RU2834434C1

RU2834434C1 - Холоднокатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления

Info

Publication number: RU2834434C1
Application number: RU2023117710A
Authority: RU
Inventors: Артем АРЛАЗАРОВ; Жан-Марк ПИПАР
Original assignee: Арселормиттал
Filing date: 2020-12-08
Publication date: 2025-02-10

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаному и термообработанному стальному листу, используемому в качестве материала для изготовления конструктивных или обеспечивающих безопасность деталей транспортного средства. Лист имеет состав, включающий следующие элементы, мас.%: 0,1 ≤ углерод ≤ 0,5, 1 ≤ марганец ≤ 3,4, 0,5 ≤ кремний ≤ 2,5, 0,01 ≤ алюминий ≤ 1,5, 0,05 ≤ хром ≤ 1, 0,001 ≤ ниобий ≤ 0,1, сера ≤ 0,003, 0,002 ≤ фосфор ≤ 0,02, азот ≤ 0,01, при необходимости по меньшей мере один элемент, выбранный из: молибден ≤ 0,5, 0,001 ≤ титан ≤ 0,1, 0,01 ≤ медь ≤ 2, 0,01 ≤ никель ≤ 3, 0,0001 ≤ кальций ≤ 0,005, ванадий ≤ 0,1, бор ≤ 0,003, церий ≤ 0,1, магний ≤ 0,010, цирконий ≤ 0,010, остальное – железо и неизбежные примеси. Микроструктура стального листа включает, в долях площади, от 10 до 60% бейнита, от 5 до 50% феррита, от 5 до 25% остаточного аустенита, от 2 до 20% мартенсита, от 0 до 25% отпущенного мартенсита, при этом остальная часть представляет собой отожжённый мартенсит, содержание которого составляет от 1 до 45%. Обеспечивается получение листов, обладающих пределом прочности при растяжении не менее 960 МПа и общим удлинением не менее 20%. 4 н. и 11 з.п. ф-лы, 4 табл.

Description

Настоящее изобретение относится к холоднокатаному и термообработанному стальному листу, который подходит для использования в качестве стальных листов для автомобилей.

Необходимо, чтобы детали автомобилей удовлетворяли двум противоречивым потребностям, а именно: лёгкости формования и прочности, но в последние годы, в свете глобальных проблем окружающей среды, к автомобилям предъявляется также и третье требование: улучшение расхода топлива. Таким образом, теперь детали автомобилей должны изготовляться из материала, характеризующегося высокой формуемостью, для соответствия критериям лёгкости монтирования при сложной автомобильной сборке, и в то же время должна повышаться их прочность для аварийной ударобезопасности и долговечности транспортного средства при одновременном снижении массы транспортного средства с целью повышения эффективности использования в них топлива.

С учётом вышесказанного, прилагаются интенсивные усилия для исследования и разработки, нацеленные на уменьшение количества материала, используемого в автомобиле, за счёт повышения прочности материала. В свою очередь, повышение прочности стальных листов снижает формуемость, и, таким образом, необходима разработка материалов, обладающих и высокой прочностью, и высокой формуемостью.

Предшествующие исследования и разработки в области стальных листов, характеризующихся высокой прочностью и высокой формуемостью, привели в результате к появлению нескольких способов получения стальных листов, характеризующихся высокой прочностью и высокой формуемостью, некоторые из которых представлены в настоящем документе для обоснованного понимания настоящего изобретения:

В патенте EP3144406 заявлен высокопрочный холоднокатаный стальной лист, обладающий превосходной пластичностью, который содержит, в масс. %, углерод (C): 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 (P): 0,04% или меньше (за исключением 0%), серу (S): 0,015% или меньше (за исключением 0%), азот (N): 0,02% или меньше (за исключением 0%) и остальное железо (Fe) и неизбежные примеси, при этом суммарное количество кремния и алюминия (Si+Al) (масс. %) соответствует величине 1,0% или больше, а микроструктура включает, в долях поверхности: 5% или меньше полигонального феррита, характеризующегося отношением малой оси к большой оси, равным 0,4 или больше, 70% или меньше (за исключением 0%) игольчатого феррита, характеризующегося отношением малой оси к большой оси, составляющим 0,4 или меньше, 25% или меньше (за исключением 0%) игольчатого остаточного аустенита и остаточного мартенсита. Кроме того, в патенте EP3144406 предлагается высокопрочная сталь с прочностью на разрыв 780 МПа или больше.

В патенте EP3009527 предлагается высокопрочный холоднокатаный стальной лист, характеризующийся превосходным удлинением, превосходной способностью к отбортовке за счёт растяжения и высоким отношением предела текучести к пределу прочности, а также способ его изготовления. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист имеет определённый состав и микроструктуру. Состав включает от 0,15% до 0,27% C, от 0,8% до 2,4% Si, от 2,3% до 3,5% Mn, 0,08% P или меньше, 0,005% S или меньше, от 0,01% до 0,08% Al и 0,010% N или меньше в расчёте на массу основы, при этом остальное представляет собой Fe и неизбежные примеси. Микроструктура включает феррит, характеризующийся средним размером зерна 5 мкм или меньше и объёмной долей от 3% до 20%, остаточный аустенит, объёмная доля которого составляет от 5% до 20%, и мартенсит, объёмная доля которого составляет от 5% до 20%, при этом остальное представляет собой бейнит и/или отпущенный мартенсит. Общее количество остаточного аустенита с размером зерна 2 мкм или меньше, мартенсита с размером зерна 2 мкм или меньше или их смешанной фазы составляет 150 или больше на 2 000 мкм² сечения по толщине, параллельного направлению прокатки стального листа. Стальной лист патента EP3009527 способен достигать прочности 960 МПА или больше, но не способен достигать удлинения 20% или больше.

Цель настоящего изобретения заключатся в решении указанных проблем путём получения доступных холоднокатаных, термообработанных стальных листов, которые характеризуются одновременно:

пределом прочности при растяжении, равным 960 МПа или больше, а предпочтительно выше 980 МПа,

общим удлинением, равным 20% или больше, а предпочтительно выше 21%.

В предпочтительном варианте осуществления стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется пределом текучести, равным 475 МПа или больше.

В предпочтительном варианте осуществления стальной лист, соответствующий изобретению, характеризуется отношением предел текучести/прочность на разрыв, равным 0,45 или больше.

Предпочтительно, такая сталь также может характеризоваться хорошей пригодностью для формования, в частности, для прокатки с хорошей свариваемостью и нанесением покрытия.

Другой целью настоящего изобретения является также разработка доступного способа изготовления упомянутых листов, совместимого с традиционными промышленными вариантами применения, при этом обладающего надёжной устойчивостью к изменению параметров изготовления.

Холоднокатаный термообработанный стальной лист настоящего изобретения, необязательно, можно покрывать цинком или его сплавами, либо алюминием или его сплавами для повышения его коррозионной стойкости.

Углерод присутствует в стали в количестве от 0,1% до 0,5%. Углерод является элементом, необходимым для увеличения прочности стали настоящего изобретения за счёт образования фаз низкотемпературного превращения, таких как мартенсит, кроме того, углерод играет также кардинальную роль в стабилизации аустенита, следовательно, он является элементом, необходимым для сохранения остаточного аустенита. С учётом вышесказанного, углерод играет две решающих роли, одна из них заключается в повышении прочности, а другая в сохранении аустенита для сообщения пластичности. Однако содержание углерода меньше 0,1% не сможет стабилизировать аустенит в адекватном количестве, требуемом для стали настоящего изобретения. С другой стороны, при содержании углерода, превышающем 0,5%, сталь показывает плохую точечную свариваемость, что ограничивает её применение для производства деталей автомобилей. Предпочтительный предел для углерода составляет от 0,15% до 0,45%, а более предпочтительный предел составляет от 0,15% до 0,3%.

Содержание марганца в стали настоящего изобретения составляет от 1% до 3,4%. Данный элемент является гамма-генным. Цель добавления марганца заключается, по существу, в получении структуры, которая содержит аустенит. Марганец представляет собой элемент, который стабилизирует аустенит при комнатной температуре для получения остаточного аустенита. Количество марганца по меньшей мере около 1% масс. является обязательным для обеспечения прочности и прокаливаемости стали настоящего изобретения, а также для стабилизации аустенита. Таким образом, предпочтительным для предлагаемого изобретения является более высокое процентное содержание марганца, как например 3%. Однако, если содержание марганца составляет больше 3,4%, он оказывает неблагоприятные воздействия, например, замедляет превращение аустенита в бейнит в ходе изотермической выдержки для бейнитного превращения. В дополнение к этому, содержание марганца выше 3,4% также ухудшает свариваемость настоящей стали, а также при этом не могут достигаться целевые значения пластичности. Предпочтительный диапазон для марганца составляет от 1,2% до 2,8%, а более предпочтительный диапазон составляет от 1,3% до 2,4%.

Содержание кремния в стали настоящего изобретения составляет от 0,5% до 2,5%. Кремний является компонентом, который может замедлять осаждение карбидов в ходе перестаривания, следовательно, в присутствии кремния обогащённый углеродом аустенит стабилизируется при комнатной температуре. Далее, вследствие низкой растворимости кремния в карбиде он эффективно сдерживает или замедляет образование карбидов, следовательно, активирует образование карбидов низкой плотности в бейнитной структуре, требуемой в соответствии с настоящим изобретением для сообщения стали настоящего изобретения существенно важных механических свойств. Однако несоразмерное содержание кремния не производит упомянутого эффекта и приводит к возникновению таких проблем, как охрупчивание в результате отпуска. С учётом вышесказанного, концентрацию регулируют в рамках верхнего предела, равного 2,5%. Предпочтительный предел для кремния составляет от 0,8% до 2%, а более предпочтительный предел составляет от 1,3% до 1,9%.

Содержание алюминия составляет от 0,01% до 1,5%. В настоящем изобретении алюминий удаляет кислород, присутствующий в расплавленной стали, для предотвращения образования газовой фазы кислородом в ходе процесса затвердевания. Алюминий также связывает азот в стали с образованием нитрида алюминия в целях уменьшения размера зёрен. Повышенное содержание алюминия, выше 1,5%, поднимает точку Ac3 до более высокой температуры, понижая в результате этого производительность. Предпочтительный предел для алюминия составляет от 0,01% до 1%, а более предпочтительный предел составляет от 0,01% до 0,5%.

Содержание хрома в стали настоящего изобретения составляет от 0,05% до 1%. Хром является существенно важным элементом, который обеспечивает прочность и увеличение твёрдости стали, но при использовании в количестве выше 1% ухудшает качество конечной поверхности стали. Далее, содержание хрома ниже 1% изменяет дисперсионную картину карбида в бейнитных структурах в сторону огрубления, следовательно, сохраняет низкую плотность карбида в бейните. Предпочтительный предел для хрома составляет от 0,1% до 0,8%, а более предпочтительный предел составляет от 0,2% до 0,6%.

Ниобий присутствует в стали настоящего изобретения в количестве от 0,001% до 0,1% и подходит для образования карбонитридов в целях придания прочности стали настоящего изобретения за счёт дисперсионного твердения. Ниобий также будет оказывать влияние на размер микроструктурных компонентов путем его осаждения в виде карбонитридов и путём замедления рекристаллизации в процессе нагревания. Таким образом, в конце периода выдержки при соответствующей температуре, формировалась более тонкая микроструктура, и, как следствие, после полного отжига она приведёт к увеличению твёрдости продукта. Однако содержание ниобия выше 0,1% не является экономически целесообразным, поскольку наблюдается эффект насыщения его влияния, а это означает, что дополнительное количество ниобия не приведёт к какому-либо улучшению прочности продукта. Предпочтительный предел для ниобия составляет от 0,001% до 0,09%, а более предпочтительный предел составляет от 0,001% до 0,07%.

Сера не является существенно важным элементом, но может содержаться в стали как примесь, и с точки зрения настоящего изобретения, содержание серы, предпочтительно, по возможности является низким, но составляет 0,003% или меньше с учётом стоимости изготовления. Кроме того, если в стали имеется более высокое содержание серы, она связывается с образованием сульфидов, в особенности с марганцем, и ослабляет его благоприятное влияние на сталь настоящего изобретения.

Фосфор в стали настоящего изобретения содержится в количестве от 0,002% до 0,02%, фосфор ухудшает точечную свариваемость и пластичность в горячем состоянии, в частности, вследствие его склонности к сегрегации на границах зёрен или совместной сегрегации с марганцем. По этим причинам его содержание ограничивается величиной 0,02%, а предпочтительно, ниже 0,013%.

Содержание азота ограничивается величиной 0,01% с целью исключения старения материала и сведения к минимуму осаждения нитридов алюминия при затвердевании, которые ухудшают механические свойства стали. Молибден является необязательным элементом, который составляет от 0% до 0,5% стали настоящего изобретения; молибден играет действенную роль в улучшении прокаливаемости и твёрдости, задерживает появление бейнита и исключает осаждение карбидов в бейните. Однако введение молибдена излишне повышает стоимость добавления легирующих элементов, так что по экономическим причинам его содержание ограничивается величиной 0,5%.

Титан является необязательным элементом, который можно добавлять к стали настоящего изобретения в количестве от 0,001% до 0,1% так же, как ниобий, он включается в карбонитриды, поэтому играет определённую роль в повышении твёрдости. Однако он также образует нитриды титана, появляющиеся в ходе затвердевания литого продукта. Поэтому количество титана ограничивается величиной 0,1% во избежание образования крупнозернистых нитридов титана, неблагоприятных для формуемости. В случае наличия титана, его содержание ниже 0,001% не оказывает никакого влияния на сталь настоящего изобретения. Предпочтительный предел для титана составляет от 0,001% до 0,09%, а более предпочтительный предел составляет от 0,001% до 0,07%.

Медь можно добавлять как необязательный элемент в количестве от 0,01% до 2% для повышения прочности стали и улучшения её коррозионной стойкости. Для достижения таких эффектов требуется ее содержание минимум 0,01%. Однако при содержании выше 2% медь может ухудшать внешний вид поверхности.

Никель можно добавлять как необязательный элемент в количестве от 0,01% до 3% для повышения прочности стали и улучшения её ударной вязкости. Для достижения таких эффектов требуется его содержание минимум 0,01%. Однако при содержании выше 3% никель обусловливает ухудшение пластичности.

Кальций является необязательным элементом, который можно добавлять в сталь настоящего изобретения, в количестве от 0,0001% до 0,005%. Кальций добавляют к стали настоящего изобретения как необязательный элемент особенно при обработке включений. Кальций способствует тонкой очистке стали путём блокирования вредного содержания серы в форме глобул, ослабляя посредством этого неблагоприятное воздействие серы.

Ванадий является необязательным элементом, который можно добавлять, поскольку он является эффективным для повышения прочности стали за счёт образования карбидов или карбонитридов, и верхний предел составляет 0,1% исходя из экономической точки зрения.

Другие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, можно добавлять по отдельности или в сочетании в следующих соотношениях: церий ≤ 0,1%, бор ≤ 0,003%, магний ≤ 0,010% и цирконий ≤ 0,010%. Вплоть до указанных максимальных уровней содержания, упомянутые элементы делают возможным утончение зерна в ходе затвердевания. Остальная часть композиции стали состоит из железа и неизбежных примесей, образующихся в результате обработки.

Микроструктура стального листа, соответствующего изобретению, включает, в объёмных долях, от 10% до 60% бейнита, от 5% до 50% феррита, от 5% до 25% остаточного аустенита, от 2% до 20% мартенсита, от 0% до 25% отпущенного мартенсита и от 1% до 45% имеющегося отожжённого мартенсита.

Поверхностные доли фаз в микроструктуре определяют следующим способом: для выявления микроструктуры из стального листа вырезают испытательный образец, полируют и протравливают известным для этого реагентом. 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, а в случае отпущенного мартенсита проводили дилатометрические исследования в соответствии с публикацией S.M.C. Van Bohemen and J. Sietsma в журнале Metallurgical and materials transactions, volume 40A, May 2009-1059.

В стали настоящего изобретения бейнит составляет от 10% до 60% микроструктуры в долях площади. Для обеспечения общего удлинения, равного 20%, обязательно иметь 10% бейнита. Присутствующее количество бейнита предпочтительно составляет от 12% до 55%, а более предпочтительно, от 13% до 52%.

В стали настоящего изобретения феррит составляет от 5% до 50% микроструктуры в долях площади. Феррит сообщает стали настоящего изобретения удлинение. Феррит настоящей стали может включать полигональный феррит, реечный феррит, игольчатый феррит, пластинчатый феррит или эпитаксиальный феррит. Для обеспечения удлинения 20% или больше необходимо иметь 5% феррита. Феррит настоящего изобретения образуется в ходе отжига и охлаждения, выполняемого после отжига. Однако в случае, когда в стали настоящего изобретения содержание феррита выше 50%, невозможно одновременно достигать и определённого предела текучести, и указанного общего удлинения вследствие того, что феррит снижает как прочность на разрыв, так и предел текучести, а также увеличивает диапазон твёрдости, обусловленной присутствием твёрдых фаз, таких как мартенсит и бейнит, и ухудшает локальную формуемость. Предпочтительный предел для присутствия феррита в стали настоящего изобретения составляет от 6% до 49%.

Остаточный аустенит составляет от 5% до 25% в долях площади стали. Известно, что остаточный аустенит характеризуется более высокой растворяющей способностью по отношению к углероду, чем бейнит, а, следовательно, действует как эффективная ловушка углерода, тормозя, таким образом, образование карбидов в бейните. Процентное содержание углерода внутри остаточного аустенита стали настоящего изобретения предпочтительно выше 0,9% и предпочтительно ниже 1,2%. Остаточный аустенит стали, соответствующей настоящему изобретению, придаёт ей повышенную пластичность. Предпочтительный предел для остаточного аустенита составляет от 8% до 24%, а более предпочтительно, от 12% до 20%.

Мартенсит составляет от 2% до 20% в долях площади стали. Мартенсит сообщает стали настоящего изобретения прочность на разрыв. Мартенсит образуется при остывании после охлаждения по завершении перестаривания. Предпочтительный предел для мартенсита составляет от 3% to 18%, а более предпочтительно от 4% до 15%.

Отпущенный мартенсит составляет от 0% до 25% микроструктуры в долях площади. Мартенсит может образовываться, когда сталь охлаждают до температуры в диапазоне от Tc_min до Tc_max и отпускают в ходе выдержки при перестаривании. Отпущенный мартенсит придаёт стали настоящего изобретения пластичность и прочность. Когда отпущенный мартенсит находится в количестве свыше 25%, он сообщает излишнюю прочность, но уменьшает удлинение до величины вне приемлемого предела. Предпочтительное предельное количество отпущенного мартенсита составляет от 0% до 20%, а более предпочтительно от 0% до 18%.

Отожжённый мартенсит составляет от 1% до 45% микроструктуры стали настоящего изобретения в долях площади. Отожжённый мартенсит придаёт стали настоящего изобретения прочность и формуемость. Отожжённый мартенсит образуется в ходе второго отжига при температуре в диапазоне от TS до Ac3. Для достижения целевого удлинения сталью настоящего изобретения необходимо иметь по меньшей мере 1% указанных микроструктурных компонентов, но, если их количество превышает 45%, сталь настоящего изобретения не способна достигать определённой прочности и удлинения одновременно. Предпочтительный предел для наличия указанных компонентов составляет от 2% до 40%, а более предпочтительно, от 2% до 35%.

В дополнение к описанию вышеупомянутой микроструктуры следует отметить, что микроструктура холоднокатаного и термообработанного стального листа не содержит таких микроструктурных компонентов, как перлит, не сообщающих стальным листам механических свойств.

Стальной лист, соответствующий изобретению, можно производить любым подходящим способом. Предпочтительный способ состоит в получении полупродукта отливки стали с химическим составом согласно изобретению. Отливку можно выполнять либо в слитках, либо непрерывно в форме тонких слябов или тонких полос, т.е. с толщиной, находящейся в диапазоне приблизительно от 220 мм для слябов до нескольких десятков миллиметров для тонкой полосы.

Например, сляб, имеющий вышеописанный химический состав, изготовляют путём непрерывной отливки, в которой сляб необязательно подвергают прямому мягкому обжатию в ходе процесса непрерывной отливки для исключения сегрегации по центральной линии и достижения отношения локального количества углерода к номинальному количеству углерода, поддерживаемого ниже 1,10. Сляб, полученный при помощи процесса непрерывной отливки, можно использовать непосредственно при высокой температуре после непрерывной отливки или можно сначала охлаждать до комнатной температуры, а затем снова нагревать для горячей прокатки. Температура повторного нагрева составляет от 1100°C до 1280°C.

Температура сляба, который подвергают горячей прокатке, предпочтительно составляет по меньшей мере 1200°C и должна находиться ниже 1280°C. В случае, если температура сляба ниже 1200°C, на прокатном стане прилагается избыточная нагрузка, и, кроме того, температура стали в ходе конечной прокатки может понижаться до температуры ферритного превращения, в результате чего сталь будет прокатываться до состояния, в котором превращается феррит, содержащийся в данной структуре. С учётом вышесказанного, температура сляба предпочтительно также является достаточно высокой для того, чтобы горячую прокатку можно было выполнять в диапазоне температур от значения Ac3 до Ac3+200°C, а конечная температура прокатки оставалась выше Ac3. Необходимо избегать повторного нагревания при температурах выше 1280°C, поскольку это является дорогостоящим в промышленном масштабе.

Предпочтительным для получения структуры, благоприятной для рекристаллизации и прокатки, является диапазон конечной температуры прокатки от значения Ac3 до Ac3+200°C. Необходимо обеспечивать осуществляемый конечный проход прокатки при температуре выше Ac3, поскольку ниже указанной температуры стальной лист показывает значительное ухудшение прокатываемости. Затем лист, полученный таким образом, охлаждают со средней скоростью выше 30°C/с до температуры сматывания в рулон, которая может составлять ниже 600°C. Предпочтительно, скорость охлаждения будет равна 200°C/с или меньше, а температура сматывания в рулон предпочтительно составляет ниже 570°C.

Горячекатаный стальной лист сматывают в рулон при температуре сматывания в рулон, составляющей ниже 600°C, во избежание овализации горячекатаного стального листа, а предпочтительно ниже 570°C для исключения образования окалины. Предпочтительный диапазон температур сматывания в рулон составляет от 350°C до 570°C. Смотанный в рулон, горячекатаный стальной лист охлаждают до комнатной температуры перед осуществлением его необязательного отжига в зоне горячих состояний.

Можно осуществлять необязательную стадию удаления окалины с горячекатаного стального листа для удаления окалины, образовавшейся в ходе горячей прокатки. Затем горячекатаный лист можно подвергать необязательному отжигу в зоне горячих состояний при температурах от 400°C до 750°C в течение по меньшей мере 12 часов и не более 96 часов, но температуру следует поддерживать ниже 750°C во избежание частичного преобразования микроструктуры горячекатаного листа и, следовательно, потери однородности микроструктуры. После этого можно осуществлять необязательную стадию удаления окалины с целью удаления окалины, например, путём травления такого стального листа. Осуществляют холодную прокатку указанного горячекатаного стального листа со степенью обжатия от 35 до 90%. Затем выполняют два цикла отжига холоднокатаного стального листа, полученного в результате осуществления процесса холодной прокатки, для сообщения стали настоящего изобретения определённой микроструктуры и механических свойств.

При первом отжиге холоднокатаного стального листа его нагревают со скоростью нагревания, HR1, которая больше 3°C/с, а предпочтительно, больше 5°C/с, до температуры томления, TS1, составляющей от значения TS до Ac3, при этом Ac3 и TS для стали настоящего изобретения вычисляют с использованием следующей формулы:

TS = 830 -260⋅C -25⋅Mn + 22⋅Si + 40⋅Al

Ac3 = 901 - 262⋅C - 29⋅Mn + 31⋅Si - 12⋅Cr - 155⋅Nb + 86⋅Al

где величины содержания элементов выражены в массовых процентах.

Стальной лист выдерживают при температуре TS1 в течение периода времени от 10 секунд до 500 секунд для обеспечения адекватной рекристаллизации и по меньшей мере 50%-го превращения в аустенит сильно нагартованной исходной структуры. Затем лист охлаждают со скоростью CR1, которая составляет выше 25°C/с, а предпочтительно выше 50°C/с, до комнатной температуры. В ходе упомянутого охлаждения холоднокатаный стальной лист, необязательно, можно выдерживать при температуре в диапазоне от 350°C до 480°C, а предпочтительно, в диапазоне от 380°C до 450°C, при времени выдержки от 10 секунд до 500 секунд, затем можно охлаждать холоднокатаный стальной лист до комнатной температуры для получения отожжённого холоднокатаного стального листа.

После этого в течение второго отжига холоднокатаный и отожжённый стальной лист нагревают со скоростью HR2, которая составляет больше 3°C/с, до температуры томления, TS2, второго отжига, находящейся в диапазоне от значения TS до Ac3, причём

TS = 830 -260⋅C -25⋅Mn + 22⋅Si + 40⋅Al

Ac3 = 901 - 262⋅C - 29⋅Mn + 31⋅Si - 12⋅Cr - 155⋅Nb + 86⋅Al

где величины содержания элементов выражены в массовых процентах,

в течение периода времени от 10 секунд до 500 секунд для обеспечения адекватной рекристаллизации и превращения с целью получения минимум на 50% аустенитной микроструктуры. Температура TS2 всегда равна температуре TS1 или ниже её. Затем лист охлаждают со скоростью CR2, которая составляет больше 20°C/с, и предпочтительно больше 30°C/с, а более предпочтительно, больше 50°C/с, до температуры около T_{останов}, которая составляет от значения Tc_max до Tc_min. Указанные Tc_max и Tc_min определяют следующим образом:

Tc_max = 565 - 601 ⋅ (1 - Exp(-0,868⋅C)) - 34⋅Mn - 13⋅Si - 10⋅Cr + 13⋅Al - 361⋅Nb

Tc_min = 565 - 601 ⋅ (1 - Exp(-1,736⋅C)) - 34⋅Mn - 13⋅Si - 10⋅Cr + 13⋅Al - 361⋅Nb

После этого температуру холоднокатаного и отожжённого стального листа доводят до значения в диапазоне температур TOA, которое составляет от 380°C до 580°C, и выдерживают в течение периода времени от 10 секунд до 500 секунд для обеспечения образования адекватного количества бейнита, а также отпуска мартенсита для придания стали настоящего изобретения целевых механических свойств. Затем холоднокатаный и отожжённый стальной лист охлаждают до комнатной температуры со скоростью по меньшей мере 1°C/с для образования мартенсита с целью получения холоднокатаного и термообработанного стального листа. Предпочтительный диапазон температур для TOA составляет от 380°C до 500°C, а более предпочтительно, от 380°C до 480°C.

Затем на холоднокатаный, термообработанный стальной лист, необязательно, можно наносить покрытие любым известным промышленным способом, таким как, JVD (струйное нанесение покрытий осаждением паров), PVD (физическое осаждение из паровой фазы), окунание в горячий расплав (GI/GA) и т.д. Электрогальванизация не изменяет или не модифицирует никакие механические свойства или микроструктуру предлагаемого холоднокатаного термообработанного стального листа. Электрогальванизацию можно выполнять любым традиционным промышленным способом, например, путём электролитического осаждения.

Следующие ниже испытания, примеры, иллюстративное пояснение примерами и таблицы, которые представлены в настоящем документе, являются неограничивающими по своему характеру и должны рассматриваться только в целях иллюстрации, и они будут демонстрировать преимущественные признаки настоящего изобретения.

Стальные листы, произведённые из сталей с различными составами, перечислены и сведены вместе в таблице 1, где указанные стальные листы получены в соответствии с параметрами процесса, приведёнными в таблице 2, соответственно. Далее, в таблице 3 сведены характеристики микроструктуры стальных листов, полученных в ходе испытаний, а в таблице 4 приведён результат оценки достигнутых свойств.

В таблице 1 отображены стали с составами, выраженными в массовых процентах. Кроме составов сталей I1 - I5 для изготовления листов, соответствующих изобретению, в данной таблице указаны также составы эталонных сталей, которые обозначены в ней символами R1 - R4. Таблица 1 служит также сводной таблицей для сравнения свойств стали, соответствующей изобретению, и эталонной стали. В таблице 1 приведены также в форме колонки значения Ac3, которые определяют для образцов стали в соответствии со следующим уравнением:

Ac3 = 901 - 262⋅C - 29⋅Mn + 31⋅Si - 12⋅Cr - 155⋅Nb + 86⋅Al

Таблица 1 приведена ниже.

Таблица 2

В таблице 2 сведены параметры процесса отжига, воплощённые на сталях таблицы 1. Наряду со стальными композициями I1 - I7, служащими для изготовления листов, соответствующих изобретению, в данной таблице показаны также эталонные стали, которые обозначены в таблице символами R1 - R5. В таблице 2 приведены также в форме колонок значения Tc_min и Tc_max. Упомянутые Tc_max и Tc_min определяют для образцов стали, соответствующих изобретению, и эталонных сталей следующим образом:

Далее, перед выполнением обработки путём отжига сталей настоящего изобретения, а также эталонных сталей, все стали охлаждали по окончании горячей прокатки со средней скоростью 40°C/с. Затем горячекатаные рулоны обрабатывали, как заявлено, а после этого осуществляли холодную прокатку со степенью обжатия от 30 до 95%. Конечная скорость охлаждения составляет выше 1°C/с.

Указанные холоднокатаные стальные листы как из стали, соответствующей изобретению, так и эталонной стали, подвергали термообработкам, перечисленным в таблице 2 настоящего документа:

Таблица 3

В таблице 3 приведены в форме примеров результаты испытания, проведённого в соответствии со стандартами для определения состава микроструктуры как стали, соответствующей изобретению, так и эталонной стали, полученные на различных микроскопах, таких как сканирующий электронный микроскоп. Остаточный аустенит определяют при помощи измерения магнитного насыщения согласно публикации под названием «Structure and Properties of Thermal-Mechanically Treated 304 Stainless Steel» в журнале Metallurgical transactions, June 1970, Volume 1. Феррит, бейнит, отпущенный мартенсит и мартенсит исследуют методом анализа изображений, проводимого на основе программного обеспечения Aphelion, и при помощи прерывистого дилатометрического испытания.

Данные результаты приведены ниже:

Таблица 4

В таблице 4 представлены в виде примеров механические свойства как стали, соответствующей изобретению, так и эталонной стали. Для определения прочности на разрыв, предела текучести и общего удлинения проводят испытания на разрыв в соответствии со стандартами JIS Z2241, опубликованными в 11-м издании 20 октября 2020 г. под названием «METALLIC MATERIALS - TENSILE TESTING - METHOD OF TEST AT ROOM TEMPERATURE».

Далее в форме таблицы представлен итоговый результат различных механических испытаний, проведённых в соответствии со стандартами:

Claims

1. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист, имеющий состав, включающий следующие элементы, количества которых выражены в массовых процентах:

0,1% ≤ углерод ≤ 0,5%

1% ≤ марганец ≤ 3,4%

0,5% ≤ кремний ≤ 2,5%

0,01% ≤ алюминий ≤ 1,5%

0,05% ≤ хром ≤ 1%

0,001% ≤ ниобий ≤ 0,1%

сера ≤ 0,003%

0,002% ≤ фосфор ≤ 0,02%

азот ≤ 0,01%,

и он может содержать один или несколько из следующих необязательных элементов:

молибден ≤ 0,5%

0,001% ≤ титан ≤ 0,1%

0,01% ≤ медь ≤ 2%

0,01% ≤ никель ≤ 3%

0,0001% ≤ кальций ≤ 0,005%

ванадий ≤ 0,1%

бор ≤ 0,003%

церий ≤ 0,1%

магний ≤ 0,010%

цирконий ≤ 0,010%

остальное – железо и неизбежные примеси, причем микроструктура указанного катаного стального листа включает, в долях площади, от 10 до 60% бейнита, от 5 до 50% феррита, от 5 до 25% остаточного аустенита, от 2 до 20% мартенсита, от 0 до 25% отпущенного мартенсита, при этом остальная часть представляет собой отожжённый мартенсит, содержание которого должно составлять от 1 до 45%.

2. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по п. 1, состав которого включает 0,8% ≤ кремний ≤ 2%.

3. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по п. 1 или 2, состав которого включает 1,2% ≤ марганец ≤ 2,8%.

4. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-3, состав которого включает 0,01% ≤ алюминий ≤ 1%.

5. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-4, состав которого включает 0,001% ≤ ниобий ≤ 0,09%.

6. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-5, состав которого включает 0,1% ≤ хром ≤ 0,8%.

7. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-6, в котором количество отожжённого мартенсита составляет от 2 до 40%.

8. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-7, микроструктура которого включает от 12 до 55% бейнита.

9. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-8, микроструктура которого включает от 8 до 24% остаточного аустенита.

10. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-9, характеризующийся прочностью на разрыв больше 960 МПа и общим удлинением 20% или больше.

11. Холоднокатаный и термообработанный стальной лист по любому из пп. 1-10, характеризующийся пределом текучести выше 475 МПа.

12. Способ получения холоднокатаного и термообработанного стального листа по любому из пп. 1-11, включающий следующие стадии, на которых:

получают полупродукт из стали с композицией по любому из пп. 1-6;

повторно нагревают указанный полупродукт до температуры в диапазоне от 1100 до 1280°C;

осуществляют прокатку указанного полупродукта в аустенитном диапазоне, в котором конечная температура горячей прокатки должна составлять выше Ac3, для получения горячекатаного стального листа;

охлаждают указанный лист со средней скоростью выше 30°C/с до температуры сматывания в рулон, которая составляет ниже 600°C, и сматывают в рулон упомянутый горячекатаный лист;

охлаждают указанный горячекатаный лист до комнатной температуры;

необязательно, осуществляют стадию удаления окалины на данном горячекатаном стальном листе;

необязательно, выполняют отжиг горячекатаного стального листа при температуре от 400 до 750°C;

осуществляют холодную прокатку указанного горячекатаного стального листа со степенью обжатия от 35 до 90% для получения холоднокатаного стального листа;

затем выполняют первый отжиг путём нагревания упомянутого холоднокатаного стального листа со скоростью HR1, которая выше 3°C/с, до температуры томления, TS1, находящейся в диапазоне от значения TS до Ac3, при которой лист выдерживают в течение периода времени от 10 до 500 с, при этом TS и Ac3 определяют следующим образом:

TS = 830 -260⋅C -25⋅Mn + 22⋅Si + 40⋅Al,

Ac3 = 901 - 262⋅C - 29⋅Mn + 31⋅Si - 12⋅Cr - 155⋅Nb + 86⋅Al,

затем лист охлаждают со скоростью больше 25°C/с до комнатной температуры, при этом в ходе охлаждения холоднокатаный стальной лист, необязательно, выдерживают в температурных диапазонах от 350 до 480°C в течение периода времени от 10 до 500 с для получения холоднокатаного и отожжённого стального листа;

далее осуществляют второй отжиг путём нагревания упомянутого холоднокатаного и отожжённого стального листа со скоростью HR2, которая больше 3°C/с, до температуры томления, TS2, находящейся в диапазоне от значения TS до Ac3, при которой лист выдерживают в течение периода времени от 10 до 500 с;

затем лист охлаждают со скоростью CR2, которая больше 20°C/с, до диапазона температуры T_{останов}, в диапазоне от Tc_max до Tc_min, при этом Tc_max и Tc_min определяют следующим образом:

Tc_max = 565 - 601 ⋅ (1 - Exp(-0,868⋅C)) - 34⋅Mn - 13⋅Si - 10⋅Cr + 13⋅Al - 361⋅Nb,

Tc_min = 565 - 601 ⋅ (1 - Exp(-1,736⋅C)) - 34⋅Mn - 13⋅Si - 10⋅Cr + 13⋅Al - 361⋅Nb,

где C, Mn, Si, Cr, Al и Nb представлены в мас. % элементов в стали,

после этого температуру упомянутого холоднокатаного и отожжённого стального листа доводят до значения в диапазоне температур TOA, которое составляет от 380 до 580°C, выдерживают при температуре TOA в течение периода времени от 10 до 500 с и охлаждают указанный отожжённый холоднокатаный стальной лист до комнатной температуры со скоростью выше 1°C/с для получения холоднокатаного и термообработанного стального листа,

причем температура TS2 равна температуре TS1 или ниже.

13. Способ получения холоднокатаного и термообработанного стального листа по п. 12, характеризующийся температурой сматывания в рулон упомянутого горячекатаного стального листа, составляющей ниже 570°C.

14. Применение холоднокатаного и термообработанного стального листа по любому из пп. 1-11 для изготовления конструктивных или обеспечивающих безопасность деталей транспортного средства.

15. Применение способа получения холоднокатаного и термообработанного стального листа по п. 12 или 13 для изготовления конструктивных или обеспечивающих безопасность деталей транспортного средства.