Способ изготовления подвергнутой формованию детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца и такая деталь
METHOD OF MAKING MOULDED PART FROM FLAT STEEL PRODUCT WITH AVERAGE MANGANESE CONTENT AND SUCH PART

Изобретение относится к способу изготовления детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца, при содержании марганца 4 – 12 вес.%, предпочтительно от более 5 до менее 10 вес.% и обладающего TRIP/TWIP-эффектом. Изобретение также относится к детали, полученной в соответствии с этим способом, и к использованию такой детали.
Европейская патентная заявка ЕР 2 383 353 А2 раскрывает плоский стальной продукт из марганцевой стали, имеющей прочность на разрыв 900 – 1500 МПа и состоящей из следующих элементов (содержание дано в весовых процентах относительно стального расплава): C: до 0,5; Mn: 4 до 12,0; Si: до 1,0; Al: до 3,0; Cr: 0,1 до 4,0; Cu: до 4,0; Ni: до 2,0; N: до 0,05; P: до 0,05; S: до 0,01; при этом остаток – железо и неизбежные примеси. В качестве опции, представлены один или несколько элементов из группы V, Nb, Ti, при этом суммарное содержание этих элементов максимально составляет до 0,5. Утверждается, что эта сталь отличается тем, что может производиться более экономно, чем стали с высоким содержанием марганца, имея при этом высокие значения по удлинению при разрушении и, в связи с этим, значительно улучшенную способность к деформации.
Высокопрочные стали со средним содержанием марганца также известны из опубликованных документов US 2012/0070330 A1 и DE 10 2008 005 158 A1. Документ US 2012/0070330 A1 описывает способ изготовления стальной полосы из высокопрочной стали со средним содержанием марганца от 4 до 14 вес.%. При производстве, стальную полосу подвергают прокатке при температуре прокатки 60°C – 500°C при прокатке с обжатием R от 20% до 70%.
В дополнение, опубликованный документ Германии DE 10 2012 013 113 A1 уже описывает так называемые TRIP-стали с доминирующей ферритной базовой микроструктурой с включением остаточного аустенита, с возможностью превращения в мартенсит при деформации (TRIP-эффект). Благодаря сильному холодному затвердеванию TRIP-сталь достигает высоких значений по однородному расширению и прочности на разрыв. В числе прочего TRIP-стали используются в конструктивных деталях, деталях шасси и деталях автомобилей, важных при аварии, в качестве заготовок из листового металла и тонколистовых сварных составных заготовок.
В дополнение стали, обладающие TRIP- и/или TWIP-свойствами, упоминаются в опубликованных документах US 2007/0289717 A1, DE 10 2012 111 959 A1, WO 2013/064698, WO 2005/061152 A1 и US 2006/0179638. Патент Германии DE 10 2004 054 444 B3 и патент США US 6,387,192 B1 также раскрывают стали, имеющие TRIP/TWIP- свойства.
Кроме того, патент Германии DE 10 2013 104 298 B4 описывает профилирование, также называемое валковой формовкой, в качестве способа деформации стальных полос со средним или высоким содержанием марганца. Валковая формовка или профилирование - это способ непрерывного изгибания, при котором стальные полосы подвергают деформации до требуемой конечной формы посредством множества пар валков, поэтапно, до получения прокатных профилей. Зачастую, сочетание валковой формовки с другими способами производства, такими как, например, штамповка, продольная сварка или тиснение используют для получения практически любых форм профиля даже с поперечными сечениями, изменяющимися по длине детали.
В опубликованном документе DE 10 2008 014 213 А1 описан ещё один известный процесс деформации, так называемое формование высоким давлением изнутри, посредством формования труб высоким давлением изнутри. Заготовки в форме трубы таким образом помещаются, по меньшей мере, в пресс-форму из двух частей и подвергаются с внутренней стороны воздействию активной среды под высоким давлением. За счет этого заготовка расширяется, формируется в рельеф или геометрию пресс-формы, частично проталкивается вперед и, таким образом, приобретает форму пресс-формы. Материал должен быть выполнен таким образом, чтобы и высокая деформация также могла быть поглощена локально без разрушения материала.
Принимая во внимание вышесказанное, цель настоящего изобретения – предоставить способ изготовления детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца, деталь, полученную в соответствии с этим способом, и её использование, причем достижение цели изобретения характеризуется улучшением степеней деформации у подвергнутой деформации детали и уменьшением в то же время сил деформации.
Эта цель достигается посредством способа изготовления детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца, с признаками по пункту 1 формулы изобретения, детали, полученной в соответствии с этим способом, с признаками по пункту 15 формулы изобретения, и использования этой детали по пункту 16 формулы изобретения. Предпочтительные варианты осуществления настоящего изобретения описаны в зависимых пунктах формулы изобретения.
В соответствии с настоящим изобретением, посредством способа изготовления детали из плоского стального продукта со средним содержанием марганца, при содержании марганца 4 – 12 вес.%, предпочтительно от более 5 до менее 10 вес.% и обладающего TRIP/TWIP-эффектом, содержащего этап: - деформация плоского стального продукта с получением детали посредством первого этапа деформации при температуре плоского стального продукта от 60°С до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60°С – 450°С, достигают того, что при деформации плоского стального продукта с получением детали, максимальная степень деформации подвергнутого деформации плоского стального продукта увеличивается за счет снижения упрочнения при деформации. Вышеупомянутый признак – посредством первого этапа деформации при температуре – следует понимать как означающий, что необходимая температура уже достигнута до первого этапа деформации, а не производится изначально самой деформацией. Уменьшение необходимых сил деформации также связано с повышением температуры перед первой деформацией. Увеличение способности к остаточной деформации у подвергнутых деформации деталей с прочностями на разрыв от более 800 МПа до 2000 МПа при удлинениях при разрушении более 3% также происходит в областях, которые подвергнуты деформации в наибольшей степени. Плоский стальной продукт может быть предварительно нагрет для катушки или смотанной полосы или панельного материала. Посредством деформации с предварительным нагревом, в соответствии с настоящим изобретением, плоского стального продукта перед первым этапом деформации, превращение метастабильного аустенита в мартенсит (TRIP-эффект) полностью или частично подавляется при деформации, при этом в аустените могут образовываться двойники деформации (TWIP-эффект). Таким образом удается избежать упрочнения и уменьшить силы деформации, что соответствует настоящему изобретению и является выгодным, с увеличением, в результате, общей способности к деформации.
Предпочтительно имеется условие, что плоский стальной продукт подвергают предварительному нагреву до температуры от 60°С до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60°С – 450°С.
В соответствии с ещё одним вариантом осуществления способа, имеется условие, что плоский стальной продукт подвергают деформации с получением детали посредством дополнительных этапов деформации при температуре плоского стального продукта от комнатной температуры до ниже температуры Ac3, предпочтительно от комнатной температуры до 450°С. При этом могут желаемым образом вводиться двойники деформации, которые затем превращаются в мартенсит при комнатной температуре, и в результате увеличивают способность к поглощению энергии и позволяют более высокую степень деформации.
В соответствии с настоящим изобретением, комнатная температура определяется как лежащая в диапазоне от 15 до 25°C.
В соответствии с ещё одним вариантом осуществления способа имеется условие, что плоский стальной продукт подвергают деформации с получением детали посредством дополнительных этапов деформации при температуре плоского стального продукта от -100°С до 60°C. При этом метастабильный аустенит желаемым образом превращается в мартенсит, со значительным увеличением прочности в соответствующей области плоского стального продукта.
Особенно предпочтительным образом, плоский стальной продукт может подвергаться деформации с получением детали посредством дополнительных этапов деформации при температуре от -100°С до ниже температуры Ac3. Деформацию при низких температурах используют на последних этапах деформации.
Особенно предпочтительным образом имеется условие, что плоский стальной продукт подвергают деформации с получением детали посредством дополнительных отдельных этапов деформации при различных температурах, которые в каждом случае могут быть определены локально. Так, заданное желаемым образом и локальное регулирование свойств детали по прочности и расширению может, в качестве опции, быть достигнуто посредством изменения температуры деформации. Таким образом, свойства можно регулировать локально желаемым образом путем локального охлаждения или нагрева. Как правило, более высокие прочности достигаются посредством желаемым образом заданного охлаждения, а более высокие остаточные удлинения и более высокая способность к деформации достигаются посредством локального нагрева.
В одном варианте осуществления имеется условие, что плоский стальной продукт предварительно нагревают с одной стороны. В качестве альтернативы может быть предусмотрено условие, при котором плоский стальной продукт предварительно нагревают с обеих сторон.
Чтобы поддерживать температурный интервал, в соответствии с настоящим изобретением, для деформации, плоский стальной продукт может быть подвергнут промежуточному нагреву или промежуточному охлаждению при деформации между этапами деформации до температур от -100°C до ниже температуры Ac3, в зависимости от желаемой процедуры.
Особенно выгодным образом, этот способ подходит для деформации плоского стального продукта посредством деформации прокаткой.
При деформации прокаткой, плоский стальной продукт подвергают, по меньшей мере, одной из следующих процедур: загибание, прессование, обжатие по толщине в областях, тиснение, штамповка или фасонное гнутьё или их сочетанию на множестве последовательных этапов деформации или обработки. Также могут быть изготовлены детали в форме профилей замкнутого контура, которые для этой цели, в качестве опции, сваривают, предпочтительно продольным швом, после деформации прокаткой.
Особенно выгодным образом, этот способ также подходит для деформации плоского стального продукта посредством формования высоким давлением изнутри. Формование высоким давлением изнутри предпочтительно происходит посредством твердых, жидких или газообразных активных сред. Известным образом, при формовании высоким давлением изнутри, плоский стальной продукт, в частности горячекатаную или холоднокатаную полосу, формируют в разрезную трубу, а затем сваривают продольным швом с получением трубы или, в качестве альтернативы, формируют в спираль и сваривают спиральным швом с получением трубы. Предпочтительно, в качестве опции, трубу затем отжигают (500 – 850°С, от 30 секунд до 12 ч) незамедлительно после сварки продольным швом или сварки спиральным швом, например, за счет индукции, или в печи непрерывного действия, или в стационарных печных агрегатах, таких как, например, подовая печь или муфельная печь. В качестве альтернативы, с низкой степенью деформации и достаточной оставшейся остаточной пластичностью для последующего формования высоким давлением изнутри, этап отжига может быть пропущен, и, таким образом, может быть выполнена дополнительная обработка в затвердевшем состоянии. Затем, формование высоким давлением изнутри, в соответствии с настоящим изобретением, выполняют при предпочтительной температуре 60 – 450°С. Нагрев предпочтительно осуществляется посредством активной среды. Деформация может быть выполнена за множество этапов. После горячего формования высоким давлением изнутри деталь предпочтительно все еще имеет, по меньшей мере, 50% исходного содержания аустенита. Предпочтительный температурный диапазон для формования высоким давлением изнутри составляет 60 – 450°C.
В отношении детали, полученной путем деформации прокаткой или формования высоким давлением изнутри, получены следующие зависимости по прочности на разрыв Rm в МПа и удлинению при разрушении A80 в %:
Rm от 700 до 800 МПа:   Rm x A80 ≥ 15400 до 50000 МПа%
Rm от более 800 до 900 МПа: Rm x A80 ≥ 14400 до 50000 МПа%
Rm от более 900 до 1100 МПа: Rm x A80 ≥ 13500 до 45000 МПа%
Rm от более 1100 до 1200 МПа: Rm x A80 ≥ 13200 до 45000 МПа%
Rm от более 1200 до 1350 МПа: Rm x A80 ≥ 11200 до 45000 МПа%
Rm от более 1350 до 1800 МПа: Rm x A80 ≥ 8000 до 45000 МПа%
Rm более 1800 МПа:   Rm x A80 ≥ 4000 до 30000 МПа%
Особенно предпочтительным является условие, при котором плоский стальной продукт получают со следующим химическим составом (в вес.%) для достижения, в частности, описанных преимуществ:
C: 0,0005 до 0,9, предпочтительно 0,05 до 0,35
Mn: 4 до 12, предпочтительно от более 5 до менее 10
при этом остаток – железо с неизбежными сопутствующими стали элементами,
с добавлением, в качестве опции, путем легирования:
Al: 0 до 10, предпочтительно 0,05 до 5, особенно предпочтительно от более 0,5 до 3
Si: 0 до 6, предпочтительно 0,05 до 3, особенно предпочтительно 0,1 до 1.5
Cr: 0 до 6, предпочтительно 0,1 до 4, особенно предпочтительно от более 0,5 до 2,5
Nb: 0 до 1, предпочтительно 0,005 до 0,4, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1
V: 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3
Ti: 0 до 1,5, предпочтительно 0,005 до 0,6, особенно предпочтительно 0,01 до 0,3
Mo: 0 до 3, предпочтительно 0,005 до 1,5, особенно предпочтительно 0,01 до 0,6
Sn: 0 до 0,5, предпочтительно менее 0,2, особенно предпочтительно менее 0,05
Cu: 0 до 3, предпочтительно менее 0,5, особенно предпочтительно менее 0,1
W: 0 до 5, предпочтительно 0,01 до 3, особенно предпочтительно 0,2 до 1,5
Co: 0 до 8, предпочтительно 0,01 до 5, особенно предпочтительно 0,3 до 2
Zr: 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,2
Ta: 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1
Te: 0 до 0,5, предпочтительно 0,005 до 0,3, особенно предпочтительно 0,01 до 0,1
B: 0 до 0,15, предпочтительно 0,001 до 0,08, особенно предпочтительно 0,002 до 0,01
P: менее 0,1, предпочтительно менее 0,04
S: менее 0,1, предпочтительно менее 0,02
N: менее 0,1, предпочтительно мене 0,05.
Этот плоский стальной продукт из TRIP-(пластичность, наведенная превращением) и/или TWIP-(пластичность, наведенная  двойникованием) стали со средним содержанием марганца имеет превосходную способность к холодному и горячему формованию, повышенную устойчивость к отложенному образованию трещин, индуцированному водородом (отложенное разрушение), к водородному охрупчиванию после деформации и к жидко-металлическому охрупчиванию при сварке.
Традиционным образом, ранее описанный плоский стальной продукт получают посредством производственного маршрута, приведенного ниже:
- выплавка стального расплава, имеющего вышеописанный химический состав, посредством технологического маршрута, при доменном или электродуговом процессе, с вакуумной обработкой расплава в качестве опции;
- литье стального расплава с получением пред-полосы посредством процесса горизонтального или вертикального литья полосы с приближением к конечным размерам, или литье стального расплава с получением сляба или тонкого сляба посредством процесса горизонтального или вертикального литья сляба или тонкого сляба;
- нагрев пред-полосы до температуры прокатки 1050 – 1250°C или прокатка без повторного нагрева от тепла литья (первая плавка);
- горячая прокатка пред-полосы или сляба или тонкого сляба с получением горячей полосы толщиной 20 – 0,8 мм при конечной температуре прокатки 1050 – 800°С;
- намотка горячей полосы при температуре от более 100°С до 800°C;
- кислотная очистка горячей полосы;
- отжиг горячей полосы в установке непрерывного отжига или в установке пакетного типа, или периодического отжига, при продолжительности отжига от 1 мин до 24 ч и при температурах 500 – 840°С;
- в качестве опции, холодная прокатка горячей полосы при комнатной температуре, предпочтительно с предварительным нагревом до температуры от 60°С до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60 – 450°C до первого прохода прокатки, чтобы уменьшить силы качения и образовать двойники деформации в аустените и, при необходимости, охлаждение или нагрев между проходами прокатки до температуры от 60°С до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60 – 450°С;
- в качестве опции, отжиг при температуре 500 – 840°С в течение времени от 1 мин до 24 ч в установке непрерывного отжига или в установке пакетного типа;
- в качестве опции, оцинковка стальной полосы электролитическим способом или горячим погружением, или нанесение иного органического или неорганического покрытия.
Затем плоский стальной продукт подвергают деформации, в соответствии с настоящим изобретением, в частности, подвергают деформации прокаткой или формованию высоким давлением изнутри, с получением детали.
Плоский стальной продукт, полученный посредством этого производственного маршрута, имеет микроструктуру с содержанием 10 – 80% аустенита, 20 – 90% мартенсита, феррита и бейнита, при этом по меньшей мере 30% мартенсита присутствует в виде отожженного мартенсита. Предпочтительно, микроструктура содержит 40 – 80% аустенита, менее 20% феррита/бейнита, а остальное составляет мартенсит.
Обычные диапазоны толщины для пред-полосы составляют от 1 мм до 35 мм, а для слябов и тонких слябов - от 35 мм до 450 мм. Предпочтительно имеется условие, что сляб или тонкий сляб подвергают горячей прокатке с получением горячей полосы толщиной 20 – 0,8 мм, или пред-полосу, отлитую с приближением к конечным размерам, подвергают горячей прокатке с получением горячей полосы толщиной 8 – 0,8 мм. Холодная полоса обычно имеет толщину менее 3 мм, предпочтительно 0,1 – 1,4 мм.
В контексте вышеописанного способа, в соответствии с настоящим изобретением, пред-полоса, полученная в процессе литья с двумя валками, с приближением к конечным размерам с толщиной менее или равной 3 мм, предпочтительно 1 – 3 мм, уже понимается как горячая полоса. Пред-полоса, таким образом полученная как горячая полоса, не имеет литой структуры из-за добавленной двумя валками деформации при движении в противоположных направлениях. Поэтому, горячая прокатка имеет место уже на производственной линии при процессе литья с двумя валками, и это означает, что отдельный нагрев и горячая прокатка не требуются.
Холодная прокатка горячей полосы может происходить при комнатной температуре или преимущественно при повышенной температуре с одним процессом нагрева до первого прохода прокатки и/или с процессами нагрева при последующем проходе прокатки или между несколькими проходами прокатки. Холодная прокатка при повышенной температуре выгодна для того, чтобы уменьшить силы качения и способствовать образованию двойников деформации (TWIP-эффект). Предпочтительные температуры материала, подвергаемого прокатке до первого прохода прокатки, составляют от 60°C до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60 – 450°C.
Если холодная прокатка выполняется за множество проходов прокатки, то выгодны промежуточный нагрев или охлаждение стальной полосы между проходами прокатки до температуры от 60°C до ниже температуры Ac3, предпочтительно 60°C – 450°C, поскольку TWIP-эффект особенно выгодным образом действует в этом диапазоне. В зависимости от скорости прокатки и степени деформации, могут быть выполнены промежуточный нагрев, например, при очень низких степенях деформации и скоростях прокатки, а также дополнительное охлаждение, обусловленное нагревом материала при быстрой прокатке при высоких степенях деформации.
После холодной прокатки горячей полосы при комнатной температуре, стальную полосу подвергают отжигу в установке непрерывного отжига или в установке пакетного типа, или другой установке периодического отжига, выгодным образом при продолжительности отжига от 1 мин до 24 ч, предпочтительно менее 10 мин, и при температуре 500 – 840°С, чтобы восстановить достаточную способность к деформации. Если требуется достижение определенных свойств материала, эту процедуру отжига можно также проводить со стальной полосой, прокатанной при повышенной температуре.
После обработки отжигом, стальную полосу преимущественно охлаждают до температуры от 250°C до комнатной температуры и затем, при необходимости, чтобы регулировать требуемые механические свойства, в процессе обработки старением, повторно нагревают до температуры 300 – 450°С, выдерживают при этой температуре до 5 мин и затем охлаждают до комнатной температуры. Обработку старением можно преимущественно проводить в установке непрерывного отжига.
Полученный таким образом плоский стальной продукт может быть, в качестве опции, подвергнут оцинковке электролитическим способом или горячим погружением. В одном предпочтительном варианте осуществления, полученная таким способом стальная полоса приобретает покрытие на органической или неорганической основе вместо или после оцинковки электролитическим способом или горячим погружением. Это могут быть, например, органические покрытия, синтетические покрытия или лаки, или иные неорганические покрытия, такие как, например, слои оксида железа.
В соответствии с настоящим изобретением, подвергнутая деформации деталь может быть получена в соответствии с вышеописанным способом. Деталь, которую предпочтительно подвергают деформации при повышенной температуре, имеет при той же степени деформации, по меньшей мере, такие же или более высокие прочностные свойства (предел текучести/предел упругости и/или прочность на разрыв), что и/чем деталь, подвергнутая деформации при комнатной температуре, при этом удлинение при разрушении по меньшей мере на 10% выше по сравнению с деформацией при комнатной температуре. Аналогичным образом, могут быть заданы сопоставимые собственные значения для удлинения при разрушении, при этом собственное значение по прочности (предел текучести/предел упругости и/или прочность на разрыв), при сравнении, на 10% выше собственных значений по деформации при комнатной температуре. Деталь, сформованная горячим формованием, имеет повышенную устойчивость к водородному охрупчиванию и отложенному образованию трещин, поскольку TRIP-эффект по меньшей мере частично подавляется. К тому же жидко-металлическое охрупчивание не происходит при сварке.
Использование изобретения делает возможным получение высокопрочной детали, имеющей значительно улучшенное остаточное удлинение и/или остаточную ударную вязкость по сравнению с низколегированными сталями того же класса прочности, и является значительно более экономичным по сравнению со сталями с высоким содержанием марганца и/или сталями, легированными большим количеством Cr и/или Cr-Ni или другими элементами с большим содержанием в сплаве > 12 вес.%, которые используются в настоящее время для таких применений.
В соответствии с настоящим изобретением, использование детали, полученной в соответствии с ранее описанным способом, преимущественно имеет место в автомобильной промышленности, строительстве железнодорожного транспорта, судостроении, проектировании предприятий, инфраструктуре, аэрокосмической промышленности, бытовых приборах и в тонколистовых сварных составных заготовках.
Стальная полоса, полученная по способу в соответствии с настоящим изобретением, преимущественно имеет предел упругости Rp0.2 от 300 до 1350 МПа, прочность на разрыв Rm от 1100 до 2200 МПа и удлинение при разрушении A80 от более 4 до 41%, при этом высокие прочности, как правило, соотносятся с меньшими удлинениями при разрушении и наоборот:
Rm от 700 до 800 МПа:   Rm x A80 ≥ 15400 до 50000 МПа%
Rm от более 800 до 900 МПа: Rm x A80 ≥ 14400 до 50000 МПа%
Rm от более 900 до 1100 МПа: Rm x A80 ≥ 13500 до 45000 МПа%
Rm от более 1100 до 1200 МПа: Rm x A80 ≥ 13200 до 45000 МПа%
Rm от более 1200 до 1350 МПа: Rm x A80 ≥ 11200 до 45000 МПа%
Rm от более 1350 до 1800 МПа: Rm x A80 ≥ 8000 до 45000 МПа%
Rm более 1800 МПа:   Rm x A80 ≥ 7200 до 30000 МПа%
Испытательный образец типа 2, имеющий начальную длину измерения A80, использовали при испытаниях на удлинение при разрушении в соответствии с DIN 50 125.
Использование термина «до» в определении диапазона содержания, например, 0,01 до 1 вес.%, означает, что предельные значения – 0,01 и 1 в этом примере – тоже учитываются.
Легирующие элементы обычно добавляют в сталь для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент, таким образом, может влиять на различные свойства в различных сталях. Влияние и взаимодействие обычно сильно зависят от количества, присутствия дополнительных легирующих элементов и состояния раствора в материале. Корреляции изменчивы и сложны. Эффект от легирующих элементов в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением, будет более подробно описан далее. Положительные эффекты от легирующих элементов, используемых в соответствии с настоящим изобретением, будут описаны ниже.
Углерод C: углерод необходим для образования карбидов, стабилизирует аустенит и повышает прочность. Более высокое содержание углерода ухудшает свариваемость и приводит к ухудшению свойств по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,9 вес.%, предпочтительно 0,35 вес.%. Для достижения необходимого сочетания свойств материала по прочности и расширению, требуется минимальное добавление 0,0005 вес.%, предпочтительно 0,05 вес.%.
Марганец Mn: марганец стабилизирует аустенит, повышает прочность и ударную вязкость, допуская образование мартенсита, наведенное деформацией, и/или двойникование в сплаве, в соответствии с настоящим изобретением. Содержание менее 4 вес.% недостаточно для стабилизации аустенита и это ухудшает свойства по расширению, при этом при содержании 12 вес.% и выше, аустенит стабилизируется слишком сильно, и, как результат, прочностные свойства, в частности 0,2% предел упругости, ухудшаются. В соответствии с настоящим изобретением, для марганцевой стали со средним содержанием марганца, предпочтительным является диапазон от более 5  до менее 10 вес.%.
Алюминий Al: алюминий улучшает свойства по прочности и расширению, уменьшает относительную плотность и влияет на конверсионное поведение сплава в соответствии с настоящим изобретением. Чрезмерно высокое содержание алюминия ухудшает свойства по расширению. При более высоком содержании алюминия также значительно ухудшается поведение при литье в процессе непрерывного литья. При литье это приводит к повышению издержек. В соответствии с настоящим изобретением, высокое содержание алюминия задерживает осаждение карбидов в сплаве. Поэтому, задано содержание алюминия 0 – 10 вес.%, предпочтительно 0,05 – 5 вес.%, особенно предпочтительно от более 0,5 до 3 вес.%.
Кремний Si: добавление кремния в качестве опции при более высоком содержании препятствует диффузии углерода, понижает удельную плотность, и улучшает свойства по прочности, расширению и ударной вязкости. В дополнение, при легировании кремнием наблюдается улучшение способности к холодной прокатке. Более высокое содержание кремния приводит к охрупчиванию материала и негативно влияет на способность воспринимать деформацию при горячей и холодной прокатке и на способность воспринимать нанесенное покрытие, например, посредством оцинковки. Поэтому, задано содержание кремния 0 – 6 вес.%, предпочтительно 0,05 – 3 вес.%, особенно предпочтительно 0,1 – 1,5 вес.%.
Хром Cr: добавление хрома в качестве опции повышает прочность и понижает скорость коррозии, задерживает образование феррита и перлита и образует карбиды. Более высокое содержание хрома приводит к ухудшению свойств по расширению. Поэтому, задано содержание хрома 0 – 6 вес.%, предпочтительно 0,1 – 4 вес.%, особенно предпочтительно от более 0,5  до 2,5 вес.%.
Обычно элементы микролегирования добавляются только в очень малых количествах. В отличие от легирующих элементов, они главным образом работают за счет образования осаждения, но также могут влиять на свойства в растворённом состоянии. Несмотря на малые добавляемые количества элементы микролегирования сильно влияют на обрабатываемость и конечные свойства. В частности, применительно к горячему формованию, элементы микролегирования выгодным образом влияют на поведение при рекристаллизации и на измельчение зерен.
Обычно элементы микролегирования – это ванадий, ниобий и титан. Эти элементы могут растворяться в решетке железа с образованием карбидов, нитридов и карбонитридов с углеродом и азотом.
Ванадий V и ниобий Nb: способствуют измельчению зерен, в частности, через образование карбидов, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание более 1,5 вес.% или 1 вес.% не дает дополнительных преимуществ. Для ванадия и ниобия, предпочтительны, в качестве опции, минимальное содержание 0,005 вес.% при максимальном содержании 0,6 вес.% или 0,4 вес.%, и особенно предпочтительны минимальное содержание 0,01 вес.% при максимальном содержании 0,3 вес.% или 0,1 вес.%.
Титан Ti: титан способствует измельчению зерен в качестве карбидообразующего агента, и в то же время улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению, и понижается межкристаллитная коррозия. Содержание титана более 1,5 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 1,5 вес.%, предпочтительно 0,6 вес.%, особенно предпочтительно 0,3 вес.%. Минимальное содержание 0,005 вес.%, предпочтительно 0,01 вес.%, может потребоваться, чтобы связать азот и выгодным образом осаждать титан.
Молибден Мо: молибден действует как карбидообразующий агент, повышает прочность и повышает устойчивость к отложенному образованию трещин и водородному охрупчиванию. При высоком содержании молибдена ухудшаются свойства по расширению. Поэтому, в качестве опции, задано содержание молибдена 0 – 3 вес.%, предпочтительно 0,005 – 1,5 вес.%, особенно предпочтительно от более 0,01 до 0,6 вес.%.
Олово Sn: олово повышает прочность, но, подобно меди, скапливается под слоем окалины и на границах зерен при более высоких температурах. Это приводит, благодаря проникновению в границы зерен, к образованию легкоплавких фаз и, в связи с этим, трещин в микроструктуре, и к хрупкости припоя, и поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 0,5 вес.%, предпочтительно менее 0,2 вес.%, особенно предпочтительно менее 0,05 вес.%.
Медь Cu: медь понижает скорость коррозии и повышает прочность. При содержании более 3 вес.% ухудшаются возможности по обработке из-за образования легкоплавких фаз при литье и горячей прокатке, и поэтому задано максимальное содержание 3 вес.%, предпочтительно менее 0,5 вес.%, особенно предпочтительно менее 0,1 вес.%.
Вольфрам W: вольфрам действует как карбидообразующий агент, повышает прочность и термостойкость. Содержание вольфрама более 5 вес.% ухудшает свойства по расширению, и поэтому, в качестве опции, задано максимальное содержание 5 вес.%. Предпочтительно содержание 0,01 – 3 вес.% и особенно предпочтительно 0,2 – 1,5 вес.%.
Кобальт Со: кобальт повышает прочность стали, стабилизирует аустенит и повышает термостойкость. При содержании более 8 вес.% ухудшаются свойства по расширению. Поэтому, задано максимальное содержание кобальта 8 вес.%, предпочтительно 0,01 – 5 вес.%, особенно предпочтительно 0,3 – 2 вес.%.
Цирконий Zr: цирконий действует как карбидообразующий агент и повышает прочность. Содержание циркония более 0,5 вес.% ухудшает свойства по расширению. Поэтому, задано содержание циркония 0 – 0,5 вес.%, предпочтительно 0,005 – 0,3 вес.%, особенно предпочтительно 0,01 – 0,2 вес.%.
Тантал Та: тантал действует аналогично ниобию, в качестве карбидообразующего агента способствуют измельчению зерен, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание более 0,5 вес.% не дает дополнительного улучшения свойств. Таким образом, в качестве опции, задано максимальное содержание 0,5 вес.%. Предпочтительно, заданы минимальное содержание 0,005 вес.% при максимальном содержании 0,3 вес.%, при которых выгодным образом может быть обеспечено измельчение зерен. Для повышения экономической целесообразности и оптимизации измельчения зерен особенно предпочтительным является содержание 0,01 – 0,1 вес.%.
Теллур Te: теллур улучшает коррозионную стойкость, механические свойства и обрабатываемость. В дополнение теллур повышает твёрдость сульфидов марганца (MnS), что в результате в меньшей степени даёт удлинение по направлению прокатки при горячей прокатке и холодной прокатке. Содержание более 0,5 вес.% ухудшает свойства по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,5 вес.%. В качестве опции, заданы минимальное содержание 0,005 вес.% при максимальном содержании 0,3 вес.%, что выгодным образом улучшает механические свойства и увеличивает твердость присутствующих MnS. Кроме того, предпочтительно, минимальное содержание 0,01 вес.% при максимальном содержании 0,1 вес.%, что позволяет оптимизировать механические свойства, в то же время снижая затраты на сплав.
Бор B: бор замедляет конверсию аустенита, улучшает способность сталей к деформации при горячей прокатке и повышает прочность при комнатной температуре. Он достигает своего эффекта даже при очень низком содержании в сплаве. Содержание более 0,15 вес.% сильно ухудшает свойства по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание 0,15 вес.%. В качестве опции, заданы минимальное содержание 0,001 вес.% при максимальном содержании 0,08 вес.%, предпочтительно минимальное содержание 0,002 вес.% при максимальном содержании 0,01 вес.%, чтобы выгодным образом использовать свойство бора по увеличению прочности.
Фосфор Р: фосфор – это следовой элемент железной руды, и он растворяется в решетке железа, как замещающий атом. Фосфор повышает твердость посредством закалки на твёрдый раствор и улучшает способность к затвердеванию. Однако, предпринимаются меры к понижению содержания фосфора настолько, насколько это возможно, поскольку, среди прочего, имеет место сильная тенденция к сегрегации из-за низкой скорости диффузии, с сильным понижением уровня ударной вязкости. Присоединение фосфора к границам зерен может вызвать трещины вдоль границ зерен при горячей прокатке. Кроме того, фосфор повышает температуру перехода из вязкого в хрупкое поведение на величину до 300°С. По вышеуказанным причинам содержание фосфора ограничено до величин менее 0,1 вес.%, предпочтительно до менее 0,04 вес.%.
Сера S: сера, подобно фосфору, связана в качестве следового элемента в железной руде, но, в частности, в технологическом маршруте при доменном процессе в коксе. Обычно она нежелательна в стали, поскольку проявляет сильную тенденцию к сегрегации и сильно повышает хрупкость, при этом свойства по расширению и ударной вязкости ухудшаются. Поэтому, делается всё возможное для достижения низкого, насколько это возможно, содержания серы в расплаве (например, посредством глубокой десульфурации). По вышеуказанным причинам содержание серы ограничено до менее 0,1 вес.%, предпочтительно до менее 0,02 вес.%.
Азот N: азот – это тоже элемент, сопутствующий производству стали. В растворенном состоянии он повышает свойства по прочности и ударной вязкости в сталях с высоким содержанием марганца более или равным 4 вес.%. Стали с меньшим содержанием марганца менее 4 вес.%, при наличии свободного азота, склонны к сильному эффекту старения. Азот диффундирует даже при низких температурах в дислокации и блокирует их. Таким образом, он повышает прочность вкупе с быстрой потерей ударной вязкости. Можно связать азот в форме нитридов, например, посредством легирования титаном или алюминием, при этом, в частности, нитриды алюминия отрицательно влияют на способность сплава к деформации в соответствии с настоящим изобретением. По вышеуказанным причинам содержание азота ограничено до менее 0,1 вес.%, предпочтительно до менее 0,05 вес.%.