Изобретение относится к горячекатаному стальному листу с очень высокой прочностью и низким удельным весом, получаемому на лентопрокатном стане, а также к способу его получения.
Снижение веса автомобилей становится необходимостью в связи с требованием по сокращению выбросов CO2 до 140 г/км к 2008 году. Такое снижение веса может быть достигнуто только повышением предела механической прочности сталей для компенсации уменьшения толщины листа. Следовательно, необходимо улучшить механические свойства при одновременном уменьшении толщины листов, используемых для изготовления деталей. Осуществление этой меры ограничивается снижением жесткости деталей и появлением вибраций и вредных шумов в сферах применения автомобилей, в которых шум является элементом дискомфорта.
В области производства горячекатаных плоских стальных заготовок, механические свойства которых получают контролируемой прокаткой на широкополосном стане, наиболее высокий предел прочности достигнут для сталей THR с бейнитной структурой, в них предел механической прочности может достигать 800-1000 МПа, однако их удельный вес одинаков с удельным весом широко применяемой стали, т.е. составляет 7,8 г/см3.
Возможно также получать сталь с более низким удельным весом за счет легирующего элемента, такого как алюминий, при этом удельный вес стали при добавке 8,5% алюминия снижается до 7 г/см3. Такое решение не позволяет достигать предела механической прочности свыше 480 МПа. Добавка других легирующих элементов, как, хром, ванадий и ниобий, в количествах соответственно до 1, 0,1, 0,4% не позволяет увеличивать механическую прочность свыше 580 МПа. При такой мере выигрыш по удельному весу сводится на нет низкими показателями получаемой механической прочности.
Целью изобретения является создание для потребителей стального листа с низким удельным весом и пределами прочности, сопоставимыми с применяемыми в настоящее время стальными листами с высокой механической прочностью или даже превышающими их, для совмещения преимуществ, обеспечиваемых низким удельным весом и высокой механической прочностью.
Объектом изобретения является горячекатаный стальной лист с очень высокой прочностью и низким удельным весом, отличающийся тем, что он содержит:
0,04 вес.%≤углерода≤0,5 вес.%,
0,05 вес.%≤марганца≤3 вес.%,
а также возможные упрочняющие элементы:
0,01 вес.%≤ниобия≤0,1 вес.%,
0,01 вес.%≤титана≤0,2 вес.%,
0,01 вес.%≤ванадия≤0,2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
и/или элементы, воздействующие на температуру превращения:
0,0005 вес.%≤бора≤0,005 вес.%,
0,05 вес.%≤никеля≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤хрома≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤молибдена≤2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
остальное - железо и технологические примеси,
и что он содержит также:
2 вес.%≤кремния≤10 вес.%,
1 вес.%≤алюминия≤10 вес.%.
Согласно предпочтительному варианту выполнения изобретения сталь содержит:
0,04 вес.%≤углерода≤0,3 вес.%,
0,08 вес.%≤марганца≤3 вес.%,
2 вес.%≤кремния≤6 вес.%,
1 вес.%≤алюминия≤10 вес.%.
Согласно другому предпочтительному варианту выполнения изобретения стальной лист согласно изобретению содержит 3-6 вес.% кремния и 1-2 вес.% алюминия.
Согласно еще одному предпочтительному варианту выполнения стальной лист содержит 2-3 вес.% кремния и 7-10 вес.% алюминия.
Согласно следующему предпочтительному варианту выполнения изобретения содержание кремния и алюминия в стальном листе согласно изобретению составляет:
%Si+%Al≥9.
Стальной лист согласно изобретению может также иметь следующие свойства, взятые раздельно или в сочетании:
- наличие микроструктуры, образованной первичной и вторичной ферритными фазами, при этом средний размер зерна первичной ферритной фазы превышает средний размер зерна вторичной ферритной фазы, эта микроструктура содержит также фазы карбида,
- наличие первичной ферритной фазы, получаемой при нагреве стали перед горячей прокаткой, и вторичной ферритной фазы, получаемой в результате горячей прокатки, а также карбидных фаз,
- наличие первичной ферритной фазы, средний размер зерна которой превышает 5 мкм, и вторичной ферритной фазы, средний размер зерна которой составляет менее 2 мкм.
Также объектом изобретения является способ получения горячекатаного стального листа, включающий в себя следующие стадии:
- нагрев сляба, состав которого соответствует составу согласно изобретению с получением микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы,
- последующая горячая прокатка сляба, причем температура в конце прокатки превышает температуру AR3 аустенитной фазы, образовавшейся во время нагрева, что необходимо для проведения прокатки в аустенитных условиях, при которых аустенитная фаза превращается во вторичную ферритную фазу и в карбидные фазы.
Подробнее изобретение поясняется ниже со ссылками на фигуры, на которых изображено:
на фиг.1 - диаграмма изменения удельного веса стали в зависимости от содержания кремния, алюминия и/или кремния и алюминия вместе взятых;
на фиг.2 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,04% углерода (отливка I);
на фиг.3 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,160% углерода (отливка J);
на фиг.4 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,268% углерода (отливка К);
на фиг.5 - микроструктура стали согласно изобретению с содержанием 0,505% углерода (отливка L).
Горячекатаная сталь согласно изобретению, полученная на лентопрокатном стане, имеет высокую механическую прочность и низкий удельный вес.
Сталь, традиционно содержащая
0,04 вес.%≤углерода≤0,5 вес.%,
0,05 вес.%≤марганца≤3 вес.%,
а также способная содержать упрочняющие элементы:
0,01 вес.%≤ниобия≤0,1 вес.%,
0,01 вес.%≤титана≤0,2 вес.%,
0,01 вес.%≤ванадия≤0,2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
и/или элементы, воздействующие на температуру превращения:
0,0005 вес.%≤бора≤0,005 вес.%,
0,05 вес.%≤никеля≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤хрома≤2 вес.%,
0,05 вес.%≤молибдена≤2 вес.%, взятые раздельно или в сочетании,
остальное - железо и технологические примеси,
содержит:
2 вес.%≤кремния≤10 вес.%,
1 вес.%≤алюминия≤10 вес.%.
Содержание углерода в стальном листе согласно изобретению составляет 0,04-0,5, предпочтительно 0,04-0,3. Изменение структуры стали в зависимости от содержания в ней углерода показано на фигурах 2-5, при этом можно видеть, что структура стали согласно изобретению (фигуры 2-4) представляет собой первичный феррит с крупным зерном и смесь из карбидных фаз и вторичного феррита с меньшим зерном. Если содержание углерода снижается ниже 0,04, то микроструктура не содержит карбидных фаз и теряет механические свойства. Напротив, когда содержание углерода превышает 0,5, структура сильно охрупчивается, при этом отмечается, что в микроструктуре более не содержится первичного феррита (см. фиг.5).
Не вдаваясь в теорию, можно считать, что получение такой своеобразной структуры обусловлено сочетанием содержания углерода, кремния и алюминия. Оно позволяет получать превосходные механические свойства. Действительно, сталь согласно изобретению может достигать предела механической прочности от 620 МПа до более чем 1000 МПа, при этом ее удельный вес составляет порядка от 7,55 до 7 г/см3 в зависимости от содержания кремния и алюминия, а также легирующих добавок, как это показано на фиг.1.
Механические свойства могут быть улучшены добавкой микролегирующего элемента, такого как ниобий, титан, ванадий, причем два последних имеют меньший удельный вес, чем железо.
Стальной лист согласно изобретению может изготавливаться любым пригодным для этого способом.
Тем не менее, предпочтительно применять способ согласно изобретению. Этот способ предусматривает прежде всего нагрев сляба до высокой температуры (предпочтительно свыше 900°С) перед началом горячей прокатки. Авторы изобретения обнаружили, что на стадии нагрева сляб приобретает микроструктуру, состоящую из так называемой первичной ферритной фазы, образующейся при высокой температуре и сосуществующей с аустенитной фазой.
При горячей прокатке, при которой температура в ее конце сохраняется выше значения AR3, рассчитанного только для аустенитной фазы, прокатку ведут в аустенитных условиях.
Отмечено, что аустенитная фаза полностью превращается в смесь из карбидных фаз и вторичного феррита, средняя величина зерна которого меньше величины зерна присутствующей первичной ферритной фазы.
Предпочтительно, чтобы пара "углерод - марганец" выбиралась с таким расчетом, чтобы температура превращения AR3 могла обеспечивать проведение прокатки в аустенитных условиях.
В приводимой ниже таблице, содержащей разные составы согласно изобретению, можно видеть влияние разных элементов на свойства сталей.
Приведенные в таблице данные свидетельствуют о том, что только алюминий не позволяет получать сталь одновременно с низким удельным весом и высокой прочностью.
В примере, касающемся стали Е, температура прокатки составила 895°С, а температура при намотке в рулон - 600°С, скорость охлаждения составляла 49°С/с, что придало стали механическую прочность 750 МПа. Снижение температуры при намотке в рулон позволяет повысить предел механической прочности.
Это имеет место в примере для стали В, температура которой при намотке в рулон составила 20°С при скорости охлаждения 5°С/с, что позволяет достичь механическую прочность 902 МПа.
Если увеличить скорость охлаждения стали С, полученной прокаткой при температуре 870°С, намотанной в рулон при температуре 120°С и охлаждавшейся со скоростью 130°С, то сталь будет иметь механическую прочность 1296 МПа.
Предел механической прочности стали может также регулироваться содержанием углерода и марганца и/или других легирующих элементов, как было показано выше. Некоторые операции, такие, например, как повторная прокатка или термообработка, например отжиг, могут применяться для изменения или достижения соответствующих механических свойств.
Предлагаемая согласно изобретению сталь отвечает двум противоречащим друг другу требованиям для горячекатаных сталей: с одной стороны, высокие механические свойства и, с другой стороны, низкий удельный вес. Существующие решения получения сталей с очень высоким пределом механической прочности основаны на применении легирующих элементов, не позволяющих существенно изменить удельный вес, а существующие решения получения сталей с низким удельным весом основаны на применении легирующих добавок, не позволяющих достичь высокого предела механической прочности.
В стали согласно изобретению объединены эти оба свойства, в частности высокий предел механической прочности и очень низкий удельный вес, что позволяет снизить вес автомобильных деталей.
Изобретение относится к области металлургии, в частности к горячекатаному стальному листу и способу его производства. Для получения горячекатаного стального листа с низким удельным весом и высокой механической прочностью лист содержит соотношение компонентов, вес.%: 0,04≤углерод≤0,5, 0,05≤марганец≤3,0, 2,0≤кремний≤10,0, 1,0≤алюминий≤10,0, железо и неизбежные примеси - остальное, микроструктура феррита образована первичной и вторичной ферритными фазами, при этом средний размер зерна феррита первичной фазы превышает средний размер зерна феррита вторичной фазы. Стальной лист дополнительно содержит упрочняющие элементы, взятые раздельно или в сочетании, вес.%: 0,01≤ниобия≤0,1, 0,01≤титана≤0,2, 0,01≤ванадия≤0,2 и элементы, воздействующие на температуру превращения, взятые раздельно или в сочетании, вес.%: 0,0005≤бора≤0,005, 0,05≤никеля≤2,0, 0,05≤хрома≤2,0, 0,05≤молибдена≤2,0. Первичную ферритную фазу получают в процессе нагрева стального листа перед горячей прокаткой со средним размером зерна более 5 мкм, а вторичную ферритную фазу - в результате горячей прокатки со средним размером зерна менее 2 мкм. Способ получения горячекатаного стального листа включает нагрев сляба с образованием в нем микроструктуры, содержащей первичную ферритную и аустенитную фазы, последующую горячую прокатку сляба, при этом температура конца горячей прокатки превышает температуру Ar3 аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы. 8 н. и 13 з.п. ф-лы, 1 табл., 5 ил.
0,04≤углерод≤0,5
0,05≤марганец≤3,0
2,0≤кремний≤10,0
1,0≤алюминий≤10,0
железо и неизбежные при
производстве примеси - остальное,
микроструктура феррита образована первичной и вторичной ферритными фазами, при этом средний размер зерна феррита первичной фазы превышает средний размер зерна феррита вторичной фазы.
0,01≤ниобий≤0,1
0,01≤титан≤0,2
0,01≤ванадий≤0,2.
0,0005≤бор≤0,005
0,05≤никель≤2,0
0,05≤хром≤2,0
0,05≤молибден≤2,0
0,04≤углерод≤0,3
0,08≤марганец≤3,0
2,0≤кремний≤6,0
1,0≤алюминий≤10,0
аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы. аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы. аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы. аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы. аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы. аустентной фазы, образовавшейся при нагреве и необходимой для проведения прокатки, в результате которой происходит превращение аустенитной фазы во вторичную ферритную фазу и карбидные фазы.| JP 2001254138 A, 18.09.2001 | |||
| ПРОГРАММНО-ВРЕМЕННОЕ УСТРОЙСТВО | 0 |
|
SU377734A1 |
| US 5445685 A, 28.09.1995 | |||
| US 5061325 A, 29.10.1991 | |||
| СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА СТАЛЬНОЙ ПОЛОСЫ И УСТРОЙСТВО ДЛЯ ЕГО ОСУЩЕСТВЛЕНИЯ | 1997 |
|
RU2172652C2 |
