ХОЛОДНОКАТАНЫЙ И ПОДВЕРГНУТЫЙ ДВОЙНОМУ ОТЖИГУ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ Российский патент 2023 года по МПК C21D1/26 C21D6/00 C21D8/02 C21D9/46 C22C38/04 C22C38/06 C22C38/12 C22C38/14 

Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу, имеющему хорошие характеристики свариваемости, и к способу получения такого стального листа.

Для производства различных изделий, таких как детали структурных элементов и панелей кузова автомобильных транспортных средств, известно применение листов, изготовленных из DP- (двухфазных) сталей или TRIP-сталей (с пластичностью, обусловленной превращением.

Одна из главных проблем автомобильной промышленности заключается в уменьшении массы транспортных средств для повышения эффективности использования в них топлива, без пренебрежения требованиями безопасности и в свете охраны глобальной окружающей среды. С целью достижения соответствия указанным требованиям в сталелитейной промышленности постоянно разрабатываются новые высокопрочные стали для того, чтобы иметь листы с повышенным пределом текучести и прочностью на разрыв, а также хорошей тягучестью и формуемостью.

Сущность одной из разработок, выполненных для улучшения механических свойств, состоит в увеличении содержания марганца в сталях. Присутствие марганца способствует повышению тягучести сталей благодаря стабилизации аустенита. Однако указанные стали демонстрируют ухудшение свойств, обусловленное хрупкостью. Для преодоления упомянутой проблемы добавляют такие элементы, как бор. Указанные химические композиции с добавлением бора являются очень вязкими на стадии горячей прокатки, а горячая полоса является слишком твёрдой для дальнейшей переработки. Наиболее эффективным способом смягчения данной горячей полосы является периодический отжиг, но он приводит к потере вязкости.

В дополнение к упомянутым требованиям в отношении механических свойств, такие стальные листы должны показывать хорошую стойкость к жидкометаллическому охрупчиванию (LME). Стальные листы, покрытые цинком или цинковым сплавом, являются очень эффективными в отношении коррозионной стойкости и, следовательно, широко применяются в автомобильной промышленности. Однако на практике было обнаружено, что дуговая сварка или сварка электросопротивлением определённых сталей может вызывать возникновение конкретных трещин вследствие явления, называемого жидкометаллическим охрупчиванием («LME»), или образованием трещин, обусловленным воздействием жидкого металла («LMAC»). Данное явление характеризуется проникновением жидкого Zn по границам зёрен нижележащей стальной основы под действием прилагаемых напряжений или внутренних напряжений, возникающих в результате жёсткого закрепления, теплового расширения или превращений фаз. Известно, что добавление элементов, подобных углероду или кремнию, оказывает вредное воздействие на стойкость к LME.

В автомобильной промышленности обычно определяют такую стойкость путём введения верхнего предельного значения так называемого показателя склонности к LME, рассчитываемого по следующему уравнению:

Показатель склонности к LME = C% + Si%/4,

где % C и % Si обозначают, соответственно, массовые проценты углерода и кремния в стали.

Публикация WO2020011638 касается способа получения холоднокатаной стали с содержанием марганца от среднего до промежуточного (Mn от 3,5 до 12%) и пониженным содержанием углерода. Описаны два технологических маршрута. Первый маршрут включает однократный межкритический отжиг холоднокатаного стального листа. Второй маршрут включает двойной отжиг холоднокатаного стального листа, причём первый маршрут является полностью аустенитным, а второй маршрут является межкритическим. Благодаря выбору температуры отжига достигается оптимальное соотношение между прочностью на разрыв и удлинением. Путём снижения температуры отжига достигается обогащение аустенитом, что подразумевает наличие высокого значения величины напряжения излома по толщине. Однако малое количество углерода и марганца, используемое в изобретении, ограничивает прочность стального листа на разрыв величинами не выше 980 МПа.

С учётом вышесказанного, цель настоящего изобретения заключается в решении вышеупомянутой проблемы и получении стального листа, обладающего сочетанием очень хороших механических свойств, включающих прочность на разрыв TS, равную 900 МПа или выше, однородное удлинение UE, равное 11% или больше, предел текучести, равный 700 МПа или выше, и удовлетворяющих условию [(YS-200) x UE + (TS-300) x TE]/(C% x Mn%) выше 29 000, при этом TE представляет общее удлинение листа, выраженное в %, прочность на разрыв TS выражена в МПа, предел текучести YS выражен в МПа, однородное удлинение UE выражено в %, C% и Mn% представляют номинальные мас. % C и Mn в стали.

Предпочтительно, стальной лист характеризуется общим удлинением TE, равным 15,0% или больше.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется показателем склонности к LME, составляющим меньше 0,36.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв ниже 0,4%, причём углеродный эквивалент определяют следующим образом:

Cэкв = C%+Si%/55+Cr%/20+Mn%/19-Al%/18+2,2P%-3,24B%-0,133*Mn%*Mo%

при этом количества элементов выражены в массовых процентах.

Предпочтительно, шов контактной точечной сварки двух стальных деталей из стального листа, соответствующего изобретению, характеризуется значением α, равным, по меньшей мере, 30 даН/мм².

Задача настоящего изобретения достигается получением стального листа по п. 1. Стальной лист также может включать любые характеристики любого из пп. 2 - 10, взятые по отдельности или в сочетании.

Другой задачей данного изобретения является шов контактной точечной сварки двух стальных деталей по п. 11.

Далее изобретение будет подробно описано и проиллюстрировано примерами без введения ограничений.

Согласно изобретению, содержание углерода составляет от 0,03% до 0,18% для обеспечения характеристик удовлетворительной прочности и хорошей свариваемости. При содержании углерода выше 0,18% могут снижаться свариваемость стального листа и стойкость к LME. От содержания углерода зависит температура томления: чем выше содержание углерода, тем ниже температура томления для стабилизации аустенита. Если содержание углерода ниже 0,03%, прочность отожжённого мартенсита является недостаточной для достижения показателя TS выше 900 МПа. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание углерода составляет от 0,05% до 0,15%. В другом предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание углерода составляет от 0,08 до 0,12% или ещё лучше, от 0,08 до 0,10%.

Содержание марганца составляет от 6,0% до 11,0%. При добавлении свыше 11,0% может снижаться свариваемость стального листа и продуктивность сборки деталей. Кроме того, повышается риск возникновения осевой сегрегации до уровня оказания вредного воздействия на механические свойства. Поскольку температура томления в значительной степени зависит от содержания марганца, определяется минимальное количество марганца для стабилизации аустенита, с целью получения после томления заданной микроструктуры и прочности. Предпочтительно, содержание марганца составляет от 6,0% до 9%.

Согласно изобретению, содержание алюминия составляет от 0,2% до 3% для уменьшения сегрегации марганца при разливке. Алюминий является очень эффективным элементом для раскисления стали при обработке в жидкой фазе. При добавлении свыше 3% может снижаться свариваемость стального листа, в состоянии непосредственно после литья. К тому же, трудно достигать прочности на разрыв выше 900 МПа. Кроме того, чем выше содержание алюминия, тем выше температура томления для стабилизации аустенита. Алюминий добавляют в количестве, по меньшей мере, вплоть до 0,2% для повышения устойчивости продукта к изменениям путём увеличения межкритического диапазона, а также для улучшения свариваемости. Кроме того, алюминий можно добавлять во избежание возникновения проблем, связанных с образованием включений и окислением. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание алюминия составляет от 0,2% до 2,2%, а более предпочтительно, от 0,7 до 2,2%.

Содержание молибдена составляет от 0,05% до 0,5% в целях уменьшения сегрегации марганца при разливке. Кроме того, добавление, по меньшей мере, 0,05% молибдена обеспечивает стойкость к охрупчиванию. При введении свыше 0,5% добавление молибдена является дорогостоящим и неэффективным с точки зрения требуемых свойств. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание молибдена составляет от 0,15% до 0,35%.

Согласно изобретению, содержание бора составляет от 0,0005% до 0,005% для улучшения жёсткости горячекатаного стального листа и свариваемости холоднокатаного стального листа при точечной сварке. При содержании выше 0,005% активируется образование карбидов бора на предшествующих границах зёрен аустенита, что делает сталь более хрупкой. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание бора составляет от 0,001% до 0,003%.

К композиции стали, соответствующей изобретению, необязательно, можно добавлять некоторые элементы.

Максимальная добавка кремниевого содержимого в целях повышения стойкости к LME ограничивается величиной 1,20%. В дополнение к этому, указанное низкое содержание кремния обеспечивает возможность упрощения процесса за счёт исключения стадии травления горячекатаного стального листа перед отжигом горячекатаного листа. Предпочтительно, максимальное добавляемое содержание кремния составляет 0,8%.

Титан можно добавлять до достижения концентрации 0,050% для обеспечения дисперсионного упрочнения. Предпочтительно, добавляют минимум 0,010% титана в дополнение к бору, для предотвращения образования бором соединения BN.

Ниобий, необязательно, можно добавлять до достижения концентрации 0,050% для утончения зёрен аустенита в ходе горячей прокатки и обеспечения дисперсионного упрочнения. Предпочтительно, минимальное количество добавляемого ниобия составляет 0,010%.

Хром и ванадий, необязательно, можно добавлять до достижения концентрации, соответственно, 0,5% и 0,2% для обеспечения повышенной прочности.

Остальная часть состава стали представляет собой железо и примеси, образующиеся в результате выплавки. В этом отношении, по меньшей мере, P, S и N считаются остаточными элементами, которые являются неизбежными примесями. Их содержание равно 0,010% или меньше для S; 0,020% или меньше для P и 0,008% или меньше для N.

Далее будет описана микроструктура стального листа согласно изобретению. Она включает, в долях поверхности:

- от 0% до 45% феррита,

- от 20% до 50% остаточного аустенита,

- от 5 до 80% отожжённого мартенсита,

- меньше 5% свежего мартенсита,

- содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в масс. %, таково, что отношение ([C]_A² x [Mn]_A) / (C%² x Mn%) составляет от 4,5 до 11,0, при этом C% и Mn% представляют номинальные значения содержания углерода и марганца в массовых процентах в стали и

- плотность карбидов составляет ниже 4x10⁶/мм².

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 20% до 50% остаточного аустенита. При концентрациях аустенита ниже 20% величина однородного удлинения UE не может достигать минимального значения, равного 11,0%. При концентрациях выше 50% предел текучести составляет ниже 700 МПа.

Такой аустенит может образоваться в ходе межкритического отжига горячекатаного стального листа, а также в течение первого отжига холоднокатаного стального листа или второго отжига в результате превращения части мартенсита при высокой температуре.

Концентрации углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженные в массовых процентах, являются такими, что отношение ([C]_A² x [Mn]_A) / (C%² x Mn%) составляет от 4,5 до 11,0, при этом C% и Mn% представляют номинальные значения содержания C и Mn в стали в массовых процентах. Данная формула показывает уровень выделения углерода и марганца в остаточный аустенит. Когда указанное отношение меньше 4,5, предел текучести не может достигать минимального уровня, равного 700 МПа. Когда указанное отношение больше 11,0, остаточный аустенит является слишком стабильным для проявления адекватного TRIP-TWIP-эффекта при деформации. Такой TWIP-TRIP-эффект поясняется, в частности, в работе «Observation-of-the-TWIP-TRIP-Plasticity-Enhancement-Mechanism-in-Al-Added-6-Wt-Pct-Medium-Mn-Steel», DOI: 10.1007/s11661-015-2854-z, The Minerals, Metals & Materials Society and ASM International 2015, p. 2356Volume 46A, June 2015 (S. LEE, K. LEE, and B. C. DE COOMAN).

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 0 до 45% феррита. Такой феррит может образоваться в ходе первого отжига холоднокатаного стального листа, когда он имеет место при температуре ниже температуры Ac3 холоднокатаного стального листа. Когда первый отжиг холоднокатаного стального листа проводится при температуре выше значения Ac3 для холоднокатаного стального листа, феррит не присутствует. В предпочтительном варианте осуществления такой феррит рекристаллизуется и демонстрирует равноосные зёрна с коэффициентом формы меньше 2.

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 5 до 80% отожжённого мартенсита. Такой мартенсит может образовываться при охлаждении горячекатаного стального листа после межкритического отжига за счёт превращения части аустенита, менее обогащённой углеродом и марганцем по сравнению с номинальными значениями. Однако в основном он образуется при охлаждении холоднокатаного стального листа после первого отжига, а затем отжигается в ходе второго отжига холоднокатаного стального листа. Такой отожжённый мартенсит может являться отпущенным мартенситом и/или регенерированным и/или рекристаллизованным мартенситом. Когда второй отжиг осуществляют в диапазоне более низких температур, мартенсит, предпочтительно, может являться отпущенным мартенситом и регенерированным мартенситом. Когда второй отжиг осуществляют в диапазоне более высоких температур, мартенсит, предпочтительно, может являться регенерированным и рекристаллизованным мартенситом.

Свежий мартенсит может присутствовать в количестве меньше 5% в долях поверхности, но он не является фазой, желаемой в микроструктуре стального листа, соответствующего изобретению. Он может образовываться на конечной стадии охлаждения до комнатной температуры в результате превращения нестабильного аустенита, обеднённого марганцем и углеродом. Действительно, упомянутый нестабильный аустенит с низким содержанием углерода и марганца приводит к тому, что начальная температура образования мартенсита, Ms, составляет выше 20°C. Для достижения конечных механических свойств содержание свежего мартенсита должно составлять меньше 5%, а предпочтительно, меньше 3%, или, ещё лучше, сокращаться до 0%.

Наконец, плотность карбидов должна сохраняться ниже 4x10⁶/мм² для обеспечения того, чтобы значение выражения [(YS-200)xUE+(TS-300)xTE]/(C%xMn%) оставалось больше 29 000.

В первом варианте осуществления микроструктура включает от 5% до 25% феррита, от 25% до 50% остаточного аустенита и от 25% до 70% отожжённого мартенсита.

В другом варианте осуществления микроструктура не содержит феррита и включает от 25% до 45% остаточного аустенита и от 55% до 75% отожжённого мартенсита.

Стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется прочностью на разрыв, TS, равной 900 МПа или выше, однородным удлинением UE, равным 11% или больше, пределом текучести, равным 700 МПа или выше, и соответствует выражению [(YS-200)xUE+(TS-300)xTE]/(C%xMn%), составляющему больше 29 000, при этом TE представляет общее удлинение листа.

Предпочтительно, стальной лист характеризуется общим удлинением TE, равным 15,0% или больше.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется показателем склонности к LME ниже 0,36.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв ниже 0,4%, причём углеродный эквивалент определяется следующим образом:

Cэкв = C%+Si%/55+Cr%/20+Mn%/19-Al%/18+2,2P%-3,24B%-0,133*Mn%*Mo%,

при этом концентрации элементов выражены в массовых процентах.

Сварную конструкцию можно изготовлять путём получения двух деталей из листов стали, соответствующих изобретению, а затем осуществления контактной точечной сварки двух стальных деталей.

Швы контактной точечной сварки, соединяющие первый лист со вторым, отличаются высокой стойкостью в испытании на растяжение крестообразного образца, определяемой величиной α, равной, по меньшей мере, 30 даН/мм².

Стальной лист, соответствующий изобретению, можно получать любым подходящим способом изготовления, и его может определять специалист в данной области техники. Однако предпочтительно использовать способ согласно изобретению, включающий следующие стадии:

Получают полупродукт, способный подвергаться дальнейшей горячей прокатке, с составом стали, описанным выше. Данный полупродукт нагревают до температуры от 1150°C до 1300°C для возможности облегчения горячей прокатки с конечной температурой горячей прокатки, КТП, составляющей от 800°C до 1000°C. Предпочтительно, температура КТП составляет от 850°C до 950°C.

Затем горячекатаный стальной лист охлаждают и сматывают в рулон при температуре Т_рулон, составляющей от 20°C до 650°C, а предпочтительно от 300 до 500°C.

После этого горячекатаный стальной лист охлаждают до комнатной температуры, и его можно подвергать травлению.

Затем горячекатаный стальной лист нагревают до температуры отжига Т_ОГЛ, находящейся в диапазоне от температуры Tc до 680°C. Значение Tc соответствует температуре, при которой полностью растворяются карбиды, и их можно определять при помощи исследований методом FEG-SEM после термообработки. Отжиг в указанном диапазоне позволит сводить к минимуму долю поверхности, занимаемую выделившимися карбидами, и активировать повторное выделение марганца в аустенит. Кроме того, при температуре ниже 680°C микроструктура не укрупняется. Температура Tc выше температуры Ac1, так как Tc является пограничной линией между трёхфазной областью феррит/аустенит/карбиды и двухфазной областью феррит/аустенит, находящейся выше температуры Ac1, поскольку Ac1 является пограничной линией между областью феррит/карбид и областью феррит/аустенит/карбиды. Предпочтительно, температура Т_ОГЛ составляет от 600°C до 680°C.

Стальной лист выдерживают при указанной температуре Т_ОГЛ в течение периода времени выдержки, t_ОГЛ, составляющего от 0,1 до 120 ч, для активирования диффузии марганца. Кроме того, указанная термообработка горячекатаного стального листа позволяет снижать твёрдость при одновременном сохранении его вязкости.

Затем горячекатаный и термообработанный стальной лист охлаждают до комнатной температуры, и его можно подвергать травлению для устранения окисления.

После этого осуществляют холодную прокатку горячекатаного и термообработанного стального листа со степенью обжатия от 20% до 80%.

Далее холоднокатаный стальной лист подвергают первому отжигу при температуре T₁, составляющей от значения (Ac1+Ac3)/2 до (Ac3+80), в течение периода времени выдержки, t₁, составляющего от 10 с до 1800 с. Если T₁ выше указанного предела, при комнатной температуре может стабилизироваться недостаточное количество аустенита. Предпочтительно, T₁ составляет от 720 до 900°C и более предпочтительно, от 720°C до 870°C, а время t₁ составляет от 100 до 1000 с. Такой отжиг можно выполнять в режиме непрерывного отжига.

Затем холоднокатаный и отожжённый стальной лист охлаждают до температуры ниже 80°C, предпочтительно, со средней скоростью охлаждения, по меньшей мере, 0,1°C/с, а предпочтительно, по меньшей мере, 1°C/с. После этого микроструктура листа состоит из аустенита и мартенсита, а также может содержать феррит, если температура отжига составляла ниже значения Ac3. Такой феррит не будет присутствовать, если отжиг выполняют при температуре выше Ac3.

После охлаждения далее осуществляют стадию второго отжига стального листа при температуре T₂, составляющей от 350 до 650°C, в течение периода времени t₂ от 1 до 100 ч. Предпочтительно, T₂ составляет от 400 до 650°C, а t₂ составляет от 1 до 50 ч. Указанную стадию можно осуществлять в режиме периодического отжига.

Основная цель второго отжига заключается в отпуске мартенсита в начале отжига, когда температура всё ещё низкая. Затем, когда температура повышается, продолжается повторное выделение углерода и марганца в аустенит из соседнего мартенсита. Наконец, когда температура достигает значения T₂, часть мартенсита превращается в аустенит.

Температура T₂ второго отжига зависит от химического состава, условий промежуточного периодического отжига и первого отжига. Она должна быть достаточно низкой для ограничения образования нестабильного аустенита, который далее превращался бы в свежий мартенсит с небольшой деформацией, что приводит и к снижению предела текучести, и сокращению удлинения. Она должна быть достаточно низкой во избежание образования нестабильного аустенита, который превращался бы в свежий мартенсит при конечном охлаждении, что приводит к сокращению удлинения. Она должна быть достаточно высокой во избежание образования слишком большого количества карбидов, которые потребляют углерод и марганец и приводят к снижению прочности. Упомянутое образование карбидов может происходить в особенности, когда температура T₂ второго отжига составляет ниже значения Tc для стального листа.

Температура T₂ второго отжига должна быть также достаточно высокой во избежание образования слишком стабильного аустенита, что приводит к уменьшению удлинения вследствие отсутствия TRIP-TWIP-эффекта.

Затем холоднокатаный и подвергнутый двойному отжигу стальной лист охлаждают до комнатной температуры, и в ходе такого охлаждения может образовываться небольшая доля свежего мартенсита в результате превращения части аустенита, обеднённого марганцем и углеродом.

После этого на лист можно наносить покрытие любым подходящим способом, включая нанесение покрытия погружением в расплав, электроосаждение или вакуумное напыление цинка или сплавов на его основе, либо алюминия или сплавов на его основе.

Далее изобретение будет проиллюстрировано следующими ниже примерами, которые никоим образом не являются ограничительными.

Примеры

Стали трёх марок, составы которых приведены в таблице 1, отливали в виде полупродуктов и перерабатывали в стальные листы.

Таблица 1. Составы

Испытанные составы сведены в следующей ниже таблице, в которой содержания элементов выражены в массовых процентах.

Температуры Ac1 и Ac3 холоднокатаных листов определены при помощи дилатометрических испытаний и металлографического анализа.

Таблица 2. Параметры процесса получения горячекатаных и термообработанных стальных листов

Непосредственно после отливки стальные полупродукты повторно нагревали при 1200°C, осуществляли горячую прокатку, а затем сматывали в рулоны. После этого горячекатаные и смотанные в рулоны стальные листы подвергают термообработке при температуре Т_ОГЛ и поддерживают при указанной температуре в течение времени выдержки, t_ОГЛ. Для получения горячекатаных и термообработанных стальных листов применяли следующие конкретные условия:

Подчёркнутые значения: параметры, которые не позволяют достигать заданных свойств

Таблица 3. Параметры процесса получения холоднокатаных, подвергнутых двойному отжигу стальных листов

Затем осуществляют холодную прокатку полученного горячекатаного и термообработанного стального листа. После этого холоднокатаный стальной лист вначале подвергают отжигу при температуре T₁ и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, t₁, перед охлаждением со скоростью охлаждения 2°C/с. Далее стальной лист нагревают второй раз при температуре T₂ и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, t₂, перед охлаждением до комнатной температуры. Для получения холоднокатаных и отожжённых стальных листов применяли следующие конкретные условия:

Подчёркнутые значения: параметры, которые не позволяют достигать заданных свойств

Затем выполняли анализ холоднокатаных и отожжённых листов, и соответствующие данные, касающиеся элементов микроструктуры, механических свойств и характеристик свариваемости, приведены, соответственно, в таблицах 4, 5 и 6.

Таблица 4. Микроструктура холоднокатаного и подвергнутого двойному отжигу стального листа

Были определены процентные содержания фаз микроструктур полученных холоднокатаных и подвергнутых двойному отжигу стальных листов.

Величины [C]_A и [Mn]_A соответствуют количествам углерода и марганца в аустените, выраженным в массовых процентах. Их измеряют методом дифракции рентгеновских лучей в случае углерода, C%, и при использовании электронно-зондового микроанализатора с полевой эмиссионной пушкой в случае марганца, Mn%.

Доли фаз на поверхности микроструктуры определяют следующим способом: для выявления микроструктуры из холоднокатаного и подвергнутого двойному отжигу стального листа вырезают образец для испытаний, полируют и подвергают травлению реагентом, известным в таковом качестве. После этого вырезанный образец исследуют при помощи сканирующего электронного микроскопа, например, сканирующего электронного микроскопа с полевой эмиссионной пушкой («FEG-SEM») при увеличении больше 5000x, в режиме регистрации вторичных электронов.

Отожжённый мартенсит может отличаться от свежего мартенсита по морфологии: отожжённый мартенсит имеет гладкую поверхность, иногда с карбидами внутри, в отличие от свежего мартенсита, который имеет шероховатую поверхность и не содержит карбидов.

Определение доли феррита на поверхности осуществляют при помощи исследований методом СЭМ после травления реагентами ниталь или пикраль/ниталь.

Определение объёмной доли остаточного аустенита выполняют методом дифракции рентгеновских лучей.

Плотность выделившихся карбидов определяют через посредство вырезанного из листа образца, исследуемого при помощи сканирующего электронного микроскопа с полевой эмиссионной пушкой («FEG-SEM») и анализа изображений c увеличением больше 15000x.

Таблица 5. Механические свойства холоднокатаного, подвергнутого двойному отжигу стального листа

Механические свойства полученных холоднокатаных, подвергнутых двойному отжигу стальных листов определены и приведены в следующей ниже таблице.

Предел текучести, YS, прочность на разрыв, TS, а также однородное и общее удлинение UE, TE, измеряли в соответствии со стандартом ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 г.

Подчёркнутые значения: не соответствуют заданным величинам

В испытаниях 1, 2, 3, 4, 8, 19, 26, 27 и 28 листы подвергались воздействию температур T₂, которые являлись слишком низкими. Образовавшийся аустенит является слишком стабильным, как демонстрируется значением показателя ([C]_A² x [Mn]_A) / (%C² x %Mn), которое является слишком высоким, что приводит к уменьшению однородного удлинения.

В противоположность этому, в испытаниях 5, 9, 18, 24 листы подвергались воздействию температуры T₂, которая являлась достаточно высокой для обеспечения того, чтобы стабильность аустенита соответствовала заданной величине, что в результате приводит к очень хорошим значениям однородного и общего удлинений.

Кроме того, в испытаниях 19, 25, 26, 27 и 28 листы подвергались воздействию температур T₂, которые были ниже Tc, и включали слишком большое количество карбидов, выходящее за пределы максимально допустимой величины, равной 4x10⁶/мм².

В испытаниях 10, 11, 12, 20 и 21 листы подвергались воздействию температур T₂, которые являлись слишком высокими. Образовавшийся аустенит является слишком нестабильным, как демонстрируется значением показателя ([C]_A² x [Mn]_A) / (%C² x %Mn), которое является слишком низким, что приводит к снижению предела текучести. Кроме того, все указанные испытания демонстрировали образование некоторого количества свежего мартенсита, при этом в испытаниях 10, 11 и 20 превышалась максимально допустимая величина, равная 5%. В отличие от этого, в испытаниях 13 и 22 листы подвергались воздействию температуры T₂, которая являлась достаточно низкой для обеспечения того, чтобы стабильность аустенита соответствовала заданной величине, приводящей к достижению очень хороших характеристик, без образования свежего мартенсита.

Таблица 6. Характеристики свариваемости холоднокатаного, подвергнутого двойному отжигу стального листа

На холоднокатаных, подвергнутых двойному отжигу стальных листах была выполнена точечная сварка в условиях стандарта ISO 18278-2.

В применяемом испытании образцы состоят из двух листов стали в форме сваренного вкрест эквивалента. Для разрушения сварной точки прилагается сила. Указанная сила, известная как прочность на растяжение крестообразного образца (CTS), выражается в единицах даН. Она зависит от диаметра сварной точки и толщины металла, то есть толщины стали и металлического покрытия. Это обеспечивает возможность вычисления коэффициента α, который представляет собой отношение величины CTS к произведению диаметра сварной точки и толщины основы. Указанный коэффициент выражается в единицах даН/мм².

Характеристики свариваемости холоднокатаных и подвергнутых двойному отжигу стальных листов определены и сведены в следующей таблице :

Испытания α (даН/мм²) Показатель склонности к LME 1 60 0,068 2 60 0,068 3 60 0,068 4 60 0,068 5 60 0,068 6 63 0,090 7 63 0,090 8 63 0,090 9 63 0,090 10 40 0,157 11 40 0,157 12 40 0,157 13 40 0,157 14 40 0,157 15 40 0,157 16 40 0,157 17 40 0,157 18 40 0,157 19 40 0,157 20 40 0,157 21 40 0,157 22 40 0,157 23 40 0,157 24 40 0,157 25 40 0,157 26 40 0,157 27 40 0,157 28 40 0,157

Показатель склонности к LME = C% + Si%/4, в масс. %.

Изобретение относится к металлургии, а именно к высокопрочному стальному листу, имеющему хорошие характеристики свариваемости. Холоднокатаный и подвергнутый двойному отжигу стальной лист, выполненный из стали, имеющей состав, в мас.%: C 0,03 – 0,18, Mn 6,0 – 11,0, 0,2 ≤Al < 3, Mo 0,05 – 0,5, B 0,0005 – 0,005, S ≤ 0,010, P ≤ 0,020, N≤ 0,008, и, необязательно, включающий один или несколько из следующих элементов: Si ≤ 1,20, Nb ≤ 0,050, Ti ≤ 0,050, Cr ≤ 0,5, V ≤ 0,2, железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавке, - остальное. Лист обладает микроструктурой, заключающей в себе, в долях поверхности: от 0 до 45% феррита, от 20 до 50% остаточного аустенита, от 5 до 80% отожженного мартенсита, от 0 до 5% свежего мартенсита, плотность карбидов ниже 4×10⁶/мм². При этом выполнено отношение ([C]_A² x [Mn]_A) / (C%² x Mn%), составляющее от 4,5 до 11,0, где [C]_A и [Mn]_A - содержание углерода и марганца в аустените, выраженное в массовых процентах, C% и Mn% - номинальные значения содержания С и Mn в стали, в масс.%. Шов контактной точечной сварки двух стальных деталей, изготовленных из холоднокатаного и подвергнутого двойному отжигу стального листа указанного состава, характеризуется значением α, которое составляет по меньшей мере 30 даН/мм², где α - отношение предела прочности на растяжение, представляющего собой силу, приложенную для разрушения сварной точки, полученной при сварке двух частей, к произведению диаметра сварной точки и толщины основы шва. Листы имеют высокие значения предела текучести и прочностью на разрыв, а также хорошо формуются. 2 н. и 9 з.п. ф-лы, 6 табл., 3 пр.

1. Холоднокатаный и подвергнутый двойному отжигу стальной лист, выполненный из стали, имеющей состав, в мас.%:

C: 0,03- 0,18

Mn: 6,0 – 11,0

0,2 ≤ Al < 3

Mo: 0,05 – 0,5

B: 0,0005 – 0,005

S ≤ 0,010

P ≤ 0,020

N ≤ 0,008

и, необязательно, включающий один или несколько из следующих элементов:

Si ≤ 1,20

Nb ≤ 0,050

Ti ≤ 0,050

Cr ≤ 0,5

V ≤ 0,2,

при этом остальную часть состава представляет железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавке,

упомянутый стальной лист обладает микроструктурой, заключающей в себе, в долях поверхности:

от 0 до 45% феррита,

от 20 до 50% остаточного аустенита,

от 5 до 80% отожженного мартенсита,

от 0 до 5% свежего мартенсита,

плотность карбидов ниже 4×10⁶/мм²,

при этом выполнено отношение ([C]_A² x [Mn]_A) / (C%² x Mn%), составляющее от 4,5 до 11,0,

где [C]_A и [Mn]_A - содержание углерода и марганца в аустените, выраженное в массовых процентах,

C% и Mn% - номинальные значения содержания С и Mn в стали, в мас.%.

2. Стальной лист по п. 1, отличающийся тем, что содержание углерода составляет от 0,05 до 0,15 мас.%.

3. Стальной лист по п. 1 или 2, отличающийся тем, что содержание марганца составляет от 6,0 до 9 мас.%.

4. Стальной лист по любому из пп. 1 – 3, отличающийся тем, что содержание алюминия составляет от 0,2 до 2,2 мас.%.

5. Стальной лист по любому из пп. 1 – 4, отличающийся тем, что микроструктура содержит от 5 до 25% феррита, от 25 до 50% остаточного аустенита и от 25 до 70% отожженного мартенсита.

6. Стальной лист по любому из пп. 1 – 5, отличающийся тем, что феррит присутствует и является равноосным.

7. Стальной лист по любому из пп. 1 – 5, отличающийся тем, что микроструктура не содержит феррита и содержит от 25 до 45% остаточного аустенита и от 55 до 75% отожженного мартенсита.

8. Стальной лист по любому из пп. 1 – 7, отличающийся тем, что прочность на разрыв составляет 900 МПа или более, относительное удлинение UE составляет 11% или более, предел текучести YS составляет 700 МПа или более, а общее удлинение TE, YS, UE, TS являются такими, что значение отношения [(YS-200)xUE+(TS-300)xTE]/(C%xMn%) составляет более 29 000.

9. Стальной лист по любому из пп. 1 – 8, отличающийся тем, что показатель склонности к жидкометаллическому охрупчиванию (LME) менее 0,36.

10. Стальной лист по любому из пп. 1 – 9, отличающийся тем, что сталь характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв, который составляет менее 0,4%, причем углеродный эквивалент определяется следующим образом:

Cэкв = C%+Si%/55+Cr%/20+Mn%/19-Al%/18+2,2P%-3,24B%-0,133xMn%xMo%,

при этом количества элементов выражены в массовых процентах.

11. Шов контактной точечной сварки двух стальных деталей, изготовленных из холоднокатаного и подвергнутого двойному отжигу стального листа по любому из пп. 1 – 10, характеризующийся значением α, которое составляет по меньшей мере 30 даН/мм²,

где α - отношение предела прочности на растяжение, представляющего собой силу, приложенную для разрушения сварной точки, полученной при сварке двух частей, к произведению диаметра сварной точки и толщины основы шва.