СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ВЫСОКОПРОЧНОЙ ЛИСТОВОЙ СТАЛИ, ХАРАКТЕРИЗУЮЩЕЙСЯ УЛУЧШЕННЫМИ ТЯГУЧЕСТЬЮ И ФОРМУЕМОСТЬЮ, И ПОЛУЧЕННАЯ ЛИСТОВАЯ СТАЛЬ Российский патент 2020 года по МПК C21D8/02 C21D9/46 C22C38/00 B23K11/10 

Настоящее изобретение относится к способу производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными тягучестью и формуемостью, и к листу, полученному при использовании данного способа.

Для изготовления различных единиц оборудования, таких как детали элементов конструкции кузова и панелей кузова для механических транспортных средств, известным является использование листов, изготовленных из DP-(двухфазные)-сталей или TRIP-(c пластичностью, обусловленной мартенситным превращением)-сталей.

Также известно и использование сталей, обладающих бейнитной структурой, свободных от выделений карбидов, включающих остаточный аустенит, содержащих приблизительно 0,2% С, приблизительно 2% Mn, приблизительно 1,7% Si и характеризующихся пределом текучести при растяжении, составляющим приблизительно 750 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим приблизительно 980 МПа, и полным относительным удлинением, составляющим приблизительно 8%. Данные листы производят в технологических линиях непрерывного отжига в результате охлаждения от температуры отжига, большей, чем температура превращения Ас₃, вплоть до температуры выдерживания выше температуры превращения Ms и сохранения листа при данной температуре в течение заданного времени.

Например, в публикации JP 2012041573 раскрывается способ изготовления листовой стали TRIP, содержащей от 10% до 93% суммарного количества феррита и бейнита, от 5% до 30% остаточного аустенита, от 5% до 20% мартенсита и вплоть до 5% перлита. Данный способ включает стадии отжига горячекатаной или холоднокатаной листовой стали, охлаждения листовой стали до температуры прекращения охлаждения и выдерживания листа при данной температуре в течение от 1 с до 1000 с. Во время выдерживания при температуре прекращения охлаждения сначала аустенит частично превращается в бейнит. После этого углерод распределяется из бейнита в аустенит. Однако, в соответствии с примерами из публикации JP 2012041573 никакого мартенсита не образуется после охлаждения до температуры прекращения охлаждения и до выдерживания при данной температуре. В результате мартенсит, присутствующий в структуре и получающийся в результате конечного охлаждения, не претерпевает распределения и сохраняет относительно высокий уровень содержания С, что приводит к получению высокого предела текучести при растяжении и неудовлетворительной формуемости.

Для уменьшения массы автомобиля в целях улучшения его коэффициента полезного действия по топливу с учетом сохранения окружающей среды в глобальных масштабах желательно иметь листы, характеризующиеся улучшенными пределами текучести и прочности при растяжении. Но такие листы также должны характеризоваться хорошей тягучестью и хорошей формуемостью, а говоря более конкретно, хорошей пригодностью к отбортовке внутренних кромок.

В данном отношении желательно иметь листы с нанесенными покрытиями или без нанесенных покрытий, характеризующиеся пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 980 МПа, полным относительным удлинением ТЕ, составляющим по меньшей мере 16%, предпочтительно по меньшей мере 17%, еще предпочтительно по меньшей мере 18%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим более, чем 20%. Предел прочности при растяжении TS и полное относительное удлинение ТЕ измеряют в соответствии со стандартом ISO ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 года. Как это необходимо подчеркнуть, вследствие различий в методах измерения, в частности, вследствие различий в геометриях использующихся образцов, значения полного относительного удлинения ТЕ, соответствующие стандарту ISO standard, очень сильно отличаются от значений полного относительного удлинения, измеренных в соответствии с документом JIS Z 2201-05 standard, в частности, будучи меньшими в сопоставлении с ними. Коэффициент раздачи отверстия HER измеряют в соответствии со стандартом ISO 16630:2009. Вследствие различий в методах измерения значения коэффициента раздачи отверстия HER, соответствующие документу ISO standard 16630:2009, очень сильно отличаются от значений коэффициента раздачи отверстия λ, соответствующих документу JFS T 1001 (Japan Iron and Steel Federation standard), и не могут быть с ними сопоставлены.

Также желательно иметь листовые стали с нанесенными покрытиями или без нанесенных покрытий, обладающие механическими свойствами или признаками, соответствующими вышеупомянутым, в диапазоне толщин от 0,7 до 3 мм, а более предпочтительно в диапазоне от 0,8 до 2 мм.

Поэтому настоящее изобретение имеет своей целью предложение листа, обладающего вышеупомянутыми механическими признаками и свойствами, и способа его производства.

Исходя из данной задачи изобретение относится к способу производства листовой стали, характеризующейся пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 980 МПа, полным относительным удлинением, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 16%, и коэффициентом раздачи отверстия, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 HER составляющим по меньшей мере 20%,

где способ включает следующие далее последовательные стадии:

- получение холоднокатаной листовой стали, при этом химический состав стали включает в % (масс.):

0,15% ≤ С ≤ 0,23%,

1,4% ≤ Mn ≤ 2,6%,

0,6% ≤ Si ≤ 1,5%,

0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,

причем 1,0% ≤ Si + Al ≤ 2,0%,

0 ≤ Nb ≤ 0,035%,

0 ≤ Мо ≤ 0,3%,

0 ≤ Cr ≤ 0,3%,

при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,

- отжиг листовой стали при температуре отжига TА, заключенной в пределах от Ас1 до Ас3, таким образом, чтобы получить структуру, содержащую по меньшей мере 40% аустенита и по меньшей мере 40% межкритического феррита,

- закалка листа от температуры, составляющей по меньшей мере 600°С, при скорости охлаждения, составляющей по меньшей мере 20°С/с, вплоть до температуры закалки QT, заключенной в пределах от 180°С до 260°С,

- нагревание листа вплоть до температуры распределения РТ в диапазоне от 375°С до 470°С, и сохранение листа при данной температуре распределения РТ в течение времени распределения Pt, заключенного в пределах от 25 с до 440 с, причем время распределения Pt будет заключено в пределах от 100 с до 440 с в случае температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 375°С до 400°С, и будет заключено в пределах от 25 с до 150 с в случае температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 450°С до 470°С,

- охлаждение листа вплоть до комнатной температуры,

при этом листовая сталь обладает конечной микроструктурой, состоящей в долях площади из:

- по меньшей мере, 11% отпущенного мартенсита, причем отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим, самое большее, 0,45%,

- от 10% до 20% остаточного аустенита,

- от 40% до 60% феррита,

- самое большее, 5% свежего мартенсита,

- самое большее, 18% бейнита.

Бейнит включает нижний бейнит.

Предпочтительно отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим, самое большее, 0,03%.

Предпочтительно подвергшийся закалке лист непосредственно до нагревания до температуры распределения РТ обладает структурой, состоящей в долях площади из от 40% до 60% феррита по меньшей мере 15% остаточного аустенита по меньшей мере 11% мартенсита и, самое большее, 18% нижнего бейнита.

В соответствии с одним вариантом осуществления способ включает между стадией отжига и стадией закалки стадию медленного охлаждения листа до температуры, большей или равной 600°С, при скорости охлаждения, составляющей менее, чем 10°С/с.

В данном варианте осуществления феррит включает в долях площади по отношению к совокупной структуре от 40% до 60% межкритического феррита и от 0% до 15% превращенного феррита, при этом упомянутый превращенный феррит образуется во время стадии медленного охлаждения, причем, как это необходимо понимать, доля феррита, которая представляет собой суммарное количество долей межкритического феррита и превращенного феррита, заключена в пределах от 40% до 60%.

В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления стадия получения упомянутой холоднокатаной листовой стали включает:

- горячую прокатку листа, изготовленного из упомянутой стали, для получения горячекатаной листовой стали,

- сматывание упомянутой горячекатаной листовой стали в рулон при температуре Тс, заключенной в пределах от 400°С до 750°С,

- проведение отжига в камерной печи при температуре ТНВА, заключенной в пределах от 500°С до 700°С, в течение периода времени, заключенного в пределах от 2 до 6 дней,

- холодную прокатку упомянутой горячекатаной листовой стали для получения упомянутой холоднокатаной листовой стали.

Предпочтительно после закалки листа до температуры закалки QT и до нагревания листа до температуры распределения РТ лист выдерживают при температуре закалки QT в течение времени выдерживания, заключенного в пределах от 2 с до 8 с, предпочтительно от 3 с до 7 с.

Предпочтительно химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий: С ≥ 0,17%, С ≤ 0,21%, Mn ≥ 1,9%, Mn ≤ 2,5%, 0,010% ≤ Nb, Mo ≤ 0,05% или Mo ≥ 0,1%, Cr ≤ 0,05% или Cr ≥ 0,1%.

В соответствии с одним первым конкретным вариантом осуществления между сохранением листа при температуре распределения РТ и охлаждением листа до комнатной температуры на листовую сталь наносят покрытие погружением в расплав при температуре, составляющей не более, чем 480°С, температура распределения РТ заключена в пределах от 400°С до 470°С, а время распределения Pt заключено в пределах от 25 с до 150 с.

В соответствии с одним вторым конкретным вариантом осуществления после сохранения листа при температуре распределения РТ лист незамедлительно охлаждают до комнатной температуры, температура распределения РТ заключена в пределах от 375°С до 450°С, а время распределения Pt заключено в пределах от 100 с до 440 с.

В данном варианте осуществления после стадии охлаждения листовой стали вплоть до комнатной температуры на листовую сталь, например, наносят покрытие в результате осуществления электрохимического способа или способа нанесения покрытия в вакууме.

Например, на листовую сталь наносят покрытие из Zn или сплава Zn.

В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%.

В данном варианте осуществления химический состав стали предпочтительно является таким, что 0,6% ≤ Si ≤ 1,3% и 0,5% < Al ≤ 1,0%, еще предпочтительно таким, что 0,7% ≤ Si < 1,0% и 0,7% ≤ Al ≤ 1,0%.

В соответствии с еще одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что 1,0% ≤ Si ≤ 1,5% и 0,02% ≤ Al ≤ 0,5%.

Изобретение также относится к способу производства точечного сварного шва контактной сварки для по меньшей мере двух листовых сталей, при этом упомянутый способ включает:

- производство первой листовой стали в результате осуществления способа, соответствующего изобретению, с нанесенным покрытием из Zn или сплава Zn и таким образом, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%,

- получение второй листовой стали, характеризующейся композицией, такой что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%,

- контактную точечную сварку между упомянутой первой листовой сталью и упомянутой второй листовой сталью.

Предпочтительно вторая листовая сталь соответствует изобретению и подвергается нанесению покрытия из Zn или сплава Zn.

Изобретение также относится к листовой стали, где химический состав стали включает в % (масс.):

0,15% ≤ С ≤ 0,23%,

1,4% ≤ Mn ≤ 2,6%,

0,6% ≤ Si ≤ 1,5%,

0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,

при этом 1,0% ≤ Si + Al ≤ 2,0%,

0 ≤ Nb ≤ 0,035%,

0 ≤ Mo ≤ 0,3%,

0 ≤ Cr ≤ 0,3%,

причем остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,

при этом упомянутая листовая сталь обладает микроструктурой, состоящей в долях площади из:

- по меньшей мере, 11% отпущенного мартенсита, при этом отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим, самое большее, 0,45%,

- от 10% до 20% остаточного аустенита,

- от 40% до 60% феррита,

- самое большее, 6% свежего мартенсита,

- самое большее, 18% бейнита.

Бейнит включает нижний бейнит.

Предпочтительно отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим, самое большее, 0,03%.

В соответствии с одним вариантом осуществления феррит включает по отношению к совокупной структуре от 40% до 60% межкритического феррита и от 0% до 15% превращенного феррита.

Предпочтительно уровень содержания С в остаточном аустените заключен в пределах от 0,9% до 1,2%.

Предпочтительно листовая сталь характеризуется пределом текучести при растяжении, составляющим по меньшей мере 550 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 980 МПа, и полным относительным удлинением, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 16%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 HER составляющим по меньшей мере 20%.

Еще предпочтительно предел текучести при растяжении заключен в пределах от 550 до 860 МПа. В особенности предел текучести при растяжении, составляющий менее, чем 860 МПа, гарантирует наличие превосходной формуемости.

Химический состав стали предпочтительно удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий: С ≥ 0,17%, С ≤ 0,21%, Mn ≥ 1,9%, Mn ≤ 2,5%, Mo ≤ 0,05% или Mo ≥ 0,1%, 0,010% ≤ Nb, Cr ≤ 0,05% или Cr ≥ 0,1%.

В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%.

В данном варианте осуществления химический состав стали предпочтительно является таким, что 0,6% ≤ Si ≤ 1,3% и 0,5% < Al ≤ 1,0%, еще предпочтительно таким, что 0,7% ≤ Si < 1,0% и 0,7% ≤ Al ≤ 1,0%.

В соответствии с еще одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что 1,0% ≤ Si ≤ 1,5% и 0,02% ≤ Al ≤ 0,5%.

На листовую сталь наносят покрытие из Zn или сплава Zn, при этом покрытие представляет собой результат нанесения покрытия при температуре, составляющей менее, чем 480°С.

Предпочтительно толщина упомянутой листовой стали заключена в пределах от 0,7 до 3 мм, предпочтительно от 0,8 до 2 мм.

Изобретение, кроме того, относится к сварной конструкции, включающей по меньшей мере десять точечных сварных швов контактной сварки для по меньшей мере двух листовых сталей, где первая листовая сталь соответствует изобретению, подвергается нанесению покрытия из Zn или сплава Zn и является такой, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%, а вторая листовая сталь характеризуется композицией, такой что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%, при этом среднее количество трещин при расчете на один точечный сварной шов контактной сварки составляет менее, чем 6.

Предпочтительно вторая листовая сталь соответствует изобретению и подвергается нанесению покрытия из Zn или сплава Zn.

Изобретение, кроме того, относится к использованию листовой стали, произведенной в соответствии со способом изобретения, или листовой стали, соответствующей изобретению, для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.

Изобретение, кроме того, относится к использованию точечного сварного шва контактной сварки, изготовленного в соответствии со способом изобретения, или сварной конструкции, соответствующей изобретению, для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.

Теперь изобретение будет описываться подробно при обращении к прилагающейся фигуре, но без введения ограничений.

Композиция стали, соответствующей изобретению, содержит в массовых процентах:

- от 0,15% до 0,23% углерода для обеспечения наличия удовлетворительной прочности и улучшения стабильности остаточного аустенита, что необходимо для получения достаточного относительного удлинения. Предпочтительно уровень содержания углерода является большим или равным 0,17% и/или меньшим или равным 0,21%. В случае чрезмерно высокого уровня содержания углерода горячекатаный лист будет чрезмерно твердым для холодной прокатки, а свариваемость будет недостаточной. В случае уровня содержания углерода, составляющего менее, чем 0,15%, предел прочности при растяжении не достигнет 980 МПа.

- от 1,4% до 2,6% марганца. Минимум определяют для достижения достаточной прокаливаемости в целях получения микроструктуры, содержащей по меньшей мере 11% отпущенного мартенсита, и предела прочности при растяжении, составляющего более, чем 980 МПа. Максимум определяют во избежание возникновения проблем, связанных с ликвацией, которые являются вредными c точки зрения тягучести. Предпочтительно уровень содержания марганца является большим или равным 1,9% и/или меньшим или равным 2,5%.

- от 0,6% до 1,5% кремния и от 0,02% до 1,0% алюминия, при этом сумма уровней содержания кремния и алюминия заключено в пределах от 1,0% до 2,0%.

Определенное количество алюминия объединяется с кислородом в виде Al₂O₃ и с азотом в виде AlN; данное количество зависит от уровней содержания О и N и остается меньшим, чем 0,025%. Остаток в случае существования такового ни с кем не объединяется и составляет «свободный алюминий».

Алюминий, который объединяется с кислородом, получается в результате раскисления в жидкой фазе. Он вреден для характеристик тягучести, и поэтому его уровень содержания должен быть ограничен по возможности в наибольшей степени.

Алюминий, который объединяется с азотом, замедляет рост аустенитных зерен во время отжига. Азот представляет собой остаточный элемент, получающийся в результате плавки, и присутствует в листовой стали в количестве, составляющем менее, чем 0,010%.

Как это обнаружили изобретатели, после нагревания в аустенитном диапазоне Si и свободный алюминий Al стабилизируют аустенит в результате задерживания образования карбидов. Это будет иметь место, в частности, в случае охлаждения листовой стали при некоей температуре таким образом, чтобы получить неполное мартенситное превращение, и незамедлительного повторного нагревания и сохранения ее при температуре РТ, в течение которого углерод перераспределяется из мартенсита в аустенит. В случае наличия добавленных уровней содержания Si и свободного алюминия Al в достаточной степени перераспределение углерода будет происходить при отсутствии значительного выделения карбидов. Для данной цели количество Si + Al должно составлять более, чем 1,0% (масс.) (но менее, чем 2,0%). Помимо этого, Si обеспечивает получение упрочнения твердого раствора и улучшает коэффициент раздачи отверстия. Но уровень содержания Si должен быть ограничен значением 1,5% во избежание образования оксидов кремния на поверхности листа, что было бы вредным с точки зрения возможности нанесения покрытия.

Помимо этого, как это обнаружили изобретатели, в случае Si/10 ≥ 0,30% – C (при этом уровни процентного содержания Si и С выражают в массовых процентах) вследствие наличия явления ЖМО (явления жидкометаллического охрупчивания) кремний будет вредным для точечной сварки листов с нанесенными покрытиями, а, в частности, с оцинкованными горячим способом или оцинкованными с отжигом или электролитически оцинкованными листами. Возникновение явления ЖМО вызывает появление трещин на границах зерен в зонах термического воздействия и в свариваемом металле сварных соединений. Поэтому значение (С + Si/10) необходимо сохранять меньшим или равным 0,30%, в особенности в случае необходимости нанесения на лист покрытия.

Как это они также обнаружили, в целях ослабления явления ЖМО для домена композиции, которая рассматривается, уровень содержания Al должен быть большим или равным 6(C + Mn/10) – 2,5%.

Таким образом, в соответствии с одним первым вариантом осуществления, в частности, при невероятности возникновения явления ЖМО, Al будут добавлять только для раскисления или необязательно для контролируемого регулирования роста аустенитных зерен во время отжига, при этом его уровень содержания будет меньшим или равным 0,5%, например, будет составлять менее, чем 0,1%, но по меньшей мере 0,020%. В соответствии с данным первым вариантом осуществления уровень содержания Si находится в диапазоне от 1,0% до 1,5%. В данном варианте осуществления значение С + Si/10 может составлять, например, более, чем 0,30%.

В соответствии с одним вторым вариантом осуществления, в особенности в случае необходимости рассмотрения проблемы, связанной с явлением ЖМО, в частности, при нанесении на лист покрытия из Zn или сплавов Zn, значение С + Si/10 должно быть меньшим или равным 0,30%. Это означает то, что уровень содержания Si должен оставаться меньшим, чем 1,0% по меньшей мере в случае уровня содержания С, составляющего более, чем 0,2%. Таким образом, Al добавляют в более важных количествах в целях по меньшей мере частичного замещения Si для стабилизации аустенита и уменьшения восприимчивости к явлению ЖМО в случае чрезмерно высоких уровней содержания C и/или Mn. В данном втором варианте осуществления уровень содержания Al является таким, что Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5% и Si + Al ≥ 1,0%; поэтому уровень содержания Al заключен в пределах от 0,5% до 1,0%, а уровень содержания Si заключен в пределах от 0,6% до 1,3%, предпочтительно от 0,7% до 1%. Предпочтительно уровень содержания Al является большим или равным 0,7%. Однако, уровень содержания Al ограничивается значением 1,0% в целях предотвращения увеличения температуры превращения Ас3, что будет подразумевать увеличенные издержки в случае нагревания при высокой температуре для получения аустенизации листовой стали на стадии отжига.

- необязательно от 0,010% до 0,035% ниобия в целях измельчения аустенитных зерен во время горячей прокатки и получения дисперсионного упрочнения во время проведения конечной термической обработки. Уровень содержания Nb в диапазоне от 0,010% до 0,035% делает возможным получение удовлетворительных предела текучести при растяжении и относительного удлинения, в частности, предела текучести при растяжении, составляющего по меньшей мере 550 МПа и даже всегда по меньшей мере 600 МПа, без нанесения покрытия на листы погружением в расплав.

- от 0% до 0,3% молибдена и/или от 0% до 0,3% хрома. Mo и Cr могут быть добавлены для увеличения прокаливаемости и стабилизации остаточного аустенита в целях сильного уменьшения разложения аустенита во время распределения. В соответствии с одним вариантом осуществления молибден и хром могут быть сохранены только на низком уровне содержания, а их уровни содержания могут составлять менее, чем 0,05% для каждого из них, при этом уровень содержания, составляющий менее, чем 0,05%, соответствует присутствию Cr или Мо в качестве примесей. В случае преднамеренного добавления Мо и/или Cr их уровень содержания будет составлять по меньшей мере 0,1%.

Остаток представляет собой железо и остаточные элементы, представляющие собой результат осуществления сталеплавильного производства. В данном отношении Ni, Cu, Ti, V, B, S, P и N по меньшей мере рассматриваются в качестве остаточных элементов, которые представляют собой неизбежные примеси. Поэтому их уровни содержания составляют менее, чем 0,05% для Ni, 0,03% для Cu, 0,007% для V, 0,0010% для B, 0,005% для S, 0,02% для P и 0,010% для N. Уровень содержания Ti ограничивается значением 0,05%, поскольку выше таких значений будут образовываться крупноразмерные выделения карбонитридов в основном в жидкой фазе, и формуемость листовой стали ухудшится, что делает более труднодостижимой цель в виде 17% для полного относительного удлинения.

В случае нанесения на листы покрытий из Zn или сплавов Zn на свариваемость при точечной сварке может быть оказано воздействие явления ЖМО (жидкометаллического охрупчивания).

Восприимчивость конкретной стали к данному явлению может быть оценена при использовании испытания на растяжение, проводимого при высокой температуре. В частности, данное испытание на растяжение при нагревании может быть проведено при использовании термосимулятора Gleeble RPI, при этом такое устройство на современном уровне техники само по себе известно.

Данное испытание, которое называется «испытанием Gleeble LME» описывается следующим образом:

- образцы подвергаемого испытанию листа с нанесенным покрытием, имеющего толщину в диапазоне от 0,7 мм до 3 мм, подвергают воздействию испытаний на растяжение при высокой температуре в целях определения того, что представляет собой минимальное критическое смещение, для которого возникает растрескивание в окрестности зоны сварки. Образцы, которые вырезают в листе, имеют калиброванную зону, которая имеет 10 мм в длину и 10 мм в ширину, и головки, которые имеют 40 мм в длину и 30 мм в ширину, при этом радиус кривизны между головками и калиброванной частью составляет 5 мм.

- испытания на растяжение при высокой температуре проводят в результате быстрого нагревания (1000°С/с) каждого образца, сохранения образца при предварительно определенной температуре и реализации для нагретого образца предварительно определенных относительного удлинения или смещения, после этого охлаждения образца на воздухе, при этом относительное удлинение или смещение сохраняются. После охлаждения для образцов проводят наблюдение в целях определения существования или отсутствия растрескивания, обусловленного явлением ЖМО. Согласно определению образец будет иметь трещину в случае образования на образце по меньшей мере одной трещины, составляющей по меньшей мере 2 мм.

- испытания проводят при множестве предварительно определенных температур, таких как 700°С, 750°С, 800°С, 850°С, 900°С и 950°С, и при относительных удлинениях или смещениях в 0,5 мм, 0,75 мм, 1 мм, 1,25 мм, 1,5 мм, 1,75 мм, 2 мм и так далее; относительные удлинения или смещения являются относительными удлинениями или смещениями зажимов, удерживающих образцы на симуляторе Gleeble,

- приводят критическое смещение для начала растрескивания и для рассматриваемого температурного диапазона определяют минимальное критическое смещение, то есть, минимальное смещение, для которого имеет место растрескивание.

Как это обычно считается, в случае минимального критического смещения, составляющего менее, чем 1,5 мм, при температуре в диапазоне от 700°С до 800°С вероятность возникновения явления ЖМО при контактной точечной сварке будет высокой, а в случае минимального критического смещения, составляющего по меньшей мере 1,5 мм, вероятность наблюдения множества обусловленных явлением ЖМО трещин при контактной точечной сварке будет низкой.

В данном отношении, как это обнаружили изобретатели для сталей, соответствующих настоящему изобретению или подобных данным сталям, в случае композиции, такой что значение (С + Si/10) является меньшим или равным 0,30%, и уровень содержания Al является большим или равным 6(C + Mn/10) – 2,5%, минимальное критическое смещение будет составлять по меньшей мере 1,5 мм, а в случае значения (С + Si/10), составляющего более, чем 0,30%, и/или уровня содержания Al, составляющего менее, чем 6(C + Mn/10) – 2,5%, минимальное критическое смещение будет составлять менее, чем 1,5 мм и даже менее, чем 1 мм.

В порядке примеров испытания Gleeble LME были проведены при использовании сталей, характеризующихся следующими далее композициями:

S1: C = 0,226%, Mn = 2,01%, Si = 0,716, Al = 0,802%, Cr = 0,097%

S2: C = 0,204%, Mn = 2,07%, Si = 1,44%, Al = 0,033%, Cr = 0,341%

Для S1 C + Si/10 = 0,2976%, и минимальное критическое смещение составляет 2,25 мм.

Для S2 C + Si/10 = 0,4412%, и минимальное критическое смещение составляет 0,9 мм.

Еще один метод оценки свариваемости при точечной сварке для листов с нанесенными покрытиями представляет собой «испытание на точечную сварку при наличии явления ЖМО», которое делает возможным определение вероятности наличия растрескавшихся сварных швов в важном количестве точечных сварных швов контактной сварки, например, при промышленном производстве продуктов, включающих детали, которые собирают воедино при использовании контактной точечной сварки, таких как, например, кузова автомобилей.

Данное «испытание на точечную сварку при наличии явления ЖМО» произведено из испытания на срок службы электрода для контактной точечной сварки, при котором создают множество точечных сварных швов контактной сварки, например, 30, на трех листах, наложенных друг на друга: лист, подвергаемый испытанию, и два несущих листа, изготовленных из оцинкованных горячим способом малоуглеродистых листов, например, марки DX54D + Z в соответствии с документом EN 10346. Толщины листов составляют 1,6 мм, а точечные сварные швы контактной сварки изготавливают в соответствии со стандартом ISO 18278-2 для сборных узлов из разнородных деталей. Параметры представляют собой:

- диаметр рабочего конца электрода: 8 мм,

- сварочное усилие: 4,5 кн,

- время сварки: 3 импульса по 180 мсек, разделенные периодами в 40 мсек (времена охлаждения),

- время выдерживания: 400 мсек.

Для данного испытания в целях определения возможного возникновения трещин в точечных сварных швах контактной сварки образцы разрезают и полируют. После этого точечные сварные швы контактной сварки подвергают декапированию при использовании пикриновой кислоты и проводят наблюдение при использовании микроскопа, например, при увеличении 200х, в целях определения количества трещин в каждых наблюдаемых точечных сварных швах контактной сварки и суммарной величины длины трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки.

Для примеров S1 и S2 доли количеств трещин для каждого точечного сварного шва контактной сварки представляют собой нижеследующее:

- S1: испытание Gleeble LME ≥ 1,5 мм, 80% точечных сварных швов контактной сварки имеют менее, чем 10 трещин, 0% имеют 20 и более трещин,

- S2: испытание Gleeble LME < 1,5 мм, только 40% точечных сварных швов контактной сварки имеют менее, чем 10 трещин, а 30% имеют 20 и более трещин.

В случае рассмотрения среднего количества трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки результаты будут представлять собой нижеследующее:

- S1: среднее количество трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки составляет 5,

- S2: среднее количество трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки составляет 10.

Горячекатаный лист, имеющий толщину в диапазоне от 2 до 5 мм, может быть произведен известным образом из вышеупомянутой композиции стали изобретения. В порядке одного примера температура повторного нагревания до прокатки может быть заключена в пределах от 1200°С до 1280°С, предпочтительно составлять приблизительно 1250°С, температура окончательной прокатки предпочтительно заключена в пределах от Аr3 до 950°С, а предпочтительно составляет более, чем 850°С, и сматывание в рулон проводят при температуре, предпочтительно заключенной в пределах от 400°С до 750°С. Предпочтительно в случае Si > 1,0% температура скатывания в рулон будет меньшей или равной 550°С.

После скатывания в рулон лист обладает феррито-перлитовой или феррито-перлито-бейнитовой структурой.

После скатывания в рулон лист подвергают отжигу в камерной печи в целях уменьшения твердости листовой стали и поэтому улучшения прокатываемости при холодной прокатке горячекатаной и скатанной в рулон листовой стали.

Например, горячекатаную и скатанную в рулон листовую сталь подвергают отжигу в камерной печи при температуре в диапазоне от 500°С до 700°С, например, от 550°С до 650°С, в течение периода времени в диапазоне от 2 до 6 дней, предпочтительно от 3 до 5 дней. Данный период времени включает нагревание до температуры отжига в камерной печи и охлаждение от температуры отжига в камерной печи до температуры окружающей среды.

Данный отжиг в камерной печи предпочтительно будут проводить в первом варианте осуществления композиции листа, в частности, в случае содержания сталью более, чем 1,0% Si. Во втором варианте осуществления композиции стадия отжига в камерной печи может быть опущена.

Лист может быть подвергнут травлению и холодной прокатке для получения холоднокатаного листа, имеющего толщину в диапазоне от 0,7 мм до 3 мм, например, в диапазоне от 0,8 до 2 мм.

После этого лист подвергают термической обработке в технологической линии непрерывного отжига, или в случае нанесения на лист покрытия погружением в расплав лист предпочтительно будут подвергать обработке в объединенной технологической линии непрерывного отжига и нанесения покрытия погружением в расплав.

Термическая обработка и необязательное нанесение покрытия включают стадии:

- отжига листа при температуре отжига Т_А, заключенной в пределах от Ас1 до Ас3, и таким образом, чтобы по завершении стадии отжига сталь обладала бы структурой, состоящей из аустенита и межкритического феррита, при этом доля аустенита составляет по меньшей мере 40% аустенита, и доля межкритического феррита составляет по меньшей мере 40%. Символы Ас1 и Ас3 обозначают, соответственно, температуры начала и завершения превращения в аустенит во время стадии нагревания. Специалисты в соответствующей области техники знают то, как определить температуру отжига Т_А на основании дилатометрических испытаний или при использовании полуэмпирических формул.

Лист сохраняют при температуре отжига, то есть, сохраняют в диапазоне от Т_А – 5°С до Т_А + 5°С, в течение времени отжига t_A, предпочтительно составляющего более, чем 30 с, еще предпочтительно более, чем 80 с, но которое не должно составлять более, чем 300 с.

- необязательного медленного охлаждения листа от температуры отжига ТА до температуры прекращения охлаждения при скорости охлаждения, составляющей менее, чем 10°С/с, предпочтительно менее, чем 5°С/с, таким образом, чтобы образовать превращенный феррит при отсутствии образования перлита или бейнита в целях получения доли феррита (межкритического феррита + превращенного феррита), заключенную в пределах от 40% до 60%. Данные стадии медленного охлаждения имеют своей целью образование феррита, в частности, при доле межкритического феррита, составляющей менее, чем 40%. В данном случае доля феррита, образовавшегося во время медленного охлаждения, является большей или равной 40%-IF, при этом IF представляет собой долю межкритического феррита, и меньшей или равной 60%-IF. В случае доли межкритического феррита, составляющей, по меньшей мере, 40%, медленное охлаждение является необязательным. В любом случае доля феррита, образовавшегося во время медленного охлаждения, является меньшей или равной 60%-IF таким образом, что доля феррита остается равной, самое большее, 60%. В более общем случае доля феррита, образовавшегося во время медленного охлаждения в случае проведения такового заключена в пределах от 0% до 15%, предпочтительно составляет по меньшей мере 2% и/или, самое большее, 5%. Температура прекращения охлаждения является большей, чем температура Ms для аустенита структуры и предпочтительно заключена в пределах от 750°С до 600°С. Специалисты в соответствующей области техники знают то, как определить упомянутую температуру Ms. Действительно, температура прекращения охлаждения, составляющая более, чем 750°С, не дает возможности образования достаточного количества феррита, в то время как температура прекращения охлаждения, составляющая менее, чем 600°С, может привести к образованию бейнита. Феррит, который может быть образован во время стадии медленного охлаждения, называемый при последующем изложении «превращенным ферритом», отличается от межкритического феррита, который остается в структуре по завершении стадии отжига. В частности, в противоположность превращенному ферриту межкритический феррит является полигональным. Вдобавок к этому, превращенный феррит обогащен по углероду и марганцу, то есть, характеризуется уровнями содержания углерода и марганца, которые являются более высокими, чем уровни содержания углерода и марганца в межкритическом феррите. Поэтому межкритический феррит и превращенный феррит могут быть дифференцированы в результате получения в ходе наблюдения микрофотографии при использовании микроскопа АЭП-ПЭМ, использующего вторичные электроны, после декапирования при использовании метабисульфита. На микрофотографии, как это продемонстрировано на фигуре, межкритический феррит имеет серую окраску средней насыщенности, в то время как превращенный феррит имеет темно-серую окраску благодаря своим более высоким уровням содержания углерода и марганца. На фигуре символ IF обозначает межкритический феррит, символ ТМ обозначает превращенный феррит, символ FM обозначает свежий мартенсит, а символ RA обозначает остаточный аустенит. Для каждой конкретной композиции стали специалисты в соответствующей области техники знают то, как точно определить условия проведения медленного охлаждения, подходящие для использования при получении желательной доли превращенного феррита. Образование превращенного феррита делает возможным более тщательное контролируемое регулирование доли площади феррита в конечной структуре и, таким образом, обеспечивает достижение эксплуатационной надежности.

- непосредственно после стадии отжига или стадии медленного охлаждения закаливания листа в результате охлаждения от температуры, составляющей по меньшей мере 600°С, до температуры закалки QT, меньшей, чем температура превращения Ms аустенита, остающегося после отжига и медленного охлаждения, при скорости охлаждения, достаточно большой для избегания образования верхнего и гранулярного бейнита. Скорость охлаждения предпочтительно составляет более, чем 20°С/с, еще предпочтительно более, чем 50°С/с. Для каждой конкретной композиции стали и каждой структуры специалисты в соответствующей области техники знают то, как определить температуру превращения Ms для аустенита, остающегося после отжига и медленного охлаждения. Они также знают и то, как определить температуру закалки, адаптированную для получения желательной структуры, непосредственно после закалки состоящую из от 40% до 60% суммарного количества межкритического феррита и превращенного феррита по меньшей мере 15% аустенита, предпочтительно от 15% до 35% по меньшей мере 11% мартенсита, предпочтительно от 11% до 40% мартенсита и, самое большее, 18% нижнего бейнита. В общем случае температура закалки находится в диапазоне от 180°С до 260°С. В случае температуры закалки QT, меньшей, чем 180°C, доля отпущенного (или подвергшегося стадии распределения) мартенсита в конечной структуре будет чрезмерно большой для стабилизации достаточного количества остаточного аустенита, составляющего более, чем 10%, таким образом, что полное относительное удлинение не достигает 12%. Помимо этого, в случае температуры закалки QT, большей, чем 260°C, доля отпущенного мартенсита будет чрезмерно маленькой для получения желательного предела прочности при растяжении. Предпочтительно температура закалки QT заключена в пределах от 200°С до 250°С.

- необязательного выдерживания подвергшегося закалке листа при температуре закалки QT в течение времени выдерживания, заключенного в пределах от 2 с до 8 с, предпочтительно от 3 с до 7 с.

- повторного нагревания листа от температуры закалки вплоть до температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 375°С до 470°С, и сохранения листа при температуре распределения РТ в течение времени распределения Pt, заключенного в пределах от 25 с до 440 с. Во время данной стадии распределения углерод распределяется, то есть, диффундирует из мартенсита в аустенит, который, таким образом, обогащается по углероду. Время распределения Pt зависит от температуры распределения РТ. В особенности время распределения Pt будет заключено в пределах от 100 с до 440 с в случае температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 375°С до 400°С, будет заключено в пределах от 25 с до 440 с в случае температуры распределения РТ, заключенной в диапазоне от 400°С до 450°С, и будет заключено в пределах от 25 с до 150 с в случае температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 450°С до 470°С. Скорость повторного нагревания может быть большой при проведении повторного нагревания в результате индукционного нагревания, например, в диапазоне от 6 до 13°С/с.

В одном первом варианте осуществления лист незамедлительно охлаждают до комнатной температуры после стадии распределения без нанесения покрытия погружением в расплав. В данном первом варианте осуществления температура распределения РТ заключена в пределах от 375°С до 450°С, а предпочтительно от 400°С до 450°С, и время распределения Pt заключено в пределах от 100 с до 440 с, предпочтительно от 170 с до 430 с. Температура распределения РТ, заключенная в пределах от 375°С до 450°С, и время распределения Pt, заключенное в пределах от 100 с до 440 с, сделают возможным получение полного относительного удлинения, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющего по меньшей мере 17%, в случае без нанесения на лист покрытия погружением в расплав.

В одном втором варианте осуществления на лист наносят покрытие погружением в расплав непосредственно после стадии сохранения листа при температуре распределения РТ, а после этого его охлаждают до комнатной температуры. Стадию нанесения покрытия погружением в расплав принимают во внимание при выборе температуры распределения РТ и времени распределения Pt. В данном втором варианте осуществления температура распределения РТ заключена в пределах от 400°С до 470°С, а предпочтительно от 410°С до 465°С, и время распределения Pt заключено в пределах от 25 с до 150 с, предпочтительно от 40 с до 90 с. В случае нанесения покрытия на лист погружением в расплав при температуре распределения РТ, составляющей более, чем 470°С или менее, чем 400°С, относительное удлинение конечного продукта с нанесенным покрытием будет неудовлетворительным.

Нанесение покрытия погружением в расплав может представлять собой, например, цинкование горячим способом, но возможным является нанесение всех металлических покрытий погружением в расплав при том условии, что температуры, до которых лист доводят во время нанесения покрытия, остаются меньшими, чем 480°С. В случае цинкования листа горячим способом это производят в обычных условиях, например, при использовании ванны с Zn при температуре в диапазоне от 430 до 480°С. Сталь, соответствующая изобретению, может быть подвергнута цинкованию горячим способом при использовании Zn или сплава Zn, как, например, цинково-магниевого или цинково-магниево-алюминиевого.

- незамедлительно после стадии сохранения листа или после стадии нанесения покрытия погружением в расплав охлаждения листа до комнатной температуры при скорости охлаждения, предпочтительно составляющей более, чем 1°С/с, например, находящейся в диапазоне от 2°С/с до 20°С/с.

- необязательно после охлаждения вплоть до комнатной температуры и в случае без нанесения на лист покрытия погружением в расплав на лист может быть нанесено покрытие при использовании электрохимических способов, например, электролитического цинкования, или при использовании любого способа нанесения покрытия в вакууме, подобного плазменному осаждению из паровой фазы или струйному осаждению из паровой фазы. Может быть использован любой тип покрытий, а, в частности, из цинка или цинковых сплавов, подобных цинково-никелевому, цинково-магниевому или цинково-магниево-алюминиевому сплавам.

Данная термическая обработка делает возможным получение конечной структуры (то есть, после распределения, необязательного нанесения покрытия погружением в расплав и охлаждения до комнатной температуры), состоящей в долях площади из:

- остаточного аустенита, характеризующегося долей поверхности, заключенной в пределах от 10% до 20%,

- отпущенного мартенсита, характеризующегося долей поверхности, составляющей по меньшей мере 11%, например, заключенной в пределах от 11% до 40%,

- от 40% до 60% феррита, предпочтительно включающего по отношению к совокупной структуре от 40% до 60% межкритического феррита и от 0% до 15% превращенного феррита, предпочтительно от 0% до 5%,

- самое большее, 6% свежего мартенсита, например, от 2% до 5%,

- самое большее, 15% бейнита, в том числе нижнего бейнита.

Доля остаточного аустенита, составляющая по меньшей мере 10%, совместно с долей феррита, составляющей по меньшей мере 40%, сделает возможным получение полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 16% и всегда по меньшей мере 17%, в случае без нанесения на лист покрытия погружением в расплав, при этом относительное удлинение измеряют в соответствии со стандартом ISO ISO 6892-1.

Кроме того, данная обработка делает возможным получение увеличенного уровня содержания С в остаточном аустените, который составляет по меньшей мере 0,9%, предпочтительно даже по меньшей мере 1,0% и вплоть до 1,2%.

Мартенсит включает свежий мартенсит и отпущенный мартенсит.

Отпущенный мартенсит, который является мартенситом, подвергшимся стадии распределения, характеризуется уровнем содержания С, составляющим, самое большее, 0,45%, при этом данный уровень содержания получается в результате распределения углерода из мартенсита в аустенит во время стадии распределения. В особенности данный уровень содержания получается в результате распределения углерода из мартенсита, образовавшегося во время закалки, в аустенит.

Уровень содержания С в отпущенном (подвергшемся стадии распределения) мартенсите, составляющий, самое большее, 0,45%, является необходимым для гарантирования достаточной стабилизации аустенита и поэтому получения полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 16%. В дополнение к этому, уровень содержания С в отпущенном мартенсите, составляющий более, чем 0,45%, будет приводить к выделению карбидов в мартенсите, что увеличивает предел текучести при растяжении. Поэтому уровень содержания С в мартенсите, составляющий, самое большее, 0,45%, делает возможным достижение предела текучести при растяжении, составляющего, самое большее, 860 МПа, и поэтому высокой формуемости листовой стали.

Уровень содержания С в отпущенном мартенсите в общем случае составляет, самое большее, 0,03%. Уровень содержания С в отпущенном мартенсите, составляющий, самое большее, 0,03%, гарантирует оптимальную стабилизацию аустенита, который не превращается в мартенсит во время испытания на коэффициент раздачи отверстия, и поэтому гарантирует получение коэффициента раздачи отверстия HER, составляющего по меньшей мере 20%.

Свежий мартенсит, который получается в результате превращения обогащенного аустенита в мартенсит после стадии распределения, характеризуется уровнем содержания С, который составляет по меньшей мере 0,9%, а в общем случае составляет менее, чем 1,2%. Доля свежего мартенсита в структуре является меньшей или равной 6%. Действительно, доля свежего мартенсита, составляющая более, чем 6%, будет приводить к получению коэффициента раздачи отверстия, составляющего менее, чем 20% в соответствии со стандартом ISO ISO 16630:2009.

При использовании данной термической обработки могут быть получены листовые стали, характеризующиеся пределом текучести при растяжении YS, составляющим по меньшей мере 550 МПа, пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 980 МПа, полным относительным удлинением TE, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 16% и даже более, чем 17%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 составляющим по меньшей мере 20% и даже по меньшей мере 30%.

В частности, в случае без нанесения на листы покрытия погружением в расплав листы будут характеризоваться пределом текучести при растяжении YS, составляющим по меньшей мере 600 МПа, пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 980 МПа, полным относительным удлинением ТЕ, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 17% и даже более, чем 18%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 составляющим по меньшей мере 20% и даже по меньшей мере 30%.

В случае нанесения покрытия на листы погружением в расплав листы будут характеризоваться пределом текучести при растяжении YS, составляющим по меньшей мере 550 МПа, пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 980 МПа, полным относительным удлинением ТЕ, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 16% и даже более, чем 18%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 составляющим по меньшей мере 20% и даже по меньшей мере 30%.

Примеры:

В рамках примеров и сопоставления изготавливали листы, полученные из композиций стали, соответствующих таблице I, при этом уровни содержания элементов выражаются при расчете на массу. В таблице I приводятся температуры превращения, такие как Ас1 и Ас3. Значения Ас1 и Ас3 измеряли при использовании дилатометрии.

Таблица I

Сталь C (%) Mn (%) Si (%) Al (%) Nb (%) Cr (%) Mo (%) (C + Si/10) (%) Ac1 (°C) Ac3 (°C) I 0,18 2,5 1,2 0,6 ост. ост. ост. 0,3 730 922 II 0,18 2,5 1,2 0,6 0,02 ост. ост. 0,3 731 923 III 0,21 2,1 0,7 0,7 0,02 0,1 ост. 0,28 723 1064 IV 0,19 2 1,5 0,04 ост. ост. 0,15 0,34 н/о н/о V 0,21 1,87 1,46 0,04 0,015 0,2 ост. 0,356 н/о н/о

В данной таблице обозначение «ост.» говорит об элементе, присутствующем только в виде остатка, и об отсутствии преднамеренного добавления данного элемента, а обозначение «н/о» говорит о том, что данное значение не определяли.

Листы подвергали горячей прокатке, после этого скатыванию в рулон при 450°С (стали I-III и V) или 730°С (сталь IV). Некоторые из листов подвергали отжигу в камерной печи в течение 4 дней при 550°С или 650°С. Листы после скатывания в рулон или отжига в камерной печи подвергали травлению и холодной прокатке для получения листов, имеющих толщину 1 мм, 1,2 мм или 1,6 мм, отжигу, закалке, распределению и охлаждению до комнатной температуры. На некоторые из листов наносили покрытие погружением в расплав в результате цинкования горячим способом при 460°С между распределением и охлаждением до комнатной температуры.

Условия проведения обработки приводятся в таблице II для листов без нанесенного покрытия и в таблице III для листов с нанесенным покрытием погружением в расплав.

Таблица II

Пример Сталь Tcoil (°C) th (мм) THBA (°C) T_A (°C) t_A (сек) QT (°C) PT (°C) Pt (сек) 1 I 450 1,2 550 850 100 230 400 200 2 I 450 1,2 550 850 100 250 400 200 3 I 450 1,2 550 850 100 230 440 200 4 I 450 1,2 550 850 100 250 440 200 5 II 450 1,2 550 830 100 200 400 200 6 II 450 1,2 550 850 100 230 400 200 7 II 450 1,2 550 850 100 230 400 400 8 II 450 1,2 550 850 100 250 400 200 9 III 450 1,6 - 820 100 220 400 100 10 III 450 1 - 820 100 220 430 200 11 III 450 1 - 820 100 220 450 200 12 III 450 1 - 810 100 220 440 200 12 * III 450 1 - 810 100 220 440 200 13 III 450 1 - 820 100 230 420 200 14 III 450 1 - 830 100 230 420 200 15 III 450 1 - 840 100 250 400 200 16 III 450 1 - 820 100 250 440 200 17 III 450 1 - 820 100 250 440 300 18 III 450 1 - 820 100 250 440 200 19 III 450 1,6 - 820 100 250 440 200 20 IV 730 1,6 650 800 120 200 400 270 21 IV 730 1,6 650 800 120 220 430 200 22 IV 730 1,6 650 800 120 230 430 200 23 IV 730 1,6 650 820 80 220 430 180 24 V 450 1,6 650 820 188 225 400 433 25 V 450 1,6 650 820 79 225 400 181

В данных таблицах символ Tcoil обозначает температуру скатывания в рулон, символ th обозначает толщину листа после холодной прокатки, символ ТНВА обозначает температуру отжига в камерной печи, Т_А представляет собой температуру отжига, t_A представляет собой время отжига, QT представляет собой температуру закалки, РТ представляет собой температуру распределения, Pt представляет собой время распределения. В таблице III символ Ms обозначает температуру начала мартенситного превращения для аустенита, получающегося в результате отжига.

Таблица III

Пример Сталь Ms (°C) Tcoil (°C) th (мм) THBA (°C) T_A (°C) t_A (сек) QT (°C) PT (°C) Pt (сек) 26 II 317 450 1,2 550 850 100 230 460 60 27 III 280 450 1,6 - 820 100 220 460 30 28 III 280 450 1,6 - 820 100 220 460 60 29 III 280 450 1,6 - 820 100 220 460 80 30 III 280 450 1,6 - 820 100 250 460 60 31 III 280 450 1 - 820 100 250 460 60

Измеренные свойства представляют собой коэффициент раздачи отверстия HER, измеренный в соответствии с документом standard ISO 16630:2009, предел текучести при растяжении YS, предел прочности при растяжении TS, равномерное относительное удлинение UE и полное относительное удлинение ТЕ. Предел текучести при растяжении YS, предел прочности при растяжении TS, равномерное относительное удлинение UE и полное относительное удлинение ТЕ измеряли в соответствии со стандартом ISO ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 года, за и исключением примера 12 *, который идентичен примеру 12, и примеров 21, 22, 24 и 25, для которых данные свойства измеряли в соответствии со стандартом JIS Z 2201-05.

Механические свойства и микроструктуры, полученные для листов, на которые не наносили покрытие погружением в расплав, приводятся в таблице IV. F представляет собой долю площади феррита, ТМ представляет собой долю площади отпущенного мартенсита, FM представляет собой долю площади свежего мартенсита, RA представляет собой долю площади остаточного аустенита, а В представляет собой долю площади бейнита.

Во всех данных примерах 1-25 уровень содержания С в отпущенном мартенсите составляет, самое большее, 0,45%.

Таблица IV

Пример Сталь F (%) TM (%) FM (%) RA (%) B (%) YS (MПа) TS (MПа) UE (%) TE (%) HER (%) 1 I 42 37 3 12 6 688 1051 14,1 18,4 49 2 I 42 32 2 10 14 666 1045 13,7 18,3 33 3 I 42 37 3 12 6 858 1094 13,9 18,7 33 4 I 42 32 2 12 12 639 1119 14,2 18,1 32 5 II 49 34 1 10 6 765 1156 14,7 18,5 27 6 II 42 37 5 12 4 698 1128 14,2 17,8 26 7 II 42 37 4 13 4 848 1134 13,6 17,2 29 8 II 42 32 3 10 13 776 1146 13,7 17,2 26 9 III 52 20 5 16 7 698 1028 10,8 17,1 40 10 III 52 20 3 12 13 732 1015 14,3 18,0 31 11 III 52 20 2 13 13 701 1032 13,9 18,2 36 12 III 53 21 2 14 10 633 995 15,1 18,5 28 12* III 53 21 3 14 9 642 994 15,7 21,1 28 13 III 52 20 5 14 9 720 990 14,6 18,4 35 14 III 48 27 5 13 7 725 987 14,7 18,4 31 15 III 46 24 5 15 10 811 1041 12,0 17,4 42 16 III 51 20 5 16 8 619 1014 16,0 19,6 28 17 III 51 20 4 18 7 664 1017 16,2 20,2 22 18 III 51 20 6 16 7 630 987 16,1 19,7 32 19 III 51 20 6 13 10 610 988 15,6 20,5 21 20 IV 46 39 3 11 1 664 994 12 17 28 21 IV 46 35 3 13 3 645 983 13,5 20,3 26 22 IV 46 34 3 13 4 617 980 14,5 21,4 29 23 IV 44 38 3 13 2 721 1010 12 17 31 24 V 57 11 2 12 18 665 994 15,2 21,8 28 25 V 57 11 2 12 18 604 985 16,2 24,6 23

Как это демонстрируют данные примеры, при использовании способа, соответствующего изобретению, в случае без нанесения покрытия погружением в расплав могут быть получены листовые стали, характеризующиеся пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 980 МПа, и полным относительным удлинением, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 17% и даже более, чем 18%. Данные листовые стали также характеризуются пределом текучести при растяжении, составляющим по меньшей мере 600 МПа и менее, чем 860 МПа, равномерным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 10%, а в общем случае более, чем 13%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 составляющим по меньшей мере 20% и даже более, чем 30%.

Как это демонстрирует сопоставление примеров 1-4, способ является очень эксплуатационно надежным в отношении вариаций температуры закалки QT и температуры распределения РТ. В частности, как это демонстрирует пример 10, в случае без нанесения на лист покрытия погружением в расплав выбор температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 375°С до 450°С, и времени распределения Pt, заключенного в пределах от 100 с до 440 с, в частности, составляющего более, чем 100 с, сделает возможным достижение полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 17%.

Вдобавок к этому, как это демонстрирует сопоставление полных относительных удлинений, измеренных для примеров 12 и 12*, значения полного относительного удлинения ТЕ, соответствующие стандарту ISO, являются меньшими, в данном случае приблизительно на 3% меньшими, чем значения полного относительного удлинения, соответствующие стандарту JIS Z 2201-05.

Механические свойства и микроструктура, полученные для листов с нанесенным покрытием погружением в расплав, приводятся в таблице V. Как и прежде, значение ТЕ измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1, а значение HER – в соответствии со стандартом ISO 16630:2009. Помимо этого, F представляет собой долю площади феррита, ТМ представляет собой долю площади отпущенного мартенсита, FM представляет собой долю площади свежего мартенсита, RA представляет собой долю площади остаточного аустенита, а В представляет собой долю площади бейнита.

Таблица V

Пример Сталь F (%) TM (%) FM (%) RA (%) B (%) YS (MПa) TS (MПa) UE (%) TE (%) HER (%) 26 II 43 37 3 15 2 588 1217 12,9 16,4 21 27 III 52 20 5 10 13 722 1027 12,0 16,8 30 28 III 52 20 4 11 13 732 1022 12,8 17,9 40 29 III 52 20 3 11 14 707 1020 13,8 18,7 37 30 III 52 14 2 17 15 550 1003 15,1 19,8 29 31 III 52 14 2 19 13 605 1026 14,2 17,9 21

В примерах 26-31 уровень содержания С в отпущенном мартенсите составляет, самое большее, 0,45%.

Как это демонстрируют данные примеры, при использовании способа, соответствующего изобретению, могут быть получены листовые стали с нанесенным покрытием погружением в расплав, характеризующиеся пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 980 МПа, и полным относительным удлинением, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 16% и даже более, чем 18%. Данные листовые стали характеризуются пределом текучести при растяжении, составляющим по меньшей мере 550 МПа и менее, чем 860 МПа, равномерным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12%, и коэффициентом раздачи отверстия, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 HER составляющим по меньшей мере 20% и даже более, чем 30%.

Что касается свариваемости при точечной сварке, то листы, соответствующие изобретению, будут характеризоваться низкой восприимчивостью к явлению ЖМО в случае композиции, такой что С + Si/10 ≤ 0,30%. Это означает то, что при использовании таких сталей возможным является производство конструкций, включающих точечные сварные швы контактной сварки, таких как кузова автомобилей, для которых вероятность наличия количества трещин в точечных сварных швах контактной сварки является такой, что среднее число составляет менее, чем 6 трещин при расчете на один точечный сварной шов контактной сварки, а вероятность наличия менее, чем 10 трещин составляет 98%.

В частности, сварная конструкция, включающая точечные сварные швы контактной сварки и состоящая из по меньшей мере двух листовых сталей, может быть произведена в результате производства первой листовой стали при использовании способа, соответствующего изобретению, при этом первый лист является таким, что C + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%, и на него наносят покрытие из Zn или сплава Zn, получения второй листовой стали, характеризующейся композицией, такой что C + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%, и проведения контактной точечной сварки между первой листовой сталью и второй листовой сталью. Вторая листовая сталь может быть, например, произведена при использовании способа, соответствующего изобретению, и на нее может быть нанесено покрытие из Zn или сплава Zn.

Таким образом, получают сварную конструкцию, характеризующуюся низкой восприимчивостью к явлению ЖМО. Например, для такой сварной конструкции, включающей по меньшей мере десять точечных сварных швов контактной сварки, среднее количество трещин при расчете на один точечный сварной шов контактной сварки составляет менее, чем 6.

Листовые стали, необязательно сваренные при использовании контактной точечной сварки в соответствии с изобретением, с выгодой используют для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств, поскольку они характеризуются высокой формуемостью во время осуществления способа изготовления и высоким поглощением энергии в случае столкновения. Точечные сварные швы контактной сварки, соответствующие изобретению, также используют с выгодой для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств, поскольку намного ослабляются возможные инициирование и распространение трещин, расположенных в зонах сварки.

Изобретение относится к области металлургии. Для обеспечения предела прочности при растяжении по меньшей мере 980 МПа, относительного удлинения по меньшей мере 16%, коэффициента раздачи отверстия более 20% способ производства листовой стали включает следующие последовательные стадии: получение холоднокатаной листовой стали, содержащей в мас. %: 0,15 ≤ С ≤ 0,23, 1,4 ≤ Mn ≤ 2,6, 0,6 ≤ Si ≤ 1,5, 0,02 ≤ Al ≤ 1,0, при этом 1,0 ≤ Si + Al ≤ 2,0, 0 ≤ Nb ≤ 0,035, 0 ≤ Мо ≤ 0,3, 0 ≤ Cr ≤ 0,3, Fe и неизбежные примеси - остальное, отжиг листовой стали при температуре отжига TА, заключенной в пределах от Ас₁ до Ас₃, таким образом, чтобы получить структуру, содержащую по меньшей мере 40% аустенита и по меньшей мере 40% межкритического феррита, закалка листа от температуры, составляющей по меньшей мере 600°С, при скорости охлаждения, составляющей по меньшей мере 20°С/с, вплоть до температуры закалки QT, заключенной в пределах от 180°С до 260°С, нагрев листа вплоть до температуры отпуска РТ в диапазоне от 375°С до 470°С и сохранение листа при данной температуре отпуска РТ в течение времени Pt, заключенного в пределах от 25 с до 440 с, при этом время Pt будет заключено в пределах от 100 с до 440 с в случае температуры отпуска РТ, заключенной в пределах от 375°С до 400°С, и будет заключено в пределах от 25 с до 150 с в случае температуры отпуска РТ, заключенной в пределах от 450°С до 470°С, охлаждение листа до комнатной температуры, причем листовая сталь обладает конечной микроструктурой, состоящей в долях площади из: по меньшей мере 11% отпущенного мартенсита, от 10% до 20% остаточного аустенита, от 40% до 60% феррита, самое большее 6% свежего мартенсита, самое большее 18% бейнита. 6 н. и 29 з.п. ф-лы, 5 табл., 1 ил.

1. Способ производства листовой стали, характеризующейся пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 980 МПа, полным относительным удлинением, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 16%, и коэффициентом раздачи отверстия, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 HER составляющим по меньшей мере 20%,

при этом способ включает следующие последовательные стадии:

получение холоднокатаной листовой стали, выполненной из стали, имеющей химический состав, включающий в мас.%:

0,15 ≤ С ≤ 0,23,

1,4 ≤ Mn ≤ 2,6,

0,6 ≤ Si ≤ 1,5,

0,02 ≤ Al ≤ 1,0,

причем 1,0 ≤ Si + Al ≤ 2,0,

0 ≤ Nb ≤ 0,035,

0 ≤ Мо ≤ 0,3,

0 ≤ Cr ≤ 0,3,

Ni < 0,05,

Cu < 0,03,

V < 0,007,

B < 0,0010,

S < 0,005,

P < 0,02,

N < 0,010,

Fe и неизбежные

примеси - остальное,

отжиг листовой стали при температуре отжига Т_А, находящейся в интервале от Ас₁ до Ас₃ с получением структуры, содержащей по меньшей мере 40% аустенита и по меньшей мере 40% межкритического феррита, охлаждение листовой стали от температуры по меньшей мере 600°С со скоростью охлаждения по меньшей мере 20 °С/с до температуры QT, составляющей от 180°С до 260°С,

нагрев листовой стали вплоть до температуры отпуска РТ, находящейся в диапазоне от 375°С до 470°С, и выдержку листовой стали при температуре отпуска РТ в течение времени отпуска Pt, заключенного в пределах от 25 с до 440 с, причем время отпуска Pt заключено в пределах от 100 с до 440 с в случае температуры отпуска РТ, заключенной в пределах от 375°С до 400°С, и время отпуска Pt заключено в пределах от 25 с до 150 с в случае температуры отпуска РТ, заключенной в пределах от 450°С до 470°С,

охлаждение листовой стали вплоть до комнатной температуры,

при этом листовая сталь обладает конечной микроструктурой, состоящей в долях площади из:

по меньшей мере 11% отпущенного мартенсита, причем отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим, самое большее, 0,45%,

от 10% до 20% остаточного аустенита,

от 40% до 60% феррита,

самое большее 6% свежего мартенсита,

самое большее 18% бейнита.

2. Способ по п. 1, в котором отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим самое большее 0,03%.

3. Способ по п. 1, в котором листовая сталь непосредственно до нагрева до температуры отпуска РТ обладает структурой, состоящей из:

от 40% до 60% феррита,

по меньшей мере 15% остаточного аустенита,

по меньшей мере 11% мартенсита и

самое большее 18% нижнего бейнита.

4. Способ по п. 1, в котором между стадией отжига и указанным охлаждением листовой стали от температуры по меньшей мере 600°С со скоростью охлаждения по меньшей мере 20°С/с до температуры QT, осуществляют медленное охлаждение листовой стали от температуры отжига Т_А до температуры по меньшей мере 600°С со скоростью охлаждения, составляющей менее чем 10°С/с.

5. Способ по п. 4, в котором феррит включает в долях площади по отношению к совокупной структуре от 40% до 60% межкритического феррита и от 0% до 15% превращенного феррита, при этом упомянутый превращенный феррит образован во время стадии медленного охлаждения.

6. Способ по п. 1, в котором стадия получения упомянутой холоднокатаной листовой стали включает:

горячую прокатку листа, изготовленного из упомянутой стали, для получения горячекатаной листовой стали,

сматывание упомянутой горячекатаной листовой стали в рулон при температуре сматывания Тс, заключенной в пределах от 400°С до 750°С,

проведение отжига в камерной печи при температуре ТНВА, заключенной в пределах от 500°С до 700°С, в течение периода времени, заключенного в пределах от 2 до 6 дней,

холодную прокатку упомянутой горячекатаной листовой стали для получения упомянутой холоднокатаной листовой стали.

7. Способ по п. 1, в котором после указанного охлаждения листовой стали до температуры QT и до нагрева листовой стали до температуры отпуска РТ листовую сталь выдерживают при температуре QT в течение времени выдерживания, заключенного в пределах от 2 с до 8 с, предпочтительно от 3 с до 7 с.

8. Способ по п. 1, в котором химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий:

С ≥ 0,17%,

С ≤ 0,21%,

Mn ≥ 1,9%,

Mn ≤ 2,5%,

0,010% ≤ Nb,

Mo ≤ 0,05% или

Mo ≥ 0,1%,

Cr ≤ 0,05% или

Cr ≥ 0,1%.

9. Способ по п. 1, в котором между выдержкой листовой стали при температуре отпуска РТ и охлаждением листовой стали до комнатной температуры на листовую сталь наносят покрытие погружением в расплав при температуре, составляющей не более чем 480°С, причем температура отпуска РТ заключена в пределах от 400°С до 470°С, а время отпуска Pt заключено в пределах от 25 с до 150 с.

10. Способ по п. 1, в котором после выдержки листовой стали при температуре отпуска РТ листовую сталь незамедлительно охлаждают до комнатной температуры, причем температура отпуска РТ заключена в пределах от 375°С до 450°С, а время отпуска Pt заключено в пределах от 100 с до 440 с.

11. Способ по п. 10, в котором после стадии охлаждения листовой стали вплоть до комнатной температуры на листовую сталь наносят покрытие в результате осуществления электрохимического способа или способа нанесения покрытия в вакууме.

12. Способ по п. 9, в котором на листовую сталь наносят покрытие из Zn или сплава Zn.

13. Способ по любому из пп. 1-12, в котором химический состав стали является таким, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%.

14. Способ по п. 13, в котором химический состав стали является таким, что 0,6% ≤ Si ≤ 1,3% и 0,5% < Al ≤ 1,0%.

15. Способ по п. 14, в котором 0,7% ≤ Si < 1,0% и 0,7% ≤ Al ≤ 1,0%.

16. Способ по любому из пп. 1-12, в котором химический состав стали является таким, что 1,0% ≤ Si ≤ 1,5% и 0,02% ≤ Al ≤ 0,5%.

17. Способ производства сварной конструкции из листовых сталей, содержащей по меньшей мере две листовые стали, соединенные друг с другом посредством контактной точечной сварки, включающий:

получение первой листовой стали способом по п. 13,

получение второй листовой стали, характеризующейся таким химическим составом, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%,

контактную точечную сварку первой листовой стали и второй листовой стали.

18. Листовая сталь, полученная из стали, имеющей химический состав, включающий в мас.%:

0,15 ≤ С ≤ 0,23,

1,4 ≤ Mn ≤ 2,6,

0,6 ≤ Si ≤ 1,5,

0,02 ≤ Al ≤ 1,0,

при этом 1,0 ≤ Si + Al ≤ 2,0,

0 ≤ Nb ≤ 0,035,

0 ≤ Mo ≤ 0,3,

0 ≤ Cr ≤ 0,3,

Ni < 0,05,

Cu < 0,03,

V < 0,007,

B < 0,0010,

S < 0,005,

P < 0,02,

N < 0,010,

Fe и неизбежные

примеси - остальное,

при этом упомянутая листовая сталь обладает микроструктурой, состоящей в долях площади из:

по меньшей мере 11% отпущенного мартенсита, при этом отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим самое большее 0,45%,

от 10% до 20% остаточного аустенита,

от 40% до 60% феррита,

самое большее 6% свежего мартенсита,

самое большее 18% бейнита.

19. Листовая сталь по п. 18, в которой отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим самое большее 0,03%.

20. Листовая сталь по п. 18, в которой феррит включает по отношению к совокупной структуре от 40% до 60% межкритического феррита и от 0% до 15% превращенного феррита.

21. Листовая сталь по п. 18, в которой остаточный аустенит имеет уровень содержания С, составляющий от 0,9% до 1,2%.

22. Листовая сталь по п. 18, в которой листовая сталь характеризуется пределом текучести при растяжении, составляющим по меньшей мере 550 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 980 МПа, полным относительным удлинением, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 16%, и коэффициентом раздачи отверстия, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 HER составляющим по меньшей мере 20%.

23. Листовая сталь по п. 18, в которой химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий:

С ≥ 0,17%,

С ≤ 0,21%,

Mn ≥ 1,9%,

Mn ≤ 2,5%,

Mo ≤ 0,05% или

Mo ≥ 0,1%,

0,010% ≤ Nb,

Cr ≤ 0,05% или

Cr ≥ 0,1%.

24. Листовая сталь по любому из пп. 18-23, в которой химический состав стали является таким, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) – 2,5%.

25. Листовая сталь по п. 24, в которой химический состав стали является таким, что 0,6% ≤ Si ≤ 1,3% и 0,5% < Al ≤ 1,0%.

26. Листовая сталь по п. 25, в которой 0,7% ≤ Si < 1,0% и 0,7% ≤ Al ≤ 1,0%.

27. Листовая сталь по любому из пп. 18-23, в которой химический состав стали является таким, что 1,0% ≤ Si ≤ 1,5% и 0,02% ≤ Al ≤ 0,5%.

28. Листовая сталь по п. 24, в которой на листовую сталь наносят покрытие из Zn или сплава Zn, при этом покрытие представляет собой результат нанесения покрытия при температуре, составляющей менее чем 480°С.

29. Листовая сталь по п. 18, в которой толщина листовой стали заключена в пределах от 0,7 до 3 мм, предпочтительно от 0,8 до 2 мм.

30. Сварная конструкция из листовых сталей, содержащая по меньшей мере две листовые стали, при этом первая из двух листовых сталей является листовой сталью по п. 28, а вторая листовая сталь из двух листовых сталей характеризуется таким химическим составом, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%, причем указанные по меньшей мере две листовые стали соединены контактной точечной сваркой с получением десяти точечных сварных швов, а среднее количество трещин при расчете на один точечный сварной шов составляет менее 6.

31. Сварная конструкция по п. 30, в которой вторая листовая сталь соответствует п. 28.

32. Применение листовой стали, полученной способом по п. 1, для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.

33. Применение листовой стали по п. 18 для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.

34. Применение сварной конструкции, полученной способом по п. 17, для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.

35. Применение сварной конструкции по п. 30 для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.