Изобретение относится к способу изготовления детали путем горячей формовки начального продукта из стали. Под начальными продуктами для горячей формовки понимаются, к примеру, листы, вырезанные из витка рулона или плоские заготовки или бесшовные или сварные трубы, которые иногда дополнительно могут быть подвергнуты холодной вытяжке. Изобретение также относится к горячеформованной детали, изготовленной из стали.
Такие детали, производимые путем горячей формовки используются, главным образом, в автомобильной промышленности и при производстве коммерческих транспортных средств, однако могут быть использованы также в инженерно-технической сфере для производства крупных бытовых электроприборов или в строительной отрасли.
Жесткая конкуренция на автомобильном рынке вынуждает производителей автомобилей постоянно искать решения по снижению расхода топлива при сохранении максимально возможного комфорта и безопасности пассажиров. При этом, решающую роль играют, с одной стороны, снижение веса всех деталей автомобиля и, с другой стороны, по возможности оптимальные свойства отдельных деталей при высокой статической и динамической нагрузках во время эксплуатации, а также в случае аварии.
Кроме того, снижение выброса CO2 во время всей производственной цепочки являет собой определенный вызов, требующий применения инновационных решений в рамках технологического процесса. В частности, основное внимание фокусируется на технологических этапах, которые прямо или косвенно основаны на сжигании горючих ископаемых.
Поставщики исходных материалов стараются учитывать это требование посредством уменьшения толщины стенок за счет использования высокопрочных и сверхпрочных сталей при одновременном улучшении характеристик деталей в процессе изготовления и эксплуатации.
Поэтому, эти стали должны удовлетворять сравнительно жестким требованиям в отношении прочности, растяжимости, ударной вязкости, потребления энергии и коррозионной устойчивости, а также их обрабатываемости, например, при холодной формовке и при сварке.
С учетом вышеизложенных аспектов, изготовление деталей из сталей, подвергаемых горячей формовке, приобретает все большее значение, так как они при незначительных затратах материала идеально удовлетворяют возросшим требованиям в отношении свойств деталей.
О способе изготовления деталей посредством закалки начальных продуктов из поддающихся закалке под прессом сталей, путем горячей формовки в формующей пресс-форме известно из патента Германии DE 601 19 826 T2. Согласно этому патенту, листовая заготовка, предварительно нагретая выше температуры аустенитизации до 800-1200°С и, в случае необходимости, снабженная металлическим покрытием из цинка или на основе цинка, путем горячей формовки в охлаждаемой время от времени пресс-форме формуется в деталь, причем во время формовки или после горячей формовки за счет быстрого теплоотвода лист или деталь подвергается закалке в пресс-форме (закалке под прессом), и за счет возникающей микроструктуры достигаются требуемые прочностные характеристики.
Металлический слой в качестве антикоррозионной защиты обычно посредством метода непрерывного горячего погружения наносится на горячекатаную или холоднокатаную ленту или на изготовленный из нее начальный продукт, к примеру, в форме горячего цинкования или горячего алиминирования.
Затем заготовка соответствующим образом обрезается под формующую пресс-форму для процедуры горячей формовки. Возможно также обеспечить обрабатываемую деталь, которая должна быть сформирована в каждом случае, или заготовку, покрытием, нанесенным методом горячего погружения.
Нанесение металлического покрытия на формируемый начальный продукт до процесса горячей формовки является при данном способе преимуществом, так как при закалке под прессом нежелательное изменение в поверхности стального субстрата, вызванное образованием окалины на основном материале, можно эффективным образом предотвратить посредством такого покрытия, а чрезмерный износ оборудования может быть эффективно предотвращен за счет дополнительного смазывающего действия.
Для данной области применения известными сталями, подходящими для закалки под прессом, являются, например, марганцево-бористая сталь «22MnB5».
О способе получения детали с очень высокой прочностью более 980 МПа при сохранении достаточно высокого уровня ударной вязкости, известно из открытого документа ЕР 2 546 375 А1, в котором соответственно раскрыты формирование стали, имеющей микроструктуру, которая в исходном состоянии преимущественно является ферритной и имеет доли перлита, путем закалки под прессом в пресс-форме, и корректировка, посредством ступенчатого технологического контроля, микроструктуры, состоящей из бейнита, отпущенного мартенсита и остаточного аустенита на готовой детали. При этом способе, лист, который должен быть сформирован, сначала нагревают до температуры от 750 до 1000°С и выдерживают при этой температуре от 5 до 1000 секунд, затем указанный лист формируют при температуре от 350 до 900°С и охлаждают до 50-350°С. В заключение, указанный лист повторно нагревают до температуры от 350 до 490°С, и эту температуру поддерживают в течение периода от 5 до 1000 секунд. Микроструктура готовой детали включает в себя 10-85% мартенсита, от 5 до 40% остаточного аустенита и по меньшей мере 5% бейнита.
Однако, получение детали путем горячей формовки посредством закалки под прессом имеет ряд недостатков.
С одной стороны, данный способ требует затрат большого количества энергии, вследствие нагрева начального продукта до температуры аустенитизации, а также преобразования феррита в аустенит, что делает этот способ очень дорогостоящим и способствует выработке значительного количества CO2.
Кроме того, для предотвращения чрезмерного образования окалины на поверхности листа, как описано ранее, необходим дополнительный металлический защитный слой или дополнительный защитный слой на основе лака, или же потребуется существенная дополнительная обработка поверхности, покрывшейся окалиной при нагреве и формовании.
Так как формование происходит при температурах выше температуры Ac3, обычно значительно выше 800°С, к тому же предъявляются чрезвычайно жесткие требования в отношении термостабильности этих защитных слоёв, и поэтому защита начального продукта на основе цинка от катодной коррозии может быть применена в данном случае только в ограниченной степени и с повышенными технологическими затратами, потому что цинк испаряется при таких высоких температурах. Следовательно, для процесса закалки под прессом используют преимущественно стальные листы, имеющие покрытие с AlSi-сплавами, но без предоставления сформированным деталям какой-либо защиты от катодной коррозии.
Ещё одним недостатком является то, что сформированная деталь должна быть охлаждена ускоренным образом в самой формующей пресс-форме, другой пресс-форме за пределами формовочного пресса или с использованием газообразной или жидкой сред для достижения необходимого уровня прочности. Продолжительность этой процедуры охлаждения значительно снижает выработку деталей за единицу времени, что понижает экономическую целесообразность.
Таким образом, можно констатировать, что известный способ изготовления деталей из стали путем горячей формовки посредством закалки под прессом при температуре выше температуры аустенитизации Ас3, приводит к высоким производственным и энергетическим затратам и, следовательно, к высоким затратам на детали за счет требующихся больших нагревательных печей, что связано с длительным временем нагрева и охлаждением детали в пресс-форме, как это требуется в конце процесса. Кроме того, невозможно обеспечить защиту от катодной коррозии при нанесении покрытия перед нагревом и формованием.
Открытый документ Германии DE 10 2011 108 162 A1 раскрывает способ изготовления детали путем полугорячей формовки начального продукта из стали при температуре ниже температуры конверсии Ac1, при котором необходимое увеличение прочности детали достигается за счет холодной формовки начального продукта перед нагревом до температуры формовки. В качестве опции, дополнительное увеличение прочности детали может быть достигнуто за счет использования материалов с повышенной прочностью, таких как бейнитная, мартенситная, микролегированная и двухфазная или многофазная стали. Недостатком при данном способе являются дополнительные затраты, вызванные необходимостью выполнения холодной формовки перед нагревом до температуры формовки. Во время горячей формовки двухфазные стали также имеют недостаток, связанный с подверженностью разрушению у кромки, вызванному образованием трещин, при формовке. Ссылки на составы сплавов, подлежащие особому рассмотрению, или спецификации для микроструктуры начального продукта для конкретной корректировки механических свойств детали после полугорячей формовки при использовании сталей повышенной прочности не раскрываются.
Открытый документ Германии DE 10 2013 009 232 A1 раскрывает способ изготовления детали путем полугорячей формовки начального продукта из стали, при котором начальный продукт нагревают до температуры формовки и затем формируют, при этом, после формовки, деталь имеет бейнитную микроструктуру, имеющую минимальную прочность на разрыв 800 МПа. Нагрев выполняется при температуре ниже температуры конверсии Ac1, при этом начальный продукт уже состоит из стали, имеющей микроструктуру, где содержание бейнита составляет по меньшей мере 50%, и при этом начальный продукт имеет следующий состав сплава в вес.%: C: от 0,02 до 0,3; Si: от 0,01 до 0,5; Mn: от 1,0 до 3,0; P: макс. 0,02; S: макс. 0,01; N: макc. 0,01; Al: до 0,1; Cu: до 0,2; Cr: до 3,0; Ni: до 0,2; Mo: до 0,2; Ti: до 0,2; V: до 0,2; Nb: до 0,1 и B: до 0,01.
Хотя эта концепция сплава уже может быть использована для получения деталей с очень высокой прочностью на разрыв более 800 МПа и расширением более 10% и для создания катодной защиты от коррозии, состоящей из цинка, способность к формованию этого материала по-прежнему не отвечает большинству жестких требований в отношении производства деталей со сложной геометрией. В частности, достигнутое удлинение при разрушении и прочность все ещё слишком низки для соответствия многим требованиям.
Задачей изобретения является предоставление способа изготовления детали путем горячей формовки начального продукта из стали при температурах ниже температуры конверсии Ac3, который является экономически эффективным, и посредством которого достигается новое улучшение формовочной способности стального материала в детали с минимальными прочностями на разрыв 700 МПа. Соответствующая деталь, которая производится путем полугорячей формовки также предусмотрена.
Способ в соответствии с настоящим изобретением описан в пунктах 1–33 формулы изобретения и горячеформованная деталь в соответствии с настоящим изобретением описана в пунктах 34–38 формулы изобретения.
В соответствии с изобретением данная задача решается посредством способа изготовления детали путем горячей формовки начального продукта из стали, при котором начальный продукт нагревают до температуры выше 60°С и ниже температуры конверсии Ac3 и затем выполняется формовка, причем деталь имеет минимальную прочность на разрыв 700 МПа с удлинением при разрушении более 22%, при этом начальный продукт имеет следующий состав сплава в вес.%:
С: от 0,0005 до 0,9
Mn: более 3,0 до 12,
при этом остаток – это железо с неизбежными сопутствующими стали элементами, при легировании в качестве опции одним или несколькими из следующих элементов (в вес.%): Al: до 10, Si: до 6, Cr: до 6, Nb: до 1,5, V: до 1,5, Ti: до 1,5, Mo: до 3, Cu: до 3, Sn: до 0,5, W: до 5, Co: до 8, Zr: до 0,5, Ta: до 0,5, Te: до 0,5, B: до 0,15, P: макс. 0,1, S: макс. 0,1, N: макс. 0,1, Ca: до 0,1.
Сталь, используемая для способа в соответствии с настоящим изобретением, имеет многофазную микроструктуру, состоящую из феррита и/или мартенсита и/или бейнита и остаточного аустенита. Содержание остаточного аустенита составляет от 5% до 80%. Остаточный аустенит частично или полностью превращается в мартенсит посредством эффекта TRIP при приложении механических напряжений. Сплав согласно изобретению имеет эффект TRIP и/или TWIP при приложении соответствующих механических напряжений. Благодаря сильному затвердеванию (аналогичному холодному затвердеванию), вызванному эффектом TRIP и/или TWIP, а также увеличению плотности дислокаций, сталь достигает очень высоких значений по удлинению при разрушении, в частности, равномерное удлинение и прочность на разрыв значительно повышаются. Преимущественным образом, это свойство достигается присутствием остаточного аустенита только с содержанием марганца более 3 вес.%.
Использование термина «до» в определении диапазона содержания, например, от 0,01 до 1 вес.%:, означает, что предельные значения – 0,01 и 1 в этом примере – тоже учитываются.
Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, особенно подходит для производства сложно сформированных деталей путем полугорячей формовки, которые имеют не только очень хорошую формующую способность во время формовки, но также имеют высокую прочность и удлинение при разрушении в рабочем состоянии и преимущественно предоставляются с катодной защитой от коррозии на основе цинка.
Предпочтительно, сталь в исходном состоянии имеет прочность на разрыв Rm > 700 МПа до 2000 МПа, и удлинение при разрушении А80 в зависимости от достигнутой прочности на разрыв от по меньшей мере 3 до 40%.
В отличие от способа изготовления детали посредством закалки под прессом, известного из DE 601 19 826 T2 или EP 2 546 375 A1, способ в соответствии с настоящим изобретением имеет то преимущество, что при значительно более низком потреблении энергии, требуемой для процедуры нагрева, использование многофазной стали в исходном состоянии, имеющей остаточный аустенит, служит для получения детали, имеющей гораздо лучшие механические свойства в отношении показателей прочности на разрыв и удлинения при разрушении, чем механические свойства деталей из известных сталей для полугорячей формовки. Кроме того, по сравнению с закалкой под прессом, затраты энергии снижаются из-за более низких температур нагрева.
Сталь со средним содержанием марганца и содержанием марганца более 3 вес.% предоставляется в виде плоского продукта (горячекатаная лента или холоднокатаная лента) или в виде бесшовной или сварной трубы, имеющей антикоррозионный защитный слой (Zn, сплавы Zn, неорганические или органические покрытия с Zn, AlSi или другими неорганическими или органическими покрытиями) и затем подвергается горячей штамповке (HWU). Тепловая обработка в этом случае определяется как формовка после нагрева начального продукта до температуры < 700°С, предпочтительно < 450°С, более предпочтительно от 350°С до 60°С, где доля аустенита в начальном продукте сохраняется полностью или частично во время формовки, и возможное начало эффекта TRIP полностью или частично подавляется. Нагрев до < 450°C, предпочтительно < 350°C, способствует применению катодной защиты от коррозии на основе цинка.
Кроме того, полугорячая формовка улучшает формовочные свойства по сравнению с формовкой при комнатной температуре (RT) и предпочтительно повышает устойчивость к водородному охрупчиванию и отложенному образованию трещин. Охлаждение выполняется в неподвижном воздухе, то есть по сравнению с закалкой под прессом, здесь не требуется никакого ускоренного и/или регулируемого охлаждения.
Деталь может быть охлаждена технически ускоренным способом, в качестве опции, после полугорячей формовки, с помощью потока воздуха, масла, воды или других активных сред.
Начальный продукт и полученная из него горячей формовкой деталь имеют, до и после полугорячей формовки, предел прочности на разрыв от 700 до 2000 МПа, предпочтительно от 850 до 1800 МПа, особенно предпочтительно > 1000 до 1800 МПа при расширениях A 80 > 3 до 40%, предпочтительно > 6 до 30%. Более высокие требуемые расширения, как правило, приводят к снижению прочности и наоборот.
Поэтому, продукт требуемой прочности на разрыв и достигаемое удлинение при разрушении (Rm x A80) можно считать решающим для характеристики свойств этой детали.
Испытания на готовой детали, то есть после горячей формовки, успешно демонстрируют следующие превосходные результаты для продукта Rm x A80 в МПа%:
Rm от 700 до 800 МПа: Rm x A80 ≥ 15400 до 50000
Rm от более 800 до 900 МПа: Rm x A80 ≥ 14400 до 50000
Rm от более 900 до 1100 МПа: Rm x A80 ≥ 13500 до 45000
Rm от более 1100 до 1200 МПа: Rm x A80 ≥ 13200 до 45000
Rm от более 1200 до 1350 МПа: Rm x A80 ≥ 11200 до 45000
Rm от более 1350 до 1800 МПа: Rm x A80 ≥ 8000 до 45000
Rm свыше 1800 МПа: Rm x A80 ≥ 4000 до 30000
Нагрев материала, для осуществления горячей штамповки, предпочтительно выполняют с помощью индукционных систем или, в качестве альтернативы, излучением или с помощью кондукционных систем. В качестве опции, нагрев материала осуществляется до полугорячей формовки непосредственно в формующей пресс-форме, что позволяет сэкономить на дополнительном блоке печи и опустить технологический этап. Это рассматривается, в частности, при температурах нагрева < 450°С, предпочтительно < 350°С.
Таким образом, требование заказчика в отношении катодной защиты от коррозии в сочетании с высокопрочными сталями, имеющими требуемые прочности на разрыв Rm до 1500 МПа, может быть успешно удовлетворено путем полугорячей формовки согласно изобретению, с применением сталей, содержащих от более 3 до 12 вес.% марганца. Кроме того, температура нагрева ниже Ac3 приводит преимущественно лишь к небольшому уменьшению прочности начального продукта, в то же время предлагая улучшенные формовочные свойства по сравнению с формовкой при комнатной температуре (RT), при которой возникнет эффект TRIP/TWIP. По причине отсутствия конверсии или же только частичной конверсии микроструктуры после полугорячей формовки, детали испытывают лишь незначительные искажения во время охлаждения.
Кроме того, при полугорячей формовке возможно достижение энергосберегающих потенциалов и сокращение выбросов CO2 по сравнению с закалкой под прессом при температурах выше Ac3.
В частности, возможно достижение единообразных и однородных свойств материала, если сталь начального продукта имеет следующий состав сплава в вес.%:
C: от 0,05 до 0,42
Mn: > 5 до < 10,
при этом остаток – это железо с неизбежными сопутствующими стали элементами, при легировании в качестве опции одним или несколькими из следующих элементов (в вес.%):
Al: от 0,1 до 5, в частности > 0,5 до 3
Si: от 0,05 до 3, в частности > 0,1 до 1,5
Cr: от 0,1 до 4, в частности > 0,5 до 2,5
Nb: от 0,005 до 0,4, в частности от 0,01 до 0,1
B: от 0,001 до 0,08, в частности от 0,002 до 0,01
Ti: от 0,005 до 0,6, в частности от 0,01 до 0,3
Mo: от 0,005 до 1,5, в частности от 0,01 до 0,6
Sn: < 0,2, в частности < 0,05
Cu: < 0,5, в частности < 0,1
W: от 0,01 до 3, в частности от 0,2 до 1,5
Co: от 0,01 до 5, в частности от 0,3 до 2
Zr: от 0,005 до 0,3, в частности от 0,01 до 0,2
Ta: от 0,005 до 0,3, в частности от 0,01 до 0,1
Te: от 0,005 до 0,3, в частности от 0,01 до 0,1
V: от 0,005 до 0,6, в частности от 0,01 до 0,3
Ca: от 0,005 до 0,1.
Легирующие элементы обычно добавляют в сталь для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент, таким образом, может влиять на различные свойства в различных сталях. Влияние и взаимодействие обычно сильно зависят от количества, присутствия дополнительных легирующих элементов и состояния раствора в материале. Корреляции изменчивы и сложны. Эффект от легирующих элементов в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением, будет более подробно описан далее. Положительные эффекты от легирующих элементов, используемых в соответствии с настоящим изобретением, описаны ниже:
Углерод C: необходим для образования карбидов, стабилизирует аустенит и повышает прочность. Более высокое содержание углерода ухудшает свариваемость и приводит к ухудшению свойств по расширению и ударной вязкости, и поэтому максимальное содержание задано 0,9 вес.%. Минимальное содержание задано 0,0005 вес.%. Предпочтительно, чтобы было задано содержание от 0,05 до 0,42 вес.%, поскольку в этом диапазоне отношение остаточного аустенита к другим фазовым пропорциям может быть отрегулировано особенно выгодным образом.
Марганец Mn: стабилизирует аустенит, повышает прочность и ударную вязкость, допуская образование мартенсита, наведенное деформированием, и/или двойникование в сплавах, в соответствии с настоящим изобретением. Содержание менее или равное 3 вес.% недостаточно для стабилизации аустенита и это ухудшает свойства по расширению, при этом при содержании 12 вес.% и более, аустенит стабилизируется слишком сильно, и, как результат, прочностные свойства, в частности, предел текучести, ухудшаются. В соответствии с настоящим изобретением, для марганцевой стали при среднем содержании марганца, предпочтителен диапазон от 5 до < 10 вес.%, потому что в этом диапазоне отношение фазовых пропорций друг к другу и механизмам конверсии может быть преимущественно подвержено влиянию в течение полугорячей формовки и при холодной формовке.
Алюминий Al: улучшает свойства по прочности и расширению, снижает удельную плотность и влияет на конверсионное поведение сплава в соответствии с настоящим изобретением. Содержание алюминия более 10 вес.% ухудшает свойства по расширению и вызывает преимущественно хрупкое поведение при разрушении. Для марганцевой стали, в соответствии с настоящим изобретением, при среднем содержании марганца, предпочтительно содержание алюминия от 0,1 до 5 вес.%, для повышения прочности и в то же время для обеспечения эффективного расширения. В частности, содержание > 0,5 до 3 вес.% допускает особенно большой продукт по прочности и удлинению при разрушении.
Кремний Si: препятствует диффузии углерода, понижает относительную плотность, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание более 6 вес.% препятствует дальнейшей обработке путем холодной прокатки по причине охрупчивания материала. Поэтому, задано максимальное содержание 6 вес.%. В качестве опции, задано содержание от 0,05 до 3 вес.%, поскольку содержание в этом диапазоне позитивно влияет на свойства формования. Содержание кремния > 0,1 до 1,5 вес.% оказалось особенно предпочтительным для свойств формования и конверсии.
Хром Cr: повышает прочность и понижает скорость коррозии, задерживает образование феррита и перлита и образует карбиды. Максимальное содержание хрома задано 6 вес.%, поскольку более высокое содержание приводит к ухудшению свойств по расширению и значительно повышает затраты. Для марганцевой стали, в соответствии с настоящим изобретением, при среднем содержании марганца, предпочтительным является содержание хрома от 0,1 до 4 вес.%, чтобы уменьшить осаждение крупных карбидов хрома. В частности, было доказано, что содержание хрома > 0,5 до 2,5 вес.% выгодно для стабилизации аустенита и осаждения мелких карбидов хрома.
Молибден Мо: действует как карбидообразующий агент, повышает прочность и увеличивает сопротивление отложенному образованию трещин и водородному охрупчиванию. Содержание молибдена более 3 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому задано максимальное содержание 3 вес.%. Для марганцевой стали, в соответствии с настоящим изобретением, при среднем содержании марганца, предпочтительным является содержание молибдена от 0,005 до 1,5 вес.%, чтобы избежать осаждения чрезмерно крупных карбидов молибдена. В частности, содержание от 0,01 до 0,6 вес.% приводит к осаждению желаемых карбидов молибдена с одновременным снижением затрат на сплав.
Фосфор Р: фосфор – это следовой элемент из железной руды, и он растворяется в железной решетке, как замещающий атом. Фосфор повышает жесткость и улучшает способность упрочняться посредством смешанного кристаллического затвердевания. Однако, делается всё возможное для понижения содержания фосфора настолько, насколько это возможно, поскольку, среди прочего, имеет место сильная тенденция к сегрегации из-за низкой скорости диффузии, с сильным понижением уровня ударной вязкости. Присоединение фосфора к границам зерен может вызвать трещины вдоль границ зерен при горячей прокатке. Кроме того, фосфор повышает температуру перехода из вязкого в хрупкое поведение на величину до 300˚С. По этим причинам, содержание фосфора ограничено до максимум 0,1 вес.%, при этом по вышеуказанным причинам предпочтительным является содержание < 0,04 вес.%.
Сера S: подобно фосфору, связана в качестве следового элемента в железной руде. Обычно она нежелательна в стали, поскольку имеет сильную склонность к сегрегации и большой эффект охрупчивания, при этом ухудшая свойства по расширению и ударной вязкости. Делается всё возможное для достижения низкого, насколько это возможно, содержания серы в расплаве (например, посредством глубокой вакуумной обработки). По вышеуказанным причинам, содержание серы ограничено до максимум 0,1 вес.%. Особенно предпочтительным является ограничение содержания серы до < 0,2 вес.%, чтобы уменьшить осаждение MnS.
Азот N: азот – это тоже элемент, сопутствующий производству стали. В растворенном состоянии он повышает свойства по прочности и ударной вязкости в сталях с высоким содержанием марганца более или равным 4 вес.%. Стали с меньшим содержанием марганца < 4 вес.% при наличии свободного азота склонны к сильному эффекту старения. Азот диффундирует даже при низких температурах в дислокации и блокирует их. Таким образом, он повышает прочность вкупе с быстрым понижением ударной вязкости. Можно связать азот в форме нитридов, например, посредством легирования алюминием, ванадием, ниобием или титаном. По вышеуказанным причинам содержание азота ограничено до максимум 0,1 вес.%, при этом предпочтительным является содержание < 0,05 вес.%, чтобы в значительной степени избежать образования AlN.
Обычно элементы микролегирования добавляются только в очень малых количествах (< 0,1 вес.% на элемент). В отличие от легирующих элементов, они обычно работают за счет образования осаждения, но также могут влиять на свойства в растворённом состоянии. Несмотря на малые добавляемые количества, элементы микролегирования сильно влияют на условия производства и свойства по обработке, и конечные свойства.
Обычно элементы микролегирования – это ванадий, ниобий и титан. Эти элементы могут растворяться в железной решетке с образованием карбидов, нитридов и карбонитридов с углеродом и азотом.
Ванадий V и ниобий Nb: способствуют измельчению зерен, в частности, через образование карбидов, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание более 1,5 вес.% не дает дополнительных преимуществ. В качестве опции, для ванадия и ниобия, задано минимальное содержание более или равное 0,005 вес.% и предпочтительным является максимальное содержание 0,6 вес.% (V) или 0,4 вес.% (Nb), при котором легирующие элементы предпочтительно обеспечивают измельчение зерен. Кроме того, для повышения экономической целесообразности с одновременным достижением оптимального измельчения зерен, содержание ванадия может быть ограничено 0,01 вес.% до 0,3 вес.% и содержание ниобия может быть ограничено 0,01 вес.% до 0,1 вес.%.
Тантал Та: тантал действует подобно ниобию, в качестве карбидообразующего агента способствует измельчению зерен, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание более 0,5 вес.% не обеспечивает дальнейшего улучшения свойств. Таким образом, максимальное содержание, в качестве опции, задано равным 0,5 вес.%. Предпочтительно, задают минимальное содержание 0,005 и максимальное содержание 0,3 вес.%, при котором измельчение зерен может быть предпочтительно получено. В целях повышения экономической целесообразности и оптимизации измельчения зерен, особенно предпочтительным является содержание от 0,01 вес.% до 0,1 вес.%.
Титан Ti: способствует измельчению зерен в качестве карбидообразующего агента, и в то же время улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению, и понижается межкристаллитная коррозия. Содержание титана более 1,5 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому задано максимальное содержание титана 1,5 вес.%. В качестве опции, заданы минимальное содержание 0,005 вес.% и максимальное содержание 0,6 вес.%, при которых титан преимущественно осаждается. Предпочтительно, минимальное содержание 0,01 вес.% и максимальное содержание 0,3 вес.%, что обеспечивает оптимальное поведение по осаждению с низкими затратами на сплав.
Олово Sn: олово повышает прочность, но, подобно меди, скапливается под слоем окалины и на границах зерен при более высоких температурах. Это приводит, благодаря проникновению в границы зерен, к образованию легкоплавких фаз и, в связи с этим, трещин в микроструктуре, и к хрупкости припоя, и поэтому в качестве опции задано максимальное содержание менее или равное 0,5 вес.%. По вышеуказанным причинам, предпочтительно корректировать содержание менее 0,2 вес.%. Особенно предпочтительным является содержание < 0,05 вес.%, чтобы избежать легкоплавких фаз и трещин в микроструктуре.
Медь Cu: понижает скорость коррозии и повышает прочность. При содержании 3 вес.% и более ухудшаются возможности по обработке из-за образования легкоплавких фаз при литье и горячей прокатке, и поэтому задано максимальное содержание 3 вес.%. В качестве опции, задано максимальное содержание менее 0,5 вес.%, при котором появление трещин при литье и горячей прокатке может быть преимущественно предотвращено. Особенно предпочтительным является содержание меди < 0,1 вес.%, чтобы избежать легкоплавких фаз и трещин.
Вольфрам W: вольфрам действует как карбидообразующий агент, он способствует повышению прочности и термостойкости. Содержание вольфрама более 5 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому задано максимальное содержание 5 вес.%. В качестве опции, заданы максимальное содержание 3 вес.% и минимальное содержание 0,01 вес.%, при которых осаждение карбидов преимущественно имеет место. В частности, предпочтительно, минимальное содержание 0,2 вес.% и максимальное содержание 1,5 вес.%, что обеспечивает оптимальное поведение по осаждению с низкими затратами на сплав.
Кобальт Со: кобальт повышает прочность стали, стабилизирует аустенит и повышает термостойкость. При содержании более 8 вес.% ухудшаются свойства по расширению, и поэтому задано максимальное содержание 8 вес.%. В качестве опции, заданы максимальное содержание менее или равное 5 вес.% и минимальное содержание 0,01 вес.%, что преимущественно повышает прочность и термостойкость. Предпочтительно, минимальное содержание 0,3 вес.% и максимальное содержание 2 вес.%, что положительно влияет на стабильность аустенита вкупе с прочностными свойствами.
Цирконий Zr: цирконий действует как карбидообразующий агент и повышает прочность. Содержание циркония более 0,5 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому задано максимальное содержание 0,5 вес.%. В качестве опции, заданы максимальное содержание 0,3 вес.% и минимальное содержание 0,005 вес.%, при которых карбиды преимущественно осаждаются. Предпочтительно, минимальное содержание 0,01 вес.% и максимальное содержание 0,2 вес.%, что преимущественно обеспечивает оптимальное осаждение карбидов с низкими затратами на сплав.
Бор B: замедляет превращение аустенита, улучшает свойства горячей формовки сталей и повышает прочность при комнатной температуре. Он достигает своего эффекта даже при очень низком содержании в сплаве. Содержание, свыше 0,15 вес.% сильно ухудшает свойства по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,15 вес.%. В качестве опции, заданы минимальное содержание 0,001 вес.% и максимальное содержание 0,08 вес.%, при которых преимущественным образом используется эффект бора по увеличению прочности. Кроме того, предпочтительно, минимальное содержание 0,002 вес.% и максимальное содержание 0,01 вес.%, что обеспечивает оптимальное использование для увеличения прочности при одновременном улучшении конверсионного поведения.
Теллур Te: улучшает коррозионную устойчивость и механические свойства, а также возможности обработки. Кроме того, теллур увеличивает прочность MnS, что в результате удлиняется в меньшей степени в направлении прокатки во время горячей прокатки и холодной прокатки. Содержание свыше 0,5 вес.% ухудшает свойства по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,5 вес.%. В качестве опции, заданы минимальное содержание 0,005 вес.% и максимальное содержание 0,3 вес.%, которые преимущественно улучшают механические свойства и увеличивают прочность присутствующего MnS. Кроме того, предпочтительно минимальное содержание 0,01 вес.% и максимальное содержание 0,1 вес.%, что позволяет оптимизировать механические свойства с одновременным снижением затрат на сплав.
Кальций Са: кальций используется для модификации неметаллических оксидных включений, которые в противном случае могли бы вызвать нежелательное разрушение сплава из-за включений в микроструктуру, которые действуют как точки концентрации напряжений, ослабляя металлический композит. Кроме того, кальций повышает однородность сплава в соответствии с настоящим изобретением. Для достижения соответствующего эффекта, в качестве опции, необходимо минимальное содержание 0,0005 вес.%. При содержании более 0,1 вес.% кальция не наблюдается каких-либо дополнительных преимуществ по модификации включений, при ухудшении возможности по обработке, и этого необходимо избегать по причине высокого парового давления кальция в стальных расплавах. Поэтому, обеспечивается максимальное содержание 0,1 вес.%.
Обычные применения деталей, полученных путем горячей формовки согласно настоящему изобретению и изготовленных из металлических листов или труб, в качестве начальных продуктов, касаются, в частности, автомобильной техники, но, например, также и конструирования мобильных кранов, продольных и поперечных балок в коммерческих транспортных средствах и прицепах, или элементов безопасности и шасси в легковых автомобилях и вагонах.
Например, в качестве начального продукта можно использовать пластину из листового металла или трубу. Пластина из листового металла может быть изготовлена из горячекатаной ленты или холоднокатаной ленты, а труба может быть бесшовно горячекатаной трубой или сварной трубы, изготовленной из горячекатаной ленты или холоднокатаной ленты.
Горячекатаная или сварная труба, подвергаемая горячей формовке, после изготовления может быть подвергнута одному или нескольким процессам вытяжки и/или отжига, или процессу гидравлического расширения, например, с помощью внутреннего формирования под высоким давлением (IHU).
Кроме того, согласно настоящему изобретению целесообразно выполнять отдельные этапы формовки с различной скоростью и при различных температурах в температурном диапазоне в соответствии с настоящим изобретением. Например, возможно, к примеру, успешно предотвратить образование мартенсита на первых этапах с целью улучшения формовочных свойств и облегчить дальнейшее формование, а на последнем этапе формования выбрать температурный диапазон, который обеспечивает частичное мартенситное превращение микроструктуры с целью увеличения прочности. Кроме того, целесообразно выполнить несколько процедур формования с меньшим количеством промежуточных процедур нагрева и, следовательно, в одном расширенном температурном диапазоне, в результате чего количество промежуточных процедур нагрева может быть успешно уменьшено. Различные скорости формования аналогичным образом позволяют целенаправленно влиять на мартенситное превращение и распределение напряжений в детали.
Кроме того, согласно настоящему изобретению может быть также успешно выполнен многоэтапный способ, при котором за процессом полугорячей формовки следует конечная процедура холодной формовки (например, прокатка, прессование, глубокая вытяжка, инкрементальное формование), благодаря чему достигается в целом более высокая способность к формованию по сравнению с холодной формовкой в отдельности.
Начальный продукт и изготовленная из него деталь характеризуются очень высокой прочностью на разрыв при достаточно высоком расширении. Кроме того, эффективная способность к сварке обеспечивается благодаря химическому составу.
Кроме того, начальный продукт может предоставляться известным способом со слоем на основе лака, слоем ингибирующим окалину или слоем ингибирующим коррозию или с металлическим покрытием. Металлическое покрытие может содержать цинк и/или магний и/или алюминий и/или кремний. На трубу, в качестве начального продукта, может быть нанесено покрытие как с внутренней стороны, так и с наружной стороны.
В противоположность общеупотребительным технологическим маршрутам, горячекатаная лента с уже обработанной поверхностью или холоднокатаная лента или труба может быть использована для формовки и в заключение подвергаться нагреву, так как её сила адгезии и пластичность выдерживают полугорячую формовку. Металлическое покрытие устойчиво к кратковременным повторным нагревам комбинации субстрат/покрытие (стальная лента/покрытие) ниже температуры Ac3 субстрата настолько, чтобы выдерживать повторный нагрев перед полугорячей формовкой и сам процесс полугорячей формовки.
Ввиду сравнительно небольшого количества тепла, можно отказаться от использования крупногабаритных установок повторного нагрева, таких, к примеру, как туннельные печи или камерные печи, в пользу быстродействующих систем или систем прямого действия (индукционных систем, кондукционных систем и, в частности, в пользу излучения).
Кроме того, описанный новый способ требует существенно меньшего количества тепловой энергии и, соответственно, его энергетический КПД выше, чем при закалке под прессом. Вследствие этого, производственные расходы уменьшаются, а выброс CO2 снижается. В отличие от сталей, подвергаемых закалке под прессом, здесь, в зависимости от применения, можно успешно обходиться без технически ускоренного охлаждения в пресс-форме, что значительно увеличивает выработку полуфабрикатов в расчете на одну пресс-форму. Любое технически ускоренное охлаждение, которое возможно потребуется, может быть выполнено вне пресс-формы.
Предпочтительно, повторный нагрев перед осуществлением процесса полугорячей формовки производится посредством индукции, так как в данном случае энергетический КПД высок, а продолжительность нагрева короткая. Кроме того, нагрев можно успешно осуществить посредством излучения, так как в данном случае эффективность так же значительно выше, чем при нагреве в печи или при кондуктивном нагреве, а передача энергии материалу, в зависимости от структуры поверхности, производится быстрее и эффективнее.
Материал также очень подходит для частичного нагрева. При использовании, например, радиаторов, отдельные области формируемого начального продукта могут быть нагреты нужным образом, чтобы получить зоны, оптимизированные под формуемость, и локально регулировать прочность по доле мартенсита, преобразуемого эффектом TRIP. Это позволяет успешно использовать традиционные прессы для холодной формовки, чтобы можно было обходиться без сложной горячей формовочной установки, как это требуется для закалки под прессом.
Стальная лента для производства начального продукта (лента, лист, труба) может быть изготовлена из предлагаемой согласно настоящему изобретению стали в соответствии со следующими рабочими этапами:
- выплавка стального расплава, содержащего (в вес.%): C: от 0,0005 до 0,9; Mn: более 3,0 до 12; при этом остаток – это железо и неизбежные сопутствующие стали элементы, с легированием в качестве опции посредством одного или нескольких следующих элементов (в вес.%):
Al: до 10, Si: до 6, Cr: до 6, Nb: до 1,5, V: до 1,5, Ti: до 1,5, Mo: до 3, Cu: до 3, Sn: до 0,5, W: до 5, Co: до 8, Zr: до 0,5, Ta: до 0,5, Te: до 0,5, B: до 0,15, P: макс. 0,1, S: макс. 0,1, N: макс. 0,1, Ca: до 0,1.
- литье стального расплава с получением пред-ленты посредством горизонтального или вертикального процессов литья ленты с приближением к конечным размерам, или литье стального расплава с получением сляба или тонкого сляба посредством горизонтального или вертикального процесса литья сляба или тонкого сляба,
- повторный нагрев сляба или тонкого сляба до 1050°С – 1250°С и затем горячая прокатка сляба или тонкого сляба с получением горячекатаной ленты или толстой пластины, или повторный нагрев полученной пред-ленты с приближением к конечным размерам, в частности, при толщине более 3 мм, до 1000°С – 1200°С и затем горячая прокатка пред-ленты с получением горячекатаной ленты или толстой пластины, или горячая прокатка пред-ленты без повторного нагрева после литья, с получением горячекатаной ленты или толстой пластины с промежуточным нагревом в качестве опции между отдельными проходами прокатки при горячей прокатке,
- намотка горячекатаной ленты и в качестве опции толстой пластины при температуре намотки между 780˚С и комнатной температурой,
- в качестве опции отжиг горячекатаной ленты или толстой пластины при следующих параметрах: температура отжига: 450 – 900˚С, длительность отжига: 1 минута – 48 часов,
- в качестве опции холодная прокатка горячекатаной ленты или полученной пред-ленты с приближением к конечным размерам, при толщине менее 5 мм с получением холоднокатаной ленты,
- в качестве опции отжиг холоднокатаной ленты при следующих параметрах: температура отжига: 450 – 900˚С, длительность отжига: 1 минута – 48 часов; дает плоский стальной продукт с хорошим сочетанием свойств по прочности, расширению и деформации, при повышенной устойчивости к отложенному образованию трещин и водородному охрупчиванию, с TRIP и/или TWIP эффектом при механической нагрузке благодаря остаточному содержанию аустенита в микроструктуре.
Изобретение относится к способу изготовления детали из плоского стального продукта с содержанием Mn: от 4 до менее 10 вес.% С: от 0,0005 до 0,9 вес.%, Al: от 0,02 до 10 вес.%, при этом остаток - железо с неизбежными сопутствующими стали элементами, и с TRIP-эффектом при комнатной температуре. Чтобы получить деталь, которая отличается очень высокой прочностью и повышенным остаточным натяжением и способностью подвергаться повторному формованию, плоский стальной продукт, в соответствии с настоящим изобретением, подвергают повторному формованию посредством по меньшей мере одного этапа повторного формования с получением детали и, до и/или во время и/или после по меньшей мере одного этапа повторного формования, плоский стальной продукт охлаждают до температуры плоского стального продукта от температуры ниже комнатной до -196°С. Изобретение также относится к детали, полученной в соответствии с этим способом, и к использованию таких деталей. 3 н. и 14 з.п. ф-лы.
1. Способ изготовления детали из плоского стального продукта, содержащего Mn от 4 до менее 10 вес.%, С от 0,0005 до 0,9 вес.%, А1 от 0,02 до 10 вес.%, железо и неизбежные примеси - остальное, и имеющего TRIP-эффект при комнатной температуре, включающий этапы:
- деформация плоского стального продукта с получением детали посредством первого этапа деформации,
- охлаждение плоского стального продукта до и/или во время и/или после по меньшей мере одного этапа деформации до температуры плоского стального продукта от температуры ниже комнатной до -196°С.
2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают деформации с получением детали по меньшей мере за один этап деформации при температуре плоского стального продукта от температуры ниже комнатной до -196°С, предпочтительно от температуры ниже 0°С до -196°С.
3. Способ по п. 1 или 2, отличающийся тем, что плоский стальной продукт охлаждают, перед по меньшей мере одним этапом деформации, до температуры от ниже комнатной температуры до -196°С, предпочтительно от температуры ниже 0°С до -196°С.
4. Способ по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что по меньшей мере один этап деформации содержит один или множество конечных этапов деформации.
5. Способ по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают деформации с получением детали посредством первого или дополнительных этапов деформации при температуре плоского стального продукта от 60°С до ниже температуры Ас3, предпочтительно 60-450°С.
6. Способ по п. 5, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают предварительному нагреву, перед первым или дополнительным этапом деформации, до температуры от 60°С до ниже температуры Ас3, предпочтительно 60-450°С.
7. Способ по любому из пп. 1-6, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают деформации с получением детали посредством отдельных этапов деформации при различных температурах, каждая из которых определяется локально.
8. Способ по любому из пп. 1-7, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают предварительному нагреву и/или охлаждению с одной стороны.
9. Способ по любому из пп. 1-7, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают предварительному нагреву и/или охлаждению с обеих сторон.
10. Способ по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают промежуточному нагреву или промежуточному охлаждению при деформации между этапами деформации до температур, выбранных для соответствующих этапов деформации, от -196°С до ниже температуры Ас3.
11. Способ по любому из пп. 1-10, отличающийся тем, что плоский стальной продукт подвергают деформации посредством деформации прокаткой.
12. Способ по любому из пп. 1-10, отличающийся тем, что плоский стальной продукт формируют в виде трубы и сваривают продольным швом или спиральным швом, трубу подвергают формованию высоким давлением изнутри с последующим отжигом в качестве опции.
13. Способ по любому из пп. 1-12, отличающийся тем, что плоский стальной продукт содержит химический состав, вес.%:
С 0,0005 до 0,9, предпочтительно 0,05 до 0,35,
Mn 4 до менее 10, предпочтительно от более 5 до менее 10,
Al 0,02 до 10, предпочтительно 0,05 до 5, особенно предпочтительно от более 0,5 до 3, железо и неизбежные примеси - остальное с добавлением в качестве опции путем легирования:
Si 0 до 6, предпочтительно 0,05 до 3, особенно предпочтительно 0,1 до 1,5,
Cr 0 до 6, предпочтительно 0,1 до 4, особенно предпочтительно от более 0,5 до 2,5,
Nb 0 до 1, предпочтительно 0,005 до 0,4, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1,
V 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3,
Ti 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3,
Мо 0 до 3, предпочтительно 0,005 до 1,5, особенно предпочтительно 0,01 до 0,6,
Sn 0 до 0,5, предпочтительно менее 0,2, особенно предпочтительно менее 0,05,
Cu 0 до 3, предпочтительно менее 0,5, особенно предпочтительно менее 0,1,
W 0 до 5, предпочтительно 0,01 до 3, особенно предпочтительно 0,2 до 1,5,
Со 0 до 8, предпочтительно 0,01 до 5, особенно предпочтительно 0,3 до 2,
Zr 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,2,
Та 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1,
Те 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1,
В 0 до 0,15, предпочтительно 0,001 до 0,08, особенно предпочтительно 0,002 до 0,01,
Р менее 0,1, предпочтительно менее 0,04,
S менее 0,1, предпочтительно менее 0,02,
N менее 0,1, предпочтительно менее 0,05.
14. Способ по любому из пп. 1-13, отличающийся тем, что плоский стальной продукт получают с микроструктурой с содержанием 10-80% аустенита, 20-90% мартенсита, феррита и бейнита, при этом по меньшей мере 30% мартенсита присутствует в виде отожженного мартенсита, предпочтительно, микроструктура содержит 40-80% аустенита, менее 20% феррита/бейнита, а остальное составляет мартенсит.
15. Способ по любому из пп. 1-14, отличающийся тем, что на плоский стальной продукт или деталь наносят металлическое, неорганическое или органическое покрытие.
16. Деталь, полученная в соответствии со способом по любому из пп. 1-15.
17. Применение детали по п. 16 в автомобильной промышленности, строительстве, железнодорожном транспорте, судостроении, горнодобывающей промышленности, аэрокосмической промышленности, бытовых приборах и в тонколистовых сварных составных заготовках.
| WO 2016131218 A1, 25.08.2016 | |||
| СПОСОБ КРИОГЕННО-ДЕФОРМАЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ | 2009 |
|
RU2394922C1 |
| Способ повышения механических свойств аустенитных сталей | 1958 |
|
SU117268A2 |
| СПОСОБ КРИОГЕННО-ДЕФОРМАЦИОННОЙ ОБРАБОТКИ СТАЛИ | 2008 |
|
RU2365633C1 |
