ХОЛОДНОДЕФОРМИРУЕМАЯ СТАЛЬ ПОВЫШЕННОЙ ПРОЧНОСТИ И СОСТОЯЩЕЕ ИЗ НЕЕ ПЛОСКОЕ ИЗДЕЛИЕ
COLD-WORKED HIGH-STRENGTH STEEL AND FLAT ARTICLE MADE THEREOF

Изобретение относится к холоднодеформируемой стали повышенной прочности с высоким содержанием марганца, которая обладает высокой стойкостью к вызванному водородом замедленному трещинообразованию и особенно хорошей свариваемостью. Кроме того, изобретение относится к полученным из такой стали плоским изделиям.
Причиной вызванного водородом замедленного трещинообразования является проникающий извне в стальной материал водород. Если же причиной отказа стального материала является имеющийся в нем и обусловленный производством водород, то говорят о замедленном разрушении.
Вышеназванная комбинация свойств требуется, в частности, для сталей, применяемых для изготовления кузовных деталей автомобилей. Именно в этом случае возникает требование, чтобы листы, из которых изготавливаются детали, при оптимально малой массе не только хорошо деформировались, но и обладали достаточной прочностью, с тем чтобы при малых толщинах листов эффективно способствовать стабильности соответствующего кузова.
Кроме того, в случае сталей, предназначенных для кузовных деталей и сопоставимых областей применения, должно гарантироваться, чтобы они хорошо сваривались и, в частности, не были склонны к возникающему в процессе сварки трещинообразованию в зоне соответствующего места сварки (жидкометаллическое охрупчивание).
Жидкометаллическим охрупчиванием называется ослабление границ зерен проникающей по ним средой (например, цинком из покрытия, медью из присадочного материала), которое из-за возникающих при охлаждении напряжений может вызвать трещины. Так, например, при сварке оцинкованных листов может произойти так, что цинк, нанесенный на стальной лист-подложку в качестве коррозионно-защитного покрытия, вследствие высоких температур сварки расплавится и проникнет по границам зерен в стальной лист. При последующем охлаждении на этих границах зерен возникают напряжения, которые могут вызвать межкристаллитные трещины.
Наконец стали, применяемые для кузовных деталей, несмотря на многократную холодную деформацию, необходимую для придания формы соответствующей детали, даже после длительной эксплуатации под возникающими при практическом применении нагрузками не должны быть склонны к образованию вызванных водородом трещин, т.е. так называемому замедленному трещинообразованию, которое могло бы повлечь за собой опасные последствия для прочности и стабильности детали и изготовленного с ней кузова.
Было предпринято большое количество попыток создания сталей для кузовостроения и аналогичных областей применения, которые обладают хорошей деформируемостью и механическими свойствами, оптимизированными в отношении предполагаемого применения.
Первый пример такой легкой стали описан в WO 2007/075006 A1. Представленная в этой публикации сталь содержит помимо Fe и неизбежных примесей (в мас.%) 0,2-1,5 C, 10-25 Mn, 0,01-3,0 Al, 0,005-2,0 Si, до 0,03 P, до 0,03 S и до 0,040 N, а также соответственно опционально 0,1-2,0 Cr, 0,0005-0,01 Ca, 0,01-0,1 Ti, 0,001-0,020 B. Легированная таким образом сталь должна обладать при высокой вязкости, высокой прочности и уменьшенной склонности к трещинообразованию оптимальной деформируемостью. Кроме того, она должна особенно хорошо покрываться защищающим от коррозии покрытием.
Другая сталь, которая должна обладать оптимальными деформируемостью, прочностью и свариваемостью, известна из WO 93/13233 A1. Эта сталь содержит помимо Fe и неизбежных примесей (в мас.%) до 1,5 C, 15-35 Mn, 0,1-6,0 Al, а также соответственно опционально до 0,6 Si, до 5 Cu, до 1 Nb, до 0,5 V, до 0,5 Ti, до 9 Cr, менее 4,0 Ni и менее 0,2 N. Опциональному добавлению до 9 мас.% Cr в WO 93/13233 A1 приписывается стабилизирующее аустенит и повышающее прочность действие. Такое же действие должно оказывать содержание в известной стали Ni, Ti и V. В примерах из WO 93/13233 Al, в которых приведено заметное содержание Cr в комбинации с содержанием Ni, Ti или V, одновременно предусмотрено соответственно высокое содержание Al более 3 мас.%. В WO 93/13233 A1 содержание 0,1-6,0 мас.% считается особенно важным в отношении стабилизации аустенита, холодной обрабатываемости и деформируемости под прессом.
В WO 2007/074994 A1 также описана сталь для применения в области автомобилестроения, которая должна обладать высокими вязкостью и прочностью. Эта сталь содержит помимо Fe и неизбежных примесей (в мас.%) 0,1-1,5 C, 5-35 Mn, 0,01-3 Al, а также соответственно опционально менее 3 Si, менее 9 Cr, менее 5 Cu, менее 4 Ni, менее 1 Мо, менее 1 Nb, менее 0,5 V и менее 0,04 N. Кроме того, в стали также опционально могут присутствовать Sn, Sb, As и Те в количестве соответственно 0,005-0,05 мас.%, В, La и Се в количестве соответственно 0,0005-0,040 мас.%, Zr и Ti в количестве соответственно 0,0005-0,1 мас.% и Ca в количестве 0,0005-0,03 мас.%. При этом за счет присутствия Al в количестве 0,01-3,0 мас.% должна быть повышена вязкость стали за счет того, что Al стабилизирует долю феррита в стали и подавляет образование s-мартенсита. В известной стали могут присутствовать до 3 мас.% Si, чтобы повысить предел ее прочности при растяжении. При этом содержание Si ограничено максимум 3 мас.%, чтобы избежать поверхностных дефектов и обеспечить хорошую свариваемость. В известной стали может присутствовать Cr, чтобы повысить ее коррозионную стойкость и обеспечить хорошую деформируемость. Nb и V могут присутствовать в известной стали для оптимизации прочности. Однако ни в одном из представленных в WO 2007/074994 A1 примерах не приведено содержание Cr в комбинации со значительным содержанием Al, Nb или V.
Из WO 95/26423 A1 также известна сталь с высоким содержанием Mn, которая должна иметь улучшенную обрабатываемость. Эта сталь содержит помимо Fe и неизбежных примесей (в мас.%) менее 1,5 C, 15-35 Mn, 0,1-0,6 Al, а также, по меньшей мере, один из элементов Si, Cu, Nb, V, Cr, Ni, N, B, Ti, Zr, La, Ce или Ca при условии, что содержание Si составляет макс. 0,6, Cu - макс. 5, Nb - макс. 1,0, V - макс. 0,5, Cr - макс. 9, Ni - макс. 4,0, N - макс. 0,2, B - 0,0005-0,04, Ti и Zr - по 0,005-0,040, а Ca - 0,0005-0,030. Описанное в WO 95/26423 A1 действие отдельных легирующих элементов соответствует действию, поясненному в приведенных выше документах.
Из EP 2090668 A1 также известны условия легирования стали, сравнимые с описанными выше сталями, с получением стали, которая содержит помимо Fe и неизбежных примесей (в мас.%) 0,05-0,78 C, 11-23 Mn и может содержать соответственно до 5 Al и Cr, до 2,5 Ni, до 5 Si и до 0,5 V. При этом, согласно приведенным в EP 2090668 A1 примерам, либо высокое содержание Al комбинируется с низким содержанием Cr, либо высокое содержание Cr - с низким содержанием Al. Хотя в EP 2090668 A1 упомянуто повышающее прочность действие V, ни в одном из примеров не содержится этого или иного микролегирующего элемента.
Наконец, в WO 2009/084792 A1 описана сталь с высоким содержанием Mn, которая содержит помимо Fe и неизбежных примесей (в мас.%) 0,3-0,9 C, 15-25 Mn, 0,01-2,0 Si, 0,01-4,0 Al, до 0,05 S, до 0,1 Р, а также, по меньшей мере, один элемент из группы Nb, V, Ti, W, Mo, Cr при условии, что содержание Nb составляет менее 0,2 мас.%, V - менее 0,5 мас.%, Ti - менее 0,3 мас.%, a W, Mo и Cr - соответственно менее 1 мас.%. При этом присутствие Ti должно улучшить свариваемость этой известной стали. Напротив, содержание Cr ограничено макс. 1 мас.%, поскольку более высокое содержание Cr не должно оказывать повышающего прочность действия и тем самым привело бы лишь к повышению расходов на легирование.
На фоне описанного выше уровня техники задача изобретения состоит в создании стали и полученных из нее плоских изделий, которые обеспечивали бы оптимальную комбинацию свариваемости при небольшой склонности к замедленному трещинообразованию при высокой прочности и хороших горячей и холодной деформируемости.
В отношении стали эта задача решается, согласно изобретению, посредством стали с составом, указанным в п.1 формулы изобретения.
В отношении стального плоского изделия названная задача решается, согласно изобретению, п.13 формулы изобретения.
Предпочтительные варианты осуществления изобретения приведены в зависимых пунктах формулы изобретения и подробно поясняются ниже, как и общая идея изобретения.
Холоднодеформируемая сталь повышенной прочности содержит помимо Fe и неизбежных примесей, в мас.%, 0,1-1,0 C, 10-25 Mn, до 0,5 Si, 0,3-2 Al, 1,3-3,5 Cr, <0,03 S, <0,08 P, <0,1 N, <2 Mo, <0,01 B, <8 Ni, <5 Cu, до 0,015 Ca и, по меньшей мере, один элемент из группы V, Nb при условии, что соответствующее содержание Nb составляет 0,01-0,5 мас.%, а соответствующее содержание V - 0,01-0,5 мас.%, а также необязательно 0,01-0,5 Ti.
Предложенная сталь и полученные из нее плоские изделия, такие как листы или полосы, имеют аустенитную структуру и могут обладать TWIP- и TRIP-свойствами (TWIP: Twinning Induced Plasticity - пластическая деформация двойникованием, TRIP: Transformation Induced Plasticity - пластическая деформация в результате фазовых превращений).
Стабилизации аустенитной структуры предложенной стали способствует содержание C, по меньшей мере, 0,1 мас.%, в частности, по меньшей мере, 0,3 мас.%. За счет соответствующего содержания C в стали можно целенаправленно влиять на ее TWIP-и TRIP-свойства, поскольку C повышает энергию дефектов упаковки. Кроме того, за счет присутствия C повышается прочность без потери растяжимости. Однако при содержании C более 1 мас.% может произойти ухудшение деформируемости предложенной стали. Поэтому содержание C в ней ограничено 0,1-1 мас.%. Требуемое влияние содержания C достигается в предложенной стали особенно надежно тогда, когда оно ограничено 0,1-0,5 мас.%, в частности 0,3-0,5 мас.%.
Марганец обеспечивает в предложенной стали необходимую высокую прочность и более высокую энергию дефектов упаковки. Содержание Mn позволяет в соответствии с этим регулировать TWIP- и TRIP-свойства стали. Кроме того, высокое содержание Mn гарантирует, что сталь будет иметь требуемую аустенитную структуру. Если содержание Mn составляет, по меньшей мере, 10 мас.%, то это влияние достигается особенно надежно. При содержании Mn свыше 25 мас.% не наступает никакого улучшения, существенного в отношении представляющих здесь интерес свойств. Вместо этого существует опасность того, что при более высоком содержании Mn уменьшится предел прочности при растяжении.
Меньшее содержание Mn оказывается особенно предпочтительным в отношении склонности к замедленному трещинообразованию в комбинации с заданным содержанием Al и Si. Так, например, содержание Mn менее 23 мас.%, в частности до 22 мас.%, приводит к заметному снижению коррозионного потенциала и препятствует поглощению водорода. Уменьшение содержания Mn связано с ухудшением возможности получения стали и ее обрабатываемости. Поэтому содержание Mn в стали ограничено 10-25 мас.%, в частности 17-25 мас.%, причем при содержании Mn до 22 мас.% эффекты изобретения возникают особенно надежно.
Al и Si с заданным содержанием повышают коррозионную стойкость и уменьшают склонность к замедленному трещинообразованию. Сварочные испытания показали, что у предложенных сталей опасность жидкометаллического охрупчивания и горячего растрескивания снижена по сравнению с известными концепциями легирования за счет того, что содержание Al и/или Si поддерживается в заданных диапазонах. Так, за счет того что, согласно изобретению, содержание Al ограничено 0,3-2 мас.%, а содержание Si должно составлять макс. 0,5 мас.%, обеспечена свариваемость предложенной стали, превосходящая свариваемость высокомарганцовистых сталей с повышенным содержанием Al и Si. При этом содержание Al и Si ограничено так, что предотвращена возникающая при высоком содержании Al и Si опасность малых рабочих диапазонов при точечной контактной сварке. Эффекты, достигнутые за счет комбинации Al и Si, особенно надежно достигаются тогда, когда содержание Al составляет 0,5-1,5 мас.%, в частности 0,5-1,3 мас.%, a Si - 0,2-0,5 мас.%.
Особое значение в предложенной стали придается присутствию Cr с содержанием 1,5-3,5 мас.%. Благодаря Cr коррозионный потенциал поддерживается на низком уровне, так что сталь обладает высокой стойкостью к замедленному трещинообразованию. Дополнительно Cr образует с имеющимся в стали углеродом и азотом выделения, которые за счет присоединения водорода препятствуют замедленному трещинообразованию. Для этой цели содержание Cr в стали составляет предпочтительно, по меньшей мере, 1,7 мас.%, в частности, по меньшей мере, 1,8 мас.%. При этом верхний предел содержания Cr составляет самое большее 2,5 мас.%, в частности самое большее 2,2 мас.%. За счет заданного верхнего предела содержания Cr, с одной стороны, гарантировано, что не будут образовываться большие количества карбидов  Cr, которые ухудшали бы механические свойства (отношение прочности к относительному удлинению при разрыве). С другой стороны, при содержании Cr ниже заданного предела, Cr, больше не оказывает снижающего действия на склонность к замедленному трещинообразованию.
Предложенная сталь содержит, по меньшей мере, один из микролегирующих элементов V и Nb, благодаря чему созданы предпосылки для оптимальной мелкозернистости структуры полученных из стали плоских изделий (лист, полоса). V и Nb позволяют получать сверхмелкокристаллическую структуру с высокой плотностью выделений V и Nb (VC, VN, VCN, NbC, NbN, NbCN, VNbC, VNbN, VNbCN) и высокой стойкостью к жидкометаллическому охрупчиванию. При этом размер зерен в стали, полученных таким путем, заметно меньше, чем у находящихся в настоящее время на рынке аустенитных высокомарганцовистых сталей. Так, для холоднокатаного плоского изделия (лист, полоса) из предложенной стали можно гарантировать тонкость структуры, соответствующую, по меньшей мере, ASTM 13, как правило, тоньше, чем ASTM 14. На основе практических испытаний удалось показать, что мелкозернистость стального плоского изделия соответствует, как правило, по меньшей мере, ASTM 14, причем в преобладающем числе случаев возникает еще более тонкая структура, отвечающая требованию ASTM 15.
Предложенная сталь может подвергаться дальнейшей обработке не только в холоднокатаном состоянии, но и подходит также для дальнейшей обработки в виде горячекатаного плоского изделия. Поскольку толщина таких горячекатаных изделий (лист, полоса), как правило, больше толщины холоднокатаных, трещины при жидкометаллическом охрупчивании, которые могут возникать в зоне мест сварки, меньше ослабляют горячекатаные плоские изделия, чем холоднокатаную полосу. При этом решающим является отношение длины трещин к толщине материала. В связи с этим во многих случаях достаточно, чтобы у горячекатаного стального плоского изделия, подаваемого на дальнейшую обработку в готовую деталь без дополнительной холодной прокатки, зерно было не таким мелким, как у холоднокатаного листа или полосы. Достаточный для горячекатаных изделий размер зерен задан в соответствии с ASTM 11 или менее, причем, разумеется, может устанавливаться более тонкая, соответствующая ASTM 12 или более структура.
Достигнутая за счет предложенного легирования особенно тонкая структура дает требуемую оптимальную комбинацию свариваемости и небольшой склонности к замедленному трещинообразованию при высокой прочности, а также хорошей горячей и холодной деформируемости. Это относится в равной степени к полученной из предложенной стали как горяче-, так и холоднокатаной полосе. Следует особо подчеркнуть уменьшающее жидкометаллическое охрупчивание действие тонкой структуры, которая благодаря предложенному составу может воспроизводиться с оптимальной эксплуатационной надежностью.
Положительное влияние V и Nb на мелкозернистость структуры стали предложенного состава можно использовать тогда, когда V и Nb присутствуют в стали по отдельности или в комбинации между собой.
В первом варианте сталь содержит, по меньшей мере, 0,01-0,5 мас.% Nb и связанные с примесями и тем самым неэффективные с точки зрения технологии легирования следы V.
Во втором варианте, напротив, содержание Nb лежит в области примесей, тогда как предусмотренная мелкозернистость структуры гарантирована за счет содержания V, по меньшей мере, 0,01 мас.% и самое большее 0,5 мас.%.
В третьем варианте V и Nb присутствуют в стали в комбинации, причем содержание этих элементов составляет в сумме 0,01 мас.%, однако не превышает 0,5 мас.%.
Особенно надежно достигнутые за счет присутствия V и/или Nb эффекты наступают тогда, когда сумма содержаний Nb и V в легированной, согласно изобретению, стали составляет 0,03-0,3 мас.%, в частности свыше 0,05 мас.%.
Титан в качестве микролегирующего элемента также образует выделения в стали, которые способствуют мелкозернистости и могут положительно влиять на механические свойства стали. Однако титан менее эффективен в отношении образования мелкозернистой структуры, чем добавленные для этой цели легирующие элементы Nb и V. Действие титана, которое оптимально поддерживает действие этих элементов в стали, возникает при его содержании, по меньшей мере, 0,01 мас.%. При слишком высоком содержании Ti могут образоваться крупные частицы TiC, от которых при холодной прокатке и холодной деформации полученных из предложенной стали плоских изделий могут отходить трещины. Кроме того, при холодной прокатке и холодной деформации частицы TiC могут разрушиться. При этом между разрушенными частицами возникают полости, которые также могут служить источником трещин. Наконец, при холодной прокатке и холодной деформации близкие к поверхности крупные частицы TiC могут привести к ее дефектам. Поэтому, согласно изобретению, содержание титана, если он вообще присутствует, поддерживается ниже верхнего предела 0,5 мас.%. Если должны быть получены предложенные стали с оптимальными комбинациями свойств, то это может достигаться за счет снижения содержания Ti до значений, при которых он больше не оказывает никакого действия, а еще имеющееся содержание Ti следует отнести к неизбежным примесям.
Содержание Nb и Ti в случае их наличия в стали уже при горячей прокатке приводят к выделениям Nb и Ti, повышая, таким образом, сопротивление деформации при горячей и холодной прокатке. В частности, при горячей прокатке это может оказаться неблагоприятным, поскольку уже предписанное, согласно изобретению, сравнительно высокое содержание Al и Si влечет за собой повышенное сопротивление деформации при прокатке. По сравнению с этим мелкие выделения V возникают только при заключительном отжиге окончательно катаного листа и потому не препятствуют горячей и холодной прокатке. В тех случаях, когда горячая или холодная прокатка оказывается сложной, по этой причине может быть благоприятным повысить содержание V по отношению к содержанию Nb или в пользу высокого содержания V отказаться от добавления Nb и/или Ti.
Nb, V и Ti оказывают влияние на замедленное трещинообразование. Как известно, эти три элемента образуют выделения, на которых водород «попадает в ловушку» (т.е. задерживается) и «обезвреживается».
Однако только за счет предложенного добавления Nb и/или V можно надежно достичь у высокомарганцовистой стали очень мелкозернистой структуры (ASTM 13, в частности ASTM 14 и менее).
В процессе расплавления сера и фосфор неизбежно попадают в сталь, однако могут привести к охрупчиванию на границах зерен. В частности, в отношении достаточной горячей деформируемости содержание S в предложенной стали ограничено менее чем 0,03 мас.%, а содержание Р - менее чем 0,08 мас.%.
Азот с содержанием до 0,1 мас.% необходим для образования карбонитридов. При недостатке N образуются богатые C и бедные N карбонитриды. Тем не менее, содержание N должно быть низким. Al и N образуют выделения, которые могут заметно ухудшить механические свойства, в частности коэффициент удлинения. Также за счет последующей термообработки выделения AlN больше не могут раствориться. По этой причине максимальное содержание N в предложенной стали ограничено менее чем 0,1 мас.%, причем оптимальное действие N в ней возникает тогда, когда содержание N ограничено 0,0030-0,0250 мас.%, в частности 0,005-0,0170 мас.%.
Mo с эффективным содержанием менее 2 мас.% также способствует повышению коррозионной стойкости и вместе с тем дальнейшему снижению риска замедленного трещинообразования. Mo образует, как и Cr, дополнительно с присутствующими в стали C и N выделения, которые за счет присоединения Н препятствуют замедленному трещинообразованию.
По своему действию на механико-технологические свойства бор замещает легирующий элемент Mn. Так, установлено, что сталь с содержанием Mn 20 мас.% и B 0,003 мас.% имеет такой же профиль свойств, что и сталь, содержащая 25 мас.% Mn, но не содержащая B. Поэтому добавление до 0,01 мас.% B к предложенному стальному сплаву при неизменно высокой прочности обеспечивает уменьшенное содержание Mn, что благоприятно сказывается на предотвращении замедленного трещинообразования и жидкометаллического охрупчивания. Помимо этого, небольшое содержание B положительно сказывается на качестве кромок горячекатаной полосы, полученной из предложенной стали. Таким образом, подавляются трещины и нестабильности в зоне кромок полосы, имеющемся у легированных Al и Si высокомарганцовистых сталей.
Ni может добавляться в предложенную сталь при необходимости. Он способствует высокому относительному удлинению при разрыве и повышает вязкость стали. Однако у предложенных сталей этот эффект исчерпан, если сталь содержит более 8 мас.% Ni. Поэтому верхний предел опционально добавленного Ni ограничен 8 мас.%, в частности 5 мас.%.
Также за счет добавления Cu с содержанием менее 5 мас.%, в частности менее 3 мас.%, твердость предложенной стали можно повысить путем образования выделений. Однако содержание Cu, превышающее 5 мас.%, может вызвать поверхностные дефекты, которые могут сделать непригодными полученные из предложенной стали плоские изделия (полоса, лист).
В результате благодаря изобретению создана сталь, которая обладает не только высокой прочностью, по меньшей мере, 800 МПа и более, но и которая также обладает высокой стойкостью против замедленного трещинообразования, комбинированной с высокой стойкостью к жидкометаллическому охрупчиванию.
Предложенная сталь прекрасно подходит для ее обработки в плоские изделия, такие как листы или полосы, которые затем должны подвергаться горячей или холодной деформации в готовые детали.
Чтобы защитить стальные плоские изделия от коррозии, они, по меньшей мере, на поверхности, подверженной при практическом применении коррозионному воздействию, могут быть покрыты металлическим защитным покрытием. Оно может представлять собой известный слой на основе Al или Zn, который наносится на плоское изделие, например, посредством электролитического цинкования, горячего цинкования, вторично отожженных или гальванических покрытий, ZnNi-покрытий или горячего алюминирования, причем за счет электролитического цинкования достигаются хорошие результаты покрытия.
Полученные, согласно изобретению, стальные плоские изделия отличаются, в целом, особенно высокой энергопоглощающей способностью при внезапно возникающей нагрузке.
Благодаря своему особому спектру свойств полученные предложенным образом стальные плоские изделия особенно хорошо подходят для изготовления кузовных деталей. Благодаря своей чрезвычайно высокой прочности и растяжимости полученный материал предложенного состава особенно подходит для несущих и аварийно-релевантных деталей кузовов транспортных средств. Так, из предложенных стальных плоских изделий могут изготавливаться структурные детали, высокая несущая способность которых комбинирована с высокой степенью защиты и малой массой.
Благодаря своей высокой энергопоглощающей способности предложенные стальные плоские изделия хорошо подходят также для изготовления панцирей или деталей для защиты людей. В частности, из предложенных стальных плоских изделий могут изготавливаться носимые непосредственно на теле элементы, которые служат для защиты от стрельбы или аналогичных, спонтанно возникающих нападений.
Кроме того, благодаря своей уменьшенной массе при одновременно хороших деформируемости и прочности предложенные стальные плоские изделия особенно подходят для обработки в колеса транспортных средств, в частности автомобилей.
Также из предложенных стальных плоских изделий могут изготавливаться детали, используемые в области криотехники. Благоприятный спектр свойств полученных, согласно изобретению, холоднокатаных полосовых изделий сохраняется также при низких температурах, обычных в области криотехники.
Кроме того, возможно также применение предложенных стальных листов для изготовления труб, предназначенных, в частности, для изготовления жаропрочных деталей двигателей, таких как распределительные валы или поршневые штоки.
Возможны различные способы получения предложенных стальных плоских изделий. Возможно получение в традиционном конвертерном сталеплавильном цеху или в электропечи с последующей разливкой непрерывным методом, методом разливки в полосу или методом DSC (Direct Strip Casting - прямое литье полосы) и посредством последующей за разливкой совмещенной или автономной горячей прокатки. Полученные таким образом горячекатаные полосы могут быть, при необходимости, подвергнуты холодной прокатке в стане-тандеме, реверсивной или многовалковой клети.
2
3
Обработка кальцием улучшает разливаемость, особенно в случае предложенных составов с высоким содержанием Al. Ca образует совместно с глиноземом (AlO) алюминаты кальция, которые переходят в шлак и тем самым «обезвреживают» глинозем. Это предотвращает опасность того, что глинозем приведет к наростам (отложения в погружной трубе), ухудшающим разливаемость. В соответствии с этим содержание Ca в предложенной стали допустимо до 0,015 мас.%, в частности до 0,01 мас.%, причем предпочтительные эффекты опционально осуществляемой обработки кальцием выражаются обычно при содержании Ca, по меньшей мере, 0,0015 мас.%.
Полученную из предложенной стали горячекатаную полосу можно при необходимости подвергнуть травлению и при необходимости поверхностному покрытию. Дополнительно возможна отдельная термообработка цинкового слоя после нанесения.
В качестве альтернативы горячекатаная полоса может быть подвергнута после травления холодной прокатке, заключительному отжигу в непрерывном процессе, а затем необязательному поверхностному покрытию (Z, ZE, ZF, ZMg, ZN, ZA, AS, S, тонкая пленка и т.д.). Также в этом случае дополнительно возможна отдельная термообработка цинкового слоя.
Предложенная горяче- или холоднокатаная полоса может быть затем снабжена специальным покрытием, которое обеспечивает применение в способах горячей или теплой деформации.
Высокая стойкость предложенных стальных плоских изделий к замедленному трещинообразованию может быть дополнительно повышена за счет последующей термообработки, во время которой покрытый цинком материал обрабатывается так, что происходит легирование цинкового слоя основным металлом. Обработанный таким образом материал показывает замедленное трещинообразование только после значительно более продолжительного времени или даже не показывает никакого трещинообразования.
Типичный вариант способа, подходящего для получения предложенных стальных плоских изделий, включает в себя следующие этапы:
- из стали предложенного состава отливается исходный материал в виде слябов или тонких слябов;
- если, в частности, при применении слябов требуется повторный нагрев перед последующей горячей прокаткой, то температура повторного нагрева не должна быть ниже 1100°C, в частности должна составлять более 1150°C. В случаях, когда исходный материал в непрерывном рабочем цикле может подаваться после разливки непосредственно на горячую прокатку (например, в установке разливки-прокатки, в которой тонкие слябы непрерывно следующими друг за другом этапами отливаются и обрабатываются в горячекатаные полосы), это может происходить без промежуточного повторного нагрева с использованием разливочного нагрева. Обжатие за проход во время горячей прокатки должно составлять каждый раз, по меньшей мере, 10%, чтобы в отвечающих практике производственных условиях получить горячекатаное плоское стальное изделие с оптимальным характером его структуры;
- после осуществляемого, при необходимости, нагрева исходный материал подвергается горячей прокатке в горячекатаную полосу при температуре конца прокатки, по меньшей мере, 800°С;
- затем полученная горячекатаная полоса при максимальной температуре смотки 700°C сматывается в рулон.
За счет того что горячая прокатка заканчивается при температуре, по меньшей мере, 800°C, а смотка осуществляется при низкой температуре, в полном объеме используется положительное действие имеющегося в предложенной стали углерода и, в частности, бора в случае его наличия. Так, бор и углерод вызывают в горячекатаных листах более высокие значения предела прочности при растяжении и предела текучести при приемлемых по-прежнему значениях относительного удлинения при разрыве. По мере повышения температуры конца прокатки предел прочности при растяжении и предел текучести снижаются, тогда как коэффициент удлинения возрастает. Варьирование температур конца прокатки в заданных, согласно изобретению, рамках позволяет целенаправленно и простым образом влиять на требуемые свойства полученного горячекатаного стального плоского изделия.
В полученной, согласно изобретению, горячекатаной полосе V содержится в растворенном виде, по меньшей мере, на 80%, в частности 90% и более, a Nb - по меньшей мере, на 50%, в частности 60% и более. Остальное содержание V или Nb составляют выделения, причем связанное в них содержание Nb и V должно быть как можно меньше. Высокая доля растворенного Nb или V в горячекатаной полосе позволяет эксплуатационно-надежно получить требуемую очень тонкую структуру при последующей холодной прокатке и дополнительно осуществляемой обработке отжигом. Напротив, после горячей прокатки содержание Ti на 60-100% составляют выделения TiC. Эти карбидные выделения затрудняют не только холодную прокатку, но и при завершающем отжиге приводят также к возникновению крупных выделений. Они образуют при деформации легированной большими количествами Ti стали источник трещин, делающих непригодной соответствующую деталь.
Особенно благоприятные механические свойства полученной, согласно изобретению, горячекатаной полосы, в частности высокий предел текучести, возникают тогда, когда устанавливаются особенно низкие температуры смотки, доходящие, в частности, до комнатной температуры (около 20°C). За счет ограничения температуры смотки значением максимум 700°C, в частности менее 700°C, в частности менее 500°C, или комнатной температурой, уменьшается риск окисления по границам зерен, которое может повлечь за собой отслоения материала и затруднить или даже сделать невозможной дальнейшую обработку.
Полученная после смотки горячекатаная полоса может быть подвергнута холодной или горячей деформации непосредственно в готовую деталь.
Однако предложенная горячекатаная полоса подходит, в частности, также для дальнейшей обработки в холоднокатаную полосу. Для этого горячекатаная полоса после смотки и, при необходимости, поверхностной очистки путем травления подвергается известным образом холодной прокатке. Достигаемая при такой холодной прокатке степень прокатки лежит предпочтительно в диапазоне от 30 до 75%, чтобы надежно достичь оптимальных деформационных и прочностных свойств готового стального плоского изделия.
За холодной прокаткой может следовать заключительный отжиг, температуры которого составляют предпочтительно максимум 880°C, в частности менее 800°C. За счет выбора температуры отжига гарантировано образование особенно тонкой структуры, мелкозернистость которой соответствует, как правило, по меньшей мере, ASTM 14 и менее. Изобретение использует здесь тот факт, что имеющиеся еще в растворенном состоянии в горячекатаной полосе Nb и V при заключительном отжиге образуют мелкие выделения (VCN, NbCN и т.д.), которые в значительной степени препятствуют росту зерен при заключительном отжиге. За счет минимальной температуры отжига образуется особенно тонкая структура. После заключительного отжига полученная полоса надежно имеет в соответствии с этим желаемую мелкозернистость структуры. При этом заключительный отжиг может осуществляться на проход в проходной отжигательной печи.
После холодной прокатки и заключительного отжига полученная холоднокатаная полоса может подвергнуться дрессировке для дополнительного улучшения точности соблюдения ее размеров и механических свойств.
Как уже сказано, предложенное плоское стальное изделие, полученное в виде горяче- или холоднокатаной полосы для дальнейшей деформации в готовую деталь, может быть снабжено для защиты от поверхностной коррозии металлическим защитным слоем. Для этого в том случае, если плоское стальное изделие в виде горячекатаной полосы деформируется непосредственно в готовую деталь, соответственно полученная горячекатаная полоса или полученная после ее холодной прокатки холоднокатаная полоса может подвергнуться, например, горячему алюминированию, горячему или электролитическому цинкованию.
Предварительно, при необходимости, осуществляются очистка и подготовка поверхности полосы путем травления.
Если плоское стальное изделие должно поставляться в чистом состоянии, то вместо металлического покрытия оно может быть покрыто маслом для временной защиты от поверхностной коррозии.
В таблице 1 приведены сплавы восьми предложенных сталей E1-E8 и четырнадцати сравнимых сталей V1-V14.
Из всех этих сталей были изготовлены отливки, нагреты каждая до температуры подогрева около 1250°C и подвергнуты горячей прокатке при температуре конца прокатки около 950°C в полосы толщиной около 3 мм каждая.
Каждая полученная горячекатаная полоса была смотана при температуре смотки около 20°C (комнатная температура) в рулон.
После смотки горячекатаные полосы были подвергнуты холодной прокатке со степенью прокатки каждая около 66% в полосу толщиной около 1 мм.
Gluüh
Gluüh
Полученные холоднокатаные полосы были подвергнуты, наконец, непрерывному заключительному отжигу на проход, при котором они были нагреты в течение около 140 с до температуры T ниже 890°C. Механические свойства, соответственно установившаяся температура T заключительного отжига и размер зерен структуры приведены для всех сталей E1-E8 и V1-V12 в таблице 2.
Из стальных плоских изделий были вытянуты чашечки с соотношением круглая заготовка/диаметр чашечки β=2,0 (коэффициент вытяжки). Чашечки были подвергнуты коррозионному испытанию, при котором они без коррозионно-защитного покрытия были подвергнуты воздействию 5%-ного раствора NaCl. Количество суток, прошедших при этом до первого наступления замедленного трещинообразования у одной из четырех чашечек группы, приведено в столбце «время выдержки чашечек» в таблице 2.
Затем с изготовленными из сталей E1-E8 и V1-V12 листовыми образцами были проведены испытания по соединению, при которых они были сварены внахлест точечной сваркой с обычной оцинкованной сталью для глубокой вытяжки («гетерогенная сварка»). В таблице 2 также указаны полученные рабочие диапазоны в килоамперах (кА), наблюдаемая максимальная длина трещин в зоне сварки и оценка склонности к жидкометаллическому охрупчиванию.
Под рабочим диапазоном точечной сварки здесь следует понимать разность между необходимой для получения ядра сварной точки минимальной силой тока Imin и максимальной силой тока Imax, при превышении которой возникает опасность разбрызгивания материала свариваемой подложки по поверхности в процессе сварки (рабочий диапазон A=Imin-Imax). Такого разбрызгивания следует избегать, поскольку это приводит к ухудшению сварных соединений. Чем шире рабочий диапазон, тем проще и надежнее проводить сварку в господствующих на практике условиях. Поэтому, чтобы гарантировать отвечающую практике обработку, например, в автомобилестроении, свариваемые стальные материалы требуют рабочих диапазонов А, по меньшей мере, 0,8 кА, в частности, по меньшей мере, 1,0 кА.
Gluüh
Дополнительно в лабораторных условиях было имитировано промышленное получение предложенного сплава Е9, который помимо железа и неизбежных примесей содержал (в мас.%) 19 Mn, 0,4 C, 1,4 Al, 0,45 Si, 2 Cr и 0,12 V. Изготовленные из этой стали холоднокатаные и снабженные цинковым покрытием листовые образцы были подвергнуты заключительному отжигу при температуре T менее 800°C в непрерывном процессе. После этого заключительного отжига образцы имели структуру с предельно мелким зерном. Они показывали предельно высокую стойкость к водородному растрескиванию во время испытания чашечек. Образцы имели предел текучести Rp 560 МПа, предел прочности при растяжении Rm 900 МПа, относительное удлинение при разрыве А 45% и значение n 0,35. Вытянутые из образцов оцинкованные чашечки (β=2,0) оставались в 5%-ном растворе NaCl в течение трех месяцев без трещин.
Затем также в лабораторных условиях было имитировано выплавление предложенного сплава Е10, который, как и описанный выше сплав E9, помимо железа и неизбежных примесей содержал (в мас.%) 19 Mn, 0,4 C, 1,4 Al, 0,45 Si, 2 Cr и 0,12 V. Дополнительно к сплаву Е10 было добавлено еще 0,003 мас.% бора. Оказалось, что полученные образцы при равном процессе изготовления имели сопоставимые значения предела текучести, однако повышенные значения относительного удлинения при разрыве.
При другом испытании стальной расплав с составом в соответствии со сплавом E8 был подвергнут обработке кальцием. Она показала хорошую разливаемость, несмотря на высокое содержание Al, и свойства, соответствовавшие свободным от кальция сталям.
В подтверждение того, что высокая стойкость с замедленному трещинообразованию у состоящих из предложенного сплава оцинкованных образцов может быть дополнительно повышена за счет последующей термообработки, из сплава Е2 были изготовлены холоднокатаные образцы, которые были снабжены цинковым покрытием. Затем образцы были подвергнуты последующей термообработке, при которой покрытый цинком материал был нагрет так, что произошло легирование цинкового слоя основным металлом. Вытянутые из обработанного таким образом материала чашечки показывали заметно замедленное трещинообразование после значительно более продолжительного времени наблюдения, или же трещинообразование у них полностью отсутствовало. Результаты исследований приведены в таблице 3.
Испытания показали, что заметная минимизация склонности к замедленному трещинообразованию достигается тогда, когда оцинкованные образцы с предложенным составом отжигаются в колпаковой отжигательной печи при температурах от 100 до 450°C в течение 1-200 ч, предпочтительно 24-48 ч, или термообрабатываются в проходной отжигательной печи при температурах от 400 до 600°C в течение 1-500 с, в частности 5-300 с.
Стойкость предложенных сталей к жидкометаллическому охрупчиванию заметно повышена по сравнению с уровнем техники на основе достигнутой за счет добавления V и/или Nb очень тонкой микроструктуры и на основе осуществляемого в заданных пределах частичного замещения Al или Si хромом. Во время сварочных испытаний образцов с предложенным составом при точечной контактной сварке не было установлено никаких макроскопических трещин.
Таблица 1
C
Mn
Al
Si
Cr
P
S
N
V
Nb
Ti
B
Cu
Ni
Ca
E1
0.418
19.3
0.52
0.48
1.85
0.004
0.007
0.0082
0.12
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
E2
0.402
18.8
1.26
0.22
2.32
0.003
0.005
0.0046
<0.001
0.05
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
E3
0.389
18.8
1.16
0.21
2.91
0.003
0.006
0.0044
<0.001
0.08
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
E4
0.402
19.2
1.04
0.27
2.08
0.004
0.006
0.0042
<0.001
0.05
0.03
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
E5
0.398
19.3
1.08
0.22
1.95
0.005
0.005
0.0036
0.12
<0.001
<0.001
<0.001
0.53
<0.05
<0.01
E6
0.394
18.7
1.03
0.18
2.04
0.005
0.006
0.0044
0.12
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
0.42
<0.01
E7
0.382
18.7
0.65
0.30
1.96
0.005
0.008
0.0072
<0.001
0.08
<0.001
0.003
<0.01
<0.05
<0.01
E8
0.208
22.3
1.54
0.02
2.89
0.005
0.007
0.0062
<0.001
0.08
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V1
0.592
22.5
<0.01
0.17
0.27
0.043
0.007
0.0058
0.2
<0.001
<0.001
<0.001
0.110
0.20
<0.01
V2
0.587
18.2
1.46
0.20
0.031
0.006
0.006
0.0026
<0.001
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V3
0.056
25.5
0.85
0.90
0.028
0.004
0.005
0.0020
<0.001
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V4
0.062
25.4
1.80
1.75
0.024
0.003
0.005
0.0028
<0.001
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V5
0.064
25.3
2.66
2.70
0.024
0.003
0.005
0.0034
<0.001
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V6
0.085
25.1
2.61
2.72
0.034
0.003
0.005
0.0038
0.20
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V7
0.193
22.3
2.65
0.21
0.020
0.038
0.012
0.0060
0.20
<0.003
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V8
0.404
18.4
1.52
1.54
0.032
0.003
0.007
0.0042
0.12
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V9
0.415
19.1
1.18
0.32
0.025
0.005
0.005
0.0050
0.12
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V10
0.402
18.8
1.05
0.32
1.02
0.003
0.005
0.0046
0.12
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V11
0.211
21.8
1.45
0.02
2.98
0.005
0.007
0.0044
<0.001
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V12
0.42
19.4
1.48
0.69
3.95
0.003
0.008
0.0052
<0.001
0.07
<0.001
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
V13
0.08
25.0
3.72
0.11
0.031
0.003
0.006
0.0048
0.28
<0.001
0.13
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
V14
0.47
27.2
1.12
0.09
0.042
0.004
0.007
0.0064
<0.001
<0.001
<0.001
<0.001
<0.01
<0.05
<0.01
Лабораторное производство, данные в мас.%, остальное железо и неизбежные примеси
Таблица 2
Предел текучести [MPa]
Предел прочностипри растяжении [МРа]
Относительное удлинение при разрыве [%]
Температура отжига [°C]
Размер зерен по ASTM
Время выдержки чашечек<sup>1)</sup>, в сутках
Свойства соединения оцинкованной холоднокатаной полосы
Рабочий диапазон точечной сварки [kA]
Максимальная длина трещин вплоскости соединения [µm]
Склонность к жидкометаллическому охрупчиванию
E1
503
912
46
800
14
24
1.3
0
Нет
E2
538
932
45
850
14
33
1.2
0
Нет
E3
504
928
44
880
14
32
1.1
0
Нет
E4
520
920
47
830
14
36
1.3
0
Нет
E5
530
950
49
750
14
28
1.2
0
Нет
E6
510
900
52
750
14
30
1.3
0
Нет
E7
550
920
48
830
14
34
1.3
0
Нет
E8
540
810
42
800
15
37
1.1
0
Нет
VI
660
980
46
750
14
2
1.7
0
Нет
V2
448
862
50
800
12
19
1.5
100
Да
V3
342
698
47
835
12
17
1.4
100
Да
V4
378
699
53
835
12
>50
0.7
250
Да
V5
437
741
52
835
12
>50
0
300
Да
V6
458
741
50
835
15
>50
0
0
Нет
V7
460
690
39
750
15
>50
0.6
0
Нет
V8
631
994
44
750
15
45
0.6
0
Нет
V9
540
950
43
750
15
9
1.5
0
Нет
V10
550
960
43
750
15
10
1.5
0
Нет
V11
370
720
50
800
12
27
1.1
130
Да
V12
509
923
49
900
14
24
0.6
0
Нет
V13
443
772
47
800
14
32
0.4
30
Да
V14
421
820
47
800
12
7
1.3
80
Да
<sup>1)</sup>чашечки β=2,0 в 5%-ном растворе NaCl, неоцинкованные
Таблица 3
Сталь
Поверхность
Обработка
Время выдержки чашечек в 5%-ном растворе NaCl
E2
оцинкованная
33 суток
E2
оцинкованная
300°С, 36 h
неограниченное <sup>2)</sup>
E2
оцинкованная
500°С, 20 s
неограниченное <sup>2)</sup>
<sup>2)</sup> Испытания прерваны через 180 суток