СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ЛИСТОВОЙ АУСТЕНИТНОЙ СТАЛИ С ПЛАСТИЧНОСТЬЮ, НАВЕДЕННОЙ ДВОЙНИКОВАНИЕМ
METHOD OF PRODUCING AUSTENITIC SHEET STEEL WITH PLASTICITY INDUCED BY TWINNING

Настоящее изобретение относится к способу производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением. Изобретение является в особенности хорошо подходящим для использования при изготовлении автомобильных транспортных средств.
Как это известно, с учетом экономии массы транспортных средств для изготовления автомобильного транспортного средства используют высокопрочные стали. Например, для изготовления конструкционных деталей механические свойства таких сталей должны быть улучшены. Однако, даже в случае улучшения прочности стали относительное удлинение и поэтому деформируемость высокопрочных сталей ухудшались. В целях преодоления данных проблем появились стали, характеризующиеся пластичностью, наведенной двойникованием, (ТВИП-стали), демонстрирующие хорошую деформируемость. Даже в случае демонстрации данными продуктами очень хорошей деформируемости механические свойства, такие как предел прочности при растяжении (UTS) и напряжение при пределе текучести (YS), не могут быть достаточно высокими для удовлетворения потребностей в автомобильной области применения.
Как это известно, для улучшения прочности данных сталей при одновременном сохранении хорошей обрабатываемости индуцируют получение высокой плотности двойников в результате холодной прокатки со следующей далее обработкой для возврата, устраняющей дислокации, но сохраняющей двойники.
В патентной заявке KR20140013333 раскрывается способ изготовления листовой высокопрочной и высокомарганцовистой стали, характеризующейся превосходными изгибаемостью и относительным удлинением, при этом способ включает стадии:
- гомогенизирующей переработки в результате нагревания до 1050-1300°С стального слитка или непрерывнолитого сляба, содержащих в % (масс.) углерод (С): 0,4 ~ 0,7%, марганец (Mn): 12 ~ 24%, алюминий (Al): 1,1 ~ 3,0%, кремний (Si): 0,3% и менее, титан (Ti): 0,005 ~ 0,10%, бор (В): 0,0005 ~ 0,0050%, фосфор (Р): 0,03% и менее, серу (S): 0,03% и менее, азот (N): 0,04% и менее, и при этом остаток представляет собой железо и другие неизбежные примеси;
- горячей прокатки подвергнутых гомогенизирующей переработке стального слитка или непрерывнолитого сляба при температуре отделочной горячей прокатки в диапазоне 850-1000°С;
- скатывания в рулон горячекатаной листовой стали при 400-700°С;
- холодной прокатки смотанной листовой стали;
- непрерывного отжига холоднокатаной листовой стали при 400-900°С;
- необязательно стадию нанесения покрытия в результате гальванизации при погружении в расплав или электрогальванизации;
- повторной прокатки листовой стали, подвергнутой непрерывному отжигу, при степени обжатия в диапазоне 10 ~ 50% и
- переработки для повторного нагревания листовой стали, подвергнутой повторной прокатке, при 300-650°С на протяжении от 20 секунд до 2 часов.
Однако, вследствие осаждения покрытия до второй холодной прокатки имеет место огромный риск механического повреждения металлического покрытия. Помимо этого, вследствие осуществления стадии повторного нагревания после осаждения покрытия будет возникать взаимное диффундирование между сталью и покрытием, что в результате приведет к значительному модифицированию покрытия и поэтому желательных свойств покрытия, таких как коррозионная стойкость. В дополнение к этому, стадия повторного нагревания может быть проведена в широком диапазоне температуры и времени, и ни один из данных элементов не был в большей степени указан в описании изобретения, даже в примерах. В заключение, в результате осуществления данного способа имеет место риск уменьшения производительности и увеличения издержек вследствие проведения большого количества стадий для получения ТВИП-стали.
Таким образом, цель изобретения заключается в предложении улучшенного способа изготовления ТВИП-стали, характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением. Изобретение имеет намерение предоставить в распоряжение, в частности, легкий в осуществлении способ, имеющий своей целью получение ТВИП-стали с нанесенным покрытием, подвергающейся возврату, при этом такой способ характеризуется экономией издержек и увеличением производительности.
Достижения данной цели добиваются в результате предложения способа изготовления подвергнутой холодной прокатке и возврату листовой ТВИП-стали с нанесенным металлическим покрытием, соответствующего пункту 1 формулы изобретения. Способ также может включать характеристики из пунктов от 2 до 19 формулы изобретения.
Еще одна цель достигается в результате предложения подвергнутой холодной прокатке, возврату и нанесению покрытия листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 20 формулы изобретения.
Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.
Изобретение относится к способу производства листовой ТВИП-стали, включающему следующие далее стадии:
А. подача сляба, характеризующегося следующим далее составом:
0,1 < C < 1,2%,
13,0 ≤ Mn < 25,0%,
S ≤ 0,030%,
P ≤ 0,080%,
N ≤ 0,1%,
Si ≤ 3,0%
и исключительно в необязательном порядке один или несколько элементов, таких как
Nb ≤ 0,5%,
B ≤ 0,005%,
Cr ≤ 1,0%,
Mo ≤ 0,40%,
Ni ≤ 1,0%,
Cu ≤ 5,0%,
Ti ≤ 0,5%,
V ≤ 2,5%,
Al ≤ 4,0%,
0,06 ≤ Sn ≤ 0,2%,
при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате разработки,
В. повторное нагревание такого сляба и его горячая прокатка,
С. стадия скатывания в рулон,
D. первая холодная прокатка,
Е. рекристаллизационный отжиг,
F. вторая холодная прокатка и
G. термообработка для возврата, проводимая в результате нанесения покрытия при погружении в расплав.
Что касается химического состава стали, то С играет важную роль при получении микроструктуры и механических свойств. Он увеличивает энергию дефекта упаковки и промотирует стабильность аустенитной фазы. При объединении с уровнем содержания Mn в диапазоне от 13,0 до 25,0 (масс.) данная стабильность достигается для уровня содержания углерода, составляющего 0,1% и более. Однако, для уровня содержания С, составляющего более, чем 1,2%, имеет место риск уменьшения пластичности. Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,20 до 1,2%, более предпочтительно от 0,5 до 1,0%, (масс.) в целях получения достаточной прочности.
Mn также представляет собой существенный элемент для увеличения прочности, для увеличения энергии дефекта упаковки и для стабилизации аустенитной фазы. В случае его уровня содержания, составляющего менее, чем 13,0%, будет иметь место риск образования мартенситных фаз, что очень ощутимо уменьшает способность деформироваться. Помимо этого, в случае уровня содержания марганца, составляющего более, чем 25,0%, будет подавляться образование двойников, и, в соответствии с этим, несмотря на увеличение прочности ухудшится пластичность при комнатной температуре. Предпочтительно уровень содержания марганца находится в диапазоне от 15,0 до 24,0% в целях оптимизирования энергии дефекта упаковки и предотвращения образования мартенсита под воздействием деформирования. Помимо этого, в случае уровня содержания Mn, составляющего более, чем 24,0%, режим деформирования в результате двойникования будет менее благоприятным в сопоставлении с режимом деформирования в результате скольжения совершенной дислокации.
Al представляет собой в особенности эффективный элемент для раскисления стали. Подобно С он увеличивает энергию дефекта упаковки, что уменьшает риск образования деформационного мартенсита, тем самым, улучшая пластичность и стойкость к замедленному разрушению. Предпочтительно уровень содержания Al является меньшим или равным 2%. В случае уровня содержания Al, составляющего более, чем 4,0%, будет иметь место риск подавления образования двойников, что уменьшает пластичность.
Кремний также представляет собой эффективный элемент для раскисления стали и для твердофазного упрочнения. Однако, выше уровня содержания 3,0% он уменьшает относительное удлинение и имеет тенденцию к образованию нежелательных оксидов во время определенных технологических процессов сборки, и поэтому он должен выдерживаться ниже данного предельного значения. Предпочтительно уровень содержания кремния является меньшим или равным 0,6%.
Сера и фосфор представляют собой примеси, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующие уровни содержания не должны превышать 0,030 и 0,080% в целях сохранения достаточной пластичности в горячем состоянии.
Может быть добавлено некоторое количество бора, доходящее вплоть до 0,005%, предпочтительно вплоть до 0,001%. Данный элемент подвергается ликвации на границах зерен и увеличивает их когезию, что предотвращает появление трещин вдоль границ зерен. Как это можно себе представить без намерения связывать себя теорией, это приводит к уменьшению остаточных напряжений после профилирования в результате прессования и к получению лучшей стойкости к коррозии под напряжением для тем самым профилированных деталей.
Никель может быть использован необязательно для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора. Однако, помимо всего прочего по причинам, связанным с издержками, желательным является ограничение уровня содержания никеля максимальным уровнем содержания, составляющим 1,0% и менее, а предпочтительно менее, чем 0,3%.
Подобным образом, необязательно добавление меди при уровне содержания, не превышающем 5%, представляет собой одно средство обеспечения твердения стали в результате образования выделений металлической меди и улучшенной стойкости к замедленному разрушению. Однако, выше данного уровня содержания медь несет ответственность за появление поверхностных дефектов на горячекатаном листе. Предпочтительно количестве меди составляет менее, чем 2,0%.
Титан, ванадий и ниобий также представляют собой элементы, которые необязательно могут быть использованы для достижения твердения и упрочнения в результате образования выделений. Однако, в случае уровня содержания Nb или Ti, составляющего более, чем 0,50%, будет иметь место риск возможного стимулирования избыточным образованием выделений уменьшения вязкости, чего необходимо избегать. Предпочтительно количество Ti находится в диапазоне от 0,040 до 0,50% (масс.) или от 0,030% до 0,130% (масс.). Предпочтительно уровень содержания титана находится в диапазоне от 0,060% до 0,40% и, например, от 0,060% до 0,110%, (масс.). Предпочтительно количество Nb находится в диапазоне от 0,070% до 0,50% (масс.) или от 0,040% до 0,220%. Предпочтительно уровень содержания ниобия находится в диапазоне от 0,090% до 0,40%, а в выгодном случае от 0,090% до 0,200%, (масс.). Предпочтительно уровень содержания ванадия находится в диапазоне от 0,1% до 2,5%, а более предпочтительно от 0,1 до 1,0%.
В качестве необязательного элемента для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора могут быть использованы хром и молибден. Однако, вследствие уменьшения хромом энергии дефекта упаковки его уровень содержания не должен превышать 1,0%, а предпочтительно должен находиться в диапазоне от 0,070% до 0,6%. Предпочтительно уровень содержания хрома находится в диапазоне от 0,20 до 0,5%. Молибден может быть добавлен в количестве, составляющем 0,40% и менее, предпочтительно в количестве в диапазоне от 0,14 до 0,40%.
Необязательно добавляют олово (Sn) в количестве в диапазоне от 0,06 до 0,2% (масс.). Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, потому, что олово представляет собой благородный элемент и само по себе не образует тонкую оксидную пленку при высоких температурах, Sn образует выделения на поверхности матрицы при отжиге до гальванизации при погружении в расплав, что подавляет диффундирование вглубь поверхности прооксидантного элемента, такого как Al, Si, Mn и тому подобное, и образование им оксида, тем самым, улучшая гальванизируемость. Однако, в случае добавляемого количества Sn, составляющего менее, чем 0,06%, эффект будет неотчетливым, и увеличение добавляемого количества Sn будет подавлять образование избранного оксида, в то время как в случае превышения добавляемым количеством Sn 0,2% добавляемый элемент Sn будет вызывать горячеломкость, что ухудшает обрабатываемость в горячем состоянии. Поэтому верхнее предельное значение для Sn ограничивают значением, составляющим 0,2% и менее.
Сталь также может содержать неизбежные примеси, представляющие собой результат разработки. Например, неизбежные примеси могут включать без какого-либо ограничения: O, H, Pb, Co, As, Ge, Ga, Zn и W. Например, массовый уровень содержания каждой примеси уступает 0,1% (масс.).
В соответствии с настоящим изобретением способ включает стадию подачи А) полуфабриката, такого как слябы, тонкие слябы или полоса, изготовленного из стали, характеризующейся описанным выше составом, такой сляб является отлитым. Предпочтительно отлитый подаваемый исходный материал нагревают до температуры, составляющей более, чем 1000°С, более предпочтительно более, чем 1050°С, а в выгодном случае находящейся в диапазоне от 1100 до 1300°С, или используют непосредственно при такой температуре после разливки без промежуточного охлаждения.
После этого проводят горячую прокатку при температуре, предпочтительно составляющей более, чем 890°С или более предпочтительно более, чем 1000°С, для получения, например, горячекатаной полосы, обычно имеющей толщину в диапазоне от 2 до 5 мм или даже 1-5 мм. Во избежание появления какой-либо проблемы, связанной с растрескиванием, вследствие недостатка пластичности температура окончания прокатки предпочтительно является большей или равной 850°С.
3
После горячей прокатки полоса должна быть скатана в рулон при температуре, такой, чтобы не образовывалось бы каких-либо значительных выделений карбидов (по существу цементита (Fe,Mn)C)), того, что в результате приводило бы к ухудшению определенных механических свойств. Стадию скатывания в рулон С) проводят при температуре, меньшей или равной 580°С, предпочтительно меньшей или равной 400°С.
Проводят последующую операцию холодной прокатки со следующим далее рекристаллизационным отжигом. Данные дополнительные стадии в результате приводят к получению размера зерна, меньшего, чем соответствующий размер, полученный в отношении горячекатаной полосы, и поэтому в результате приводят к получению повышенных прочностных характеристик. Само собой разумеется то, что она должна быть проведена в случае желательности получения продуктов, имеющих уменьшенную толщину в диапазоне, например, от 0,2 мм до нескольких мм толщины, а предпочтительно от 0,4 до 4 мм.
Горячекатаный продукт, полученный при использовании описанного выше технологического процесса, подвергают холодной прокатке после проведения возможной предшествующей операции травления обычным образом.
Стадию первой холодной прокатки D) проводят при степени обжатия в диапазоне от 30 до 70%, предпочтительно от 40 до 60%.
После данной стадии прокатки зерна в высокой степени подвергают механическому упрочнению, и необходимо провести операцию рекристаллизационного отжига. Данная обработка имеет эффект восстановления пластичности и одновременного уменьшения прочности. Предпочтительно данный отжиг проводят непрерывно. В выгодном случае рекристаллизационный отжиг Е) проводят при температуре в диапазоне от 700 до 900°С, предпочтительно от 750 до 850°С, например, на протяжении периода времени в диапазоне от 10 до 500 секунд, предпочтительно от 60 до 180 секунд.
После этого проводят стадию второй холодной прокатки F) при степени обжатия в диапазоне 1-50%, предпочтительно от 10 до 40%, а более предпочтительно от 20% до 40%. Это делает возможным уменьшение толщины стали. Помимо этого, листовая сталь, изготовленная в соответствии с вышеупомянутым способом, может характеризоваться увеличенной прочностью в результате деформационного упрочнения вследствие проведения стадии повторной прокатки. В дополнение к этому, данная стадия индуцирует получение высокой плотности двойников, улучшающей, таким образом, механические свойства листовой стали.
После второй холодной прокатки проводят стадию возврата G) в целях дополнительного обеспечения получения высоких относительного удлинения и изгибаемости листовой стали, подвергнутой повторной прокатке. Возврат характеризуется устранением или перегруппировкой дислокаций при одновременном сохранении деформационных двойников в микроструктуре стали, при этом дислокации и дефекты вводятся в результате пластического деформирования материала.
В соответствии с настоящим изобретением термообработку для возврата проводят в результате нанесения покрытия при погружении в расплав, то есть, при подготовке поверхности листовой стали для осаждения покрытия при непрерывном отжиге со следующим далее погружением листовой стали в расплавленную металлическую ванну. Таким образом, стадию возврата и нанесение покрытия при погружении в расплав осуществляют в одно и то же время, что делает возможными экономию издержек и увеличение производительности в противоположность патентной заявке KR201413333, где проводят металлизацию при погружении в расплав после рекристаллизационного отжига.
Как это представляется без желания связывать себя какой-либо теорией, технологический процесс возврата в микроструктуре стали начинается во время подготовки поверхности стали при непрерывном отжиге и достигается во время погружения в расплавленную ванну.
Подготовку поверхности стали предпочтительно проводят в результате нагревания листовой стали от температуры окружающей среды до температуры расплавленной ванны, то есть, от 410 до 700°С. В предпочтительных вариантах осуществления термический цикл может включать, по меньшей мере, одну стадию нагревания, где сталь нагревают при температуре, большей, чем температура расплавленной ванны. Например, подготовка поверхности листовой стали может быть проведена при 650°С на протяжении нескольких секунд со следующим далее погружением в цинковую ванну на протяжении 5 секунд, при этом температура ванны является температурой, составляющей 450°С.
Предпочтительно температура расплавленной ванны находится в диапазоне от 410 до 700°С в зависимости от природы расплавленной ванны.
В выгодном случае листовую сталь погружают в ванну на алюминиевой основе или ванну на цинковой основе.
В одном предпочтительном варианте осуществления ванна на алюминиевой основе содержит менее, чем 15% Si, менее, чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1 до 8,0% Mg и необязательно от 0,1 до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al. Предпочтительно температура данной ванны находится в диапазоне от 550 до 700°С, предпочтительно от 600 до 680°С.
В еще одном предпочтительном варианте осуществления ванна на цинковой основе содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn. Предпочтительно температура данной ванны находится в диапазоне от 410 до 550°С, предпочтительно от 410 до 460°С.
Расплавленная ванна также может содержать неизбежные примеси и остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне. Например, необязательно примеси выбирают из Sr, Sb, Pb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Zr или Bi, при этом массовый уровень содержания каждого дополнительного элемента уступает 0,3% (масс.). Остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне могут представлять собой железо при уровне содержания, доходящем вплоть до 5,0%, предпочтительно 3,0%, (масс.).
В выгодном случае стадию возврата G) проводят на протяжении от 1 секунды до 30 минут, предпочтительно от 30 секунд до 10 минут. Предпочтительно погружение в расплавленную ванну проводят на протяжении 1-60 секунд, более предпочтительно 1-20 секунд, а в выгодном случае 1-10 секунд.
Например, стадия отжига может быть проведена после осаждения покрытия в целях получения отожженной и гальванизированной листовой стали.
Таким образом, при использовании способа, соответствующего изобретению, может быть получена листовая ТВИП-сталь, включающая аустенитную матрицу.
При использовании способа, соответствующего настоящему изобретению, получения листовой ТВИП-стали, характеризующейся высокой прочностью, превосходными деформируемостью и относительным удлинением, добиваются в результате индуцирования получения большого количества двойников благодаря двум стадиям холодной прокатки со следующей далее стадией возврата, во время которой дислокации устраняются, а двойники сохраняются.
Пример
В данном примере использовали листовые ТВИП-стали, характеризующиеся следующим далее массовым составом:
Марка
C%
Si%
Mn%
P%
Cr%
Al%
Cu%
V%
N%
S%
A
0,595
0,2
18,3
0,034
-
0,785
1,68
0,18
0,01
≤ 0,030
B
0,894
0,513
18,64
0,02
0,109
0,003
0,156
0,002
0,0032
-
C
0,88
0,508
17,96
0,03
0,109
2,11
0,15
0,093
0,0043
-
Прежде всего, образцы подвергали нагреванию и горячей прокатке при температуре 1200°С. Температуру окончания горячей прокатки устанавливали равной 890°С и после горячей прокатки проводили скатывание в рулон при 400°С. После этого осуществляли 1-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 50%. Вслед за этим при 750°С на протяжении 180 секунд проводили рекристаллизационный отжиг. После этого осуществляли 2-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 30%. В заключение, для образца 1 проводили стадию нагревания для возврата на протяжении 40 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 675°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 410 до 675°С, составляло 37 секунд, а после этого погружали в расплавленную ванну, содержащую 9% (масс.) кремния, вплоть до 3% железа, при этом остальное представляло собой алюминий, на протяжении 3 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 675°С.
Для образца 2 термообработку для возврата проводили на протяжении 65 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 650°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 410 до 650°С, составляло 59 секунд, а после этого погружали в расплавленную ванну, содержащую 9% (масс.) кремния, вплоть до 3% железа, при этом остальное представляло собой алюминий, на протяжении 6 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 650°С.
Для образца 3 термообработку для возврата проводили в печи на протяжении 60 минут при температуре 450°С. После этого на листовую сталь в результате гальванизации при погружении в расплав наносили цинковое покрытие, при этом данная стадия включает стадию подготовки поверхности со следующим далее погружением в цинковую ванну на протяжении 5 секунд.
Для образцов 4 и 5 термообработку для возврата проводили на протяжении 65 секунд в совокупности. Листовую сталь сначала подготавливали в результате нагревания в печи вплоть до 625°С, при этом время, затрачиваемое на переход от 410 до 650°С, составляло 15 секунд, а после этого погружали в цинковую ванну на протяжении 30 секунд. Температура расплавленной ванны составляла 460°С. После этого микроструктуры всех из них анализировали при использовании метода СЭМ или сканирующей электронной микроскопии для подтверждения непрохождения рекристаллизации во время стадии возврата. Вслед за этим определяли механические свойства образцов. Результаты представлены в следующей далее таблице:
Образцы
Марка
Стадия возврата, проводимая в результате нанесения покрытия при погружении в расплав
Время возврата
Образцы, подвергшиеся возврату
UTS (МПa)
Твердость (HV)
TE (%)
1 *
A
Да
40 сек
Да
1181
378
-
2 *
A
Да
65 сек
Да
1142
365
-
3
A
Нет
60 мин
Да
1128
361
-
4 *
B
Да
45 сек
Да
1463
468
29
5 *
C
Да
45 сек
Да
1415
453
23
* в соответствии с настоящим изобретением.
Как это демонстрируют результаты, образцы 1, 2, 4 и 5 подвергали возврату в результате использования способа, соответствующего настоящему изобретению. Пробу 3 также подвергали возврату в результате использования способа, включающего стадию возврата и стадию осаждения покрытия, при этом обе стадии проводят независимо.
Механические свойства всех образцов являются высокими, в частности, для проб 4 и 5.
Способ, осуществляемый при обращении с образцом 4, занимал намного больше времени в сопоставлении со способом, соответствующим изобретению. Действительно, в промышленном масштабе в целях осуществления способа для образца 3 скорость технологической линии должна быть значительно уменьшена, что в результате приводит к значительной потере производительности и увеличению важных издержек.