 35 Об.

24. Сталевий виріб за п. 23, який відрізняється тим, що в ньому сталевий виріб містить щонайменше один шар покриття.

25. Сталевий виріб за п. 24, який відрізняється тим, що згаданий щонайменше один шар покриття є цинком або сплавом на цинковій основі, або алюмінієм, або сплавом на алюмінієвій основі.

26. Сталевий виріб за п. 25, який відрізняється тим, що згаданий щонайменше один шар покриття наносять до гарячого штампування.

27. Сталевий виріб за будь-яким з пп. 15-26, який відрізняється тим, що склад його також містить в масових відсотках один або декілька елементів, вибраних з: 0-01, (510) Оо«Тіс01,

О-МісЗ,0, 0,0005:8:0,005, коням вот Ще ех ОО 0,0005:Сах0,005. екхтн не ово ще оо ше ня пе ши 5. 3 пи но 5350 ск 5 СЕ ще ше о. о п а В о Во хо я У УК

Он. що нах я и м с МК о по в о. ж Ме пет ВиЯ Км ж Од п пу нед Аве Ко з СА, р а ок ОК пш пн БО и и ок о Оу ди а с и М ШО МЕ о я А, Бе ЗО а о. ПЕДже я ПОМ оон С ах кни з о а й п я М МОВ пк МОХ Ся А и У МеВ и Ех " ях й пошко бор ее ко Ох се ди кое ООН Пон ООН сом ІМК Бе Уколи а хто свою ня п ки и с - пн ря МА Сбове ення о 1. а ККУ с я их ее 1 - Покка п ее Во и о. пон ПК ен пу Я ЕК ОА З ЗЕКОІКИК КИ ще о ою 2 ше ак А М ПО ЯК КК п ші ша ОЗ Б щ сах о НН. п і 5 м й. в м пе па о 0 пс по о ою С У ВК У ОН я о ; пикву Кл ЗВ М В по жа пт Де со в НЕ НН по о У о ит я п о Б ОН: сі З я сен о. ес п. М з ук ща Б ха ше Я УК КВ ТІМ Де КК Ока КН ие м що о ШЕ МЕ См с Зк кн о аск Ко М Ук а КА В ОВ МЕК У рие о ХО Ви с ЩЕ повуж ще фа СО У здо о а ж Но я в С но о и о. ше я ОК ие ке Мк Я а в п ОО ск ви о пен : ПО ох о о ее о я о Б и ще шо З я М й ОО КВК, 5 кое де 5 00- що ОН: ше МО с. ат шо о. Кох КАК Я ОХ УМ м ях З що пи СВ мов одове ЩЕ ОК с: Як Х кв я пи ж М ходи ОО не ех З НУ шо х я ж. с - Шев я век я о. о и Де:Я в А до Ні дО Ка ОК ХУ КК с шаг Її ще и мн НЯ КО я Дон що - ее А о. шо пи Ен М М К-т КК ОВ ЗУ с ке Кв о пф СО У по 0. ех 55 п. 00: я. ; ЗЕ вх а ть. СО а ще о ше я пе В Шон Он " М т лох. що у ОА є Ка У ще о КВК КО ПА С о о. -к зо ня ж К Ме г» хх їх Я КВ а К я ОКО СВ ОК х Оу ОО Я У с о СС АВК У с ; ше с с Са ММК Й ОО с я п Ух З ЗК и о МОХ с ях З КУ С м с ОО Б МОХ що ВОВК Я о з о ОД ех хх У г 5 зна М ВО Ох о ще смк ЕК ХК З ОКХ дае хх г о 0 Ух о ЕК ок ЕЕ Пе НИК ОЕ СИ ех С Ех Ка Ох г о с То В ООН ММ и г с п. І ХЕ х о ПЕВ о я ШО пе ох Мох З Зх ОВ Уа хе ху М Не Штх ЕХ оКоннК, оо о ННЯ хх о о СОЯ КУ до я Ба с Ск с с а ВИМ п о . у ЛЕК щен С дО с 1. с 55 М СУ о Ж х о : КЕ сюих КН о ПУ НК с я З ща о ж ех Х ТЯ і По п с с ОХ я що : Же оо о п 5. Ж са У Пе жо ПЕ о с. Сх З хо У що п ни ПО СО СЕ ем КО КЕ ОК З ЗЕ о МЕ о пн В: о 1 Ер с Пх се п о СХ Є КО хо СХ м жк АХ я зу 1. с ща ЕКО М МО ЗЕ я ПЕВ пи о Бе ВК Кесох КИ ее ККУ тм 0. сн АСУ КА ща косах Ве Я МЕД ше Я ПО во Ох о З Є с БО ХО вх ке МК Се Б, о о с. сх с ЕЕ ДИККе М сс: с і о КК є с ВО 5 о осо Ке З шо С СУ их с сх, о вдо о о СИХ сх М ДЕ не с ЕХ о ОО СВ ЕЕ ОК Сх Ж ТЕ г с ще о с М та с їх . о в. г с х нн к і пошле о ПЕ г с З 5. ще Ева В снКе с Код зу о ДО іх о ОО У ща ЛИ Но о ло с я но І ПУ с о о мо с 4 я ПІ ШО о. п вх я с Он ОО В ах ване В: Пот о. о с с МО г г с я що Бе ВО Кя Е ПЕИя Оу ЕХ ЕК НК ве ОК ВООЯ СУ до у ЗО се ПТК С Я ПАХ ве ПЕ що СОННИКИ хх ше ОХ МУ ке ВХ - их КЕ о З ПЕК ОК о г КЕ Сх КАХ оо МО х ОО що Ох В с с с З ЗО пе ПАСЕМКЕ ІК ОА М п ПЕ о с о Ох п в. Я г с с Ох М С. Си с с КК пш по Ох с с о З що БОКИ шо о ях Ох с о о о З ся плОМовЕ А с; в те с о оон УМО ОКХ про ях с МК ПЕСЕН У а с и щ пику ПАЙ 5. ТУ НЯ М ж УДО о МВИя жо оо МКК ек з ВК ТЕ Пр ЕУО пе мо пе со п с о МЕ Ве п СМ МЕ ях с с о СЕАКУ а М ЕК дХ ДУ СК Не ке ПЕ КЕН п. ПОМ ХО Кун ПАЮ Ко ща я ря п РЕМ МЕНЕ о ве ХХ М ЕК ПМ с МО с и ЗХ ПЛЕН ММ т ОК ХОЖНВ ПЕ я яоя М СК хе ХО по З За НК ях с с о ще с г с тав с р ОККО дм п Мо МИХ У их нн ЗКУ пи Пе жо прое сх не я А пе а Ноя АКИо по ОХ ОВ щі х с п Ка АЛЮМХХ 1 вт Бе ОВ В БОКЕ Я поля ще яки їх п е ПЕ ; п о на І ПЕ ПКЕЕ сні : Ко о їх пе ПК АВК ти Ви о о о. Я Си : ОКО ПЕ сн ТЕЖ ле Ти їжа пяя пе Ве ща Я п ТТ ПК хх щи жах жим ТОД о ще ати тя ЕЙ т Ба й ой ЧИ її З ТИУти те й вра вто щі МЕ ах Он 7. син їх но п ГІМН, кю; ті пити их а шо до пи ИНАХОД ПлИщих ПОВЕ пе но Кия пит Кх, ко м й СЕ їй Су в- прик, окис т. ти т иа Пи я рий ; їз и пт се Лола пи Г я о м ДЯ Клжа 154 гі с, ни оФо ТЯ лико пи м я пек рт й , фо Ки ГАУСеО - ше нн В чо плечу ятт їд. я о у Фо 15 | ї ро - г Мая ье Б й ж ож - й й | й Ша; щ 4 й «А 7 БО 5 РМІНГУ) си У З х ПАФОРІ 16 З З | СР БЕЗ О я | Ід 3 ду !

т. 254 и а м о БЕ Фо 05 С-Р 00 «а дв 0 2 я - 0 190 -а Ж 1800 ВО тод 18 Е 170 ; 1, щУ К БО «су у зи 159 Па 2: 1500 ня МПа я 10 г гування 4 зал й ван з Е БІ Я я гоп 13 а роз . ТУ хіт вна 017 НІ не хв ую М Г.А ча їз 1 їв Фф І Ї ;

й яння пива вя вин Х пу - | т АЙУЕОВМІМО в 0-Р СИ я і нн рн ня Фо 04 кити но КИ и кт кит ж Ж | ПО нав и я х Фо 5 с 4 ії. я Фо ТБ -

Е

2. ГУ Ко о ВІ що 1200 14060 т6о0 І80О о Межа текучості: (МПа) : п ни ЗК НВ Що ЗИ тато 0 ОБЛАСТЬ 7А хв. ! Ук ШТ ях екон пи чо! Те ве І є ВВ ВИМ ст І Її шо и и я ВХ, | Щі и а и ни що й о ши шо | нт х пи ЗУ і Не тк ее о ї ЩА жу й 7 с їх теж шенні ї я рве ше ей І - ши в а тях Ек І йо ЕН ли во щі МЕ отдел тт З 1200 1500 1600 ї500 2000 Міцність на розтягування (МПа)

- В. і