ХОЛОДНОКАТАНАЯ ТЕРМООБРАБОТАННАЯ ЛИСТОВАЯ СТАЛЬ И СПОСОБ ЕЕ ИЗГОТОВЛЕНИЯ Российский патент 2022 года по МПК C21D8/02 C21D9/46 C22C38/06 C22C38/54 

Настоящее изобретение относится к холоднокатаной и термообработанной листовой стали, подходящей для использования в качестве листовых сталей для автомобилей.

От автомобильных деталей требуется, чтобы они удовлетворяли бы две несогласующиеся друг с другом потребности, а именно, легкость формовки и прочность, но в последние годы с учетом проблем с окружающей средой в глобальном масштабе к автомобилям также было предъявлено и третье требование в виде улучшения потребления топлива. Таким образом, в настоящее время автомобильные детали должны быть изготовлены из материала, характеризующегося высокой деформируемостью, в целях удовлетворения критериев легкости соответствия замысловатой сборке автомобилей и в то же самое время учета необходимости улучшения прочности для безопасности при аварии и долговечности транспортного средства при одновременном уменьшении массы транспортного средства для улучшения коэффициента полезного действия по топливу.

Поэтому предпринимаются интенсивные попытки в области научно-исследовательских и опытно-конструкторских разработок для уменьшения количества материала, использующегося в автомобиле, в результате увеличения прочности материала. Наоборот, увеличение прочности листовых сталей уменьшает деформируемость, и, таким образом, необходимой является разработка материалов, характеризующихся как высокой прочностью, так и высокой деформируемостью.

Ранние научно-исследовательские и опытно-конструкторские разработки в сфере листовых сталей, характеризующихся высокой прочностью и высокой деформируемостью, в результате привели к появлению нескольких способов производства листовых сталей, характеризующихся высокой прочностью и высокой деформируемостью, некоторые из которых перечисляются в настоящем документе для окончательной оценки настоящего изобретения:

В публикации ЕР3128023 упоминаются высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся превосходными относительным удлинением, способностью к раздаче отверстия и стойкостью к замедленному разрушению и высоким соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, и способ производства листовой стали. Высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся высоким соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, характеризуется композицией, содержащей, применительно к % (масс.), С: от 0,13% до 0,25%, Si: от 1,2% до 2,2%, Mn: от 2,0% до 3,2%, Р: 0,08% или менее, S: 0,005% или менее, Al: от 0,01% до 0,08%, N: 0,008% или менее, Ti: от 0,055% до 0,130% и остаток, представляющий собой Fe и неизбежные примеси. Листовая сталь обладает микроструктурой, которая содержит от 2% до 15% феррита, характеризующегося средним диаметром кристаллического зерна, составляющим 2 мкм или менее, применительно к объемной долевой концентрации, от 5 до 20% остаточного аустенита, характеризующегося средним диаметром кристаллического зерна в диапазоне от 0,3 до 2,0 мкм, применительно к объемной долевой концентрации, 10% или менее (при включении 0%) мартенсита, характеризующегося средним диаметром зерна, составляющим 2 мкм или менее, применительно к объемной долевой концентрации, и остаток, представляющий собой бейнит и отпущенный мартенсит, и при этом бейнит и отпущенный мартенсит характеризуются средним диаметром кристаллического зерна, составляющим 5 мкм или менее.

В публикации ЕР3009527 предлагаются высокопрочная холоднокатаная листовая сталь, характеризующаяся превосходным относительным удлинением, превосходной способностью к отбортовке внутренних кромок и высоким соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, и способ ее изготовления. Высокопрочная холоднокатаная листовая сталь характеризуется композицией и микроструктурой. Композиция содержит от 0,15% до 0,27% С, от 0,8 до 2,4% Si, от 2,3% до 3,5% Mn, 0,08% или менее Р, 0,005% или менее S, от 0,01% до 0,08% Al и 0,010% или менее N при расчете на массу, при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси. Микроструктура содержит: феррит, характеризующийся средним размером зерна, составляющим 5 мкм или менее, и объемной долевой концентрацией в диапазоне от 3% до 20%, остаточный аустенит, характеризующийся объемной долевой концентрацией в диапазоне от 5% до 20%, и мартенсит, характеризующиеся объемной долевой концентрацией в диапазоне от 5% до 20%, при этом остаток представляет собой бейнит и/или отпущенный мартенсит. Совокупное количество остаточного аустенита, характеризующегося размером зерна, составляющим 2 мкм или менее, мартенсита, характеризующегося размером зерна, составляющим 2 мкм или менее, или их смешанной фазы составляет 150 или более при расчете на 2000 мкм² поперечного сечения по толщине параллельно направлению прокатки листовой стали.

Публикация ЕР3144406 представляет собой патент, который заявляет высокопрочную холоднокатаную листовую сталь, характеризующуюся превосходной тягучестью, которая содержит, при выражении через % (масс.), углерод (С): от 0,1% до 0,3%, кремний (Si): от 0,1% до 2,0%, алюминий (Al):от 0,005% до 1,5%, марганец (Mn): от 1,5% до 3,0%, фосфор (Р): 0,04% или менее (за исключением 0%), серу (S): 0,015% или менее (за исключением 0%), азот (N): 0,02% или менее (за исключением 0%) и остаток, представляющий собой железо (Fe) и неизбежные примеси, где сумма количеств Si и Al (Si + Al) (% (масс.)) удовлетворяет величине, составляющей 1,0% или более, и где микроструктура содержит: при выражении через поверхностную долевую концентрацию, 5% или менее полигонального феррита, характеризующегося соотношением между малой осью и большой осью, составляющим 0,4 или более, 70% или менее (за исключением 0%) игольчатого феррита, характеризующегося соотношением между малой осью и большой осью, составляющим 0,4 или более, 25% или менее (за исключением 0%) игольчатого остаточного аустенита и остаток, представляющий собой мартенсит. Кроме того, в публикации ЕР3144406 предусматривается высокопрочная сталь, характеризующаяся пределом прочности при растяжении, составляющим 780 МПа или более, но не способная обеспечить достижение предела текучести при растяжении, составляющего 600 МПа или более, которой, таким образом, не достает деформируемости, в особенности в отношении автомобильных деталей обшивки и деталей для противодействия несанкционированному проникновению.

Задача настоящего изобретения заключается в разрешении данных проблем в результате предоставления в распоряжение холоднокатаных листовых сталей, которые одновременно характеризуются:

- пределом прочности на разрыв, большим или равным 900 МПа, а предпочтительно составляющим более чем 980 Па,

- общим относительным удлинением, большим или равным 14%, а предпочтительно составляющим более чем 18%,

- пределом текучести при растяжении, составляющим 550 МПа или более.

В одном предпочтительном варианте осуществления листовые стали, соответствующие изобретению, также могут характеризоваться соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности при растяжении, составляющим 0,5 или более.

Предпочтительно такая сталь также характеризуется хорошей пригодностью для использования при формовке, в частности, при прокатке, совместно с хорошими свариваемостью и пригодностью для нанесения покрытия.

Еще одна задача настоящего изобретения также заключается в предоставлении в распоряжение способа изготовления данных листов, который является совместимым с обычными промышленными областями применения при одновременной демонстрации надежности в отношении отклонений по производственным параметрам.

Холоднокатаная термообработанная листовая сталь настоящего изобретения необязательно может иметь покрытие из цинка или цинковых сплавов или из алюминия или алюминиевых сплавов для улучшения ее противокоррозионной стойкости.

Углерод присутствует в стали при уровне содержания в диапазоне от 0,10% до 0,5%. Углерод представляет собой элемент, необходимый для увеличения прочности листовой стали в результате производства фаз, характеризующихся низкотемпературным превращением, таких как мартенсит, дополнительное количество углерода также играет ключевую роль при стабилизировании аустенита, и, таким образом, он представляет собой элемент, необходимый для обеспечения присутствия остаточного аустенита. Поэтому углерод играет две ключевые роли, одна заключается в увеличении прочности, а другая заключается в сохранении аустенита для придания тягучести. Но уровень содержания углерода, составляющий менее чем 0,10%, не будет давать возможности стабилизирования аустенита в надлежащем количестве, требуемом для стали настоящего изобретения. С другой стороны, при уровне содержания углерода, превышающем 0,5%, сталь демонстрирует неудовлетворительную свариваемость при использовании контактной точечной сварки, что накладывает ограничения на область ее применения для автомобильных деталей.

Уровень содержания марганца в стали настоящего изобретению находится в диапазоне между 1% и 3,4%. Данный элемент стимулирует формирование гамма-фазы. Назначение добавления марганца по существу заключается в получении структуры, которая содержит аустенит и придает прочность стали. В целях получения прочности и упрочняемости листовой стали, а также стабилизирования аустенита было установлено количество, составляющее, по меньшей мере, приблизительно 1% (масс.) марганца. Таким образом, предпочтительным в настоящем изобретении является более высокий уровень процентного содержания марганца, такой как вплоть до 3,4%. Но в случае уровня содержания марганца, составляющего более чем 3,4%, это будет приводить к получению неблагоприятных эффектов, таких как задерживание превращения аустенита в бейнит во время изотермической выдержки для бейнитного превращения. В дополнение к этому, уровень содержания марганца, составляющий более чем 3,4%, также приводит к уменьшению тягучести, а также ухудшению свариваемости настоящей стали, таким образом, невозможно добиться достижения целей по тягучести. Предпочтительный диапазон количества марганца заключается в пределах между 1,2% и 2,3%, а более предпочтительный диапазон заключается в пределах между 1,2% и 2,2%.

Уровень содержания кремния в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,5% и 2,5%. Кремний представляет собой составную часть, которая задерживает формирование выделений карбидов во время перестаривания, поэтому вследствие присутствия кремния аустенит, обогащенный по углероду, стабилизируется при комнатной температуре. Кроме того, вследствие неудовлетворительной растворимости кремния в карбиде кремний эффективно ингибирует или задерживает образование карбидов, таким образом, также промотирует образование карбидов низкой плотности в бейнитной структуре, от чего в соответствии с настоящим изобретением стремятся добиться придания стали ее существенных признаков. Однако, несоразмерный уровень содержания кремния не производит упомянутый эффект и приводит к возникновению проблемы, такой как отпускное охрупчивание. Поэтому концентрацию контролируемо выдерживают в границах верхнего предельного значения в 2,5%.

Уровень содержания алюминия находится в диапазоне от 0,03 до 1,5%. В настоящем изобретении алюминий удаляет кислород, существующий в расплавленной стали, что предотвращает формирование кислородом газовой фазы. Алюминий также фиксирует азот в стали с образованием нитрида алюминия таким образом, что уменьшается размер зерен. Повышенный уровень содержания алюминия, который составляет более чем 1,5%, увеличивает температуру Ас₃ до высокой температуры, что, тем самым, уменьшает производительность. Уровень содержания алюминия в диапазоне между 1,0 и 1,5% используют в настоящем изобретении при добавлении высокого уровня содержания марганца в целях уравновешивания воздействия марганца на температуры превращения, такие как Ас₃, и эволюцию формирования аустенита при изменении температуры.

Уровень содержания хрома в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,05% и 1%. Хром представляет собой существенный элемент, который придает стали прочность и упрочнение, но при использовании более, чем 1% ухудшает качество отделки поверхности стали. Кроме того, уровни содержания хрома, составляющие менее, чем 1%, укрупняют характер диспергирования карбида в бейнитных структурах, таким образом, сохраняют плотность карбидов в бейните низкой.

Количество составной части в виде фосфора в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,002% и 0,02%, фосфор ухудшает свариваемость при контактной точечной сварке и тягучесть в горячем состоянии, в частности, вследствие его тенденции к ликвации на границах зерен или к совместной ликвации с марганцем. По данным причинам на его уровень содержания накладывают ограничения значением в 0,02%, а предпочтительно значением, составляющим менее чем 0,013%.

Сера не представляет собой существенный элемент, но может содержаться в стали в качестве примеси, и с точки зрения настоящего изобретения уровень содержания серы предпочтительно является по возможности наиболее низким, но составляет 0,003% или более с точки зрения производственной себестоимости. Кроме того, в случае присутствия более высокого уровня содержания серы в стали она будет объединяться с образованием сульфида в особенности с марганцем и уменьшать их благоприятное воздействие на сталь настоящего изобретения.

Ниобий присутствует в стали в количестве в диапазоне между 0,001 и 0,1% и добавляется в сталь настоящего изобретения для получения карбонитридов в целях придания прочности стали настоящего изобретения в результате дисперсионного упрочнения. Ниобий также будет оказывать воздействие и на размер компонентов микроструктуры в результате формирования его выделений в виде карбонитридов и в результате задерживания рекристаллизации во время технологического процесса нагревания. Таким образом, более мелкая микроструктура, полученная в конце воздействия температуры выдержки и как следствие после полного отжига, будет приводить к упрочнению продукции. Однако, уровень содержания ниобия, составляющий более, чем 0,1%, не представляет экономический интерес, поскольку для его воздействия наблюдается эффект насыщения, и это означает то, что дополнительное количество ниобия в результате не приводит к получению какого-либо улучшения прочности продукции.

Титан добавляется к стали настоящего изобретения в количестве в диапазоне между 0,001% и 0,1%. Точно так же, как и ниобий, он включается в образование карбонитридов и, таким образом, играет роль при упрочнении стали настоящего изобретения. В дополнение к этому, титан также образует нитриды титана, что проявляется во время затвердевания отлитой продукции. На количество титана, таким образом, накладывают ограничения значением в 0,1% во избежание формирования крупных частиц нитридов титана, пагубных в отношении деформируемости. В случае уровня содержания титана, составляющего менее, чем 0,001%, он не будет придавать какой-либо эффект стали настоящего изобретения.

Уровень содержания кальция в стали настоящего изобретения находится в диапазоне между 0,0001% и 0,005%. Кальций добавляют к стали настоящего изобретения в качестве необязательного элемента, в особенности во время обработки для образования включений. Кальций вносит свой вклад в рафинирование стали в результате купирования пагубного уровня содержания серы в ее глобулярной форме, что, тем самым, задерживает проявление вредного воздействия серы.

Медь может быть добавлена в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01% до 2% для увеличения прочности стали и для улучшения ее противокоррозионной стойкости. Для получения таких эффектов требуется минимум в 0,001% меди. Однако, в случае ее уровня содержания, составляющего более чем 2%, она может ухудшать внешние облики поверхности.

Никель может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01% до 3% для увеличения прочности стали и улучшения ее вязкости. Для производства таких эффектов требуется минимум в 0,01%. Однако, в случае его уровня содержания, составляющего более, чем 3%, он может стимулировать ухудшение тягучести.

Молибден представляет собой необязательный элемент, который составляет от 0,001% до 0,5% от стали настоящего изобретения; молибден играет эффективную роль при определении упрочняемости и твердости, замедляет появление бейнита и обеспечивает избегание формирования выделений карбидов в бейните. Однако, добавление молибдена избыточно увеличивает стоимость добавления легирующих элементов таким образом, что по экономическим причинам на его уровень содержания накладывают ограничения значением в 0,5%.

На количество азота накладывают ограничения значением в 0,01% во избежание старения материала и в целях сведения к минимуму формирования выделений нитридов алюминия во время затвердевания, которые являются пагубными в отношении механических свойств стали.

Ванадий является эффективным при улучшении прочности стали в результате образования карбидов или карбонитридов, и по экономическим причинам верхнее предельное значение составляет 0,1%. Другие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, могут быть добавлены по отдельности или в комбинации в следующих далее массовых долях: церий ≤ 0,1%, бор ≤ 0,003%, магний ≤ 0,010% и цирконий ≤ 0,010%. Вплоть до указанных максимальных уровней содержания данные элементы делают возможным измельчение зерна во время затвердевания. Остаток композиции стали состоит из железа и неизбежных примесей, получающихся в результате переработки.

Микроструктура листовой стали содержит:

Отожженный мартенсит присутствует в стали настоящего изобретения в количестве в диапазоне между 5% и 50%, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Важнейшие составные части стали настоящего изобретения, применительно к микроструктуре после цикла первого отжига, представляют собой закаленный мартенсит или отпущенный мартенсит, полученные во время непрерывного охлаждения от температуры выдержки и потенциального отпуска. Данные закаленный мартенсит или отпущенный мартенсит после этого подвергают отжигу во время второго отжига. В зависимости от температуры выдержки для второго отжига поверхностная долевая концентрация отожженного мартенсита будет составлять, по меньшей мере, 5% в случае отжига, близкого к полностью аустенитному домену, или будет ограничиваться значением в 50% в случае межкритической выдержки.

Закаленный мартенсит составляет от 1% до 20% от микроструктуры, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Закаленный мартенсит придает прочность стали настоящего изобретения. Закаленный мартенсит формируется во время конечного охлаждения второго отжига. Какого-либо минимума не требуется, но в случае присутствия закаленного мартенсита в количестве, превышающем 20%, он будет придавать избыточную прочность, но будет ухудшать другие механические свойства сверх допустимого предельного значения.

Отпущенный мартенсит составляет от 0% до 30% от микроструктуры, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Мартенсит может быть сформирован при охлаждении стали в диапазоне между Тс_мин. и Тс_макс., и его отпускают во время перестаривающей выдержки. Отпущенный мартенсит придает тягучесть и прочность стали настоящего изобретения. В случае присутствия отпущенного мартенсита в количестве, превышающем 30%, он будет придавать прочность, но будет уменьшать относительное удлинение сверх допустимого предельного значения. Кроме того, отпущенный мартенсит уменьшает зазор по твердости между мягкими фазами, такими как остаточный аустенит, и твердыми фазами, такими как закаленный мартенсит.

Бейнит составляет от 10% до 40% от микроструктуры, при выражении через поверхностную долевую концентрацию, для стали настоящего изобретения. В настоящем изобретении бейнит в совокупности состоит из реечного бейнита и гранулярного бейнита, где гранулярный бейнит характеризуется очень низкой плотностью карбидов, термин «низкая плотность карбидов» в настоящем документе обозначает присутствие единиц счета карбида, меньших или равных 100 единиц счета карбидов при расчете на единичную площадь поверхности в 100 мкм², и характеризуется высокой плотностью дислокаций, что придает высокие прочность, а также относительное удлинение стали настоящего изобретения. Реечный бейнит имеет форму тонких ферритных реек совместно с аустенитом или карбидами, образованными в промежутке между рейками. Реечный бейнит стали настоящего изобретения придает стали надлежащую деформируемость. Для обеспечения наличия относительного удлинения, составляющего 14%, а предпочтительно 15% или более, обязательным является присутствие 10% бейнита.

Остаточный аустенит составляет от 10% до 30% от стали, при выражении через поверхностную долевую концентрацию. Остаточный аустенит, как это известно, характеризуется большей растворимостью углерода в сопоставлении с бейнитом и, таким образом, исполняет функцию эффективной ловушки углерода, что поэтому задерживает образование карбидов в бейните. Уровень процентного содержания углерода внутри остаточного аустенита настоящего изобретения предпочтительно составляет более, чем 0,9% и предпочтительно менее, чем 1,1%. Остаточный аустенит стали, соответствующей изобретению, придает улучшенную тягучесть.

В дополнение к вышеупомянутой микроструктуре микроструктура холоднокатаной и термообработанной листовой стали свободна от компонентов микроструктуры, таких как перлит, феррит и цементит, без ухудшения механических свойств листовых сталей.

Листовая сталь, соответствующая изобретению, может быть произведена при использовании любого надлежащего способа. Один предпочтительный способ состоит из получения отлитого полуфабриката из стали, характеризующейся химическим составом, соответствующим изобретению. Отливка может быть изготовлена в результате либо разливки в слитки, либо непрерывной разливки в форме тонких слябов или тонких штрипсов, то есть, при наличии толщины, например, в диапазоне от приблизительно 220 мм для слябов вплоть до нескольких десятков миллиметров для тонких штрипсов.

Например, сляб, характеризующийся описанным выше химическим составом, изготавливают в результате непрерывной разливки, где сляб необязательно претерпевал прямое мягкое обжатие во время технологического процесса непрерывной разливки во избежание возникновения осевой ликвации и для обеспечения выдерживания соотношения между локальным количеством углерода и номинальным количеством углерода на уровне, составляющем менее, чем 1,10. Сляб, полученный при использовании технологического процесса непрерывной разливки, может быть использован непосредственно при высокой температуре после непрерывной разливки или может быть сначала охлажден до комнатной температуры, а после этого повторно нагрет для горячей прокатки.

Температура сляба, который подвергают горячей прокатке, предпочтительно составляет, по меньшей мере, 1200°С и должна составлять менее, чем 1280°С. В случае температуры сляба, составляющей менее, чем 1200°С, на прокатный стан будет воздействовать избыточное давление, и, кроме того, температура стали может уменьшиться до температуры ферритного превращения во время завершения прокатки, в результате чего сталь будет подвергаться прокатке в состоянии, в котором в структуре содержался бы превращенный феррит. Поэтому температура сляба предпочтительно является достаточно высокой таким образом, чтобы горячая прокатка могла бы быть осуществлена в температурном диапазоне от Ас3 до Ас3 + 100°С, и конечная температура прокатки оставалась бы большей, чем Ас3. Необходимо избегать повторного нагревания при температурах, составляющих более, чем 1280°С, поскольку они являются дорогостоящими с точки зрения промышленности.

Для получения структуры, которая является благоприятной для рекристаллизации и прокатки, предпочтительным является диапазон конечных температур прокатки между Ас3 и Ас3 + 100°С. Конечный проход прокатки необходимо проводить при температуре, большей, чем Ас3, поскольку ниже данной температуры листовая сталь демонстрирует значительное падение прокатываемости. После этого лист, полученный данным образом, охлаждают при скорости охлаждения, составляющей более, чем 30°С/с, до температуры смотки в рулон, которая должна составлять менее, чем 600°С. Предпочтительно скорость охлаждения будет меньшей или равной 200°С/с.

Горячекатаную листовую сталь сматывают в рулон при температуре смотки в рулон, составляющей менее, чем 600°С, во избежание овализации, а предпочтительно – менее, чем 570°С, во избежание окалинообразования. Предпочтительный диапазон такой температуры смотки в рулон заключен в пределах между 350 и 570°С. Смотанная в рулон горячекатаная листовая сталь может быть охлаждена до комнатной температуры до проведения для нее необязательного отжига горячей полосы или может быть непосредственно отправлена на необязательный отжиг горячей полосы.

Горячекатаная листовая сталь может быть подвергнута воздействию необязательной стадии удаления окалины в целях удаления окалины, образовавшейся во время горячей прокатки до необязательного отжига горячей полосы. После этого горячекатаный лист может быть подвергнут необязательному отжигу горячей полосы при температурах в диапазоне между 400°С и 750°С на протяжении, по меньшей мере, 12 часов и не более, чем 96 часов, но должна выдерживаться температура, составляющая менее, чем 750°С, во избежание частичного превращения горячекатаной микроструктуры и поэтому утраты гомогенности микроструктуры. После этого может быть проведена необязательная стадия удаления окалины для данной горячекатаной листовой стали, например, в результате декапирования такой листовой стали. Данную горячекатаную листовую сталь подвергают холодной прокатке для получения холоднокатаной листовой стали при обжатии по толщине в диапазоне между 35 и 90%. После этого холоднокатаную листовую сталь, полученную в технологическом процессе холодной прокатки, подвергают воздействию двух стадий отжига для придания стали настоящего изобретения микроструктуры и механических свойств.

При первом отжиге холоднокатаную листовую сталь нагревают при скорости нагревания, которая составляет более, чем 3°С/с, до температуры выдержки в диапазоне между Ас3 и Ас3 + 100°С, где значение Ас3 для настоящей стали рассчитывают при использовании следующей далее формулы:

Ас3 = 901 – 262 * С – 29 * Mn + 31 * Si – 12 * Cr – 155 * Nb + 86 * Al,

где уровни содержания элементов выражаются через уровни массового процентного содержания.

Листовую сталь выдерживают при температуре выдержки на протяжении периода времени от 10 секунд до 500 секунд для обеспечения прохождения завершенной рекристаллизации и полного превращения в аустенит сильно механически-упрочненной первоначальной структуры. После этого лист охлаждают при скорости охлаждения, составляющей более, чем 20°С/с, вплоть до достижения температуры, составляющей менее, чем 500°С, а предпочтительно менее, чем 400°С. Помимо этого, для обеспечения надежного формирования однофазной мартенситной структуры после данного первого отжига предпочтительной является скорость охлаждения, составляющая, по меньшей мере, 30°С/с.

После этого холоднокатаная листовая сталь необязательно может быть подвергнута отпуску при температуре в диапазоне между 120°С и 250°С.

После этого проводят второй отжиг холоднокатаной и отожженной листовой стали в результате нагревания ее при скорости нагревания, которая составляет более, чем 3°С/с, до температуры выдержки в диапазоне между Т_{выдержка} и Ас3, где

Т_{выдержка} = 830 – 260* C – 25 * Mn + 22 * Si + 40 * Al,

где уровни содержания элементов выражаются через уровни массового процентного содержания,

на протяжении периода времени от 10 до 500 с для обеспечения прохождения надлежащих рекристаллизации и превращения в целях получения как минимум 50%-ной аустенитной микроструктуры. После этого лист охлаждают при скорости охлаждения, составляющей более, чем 20°С/с, до температуры в диапазоне между Тс_макс. и Тс_мин. Данные значения Тс_макс. и Тс_мин. определяются следующим далее образом:

Тс_макс. = 565 – 601 * (1 – Exp(– 0,868 *C)) – 34 * Mn – 13 * Si – 10 * Cr + 13 * Al – 361 * Nb

Тс_мин. = 565 – 601 * (1 – Exp(– 1,736 *C)) – 34 * Mn – 13 * Si – 10 * Cr + 13 * Al – 361 * Nb,

где уровни содержания элементов выражаются через уровни массового процентного содержания. После этого холоднокатаную и отожженную листовую сталь доводят до диапазона температур от 350 до 550°С и выдерживают в данном состоянии на протяжении периода времени от 5 до 500 секунд для обеспечения формирования надлежащего количества бейнита, а также отпуска мартенсита в целях придания стали настоящего изобретения целевых механических свойств. Впоследствии холоднокатаную и отожженную листовую сталь охлаждают до комнатной температуры при скорости охлаждения, составляющей, по меньшей мере, 1°С/с для получения холоднокатаной и термообработанной листовой стали.

После этого на холоднокатаную и термообработанную листовую сталь необязательно может быть нанесено покрытие при использовании любых известных промышленных технологических процессов, таких как электрогальванизирование, JVD (струйное осаждение из паровой фазы), PVD (физическое осаждение из паровой фазы), Hot-dip(GI/GA) (гальванизирование в результате погружения в расплав/гальванизирование в результате погружения в расплав и отжиг) и тому подобное. Электрогальванизирование иллюстративно описывается просто для надлежащего понимания настоящего изобретения. Электрогальванизирование не изменяет и не модифицирует какие-либо механические свойства или микроструктуру заявленной холоднокатаной и термообработанной листовой стали. Электрогальванизирование может быть осуществлено при использовании любого обыкновенного промышленного технологического процесса, например, при использовании электролитического осаждения покрытия.

Примеры

Следующие далее испытания, примеры, иллюстративное описание изобразительными средствами и таблицы, которые представлены в настоящем документе, являются неограничивающими по самой своей природе и должны быть рассмотрены для целей только иллюстрирования и будут демонстрировать выгодные признаки настоящего изобретения.

Листовые стали, изготовленные из сталей, характеризующихся различными композициями, собраны в таблице 1, где листовые стали производят в соответствии с технологическими параметрами, которые установлены, соответственно, в таблице 2. После этого в таблице 3 собраны микроструктуры листовых сталей, полученных во время экспериментов, а в таблице 4 собран результат оценок полученных свойств.

В таблице 2 собраны технологические параметры отжига, воплощенные в отношении сталей из таблицы 1. Композиции сталей от I1 до I5 предназначены для изготовления листов, соответствующих изобретению. В данной таблице также указываются справочные стали, которые обозначаются в таблице символами от R1 до R5. В таблице 2 также продемонстрировано табулирование данных для Tc_мин. и Тc_макс.. Данные значения Tc_макс. и Тc_мин. определяются для изобретенных сталей и справочных сталей следующим далее образом:

Тс_макс. = 565 – 601*(1 – Exp(-0,868*C)) – 34*Mn – 13*Si – 10*Cr + 13*Al – 361*Nb

Тс_мин. = 565 – 601*(1 – Exp(-1,736*C)) – 34*Mn – 13*Si – 10*Cr + 13*Al – 361*Nb

Кроме того, до проведения отжигательной обработки в отношении сталей изобретения, а также в отношении справочных сталей стали нагревали до температуры в диапазоне между 1000°С и 1280°С, а после этого подвергали горячей прокатке при конечной температуре, составляющей более, чем 850°С, а после этого сматывали в рулон при температуре, составляющей менее, чем 600°С. Вслед за этим горячекатаные рулоны подвергали переработке в соответствии с притязаниями изобретения и после этого холодной прокатки при обжатии по толщине в диапазоне от 30 до 95%. Данные холоднокатаные листовые стали подвергали термическим обработкам, где скорость нагревания у второго отжига составляет 6°С/с для всех сталей, перечисленных в таблице 2, а скорость охлаждения после выдержки у второго отжига составляет 70°С/с для всех сталей, перечисленных в таблице 2:

В таблице 3 иллюстративно описываются результаты испытания, проводимого в соответствии со стандартами в отношении различных микроскопов, таких как сканирующий электронный микроскоп, для определения микроструктур как изобретенной стали, так и справочной стали.

Таблица 3

I = в соответствии с изобретением; R = справочный вариант; подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.

В таблице 4 иллюстративно описываются механические свойства как изобретенной стали, так и справочной стали. В целях определения предела прочности при растяжении, предела текучести при растяжении и общего относительного удлинения проводят испытания на растяжение в соответствии со стандартами JIS Z2241.

Собраны результаты различных механических испытаний, проведенных в соответствии со стандартами.

Изобретение относится к металлургии, а именно к холоднокатаной и термообработанной листовой стали, подходящей для использования в качестве листовых сталей для автомобилей. Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь имеет состав, в мас.%: 0,10 ≤ углерод ≤ 0,5, 1 ≤ марганец ≤ 3,4, 0,5 ≤ кремний ≤ 2,5, 0,03 ≤ алюминий ≤ 1,5, 0 ≤ сера ≤ 0,003, 0,002 ≤ фосфор ≤ 0,02, 0 ≤ азот ≤ 0,01, при необходимости может содержать один или несколько следующих далее необязательных элементов: 0,05 ≤ хром ≤ 1, 0,001 ≤ молибден ≤ 0,5, 0,001 ≤ ниобий ≤ 0,1, 0,001 ≤ титан ≤ 0,1, 0,01 ≤ медь ≤ 2, 0,01 ≤ никель ≤ 3, 0,0001 ≤ кальций ≤ 0,005, 0 ≤ ванадий ≤ 0,1, 0 ≤ бор ≤ 0,003, 0 ≤ церий ≤ 0,1, 0 ≤ магний ≤ 0,010, 0 ≤ цирконий ≤ 0,010, остальное - железо и неизбежные примеси. Микроструктура листовой стали содержит, при выражении через поверхностную долевую концентрацию, от 10 до 30% остаточного аустенита, от 10 до 40% бейнита, от 5 до 50% отожженного мартенсита, от 1 до 20% закаленного мартенсита и от 0 до 30% отпущенного мартенсита, при этом совокупные количества бейнита и остаточного аустенита являются большими или равными 25%. Листовая сталь характеризуется высокой прочностью, хорошей свариваемостью, а также пригодна для использования при формовке, в частности при прокатке. 6 н. и 13 з.п. ф-лы, 4 табл., 15 пр.

1. Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь, имеющая следующий далее химический состав, выраженный в мас.%:

0,10 ≤ углерод ≤ 0,5,

1 ≤ марганец ≤ 3,4,

0,5 ≤ кремний ≤ 2,5,

0,03 ≤ алюминий ≤ 1,5,

0 ≤ сера ≤ 0,003,

0,002 ≤ фосфор ≤ 0,02,

0 ≤ азот ≤ 0,01,

и которая может содержать один или несколько следующих далее необязательных элементов

0,05 ≤ хром ≤ 1,

0,001 ≤ молибден ≤ 0,5,

0,001 ≤ ниобий ≤ 0,1,

0,001 ≤ титан ≤ 0,1,

0,01 ≤ медь ≤ 2,

0,01 ≤ никель ≤ 3,

0,0001 ≤ кальций ≤ 0,005,

0 ≤ ванадий ≤ 0,1,

0 ≤ бор ≤ 0,003,

0 ≤ церий ≤ 0,1,

0 ≤ магний ≤ 0,010,

0 ≤ цирконий ≤ 0,010,

остальное - железо и неизбежные примеси,

при этом микроструктура упомянутой листовой стали содержит, при выражении через поверхностную долевую концентрацию, от 10 до 30% остаточного аустенита, от 10 до 40% бейнита, от 5 до 50% отожженного мартенсита, от 1 до 20% закаленного мартенсита и от 0 до 30% отпущенного мартенсита, при этом совокупные количества бейнита и остаточного аустенита являются большими или равными 25%.

2. Листовая сталь по п. 1, в которой химический состав содержит от 1 до 2 мас.% кремния.

3. Листовая сталь по п. 1 или 2, в которой химический состав содержит от 0,03 до 1,0 мас.% алюминия.

4. Листовая сталь по п. 3, в которой химический состав содержит от 0,03 до 0,6 мас.% алюминия.

5. Листовая сталь по любому из пп. 1-4, в которой химический состав содержит от 1,2 до 2,3 мас.% марганца.

6. Листовая сталь по любому из пп. 1-5, в которой химический состав содержит до 0,5 мас.% хрома.

7. Листовая сталь по любому из пп. 1-6, в которой совокупные количества отпущенного мартенсита, закаленного мартенсита и отожженного мартенсита являются большими или равными 20%, и уровень процентного содержания отожженного мартенсита составляет более чем 10%.

8. Листовая сталь по любому из пп. 1-7, в которой уровень содержания углерода в остаточном аустените находится в диапазоне между 0,9 и 1,1 мас.%.

9. Листовая сталь по любому из пп. 1-8, в которой упомянутая листовая сталь характеризуется пределом прочности на разрыв, составляющим 950 МПа или более, и общим относительным удлинением, составляющим 15% или более.

10. Листовая сталь по п. 9, в которой упомянутая листовая сталь характеризуется пределом прочности на разрыв, составляющим 1000 МПа или более, и соотношением между пределом текучести при растяжении и пределом прочности на разрыв, большим или равным 0,5.

11. Листовая сталь по любому из пп. 1-10, в которой феррит не содержится.

12. Способ производства холоднокатаной и термообработанной листовой стали, включающий следующие далее последовательные стадии:

получение стали в виде отлитого полуфабриката с составом по любому из пп. 1-6;

повторный нагрева упомянутого полуфабриката до температуры в диапазоне между 1200°С и 1280°С;

прокатка упомянутого полуфабриката в аустенитном диапазоне, причем температура завершения горячей прокатки является большей, чем Ас3, для получения горячекатаного листа, где значение Ас3 рассчитывают при использовании следующей далее формулы:

Ас3 = 901 – 262 * С – 29 * Mn + 31 * Si – 12 * Cr – 155 * Nb + 86 * Al,

где уровни содержания элементов выражены в мас.%;

охлаждение горячекатаного листа при скорости охлаждения, составляющей более чем 30°С/с, до температуры смотки в рулон, которая составляет менее чем 600°С; и смотка в рулон упомянутого горячекатаного листа;

охлаждение упомянутого горячекатаного листа до комнатной температуры;

необязательно осуществление технологического процесса удаления окалины с горячекатаного листа;

необязательно проведение отжига горячекатаного листа при температуре в диапазоне между 400°С и 750°С;

необязательно осуществление технологического процесса удаления окалины с горячекатаного листа;

холодная прокатка горячекатаного листа при степени обжатия в диапазоне между 35 и 90% для получения холоднокатаной листовой стали;

после этого проведение первого отжига посредством нагрева холоднокатаной листовой стали при скорости, составляющей более чем 3°С/с, до температуры выдержки в диапазоне между Ас3 и Ас3 + 100°С, и выдержку на протяжении периода времени от 10 до 500 секунд;

после этого охлаждение указанной листовой стали при скорости, составляющей более чем 20°С/с, до температуры, составляющей менее чем 500°С;

необязательно проведение отпуска упомянутой отожженной листовой стали при температуре в диапазоне между 120°С и 250°С;

после этого проведение второго отжига посредством нагрева упомянутой отожженной холоднокатаной листовой стали при скорости, составляющей более чем 3°С/с, до температуры выдержки в диапазоне между Т_{выдержка} и Ас3, и ее выдержку на протяжении периода времени от 10 до 500 секунд, где

Т_{выдержка} = 830 – 260* C – 25 * Mn + 22 * Si + 40 * Al,

где уровни содержания элементов выражены в мас.%;

после этого охлаждение указанной листовой стали при скорости, составляющей более чем 25°С/с, до диапазона температур между Тс_макс. и Тс_мин., где:

Тс_макс. = 565 – 601*(1 – Exp(-0,868*C)) – 34*Mn – 13*Si – 10*Cr + 13*Al – 361*Nb,

Тс_мин. = 565 – 601*(1 – Exp(-1,736*C)) – 34*Mn – 13*Si – 10*Cr + 13*Al – 361*Nb,

причем уровни содержания C, Mn, Si, Cr, Al и Nb выражаются через мас.% элементов в стали,

далее доведение упомянутой отожженной холоднокатаной листовой стали до температуры 350-550°С на протяжении периода времени от 5 до 500 секунд и охлаждение упомянутой отожженной и холоднокатаной листовой стали до комнатной температуры при скорости охлаждения, составляющей, по меньшей мере, 1°С/с, для получения холоднокатаной термообработанной листовой стали.

13. Способ по п. 12, в котором температура смотки в рулон составляет менее чем 570°С.

14. Способ по п. 12 или 13, в котором температура завершения прокатки находится в диапазоне между Ас3 и Ас3 + 100°С.

15. Способ по любому из пп. 12-14, в котором после первого отжига скорость охлаждения листовой стали до температуры менее 500°С составляет более 30°С/с.

16. Применение листовой стали по любому из пп. 1-11 в качестве материала для изготовления конструкционных деталей или деталей, отвечающих за безопасность транспортных средств.

17. Применение листовой стали, произведенной способом по любому из пп. 12-15, в качестве материала для изготовления конструкционных деталей или деталей, отвечающих за безопасность транспортных средств.

18. Деталь транспортного средства, полученная прокаткой холоднокатаной и термообработанной листовой стали по любому из пп. 1-11.

19. Транспортное средство, содержащее деталь по п. 18.