ХОЛОДНОКАТАНЫЙ, ОТОЖЖЁННЫЙ И ПОДВЕРГНУТЫЙ ПЕРЕРАСПРЕДЕЛЕНИЮ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ И СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ Российский патент 2024 года по МПК C21D1/18 C21D1/22 C21D8/02 C21D9/46 C22C38/02 C22C38/04 C22C38/06 C22C38/12 C22C38/14 C22C38/18 

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 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 с прочностью на разрыв, TS, равной 1270 МПа или выше, однородным удлинением, UE, равным 10,0% или больше, общим удлинением, TE, равным 14,0% или больше, коэффициентом раздачи отверстия, равным, по меньшей мере, 15%, и удовлетворяющего выражению (TSxTE) /(C%+Si%/4) > 50 000 МПа%, при этом C% и Si% относятся к номинальным значениям масс.% C и Si в стали.

Предпочтительно, стальной лист характеризуется пределом текучести, равным 1000 МПа или выше.

Предпочтительно, стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется показателем склонности к LME менее 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 пп. 2 - 11, взятые по отдельности или в сочетании.

Другой задачей данного изобретения является шов контактной точечной сварки двух стальных деталей по п. 12.

Ещё одной задачей данного изобретения является закалённая под прессом и подвергнутая перераспределению стальная деталь по п. 13.

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

Согласно изобретению, содержание углерода составляет от 0,05% 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 0,05%, прочность перераспределённого мартенсита является недостаточной для достижения TS выше 1270 МПа. В предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание углерода составляет от 0,08% до 0,15%. В другом предпочтительном варианте осуществления изобретения содержание углерода составляет от 0,10 до 0,15%.

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, риск появления осевой сегрегации повышается 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 ниже 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 cостоянии непосредственно после литья. К тому же, трудно достигать прочности на разрыв выше 1270 МПа. Кроме того, чем выше содержание алюминия, тем выше температура томления для стабилизации аустенита. Предпочтительно, алюминий добавляют в количестве, по меньшей мере, на уровне 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 вязкости 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 ограничивается величиной 1,20% в целях повышения стойкости к LME. 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 1,0%.

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, соответственно, до достижения концентраций 0,5% и 0,2% для обеспечения повышенной прочности.

Остальную 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 30% феррита, причём такой феррит, при его наличии, характеризуется размером зерна меньше 1,0 мкм,

- от 8% до 40% остаточного аустенита, при этом доля островков аустенита размером больше 0,5 мкм равна 5% или меньше,

- от 30 до 92% перераспределённого мартенсита,

- меньше 3% свежего мартенсита,

- содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A² x [Mn]_A) / (C%² x Mn%) составляет меньше 18,0, при этом C% и Mn% представляют номинальные значения содержания углерода и марганца в массовых %.

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 8% до 40% остаточного аустенита. При концентрациях аустенита ниже 8% или выше 40% однородное и общее удлинение, UE и TE, не могут достигать соответственных минимальных величин, равных 10,0% и 14,0%.

Такой аустенит образуется в ходе межкритического отжига горячекатаного стального листа, а также при отжиге холоднокатаного стального листа. В ходе межкритического отжига горячекатаного стального листа образуются области, включающие содержание марганца выше номинального значения, и области, включающие содержание марганца ниже номинального значения, создавая неоднородное распределение марганца. Соответственно, вместе с марганцем сегрегирует углерод. Указанную неоднородность марганца измеряют при помощи отклонения распределения марганца для горячекатаного стального листа, которое должно быть равно -50 или больше, как показано на фиг. 3 и поясняется ниже.

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 меньше 18,0. Когда данное отношение больше 18,0, 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. 2356 Volume 46A, June 2015 (S. LEE, K. LEE, and B. C. DE COOMAN).

Кроме того, доля островков аустенита размером больше 0,5 мкм должна сохраняться равной 5% или меньше для обеспечения того, чтобы коэффициент раздачи отверстия оставался равным, по меньшей мере, 15%. Действительно, такие большие островки аустенита не являются достаточно стабильными.

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 0 до 30% феррита, причём такой феррит, при его наличии, характеризуется размером зерна меньше 1,0 мкм. Такой феррит может образовываться в ходе отжига холоднокатаного стального листа, когда он имеет место при температуре от значения Ac1 до Ac3 холоднокатаного стального листа. Когда отжиг холоднокатаного стального листа протекает при температуре выше Ac3 холоднокатаного стального листа, феррит не присутствует. Предпочтительно, содержание феррита составляет от 0% до 25%.

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, заключает в себе от 30 до 92% перераспределённого мартенсита. Такой мартенсит образуется в основном при охлаждении холоднокатаного стального листа после отжига, а затем повторно выделяется в ходе перераспределения в холоднокатаном стальном листе.

Свежий мартенсит может присутствовать в количестве меньше 3% 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. Действительно, упомянутый нестабильный аустенит с низким содержанием углерода и марганца приводит к тому, что начальная температура образования мартенсита, Ms, составляет выше 20°C. В целях достижения конечных механических свойств содержание свежего мартенсита должно составлять меньше 3%, а предпочтительно, меньше 2%, либо ещё лучше, сокращаться до 0%.

Повторно выделившийся мартенсит может отличаться от свежего мартенсита на вырезанном образце, отполированном, протравленном реагентом, известным в таковом качестве, например, реагентом ниталь, и исследуемом методом сканирующей электронной микроскопии (СЭМ), или на вырезанном образце, отполированном и анализируемом методом дифракции обратного рассеяния электронов (EBSD). Повторно выделившийся мартенсит имеет среднее содержание C, которое явно ниже номинального содержания C в стали. Упомянутое низкое содержание C наблюдается в результате повторного выделения углерода из мартенсита, образовавшегося в ходе закалки стали при температуре ниже Ms, в аустенит в течение периода выдержки при температуре перераспределения, T_P.

В отличие от этого, свежий мартенсит, который образуется в результате превращения обогащённого углеродом аустенита в мартенсит после стадии перераспределения, имеет содержание C выше номинального содержания углерода в стали и более высокую плотность дислокаций, чем в выделившемся мартенсите. В первом варианте осуществления микроструктура заключает в себе от 5% до 25% феррита, от 15% до 30% остаточного аустенита и от 45% до 80% повторно выделившегося мартенсита.

В другом варианте осуществления микроструктура не содержит феррита и включает от 20% до 30% остаточного аустенита, а также от 70% до 80% повторно выделившегося мартенсита.

Стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется прочностью на разрыв, TS, равной 1270 МПа или выше, однородным удлинением UE, равным 10,0% или больше, и общим удлинением TE, равным 14,0% или больше, коэффициентом раздачи отверстия, составляющим, по меньшей мере, 15%, и удовлетворяет выражению (TSxTE) /(%C+%Si/4) > 50 000 МПа%.

Предпочтительно, стальной лист характеризуется пределом текучести, равным 1000 МПа или выше.

Предпочтительно, холоднокатаный и отожжённый стальной лист характеризуется показателем склонности к LME ниже 0,36.

Предпочтительно, стальной лист характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв ниже 0,4% для улучшения свариваемости. 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, соответствующей 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, при этом конечная температура горячей прокатки, КТП, составляет 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 T_рулон, составляющей от 20°C до 600°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, T_ОГЛ, находящейся в диапазоне от Ac1 до Ac3. Более точно, температура T_ОГЛ выбрана для сведения к минимуму доли площади выделяющихся карбидов, до величины ниже 0,8%, и активирования неоднородного повторного выделения марганца. Указанную неоднородность марганца измеряют при помощи отклонения распределения марганца для горячекатаного стального листа, которое должно быть равно -50 или больше. Предпочтительно, температура T_ОГЛ составляет от Ac1+5°C до Ac3. Предпочтительно, температура T_ОГЛ составляет от 580°C до 680°C.

Стальной лист выдерживают при указанной температуре T_ОГЛ в течение времени выдержки, t_ОГЛ, от 0,1 до 120 ч для активирования диффузии марганца и формирования неоднородного распределения марганца. Кроме того, указанная термообработка горячекатаного стального листа позволяет снижать твёрдость горячекатаного стального листа при одновременном сохранении 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 отжигу при температуре T_{выдержки}, составляющей от значения T1 до 930°C, в течение периода времени выдержки, t_{выдержки}, составляющего от 3 с до 1000 с, причём T1 является температурой, при которой в конце периода времени выдержки образуется 30% феррита, в долях поверхности. Когда T_{выдержки} выше 930°C, может стабилизироваться недостаточное количество аустенита при комнатной температуре. Предпочтительно, T_{выдержки} составляет от 720 до 900°C и более предпочтительно, от 720°C до 870°C, а время t_{выдержки} составляет от 100 до 1000 с. Такой отжиг можно выполнять в режиме непрерывного отжига.

Затем холоднокатаный и отожжённый стальной лист охлаждают до температуры закалки, Tq, которую устанавливают в диапазоне от значения (Ms70% - 75) до (Ms70% - 20). Ms70% представляет собой температуру, при которой посредством указанной операции закалки в стальном листе достигается содержание мартенсита, равное 70%. Упомянутую величину определяют с помощью построения кривой скорости мартенситного превращения при охлаждении до комнатной температуры, благодаря дилатометрическим испытаниям, выполняемым на образцах, которые охлаждают до комнатной температуры и снова нагревают до 120°C. Как показано на фиг. 1, величина, соответствующая процентному содержанию мартенсита, равному 70% (нормируемому как 0,7 относительно 1 при комнатной температуре) описывается в виде Ms70%.

Такая закалка происходит со средней скоростью охлаждения, составляющей, по меньшей мере, 0,1°C/с, а предпочтительно, по меньшей мере, 1°C/с. Часть аустенита, присутствующего в конце периода выдержки, будет превращаться в свежий мартенсит, при этом его точная доля зависит от значения Tq.

Далее после закалки осуществляют стадию перераспределения в стальном листе при температуре Tp от 300 до 550°C в течение периода времени tp, составляющего от 5 до 1000 с. Предпочтительно, T_p составляет от 350 до 500°C, а t_p составляет от 100 до 300 с.

В конце упомянутой стадии перераспределения свежий мартенсит превращается в повторно выделившийся мартенсит. Аустенит дополнительно обогащается углеродом.

Затем холоднокатаный, отожжённый и подвергнутый перераспределению стальной лист охлаждают до комнатной температуры, и в ходе такого охлаждения может образоваться небольшая доля свежего мартенсита. 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.

В другом варианте осуществления описанный выше процесс можно останавливать после отжига горячекатаного листа, холодной прокатки или после нанесения покрытия и разрезать соответствующие стальные листы на заготовки, которые затем будут использоваться для изготовления деталей способом закалки под прессом. Если нанесение покрытия происходит путём погружения в расплав, отжиг для подготовки поверхности листа, как правило, предпочтительно осуществлять непосредственно перед погружением его в ванну с горячим металлом.

Такая операция закалки под прессом заключается в осуществлении стадии аустенизации, на которой стальную заготовку нагревают в печи до температуры в диапазоне от T1 до 930°C, аналогично отжигу, описанному выше для холоднокатаного стального листа. Предпочтительно, указанная температура аустенизации составляет от 720 до 900°C, и более предпочтительно, от 720°C до 870°C, а период времени аустенизации составляет от 30 до 1000 с. После этого нагретую заготовку перемещают в штамп для горячей штамповки, где имеет место горячая штамповка.

Затем деталь удерживают в штампе, при этом имеет место упрочнение посредством операции закалки, выполняемой способом, известным специалисту в данной области техники. Закалку осуществляют так, чтобы добиваться скорости охлаждения, по меньшей мере, 0,1°C/с до достижения температуры Tq, составляющей от значения (Ms70% - 75) до (Ms70% - 20). В ходе указанной закалки деталь приобретёт ту же микроструктуру, что и задаваемая для холоднокатаного и отожжённого стального листа.

После этого стальную деталь помещают в печь, обычно на время от 2 до 100 с, для выполнения операции перераспределения, которая требует повторного нагревания детали при температуре Tp в течение периода времени выдержки, tp, при этом Tp находится в диапазоне от 300 до 550°C, а tp в диапазоне от 2 до 1000 с. Предпочтительно, Tp составляет от 350 до 500°C, а tp составляет от 100 до 300 с. После этого деталь приобретёт ту же микроструктуру, что и задаваемая для холоднокатаного, отожжённого и подвергнутого перераспределению стального листа.

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

Пример 1. Стальной лист для холодного формования

Стали шести 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.

Подчёркнутые значения: за пределами изобретения

Температуры Ac1, Ac3 и Ms определены для холоднокатаных стальных листов 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 подвергали термообработке при температуре T_ОГЛ и выдерживали 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

Выполняли анализ горячекатаных и термообработанных стальных листов, и соответствующие характеристики приведены в таблице 3.

Таблица 3. Микроструктура и свойства горячекатаного и термообработанного стального листа

Определяли отклонение распределения марганца и долю выделившихся карбидов.

Долю 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.

Термообработка горячекатаного стального листа позволяет марганцу диффундировать в аустенит: повторное выделение марганца является неоднородным, включающим области с низким содержанием марганца и области с высоким содержанием марганца. Указанная неоднородность марганца способствует достижению определённых механических свойств и может быть измерена при помощи профиля концентраций марганца.

На фиг. 2 представлены вырезанные из горячекатаных и термообработанных стальных листов образцы испытания 13 и испытаний 1-8. Чёрная область соответствует зоне с меньшим количеством марганца, серая область соответствует повышенному количеству марганца.

Указанную фигуру получают следующим способом: из горячекатаного и термообработанного стального листа на толщины вырезают образец для испытаний и полируют его.

Затем снимают характеристики указанного вырезанного образца при помощи электронно-зондового микроанализатора с полевой эмиссионной пушкой («FEG») при увеличении больше 10000x для определения количеств марганца. Составлены три карты распределения размером 10 мкм*10 мкм для различных частей вырезанного образца. Указанные карты состоят из пикселей размером 0,01 мкм². В каждом пикселе вычисляют количество марганца в массовых процентах, а затем наносят точки на кривую, представляющую совокупную долю площади по данным трёх карт как функцию количества марганца.

Указанная кривая построена на фиг. 3 для испытания 13 и испытаний 1-8: 100% вырезанного из листа образца содержат больше 1% марганца. В случае испытаний 1-8, в 10% вырезанного из листа образца содержится больше 10% марганца.

Затем вычисляют отклонение полученной кривой между точкой, представляющей 80% совокупной доли площади, и точкой, представляющей 20% совокупной доли площади.

В случае испытаний 1-8 упомянутое отклонение составляет больше -50, показывая, что повторное выделение марганца является неоднородным, заключающим в себе области с низким содержанием марганца и области с высоким содержанием марганца.

В противоположность этому, в случае испытания 13 отсутствие термообработки после горячей прокатки обусловливает тот факт, что повторное выделение марганца не является неоднородным, и это можно видеть по величине отклонения распределения марганца, составляющей меньше -50.

Подчёркнутые значения: не соответствуют заданным величинам.

Таблица 4. Параметры процесса получения холоднокатаных, отожжённых и подвергнутых перераспределению стальных листов

В случае испытаний 1-15 затем осуществляют холодную прокатку полученного горячекатаного и термообработанного стального листа. После этого холоднокатаный стальной лист вначале подвергают отжигу при температуре T_{выдержки} и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, t_{выдержки}, перед закалкой при температуре Tq со скоростью охлаждения 2°C/с. Затем стальной лист отжигают второй раз при температуре Tp и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, tp, 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, н/о: не определяли

Затем выполняли анализ холоднокатаных и отожжённых листов, и соответствующие данные, касающиеся элементов микроструктуры, механических свойств и характеристик свариваемости, приведены, соответственно, в таблицах 5, 6 и 7.

Таблица 5. Микроструктура холоднокатаного, отожжённого и подвергнутого перераспределению стального листа

Определяли процентные содержания фаз микроструктур полученных холоднокатаных и подвергнутых перераспределению стальных листов.

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

Доли фаз на поверхности микроструктуры определяют следующим способом: для выявления микроструктуры из холоднокатаного и отожжённого 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.

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.

Подчёркнутые значения: не соответствуют изобретению, н/о: не определяли

Таблица 6. Механические свойства холоднокатаного, отожжённого и подвергнутого перераспределению стального листа

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

Предел текучести, YS, прочность на разрыв, TS, а также однородное и общее удлинение, UE, TE, измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 г. Испытание для определения коэффициента раздачи отверстия проводят в соответствии со стандартами ISO 16630.

Подчёркнутые значения: не соответствуют заданным величинам

В испытаниях 4, 6, 9 и 10 листы подвергали воздействию температуры закалки, Tq, которая является слишком высокой, что приводило к образованию высокой доли больших островков аустенита, не являющихся достаточно стабильными, вследствие чего ухудшается коэффициент раздачи отверстия.

В испытании 5 лист подвергали воздействию температуры закалки, Tq, которая является слишком низкой, что приводит к формированию аустенита, слишком стабильного при деформации, как показано при помощи величины [C]_A² x [Mn]_A / C%² x Mn%. Это определяет достигаемые величины общего и однородного удлинения, которые являются слишком низкими.

В испытании 8 лист подвергали воздействию температуры выдержки выше T1, а температура Tq являлась слишком высокой, что в заметной степени приводило к образованию высокой доли больших островков аустенита, не являющихся достаточно стабильными. Вместе с относительно высокой долей феррита, это в результате приводит к значительному понижению коэффициента раздачи отверстия.

Лист испытания 13 изготовлен из композиции, которая не содержит достаточного количества марганца, и подвергнут отжигу после горячей прокатки при слишком низкой температуре. Образующаяся в результате этого микроструктура состоит из феррита и карбидов с довольно однородным распределением марганца в феррите. Кроме того, относительно низкая температура выдержки приводит к растворению карбидов в недостаточной степени. Большой размер зёрен феррита после отжига холоднокатаного стального листа сообщается зернами феррита очень большого размера, образующимися в ходе отжига горячекатаного листа в периодическом режиме. Карбиды не могут предотвращать аномальный рост зёрен феррита в ходе отжига горячекатаного листа в периодическом режиме. Следовательно, размер зерна феррита является слишком большим, и снижаются доля остаточного аустенита и механическая стабильность, что вызывает уменьшение однородного и общего удлинений.

Листы испытаний 14 и 15, состав которых не содержит достаточного количества марганца, подвергали отжигу горячекатаного листа при слишком низкой температуре. Образующаяся в результате этого микроструктура состоит из феррита и карбидов с довольно однородным распределением марганца в феррите. В закалённом и подвергнутом перераспределению листе не достигается оптимальное соотношение между механическими свойствами и стойкостью к LME, о чем свидетельствует низкое значение (UTSxTE) / (C%+Si%/4).

Таблица 7. Характеристики свариваемости холоднокатаного, отожжённого и подвергнутого перераспределению стального листа

На холоднокатаных, отожжённых и подвергнутых перераспределению стальных листах выполняли точечную сварку 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, отожжённых и подвергнутых перераспределению листов определены и сведены в следующей таблице:

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

н/о: не определяли

Пример 2. Закалённая под прессом деталь

В случае испытаний 16 и 17, затем осуществляли холодную прокатку полученных горячекатаных и термообработанных стальных листов. После этого холоднокатаные стальные листы отжигали при 860°C в течение 100 с для подготовки поверхности листов для дальнейшего нанесения покрытия в ванне для горячего алюминирования погружением в расплав.

После отверждения покрытия и охлаждения до комнатной температуры стальные листы разрезают на заготовки. Затем такие заготовки помещают в печь, где их отжигают при температуре T_{выдержки} и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, t_{выдержки}. После этого их перемещают в штамп для закалки под прессом, где их штампуют в форме деталей и закаляют при температуре Tq со скоростью охлаждения 2°C/с.

Затем стальные детали снова перемещают в печь, где их нагревают второй раз при температуре Tp и выдерживают при указанной температуре в течение периода времени выдержки, tp, перед охлаждением до комнатной температуры. Для получения стальных деталей применяли следующие конкретные условия:

Определяли процентные содержания фаз микроструктур полученных стальных деталей:

Механические свойства деталей определены и приведены в следующей ниже таблице.

Предел текучести, YS, прочность на разрыв, TS, а также однородное и общее удлинение UE, TE, измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 г. Испытание для определения коэффициента раздачи отверстия проводят в соответствии со стандартами ISO 16630.

Изобретение относится к металлургии, а именно к высокопрочному стальному листу с высокой свариваемостью и может быть использовано в автомобильной промышленности. Холоднокатаный, отожжённый и подвергнутый перераспределению углерода стальной лист, выполненный из стали, имеющей состав, содержащий, в мас.%: C 0,05 – 0,18, Mn 6,0 – 11,0, 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: Al < 3, Si ≤ 1,20, Ti ≤ 0,050, Nb ≤ 0,050, Cr ≤ 0,5, V ≤ 0,2, железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавке, - остальное. Лист обладает микроструктурой, включающей, в долях поверхности: от 0 до 30% феррита, имеющего, при его наличии, размер зерна меньше 1,0 мкм, от 8 до 40% остаточного аустенита, при этом доля островков аустенита размером больше 0,5 мкм равна 5% или меньше, от 30 до 92% перераспределённого мартенсита, от 0 до 3% свежего мартенсита, содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A² × [Mn]_A) / (C%² × Mn%) составляет меньше 18,0, при этом C% и Mn% представляют собой номинальные значения содержания углерода и марганца в мас.%. Шов контактной точечной сварки двух стальных деталей выполнен из холоднокатаного, отожжённого и подвергнутого перераспределению углерода стального листа, характеризуется значением α, составляющим по меньшей мере 30 даН/мм², где α - отношение предела прочности на растяжение шва, полученного сваркой двух деталей, к произведению диаметра сварной точки и толщины основы. Лист характеризуется высокими значениями механических свойств, свариваемости и стойкости к жидко-металлическому охрупчиванию. 3 н. и 10 з.п. ф-лы, 3 ил., 7 табл., 2 пр.

1. Холоднокатаный, отожжённый и подвергнутый перераспределению углерода стальной лист, выполненный из стали, имеющей состав, содержащий, в мас.%:

C 0,05 – 0,18

Mn 6,0 – 11,0

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:

Al < 3

Si ≤ 1,20

Ti ≤ 0,050

Nb ≤ 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, включающей, в долях поверхности:

от 0 до 30% феррита, имеющего, при его наличии, размер зерна меньше 1,0 мкм,

от 8 до 40% остаточного аустенита, при этом доля островков аустенита размером больше 0,5 мкм равна 5% или меньше,

от 30 до 92% перераспределённого мартенсита,

от 0 до 3% свежего мартенсита,

содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A² × [Mn]_A) / (C%² × Mn%) составляет меньше 18,0, при этом C% и Mn% представляют собой номинальные значения содержания углерода и марганца в мас.%.

2. Стальной лист по п. 1, отличающийся тем, что содержание углерода составляет от 0,08 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 его микроструктура содержит от 5 до 25% феррита, от 15 до 30% остаточного аустенита и от 45 до 80% перераспределённого мартенсита.

6. Стальной лист по любому из пп. 1-4, отличающийся тем, что его микроструктура не содержит феррита и содержит от 20 до 30% остаточного аустенита и от 70 до 80% перераспределённого мартенсита.

7. Стальной лист по любому из пп. 1-6, отличающийся тем, что прочность на разрыв составляет 1270 МПа или выше, относительное удлинение UE составляет 10,0% или более, общее удлинение TE составляет 14,0% или более, и в котором TS, TE, а также концентрации углерода и кремния удовлетворяют следующему выражению: (TS x TE) /(C%+Si%/4) > 50000 МПа⸱%, где величины C% и Si% относятся к номинальным значениям содержания C и Si в стали, в мас. %.

8. Стальной лист по любому из пп. 1-7, отличающийся тем, что коэффициент раздачи отверстия составляет 15% или больше.

9. Стальной лист по любому из пп. 1-8, отличающийся тем, что предел текучести YS составляет 1000 МПа или выше.

10. Стальной лист по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что показатель склонности к жидко-металлическому охрупчиванию LME ниже 0,36.

11. Стальной лист по любому из пп. 1-10, отличающийся тем, что сталь характеризуется углеродным эквивалентом Cэкв менее 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 количества элементов выражены в массовых процентах.

12. Шов контактной точечной сварки двух стальных деталей, выполненных из холоднокатаного, отожжённого и подвергнутого перераспределению углерода стального листа по любому из пп. 1-11, который характеризуется значением α составляющим по меньшей мере 30 даН/мм²,

где α - отношение предела прочности на растяжение шва, полученного сваркой двух деталей, к произведению диаметра сварной точки и толщины основы.

13. Деталь, изготовленная из холоднокатаного, отожженного и подвергнутого перераспределению углерода листа, выполненного из стали, имеющей состав, содержащий, в мас.%:

C 0,05 – 0,18

Mn 6,0 – 11,0

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:

Al < 3

Si ≤ 1,20

Ti ≤ 0,050

Nb ≤ 0,050

Cr ≤ 0,5

V ≤ 0,2,

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

путем горячей штамповки с одновременной закалкой и с последующим перераспределением углерода с формированием в детали микроструктуры, включающей, в долях поверхности:

от 0 до 30% феррита, имеющего, при его наличии, размер зерна меньше 1,0 мкм,

от 8 до 40% остаточного аустенита, при этом доля островков аустенита размером больше 0,5 мкм равна 5% или меньше,

от 30 до 92% перераспределённого мартенсита,

от 0 до 3% свежего мартенсита,

причем содержание углерода [C]_A и марганца [Mn]_A в аустените, выраженное в массовых процентах, такое, что отношение ([C]_A² × [Mn]_A) / (C%² × Mn%) составляет меньше 18,0, при этом C% и Mn% представляют собой номинальные значения содержания углерода и марганца в мас.%.