ХОЛОДНОКАТАНЫЙ И ОТОЖЖЁННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ, СПОСОБ ЕГО ИЗГОТОВЛЕНИЯ И ИСПОЛЬЗОВАНИЕ В ПРОИЗВОДСТВЕ АВТОМОБИЛЬНЫХ ДЕТАЛЕЙ
COLD-ROLLED AND ANNEALED STEEL SHEET, METHOD OF ITS PRODUCTION AND USE IN PRODUCTION OF AUTOMOTIVE PARTS

Настоящее изобретение относится к стальному листу низкой плотности, с микроструктурой, в основном включающей аустенит. Стальной лист в соответствии с изобретением подходит для изготовления защитных или конструкционных деталей для транспортных средств, таких как наземные транспортные средства.
2
Экологические ограничения вынуждают автопроизводителей постоянно сокращать выбросы CO своих автомобилей. Для этого у автопроизводителей есть несколько возможностей, при этом их основными возможностями являются снижение массы транспортных средств или повышение эффективности их систем двигателя. Улучшения часто достигаются сочетанием двух подходов. Данное изобретение относится к первому варианту, а именно к уменьшению массы автотранспортных средств. В этой специфической области существует альтернатива из двух направлений:
Первое направление состоит в уменьшении толщины стали при увеличении её механической прочности. К сожалению, это решение имеет свои пределы из-за чрезмерного снижения жесткости некоторых автомобильных деталей и появления акустических проблем, которые создают неудобные условия для пассажира, не говоря уже о неизбежной потере пластичности, связанной с увеличением механической прочности.
Второй путь состоит в уменьшении плотности сталей путем легирования их другими, более лёгкими металлами. Среди этих сплавов сплавы низкой плотности имеют перспективные механические и физические свойства, что позволяет значительно снизить массу.
В частности, в US 2003/0145911 раскрыта лёгкая сталь Fe-Al-Mn-Si, имеющая подходящую формуемость и высокую прочность. Однако предел прочности на растяжение таких сталей не превышает 800 МПа, что не позволяет в полной мере использовать их низкую плотность для деталей всех геометрических форм.
Таким образом, целью изобретения является создание стального листа с плотностью ниже 7,4, пределом прочности при растяжении, по меньшей мере, 900 МПа, пределом текучести, по меньшей мере, 700 МПа и равномерным относительным удлинением, по меньшей мере, 28%.
В предпочтительном осуществлении стальной лист согласно изобретению имеет плотность ниже 7,2, предел прочности при растяжении, по меньшей мере, 1000 МПа, предел текучести, по меньшей мере, 800 МПа и равномерное относительное удлинение, по меньшей мере, 30%.
Эта цель достигается созданием стального листа по п. 1 формулы изобретения. Стальной лист также может включать характеристики по пп. 2 - 7. Другая цель достигается предложением способа по пп. 8 - 11. Другой аспект достигается предложением деталей или транспортных средств по пп. 12 - 14.
Другие характеристики и преимущества изобретения станут очевидными из последующего подробного описания изобретения.
Не желая связывать себя какой-либо теорией, представляется, что стальной лист с низкой плотностью в соответствии с изобретением позволяет улучшить механические свойства благодаря этой особой микроструктуре.
3
x
3
x
Что касается химического состава стали, то углерод играет важную роль в формировании микроструктуры и достижении целевых механических свойств. Его основная роль заключается в стабилизации аустенита, который является основной фазой микроструктуры стали, а также для упрочнения. Содержание углерода ниже 0,6% уменьшит долю аустенита, что приведёт к снижению как пластичности, так и прочности сплава. Однако, поскольку он является основным компонентом внутризёренного каппа-карбида (Fe, Mn)AlC, содержание углерода выше 1,3% может способствовать выделению таких крупных карбидов на границах зёрен (межзёренный каппа-карбид (Fe, Mn)AlC), что приводит к уменьшению пластичности сплава.
Предпочтительно содержание углерода составляет 0,80 - 1,3%, более предпочтительно 0,8 - 1,0% масс., чтобы получить достаточную прочность.
Марганец является важным легирующим элементом в этой системе в основном из-за того, что легирование до очень высокого содержания марганца и углерода стабилизирует аустенит до комнатной температуры, что затем может позволить присутствие большого количества алюминия без дестабилизации и превращения в феррит или мартенсит. Чтобы сплав имел подходящую пластичность, содержание марганца должно быть равным или более 15%. Однако, когда содержание марганца превышает 35%, выделение фазы β-Mn ухудшит пластичность сплава. Поэтому содержание марганца должно контролироваться равным или более 15,0%, но менее 35%. В предпочтительном осуществлении оно равно или более 15,5% или даже 16,0%. Его содержание более предпочтительно составляет 18 - 25%.
3
x
Добавление алюминия к аустенитным сталям с высоким содержанием марганца эффективно снижает плотность сплава. Кроме того он значительно увеличивает энергию дефектов упаковки (SFE) аустенита, что в свою очередь приводит к изменению деформационного упрочнения сплава. Алюминий также является одним из основных элементов наноразмерного каппа-карбида (Fe, Mn)AlC, и поэтому его добавление значительно увеличивает образование таких карбидов. Концентрация алюминия в настоящих сплавах должна быть скорректирована с одной стороны для обеспечения стабильности аустенита и выделения каппа-карбидов, а с другой для контроля формирования феррита. Поэтому содержание алюминия следует поддерживать равным или более 5%, но менее 15%. В предпочтительном осуществлении содержание алюминия составляет 7 - 12%, и предпочтительно 8 - 10%.
3
Кремний является обычным легирующим элементом для высокомарганцевых и алюминиевых сталей. Он оказывает очень сильное влияние на формирование упорядоченного феррита с D0-структурой. Кроме того, было показано, что кремний усиливает активность углерода в аустените и увеличивает распределение углерода в каппа-карбидах. Также кремний был описан как эффективный легирующий элемент, который можно использовать для задержки или предотвращения выделения хрупкой фазы β-Mn. Однако выше содержания 2,40% он снижает относительное удлинение и, как правило, образует нежелательные оксиды в течение определённых процессов сборки, и поэтому его содержание следует поддерживать ниже этого предела. Предпочтительно содержание кремния менее 2,0% и преимущественно менее 1,0.
Сера и фосфор являются примесями, которые делают хрупкими границы зёрен. Их соответствующее содержание не должно превышать 0,03 и 0,1%, чтобы поддерживать достаточную высокую пластичность.
Содержание азота должно составлять 0,1% или менее, чтобы предотвратить выделение AlN и формирование объёмных дефектов (пузырей) во время твердения.
Никель оказывает положительное влияние на проникновение водорода в сталь и, следовательно, его можно использовать в качестве диффузионного барьера для водорода. Никель можно также использовать в качестве эффективного легирующего элемента, поскольку он способствует образованию упорядоченных соединений в феррите, таких как компонент В2, что приводит к дополнительному упрочнению. Однако желательно, в частности, по соображениям себестоимости ограничить добавление никеля до максимального содержания 4,0% или менее и предпочтительно 0,1 - 2,0% или 0,1 - 1,0%. В другом осуществлении количество никеля составляет менее 0,1%.
Хром можно использовать в качестве дополнительного элемента для повышения прочности стали путём твёрдорастворного упрочнения. Он также повышает высокотемпературную коррозионную стойкость сталей в соответствии с изобретением. Однако, поскольку хром уменьшает энергию дефектов упаковки, его содержание не должно превышать 3,0% и предпочтительно составляет 0,1 - 2,0% или 0,1 - 1,0%. В другом осуществлении содержание хрома составляет менее 0,1%.
Аналогичным образом добавление меди с содержанием, не превышающим 3,0%, необязательно является одним из способов упрочнения стали путём выделения богатых по меди выделений. Однако выше этого содержания медь отвечает за появление дефектов поверхности горячекатаного листа. Предпочтительно содержание меди составляет 0,1 - 2,0% или 0,1 - 1,0%. В другом осуществлении количество меди составляет менее 0,1%.
Бор имеет очень низкую растворимость в твёрдом растворе и существенную тенденцию к сегрегации на границах зёрен, значительно влияет на дефекты решётки. Поэтому бор может быть использован для ограничения выделения межзёренных каппа-карбидов. Предпочтительно содержание бора составляет менее 0,1%.
Ниобий может одновременно повышать прочность и вязкость стали, поскольку это эффективная добавка, измельчающая зерно. Кроме того, тантал, цирконий, ниобий, ванадий, титан, молибден и вольфрам также являются элементами, которые могут быть необязательно использованы для достижения повышения твёрдости и упрочнения путём выделения нитридов, карбонитридов или карбидов. Однако когда их общее содержание превышает 2,0%, предпочтительно выше 1,0%, существует риск того, что чрезмерное выделение может привести к снижению вязкости, чего следует избегать.
Микроструктура стального листа согласно изобретению необязательно включает до 3% каппа-карбидов, необязательно до 10% зернистого феррита и остальное является аустенитом.
Средний размер зерна аустенитной матрицы составляет менее 6 мкм и предпочтительно менее 4 мкм, более предпочтительно менее 3 мкм и имеет среднее соотношение сторон 1,5 - 6, предпочтительно 2,0 - 4,0 и более предпочтительно 2,0 - 3,0.
3
x
Во время закалки возможные модуляции в аустенитных зёрнах могут указывать на начало упорядочения L'12 и, следовательно, присутствие внутризёренных каппа-карбидов. Поэтому каппа-карбиды (Fe, Mn)AlC могут присутствовать в микроструктуре стального листа в соответствии с изобретением в количестве до 3% доли площади. Присутствие межзёренных каппа-карбидов не допускается, поскольку такие межзёренные крупные каппа-карбиды могут приводить к снижению пластичности стали.
3
3
Феррит может также присутствовать в микроструктуре листа в соответствии с изобретением в количестве до 10,0% доли площади, предпочтительно до 5,0% или более предпочтительно до 3,0%. Однако морфология феррита ограничена геометрией зерна, исключая феррит в виде полос, поскольку они резко ухудшают пластичность и формуемость стали. Когда они присутствуют, ферритные зёрна имеют средний размер зерна менее 5 мкм и предпочтительно менее 1 мкм. Среднее соотношение сторон феррита, если он присутствует, составляет менее 3,0 и предпочтительно менее 2,5. Такой феррит может находиться в форме правильного разупорядоченного α феррита или упорядоченного в виде структуры B2 состава (Fe, Mn)Al или в виде структуры D0 состава (Fe, Mn)Al, так что структуры α, B2 и D03 могут наблюдаться в стали согласно изобретению.
Чтобы защитить стальной лист в соответствии с изобретением от коррозии, в предпочтительном осуществлении стальной лист покрыт металлическим покрытием. Металлическое покрытие может представлять собой покрытие на основе алюминия или на основе цинка.
Предпочтительно покрытие на основе алюминия включает менее 15% Si, менее 5,0% Fe, необязательно 0,1 - 8,0% Mg и необязательно 0,1 - 30,0% Zn, остальное составляет Al.
Преимущественно покрытие на основе цинка включает 0,01 - 8,0% Al, необязательно 0,2 - 8,0% Mg, и остаток составляет Zn.
Стальной лист согласно изобретению может быть изготовлен любым подходящим способом изготовления, и специалист в данной области техники может его выбрать. Однако предпочтительно использовать способ согласно изобретению, который включает следующие стадии:
подачи сляба, состав которого соответствует изобретению
повторного нагрева такого сляба при температуре выше 1000°С и его горячей прокатки с конечной температурой прокатки не менее 800°С,
намотки горячекатаного стального листа при температуре выше 350°С,
холодной прокатки такого горячекатаного стального листа со степень обжатия 30 - 80%
отжига такого холоднокатаного листа нагревом его до температуры отжига 700 - 1000°С, его выдержки при такой температуре в течение менее 5 минут и его охлаждения со скоростью не менее 30°С/с.
Стальные листы в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно получают способом, в котором отливают полуфабрикат, такой как слябы, тонкие слябы или полосовая сталь в соответствии с настоящим изобретением, имеющей состав, описанный выше, отливки нагревают до температуры выше 1000°С, предпочтительно выше 1050°С и более предпочтительно выше 1100°С или 1150°С или используют непосредственно при такой температуре после литья без промежуточного охлаждения.
Стадию конечной горячей прокатки проводят при температуре выше 800°С. Чтобы избежать проблем с трещинами из-за недостаточной пластичности за счёт формировании феррита в виде полос, температура конечной прокатки предпочтительно выше или равна 850°С.
После горячей прокатки полосу необходимо намотать при температуре ниже 600°С и предпочтительно выше 350°С. В предпочтительном осуществлении намотку выполняют между 350 и 450°С, чтобы избежать чрезмерного выделения каппа-карбида.
Горячекатаный продукт, полученный описанным выше способом, подвергают холодной прокатке после возможного выполнения обычным образом предварительной обработки травлением.
Стадию холодной прокатки выполняют со степенью обжатия 30 - 80%, предпочтительно 50 - 70%.
После этой стадии прокатки проводят короткий отжиг нагревом листа до температуры отжига, составляющей 700 - 1000°С, выдержку при такой температуре в течение менее 5 минут и его охлаждение со скоростью, по меньшей мере, 30°С/с, более предпочтительно, по меньшей мере, 50°С/с и даже более предпочтительно, по меньшей мере, 70°С/с. Предпочтительно этот отжиг проводят непрерывно. Контролируя температуру и время отжига, можно получить либо полностью аустенитную, либо двухфазную структуру с вышеуказанными характеристиками.
После этой стадии отжига стальной лист необязательно может быть покрыт металлическом покрытием для улучшения его защиты от коррозии. Используемый способ нанесения покрытия может быть любым способом, приспособленным к стали по изобретению. Можно привести электролитическое или физическое осаждение из паровой фазы с особым вниманием к струйному нанесению покрытия осаждением паров. Металлическое покрытие может быть на основе, например, цинка или алюминия.
Примеры
Девять марок, состав которых собран в таблице 1, отливают в слябы и обрабатывают в соответствии с параметрами процесса, представленными в таблице 2.
Таблица 1 – Состав
Марка
C
Mn
Al
Si
V
S
P
N
A
0,887
24,90
8,70
0,217
-
0,004
0,025
0,0017
B
0,920
28,88
9,37
0,035
-
0,007
0,011
0,0009
C
0,920
19,15
8,65
0,050
-
0,003
0,009
0,0057
D
0,360
28,88
9,52
0,040
-
0,010
0,011
0,0013
E
0,560
29,06
9,57
0,040
-
0,012
0,011
0,0010
F
0,900
19,65
8,32
0,045
0,180
0,010
0,010
0,005
G
1,130
26,75
9,95
0,031
-
0,010
0,010
0,004
H
0,900
19,54
8,81
0,041
-
0,008
0,010
0,003
I
0,900
22,79
8,58
0,041
-
0,007
0,010
0,003
Таблица 2 – Параметры процесса
Проба
Марка
Повторный нагрев T (°C)
Конечная горячая прокатка T (°C)
Скорость охлаждения (°C/с)
Охлаждение T (°C)
Степень обжатия холодной прокатки (%)
Отжиг
T (°C)
Время выдержки (мин)
Скорость охлаждения (°C/с)
1
A
1170
890
75
400
58
850
3
80
2
B
1170
985
75
400
64
875
3
80
3
C
1170
996
80
400
61
850
3
80
4
D
1170
940
80
400
62
875
3
80
5
E
1170
950
80
400
63
875
3
80
6
B
1170
985
75
400
55
875
10
80
7
F
1170
990
70
400
63
850
1
355
8
F
1170
990
70
400
63
850
3
355
9
F
1170
990
70
400
63
850
3
8
10
F
1170
990
70
400
63
825
3
8
11
F
1170
990
70
400
63
825
1
8
12
G
1170
970
70
400
60
975
3
60
13
H
1170
980
70
400
58
850
3
8
14
H
1170
980
4
400
58
850
3
60
15
I
1170
955
4
400
59
875
3
60
Полученные образцы затем анализируют и соответствующие элементы микроструктуры и механические свойства соответственно представлены в таблице 3 и 4.
Таблица 3 – Микроструктура
Проба
Аустенит (%)
Упорядоченный феррит (%)
Форма феррита
Каппа-карбиды (%)
Размер зерна аустенита (мкм)
Соотношение сторон аустенита
Размер зерна феррита (мкм)
Соотношение сторон феррита
1
95
5
зернистый
Присутствуют < 3%
2,30
2,36
0,54
1,81
2
100
-
-
Присутствуют < 3%
2,38
2,60
-
-
3
98,7
1,3
зернистый
Присутствуют < 3%
2,04
2,44
0,47
1,80
4
65
35
широкие полосы
Отсутствуют
2,50
2,53
-
-
5
80
20
полосы
Отсутствуют
2,44
2,87
2,22
3,54
6
100
-
-
Отсутствуют
2,20
1,4
-
-
7
96
4
зернистый
Присутствуют < 3%
1,9
1,9
0,48
1,7
8
96
4
зернистый
Присутствуют < 3%
2,1
1,9
0,54
1,8
9
88
12
зернистый
Присутствуют < 3%
2,1
1,9
0,54
1,8
10
85
15
зернистый
Присутствуют < 3%
1,9
1,9
0,54
1,75
11
85
15
зернистый
Присутствуют < 3%
1,8
1,9
0,45
1,75
12
100
0
-
Присутствуют < 3%
2,8
2,0
-
-
13
88
12
зернистый
Присутствуют < 3%
1,95
2,05
0,45
1,9
14
94
6
зернистый
Присутствуют < 3%
1,95
2,05
0,50
1,85
15
97
3
зернистый
Присутствуют < 3%
2,25
2,05
0,50
1,9
В образцах отсутствуют межзёренные каппа-карбиды и фаза β–Mn.
Таблица 4 – Свойства
Проба
Плотность
Предел прочности при растяжении (MПa)
Предел текучести (MПa)
Равномерное относительное удлинение (%)
1
6,81
1068
878
31,3
2
6,75
1065
831
34,0
3
6,92
1067
862
31,9
4
6,76
940
660
21,4
5
6,75
945
670
24,9
6
6,75
979
593
39,8
7
6,86
1090
873
28,0
8
6,86
1102
898
28,2
9
6,86
1102
896
26,0
10
6,86
1120
965
26,1
11
6,86
1129
969
25,4
12
6,60
953
804
42,0
13
6,78
1140
1059
24,8
14
6,78
1100
949
28,0
15
6,83
1023
713
34,6
Примеры показывают, что стальные листы в соответствии с изобретением являются единственными, которые проявляют все искомые свойства благодаря их специфическим составу и микроструктурам.