СТАЛЬ ДЛЯ ЗАКАЛКИ В ШТАМПЕ И ЗАКАЛЕННАЯ В ШТАМПЕ ДЕТАЛЬ, ИЗГОТОВЛЕННАЯ ИЗ ТАКОЙ СТАЛИ
STEEL FOR HARDENING IN A STAMP AND A PART HARDENED IN A STAMP MADE OF SUCH STEEL

Настоящее изобретение относится к стальным деталям, которые подвергаются горячей штамповке и закалке в штампе посредством стадии охлаждения при выдержке деталей в прессовом штампе. Эти детали используются в качестве конструктивных элементов в автомобилях, которые имеют противоинтрузионные или энергопоглощающие функции. Такие детали также могут использоваться, например, для изготовления оснастки или деталей для сельскохозяйственных машин.
В таких сферах применения желательно иметь стальные детали, которые сочетают высокую механическую прочность, высокую стойкость к ударным нагрузкам, хорошую коррозионную стойкость и размерную точность. Такое сочетание особенно желательно в автомобильной промышленности. Автомобильные детали, такие как передние или задние балки, продольные брусы крыши, центральные стойки и детали шасси, такие как нижние рычаги независимой подвески, подрамники двигателей, нуждаются в особой степени в этих свойствах.
Способ закалки в штампе описан в публикации GB 1490535. Закаленную стальную деталь получают с помощью нагревания стальной заготовки до температуры, при которой сталь превращается в аустенит, и затем подвергают горячей штамповке в штампе. Заготовку одновременно быстро охлаждают в штампе и выдерживают там, чтобы предотвратить деформацию, при этом получая мартенситную и/или бейнитную микроструктуру. Используемая сталь может иметь следующий состав: C<0,4%; Mn 0,5-2,0 %; S и P < 0,05%; Cr 0,1-0,5 %; Mo 0,05-0,5 %; Ti <0,1%; B 0,005-0,01 %; Al <0,1%. Однако эта публикация не дает решения для получения одновременно высокой механической прочности и растяжения, хорошей сгибаемости и свариваемости.
Изготовление деталей с хорошей коррозионной стойкостью и прочностью при растяжении свыше 1500 MПa описано в публикации FR 2780984: алюминированную листовую сталь с содержаниями C 0,15-0,5 %, Mn 0,5-3%, Si 0,1-0,5%, Cr 0,01-1%, Ti<0,2%, Al и P 0,1%, S<0,05%, B 0,0005-0,08 %, нагревали, формовали и быстро охлаждали. Однако из-за высокого уровня прочности при растяжении общее удлинение в испытании на растяжение составляет менее 6%.
В публикации ЕР 2137327 описана закалка в штампе стальной заготовки, имеющей следующий состав: C 0,040-0,100 %, Mn 0,80-2,00 %, Si<0,30%, S<0,005%, P<0,030%, Al 0,01-0,070 %, Nb 0,015-0,100 %, Ti 0,030-0,080 %, N<0,009%, Cu, Ni, Mo <0,100%, Ca<0,006%. После закалки в штампе могла быть получена прочность при растяжении свыше 500 МПа. Однако из-за природы микроструктуры, которая представлена равноосным ферритом, невозможно достичь очень высокого уровня прочности при растяжении.
В документе ЕР 1865086 описан состав стали, включающий: C 0,1-0,2 %, Si 0,05-0,3 %, Mn 0,8-1,8 %, Ni 0,5-1,8 %, P≤0,015 %, S≤0,003%, B 0,0002-0,008 %, необязательно Ti 0,01-0,1 %, необязательно Al 0,01 -0,05 %, необязательно N 0,002-0,005 %. Этот состав дает возможность получать закаленную в штампе деталь с прочностью при растяжении свыше 1000 MПa и с удлинением свыше 10%. Однако из-за высокого содержания никеля эта сталь является дорогостоящей в производстве.
В документе EP 1881083 описана закаленная в штампе деталь, изготовленная из стального сплава, содержащего C 0,11-0,18 %, Si 0,10-0,30 %, Mn 1,60-2,20 %, P<0,0015%, S < 0,010%, Cr 1,00-2,00 %, N 0,020%, Nb 0,020-0,060 %, B 0,001-0,004 %, Ti 0,001-0,050 %. Деталь имеет прочность при растяжении свыше 1200 MПa и общее удлинение более 12%. Однако из-за высокого содержания хрома эта сталь является дорогостоящей в производстве.
Таким образом, желательно иметь закаленную в штампе деталь и способ изготовления, которые не имеют указанных выше ограничений. В частности, желательно иметь закаленную в штампе стальную деталь с толщиной в диапазоне от 0,8 мм до 4 мм и пределом текучести YS в диапазоне от 700 МПа до 950 МПа, напряжением при растяжении TS, составляющим от 950 МПа до 1200 МПа, и высокой пластичностью, характеризующейся углом загиба более 75°.
Также желательно иметь закаленную в штампе деталь с напряжением разрушения в условиях плоской деформации, превышающим 0,60.
Поскольку сильно деформированные области в закаленных в штампе деталях, такие как, например, зоны радиусов, подвергаются высокой концентрации напряжений в условиях дальнейшей эксплуатации или во время столкновения транспортных средств, также желательно иметь закаленные в штампе детали, которые могли бы проявлять более высокую пластичность в этих деформированных областях.
Также желательно иметь закаленные в штампе детали, которые были бы легко свариваемыми, и закаленные в штампе сварные соединения с высокой пластичностью и без значительного разупрочнения в зонах термического влияния.
Также желательно иметь стальные листы, подходящие для лазерной сварки, - этот процесс очень чувствителен к дефектам смещения, которые могут быть вызваны недостаточной плоскостностью, - поэтому для лазерной сварки требуются листы с очень хорошими характеристиками плоскостности.
Также желательно иметь стальной лист, который можно легко сваривать либо в гомогенном процессе (т.е. при сварке двух листов с одинаковым составом), либо в гетерогенном процессе (сварка двух листов с разными составами стали) и далее подвергать закалке в штампе, и чтобы эти закаленные в штампе сварные соединения обладали высокими механическими свойствами. Желательно также иметь состав стали для закалки в штампе без покрытия или с металлическим покрытием, придающим стальной подложке коррозионную стойкость после закалки в штампе.
В связи с этим, первой задачей настоящего изобретения является закаленная в штампе стальная деталь с химическим составом стали, включающим, по массе: 0,062% ≤ C≤ 0,095%, 1,4% ≤ Mn ≤ 1,9%, 0,2% ≤ Si ≤ 0,5%, 0,020% ≤ Al≤ 0,070%, 0,02% ≤ Cr ≤ 0,1%, при этом 1,5% ≤ (C+Mn+Si+Cr) ≤ 2,7%; 0,040% ≤ Nb ≤ 0060%, 3,4 x N ≤Ti ≤ 8 x N, при этом: 0,044% ≤ (Nb+Ti) ≤0,090%, 0,0005 ≤ B ≤ 0,004%, 0,001% ≤N ≤ 0,009%, 0,0005% ≤ S ≤ 0,003%, 0,001%≤ P ≤0,020%, необязательно: 0,0001% ≤ Ca ≤0,003%, остальное составляют Fe и неизбежные примеси, и в которой микроструктура включает, в большей части детали, в долях поверхности: менее 40% бейнита, менее 5% аустенита, менее 5% феррита, остальное приходится на мартенсит, причем указанный мартенсит состоит из свежего мартенсита и самоотпущенного мартенсита.
Предпочтительно, чтобы состав был таким, что: 1,7% ≤ (C+Mn+Si+Cr) ≤ 2,3%.
В предпочтительном варианте содержание С в стальной детали является таким, что: 0,065% ≤ C ≤ 0,095%.
Предпочтительно, микроструктура включает по меньшей мере 5% самоотпущенного мартенсита в долях поверхности.
Сумма свежего мартенсита и самоотпущенного мартенсита в долях поверхности составляет от 65% до 100%.
Согласно предпочтительному варианту средний размер выделений нитридов титана составляет менее 2 мкм во внешних зонах, составляющих от одной четверти толщины детали до ближайшей поверхности детали.
Предпочтительно, средний размер сульфидов составляет менее 120 мкм во внешних зонах, составляющих от одной четверти толщины детали до ближайшей поверхности детали.
Согласно предпочтительному варианту закаленная в штампе стальная деталь содержит по меньшей мере одну зону (А) горячей деформации с величиной деформации, превышающей 0,15, и по меньшей мере одну зону (В), подвергавшуюся такому же циклу охлаждения при закалке в штампе, что и зона (А), где величина деформации составляет менее 0,05.
Разница в твердости между зоной (В) и зоной (А) горячей деформации предпочтительно составляет более 20 HV.
Предпочтительно, средняя ширина рейки мартенситно-бейнитной структуры в зоне (A) горячей деформации снижена более чем на 50% по сравнению с шириной рейки мартенситно-бейнитной структуры в зоне (В).
В предпочтительном варианте средняя ширина рейки мартенситно-бейнитной структуры в зоне (A) горячей деформации составляет менее 1 мкм.
Средняя ширина рейки мартенситно-бейнитной структуры в зоне (В) предпочтительно составляет от 1 мкм до 2,5 мкм.
Согласно одному варианту осуществления изобретения закаленная в штампе стальная деталь покрыта металлическим покрытием.
Металлическое покрытие предпочтительно представляет собой сплав на основе цинка или цинковый сплав.
Предпочтительно металлическое покрытие представляет собой сплав на основе алюминия или алюминиевый сплав.
В предпочтительном варианте закаленная в штампе деталь имеет предел текучести в диапазоне от 700 МПа до 950 МПа, напряжение при растяжении TS, составляющее от 950 МПа до 1200 МПа, и угол загиба более 75°C.
В соответствии с предпочтительным вариантом закаленная в штампе стальная деталь имеет переменную толщину.
Весьма предпочтительно, чтобы переменная толщина была получена в результате непрерывного процесса гибкой прокатки.
Другой задачей изобретения является закаленная в штампе стальная деталь с лазерной сваркой, в которой по меньшей мере одна первая стальная деталь сварного соединения представляет собой деталь с покрытием из алюминия, как было описано выше, сваренную по меньшей мере с одной второй стальной деталью, в составе которой содержится от 0,065% до 0,38% углерода по массе, и в которой металл сварного шва между первой стальной деталью и второй стальной деталью имеет содержание алюминия менее 0,3% по массе, и в которой первая стальная деталь, вторая стальная деталь и металл сварного шва подвергаются закалке в штампе в одной и той же операции.
Задачей изобретения также является способ изготовления закаленной в штампе стальной детали, включающий в себя следующие последовательные стадии:
- получение стального полуфабриката с указанным выше составом,
- горячую прокатку полуфабриката с получением горячекатаного стального листа,
- сматывание в рулон горячекатаного стального листа при температуре Tc сматывания в диапазоне от 550°С до Ms, где Ms является температурой начала мартенситного превращения стального листа, с получением в результате смотанного в рулон стального листа;
- необязательно холодную прокатку смотанного в рулон стального листа,
- отжиг стального листа при температуре Ta отжига, чтобы получить менее 10% нерекристаллизованной фракции, с получением отожженного стального листа,
- резку отожженного стального листа в заданную форму для получения заготовки,
- нагрев заготовки и ее выдержку при температуре Тm от 890°С до 950°С, причем продолжительность Dm выдержки при температуре Tm составляет от 1 мин до 10 мин, с получением в результате нагретой заготовки,
- перенос нагретой заготовки в прессовый штамп, причем продолжительность Dt переноса составляет менее 10 с,
- горячую штамповку нагретой заготовки в прессовом штампе с получением штампованной детали,
- охлаждение указанной штампованной детали при скорости CR1 охлаждения от 40°С/сек до 360°С/сек в диапазоне температур от 750°С до 450°С, и при скорости CR2 охлаждения от 15°С/сек до 150°С/сек в диапазоне температур от 450°С до 250°С, причем CR2 < CR1.
Предпочтительно обжатие при холодной прокатке составляет от 50% до 80%.
Температура Ta отжига предпочтительно составляет от 800°С до 850°C, и весьма предпочтительно - от 800°С до 835°C.
В конкретном варианте заготовку подвергают холодной штамповке перед нагреванием указанной заготовки при указанной температуре Tm.
Предпочтительно горячую штамповку осуществляют при величине деформации свыше 0,15 в по меньшей мере одной зоне горячей деформации детали.
В предпочтительном варианте отожженный стальной лист предварительно покрывают металлическим предварительным покрытием перед резкой отожженной стальной заготовки в заданную форму.
Предварительное металлическое покрытие предпочтительно является цинком или сплавом на основе цинка, или цинковым сплавом.
Предпочтительно предварительное металлическое покрытие является алюминием или сплавом на основе алюминия, или алюминиевым сплавом.
5
3
2
12
6
2
2
9
В соответствии с предпочтительным вариантом лист является предварительно покрытым с по меньшей мере одним интерметаллическим слоем, содержащим Al и железо, и, необязательно, кремний, и предварительное покрытие не содержит ни свободного Аl, ни фазы τ типа FeSiAl, ни фазы τ типа FeSiAl.
В другом предпочтительном варианте металлическое предварительное покрытие содержит слой алюминия или сплава на основе алюминия, или алюминиевого сплава, перекрытый сверху слоем цинка или сплава на основе цинка, или цинкового сплава.
Задачей изобретения также является способ изготовления закаленной в штампе стальной детали с лазерной сваркой, включающий следующие последовательные стадии:
- получение по меньшей мере одного первого стального листа с указанным выше составом, предварительно покрытого предварительным металлическим покрытием из алюминия или сплава на основе алюминия, или алюминиевого сплава,
- получение по меньшей мере одного второго стального листа с составом, содержащим от 0,065% до 0,38% углерода по массе, предварительно покрытого предварительным металлическим покрытием из алюминия или сплава на основе алюминия, или алюминиевого сплава,
- удаление части толщины предварительного алюминиевого покрытия на верхней и нижней сторонах вдоль одной стороны по периферии первого стального листа и второго стального листа; далее
- создание сварной заготовки путем лазерной сварки первого стального листа и второго стального листа, таким образом, что содержание алюминия в металле сварного шва составляет менее 0,3% по массе, причем лазерную сварку осуществляют по периферии, где часть предварительного алюминиевого покрытия была удалена,
- нагрев сварной заготовки и ее выдержка при температуре Тm от 890°С до 950°С, причем продолжительность Dm выдержки при указанной температуре составляет от 1 мин до 10 мин, с получением в результате нагретой сварной заготовки,
- перенос нагретой сварной заготовки в прессовый штамп, причем продолжительность Dt переноса составляет менее 10 с,
- горячая штамповка нагретой сварной заготовки в прессовом штампе с получением сварной штампованной детали,
- охлаждение сварной штампованной детали при скорости CR1 охлаждения от 40°С/сек до 360°С/сек в диапазоне температур от 750°С до 450°С, и при скорости CR2 охлаждения от 15°С/сек до 150°С/сек в диапазоне температур от 450°С до 250°С, причем CR2<CR1.
Предпочтительно продолжительность Dm выдержки составляет от 1 до 6 минут.
Задачей изобретения также является использование детали, описанной выше или изготовленной в соответствии с описанным выше способом, для производства конструкционных деталей или элементов безопасности транспортных средств.
Далее изобретение будет описано более подробно, но без ограничений, с учетом следующих чертежей, на которых:
- на фиг.1 и фиг.2 показаны микроструктуры закаленных в штампе деталей, изготовленных в соответствии с изобретением;
- на фиг.3 и фиг.4 показаны микроструктуры закаленных в штампе деталей, изготовленных из составов стали, не соответствующих изобретению;
- на фиг.5 показано влияние крупноразмерных нитридов титана на траекторию распространения трещин в закаленной в штампе детали, изготовленной из состава стали, который не соответствует изобретению;
- на фиг.6 показан крупноразмерный сульфид марганца в закаленной в штампе детали, изготовленной из состава стали, который не соответствует изобретению;
- на фиг.7 схематично показаны внешние зоны вблизи поверхности закаленной в штампе детали.
Закаленные в штампе стальные детали изготовлены из стального листа, имеющего определенный состав, причем элементы выражены в массовых процентах:
- 0,062% ≤ C ≤ 0,095%: содержание углерода должно быть не менее 0,062% для получения достаточной способности к закалке и упрочнению, и удовлетворительной прочности при растяжении после закалки в штампе. Содержание C в оптимальном варианте составляет не менее 0,065% для получения таких свойств стабильным образом. Однако, когда содержание углерода превышает 0,095%, сгибаемость и ударная вязкость сварного соединения ухудшаются.
- 1,4% ≤ Mn≤ 1,9%: содержание марганца не должно быть менее 1,4% Mn для получения достаточной способности к закалке, чтобы получить структуру с достаточной долей мартенсита после закалки в штампе. Однако при содержании марганца выше 1,9% повышается риск образования сегрегаций с микроструктурами с полосчатого типа, связанных с уменьшением пластичности.
- 0,2% ≤ Si ≤ 0,5%: кремний способствует раскислению стали в жидком состоянии и упрочнению после горячей штамповки. Для обеспечения этих эффектов содержание Si должно быть выше 0,2%. Однако Si не должен превышать 0,5%, чтобы избежать чрезмерной стабилизации аустенита во время стадии охлаждения при закалке в штампе. Кроме того, такое высокое содержание Si может привести к образованию поверхностных оксидов, которые препятствуют адгезии покрытия при изготовлении стальных листов с металлическим покрытием.
- 0,020% ≤ Al ≤ 0,070%: при добавлении в количестве не менее 0,020% алюминий является очень эффективным раскислителем в жидком состоянии. Однако, когда содержание Al превышает 0,070%, существует опасность образования крупных алюминатов в жидком состоянии, что может уменьшать пластичность закаленной в штампе детали.
- 0,02% ≤ Cr ≤ 0,1%: в количестве, превышающем 0,02%, добавление хрома эффективно для повышения способности к закалке во время закалки в штампе. Однако в сочетании с другими элементами состава, которые также увеличивают способность к закалке, добавление Cr свыше 0,1% благоприятствует условиям появления полностью мартенситной структуры, даже в деформированных зонах, без возможности образования бейнита, увеличивающего пластичность.
- 0,030%≤ Nb ≤ 0,060%: в сочетании с углеродом и/или азотом ниобий образует мелкодисперсный ниобий Nb(CN). Содержание Nb не менее 0,030% позволяет получать такие выделения, которые уменьшают размер аустенитных зерен во время нагрева, который предшествует горячей штамповке. Эти более мелкие аустенитные зерна приводят к более тонкой реечной структуре и к повышению пластичности и ударной вязкости. Однако содержание более 0,060% вызывает более высокую твердость горячекатаного листа, что затрудняет выполнение горячей прокатки.
- 3,4 x N≤Ti ≤ 8 x N: титан выделяется при высокой температуре в виде нитридов. Когда Ti составляет не менее 3,4 х N, достаточное количество азота стабильно связывается с титаном, так что азот больше не доступен для связывания с бором. Таким образом, бор доступен для диффузии к границам зерен аустенита и для замедления превращения аустенита при охлаждении, что повышает способность к закалке. Однако, когда содержание титана превышает 8 х N, существует опасность выделения титана в жидком состоянии во время производства стали, в результате чего образуются крупные нитриды титана, которые уменьшают пластичность и сгибаемость после закалки в штампе. Еще более предпочтительно, чтобы содержание Ti было менее 7 x N.
- 0,044%≤ (Nb+Ti) ≤0,090%: суммарное содержание ниобия и титана должно быть не менее 0,044% для получения выделений, которые способствуют получению прочности при растяжении более 950 МПа после закалки в штампе. Однако, суммарное содержание титана и ниобия не должно превышать 0,090%, чтобы не увеличивать опасность получения угла загиба менее 75° после закалки в штампе.
- 0,0002% ≤ B ≤ 0,004%: при содержании по меньшей мере 0,0002% бор предотвращает образование феррита при охлаждении и увеличивает способность к закалке во время процесса закалки в штампе. Его содержание ограничено 0,004%, поскольку выше этого уровня его влияние дальше не усиливается, и дальнейшее добавление неэффективно.
- 0,001% ≤N≤ 0,009%: содержание азота корректируется в процессе производства стали. При содержании не менее 0,001% азот объединяется с титаном и ниобием с образованием нитридов и карбонитридов, которые ограничивают укрупнение зерна аустенита при нагревании, что, в свою очередь, утончает мартенситные рейки и бейнитную структуру, получаемую после закалки в штампе. Однако содержание N выше 0,009% уменьшает угол загиба закаленной в штампе детали и снижает пластичность. Еще более предпочтительно, чтобы содержание азота было менее 0,007%.
- 0,0005% ≤ S≤ 0,003%: содержание серы должно составлять не более 0,003%, поскольку образуются сульфиды, что снижает сгибаемость и пластичность закаленной в штампе детали. Однако содержание S ниже 0,0005% требует дорогостоящего обессеривания, не принося существенной выгоды. Таким образом, содержание S не менее 0,0005% является предпочтительным.
- 0,001% ≤ P≤ 0,020%: при наличии в количестве более 0,020% фосфор может сегрегироваться на границах зерен аустенита и снижать ударную вязкость закаленной в штампе детали. Однако содержание Р ниже 0,001% требует дорогостоящей очистки в жидкой фазе, без существенного благоприятного воздействия на механические свойства закаленной в штампе детали. Таким образом, содержание P не менее 0,001% является предпочтительным.
- 0,0001% ≤ Ca ≤ 0,003%: в качестве необязательного элемента кальций может добавляться в состав стали. При добавлении в количестве не менее 0,0001% Са объединяется с серой и кислородом, образуя в результате оксисульфиды, которые не оказывают негативного влияния на пластичность, как в случае удлиненных сульфидов марганца. Более того, эти оксисульфиды действуют как зародыши для выделения тонкодисперсного (Ti, Nb)(C,N). Этот эффект перестает усиливаться, когда содержание Са составляет более 0,003%.
1,5% ≤ (C+Mn+ Si+ Cr) ≤ 2,7%: углерод, марганец, кремний, хром представляют собой элементы, увеличивающие способность к закалке. Сумма содержаний этих элементов выбирается совместно, для получения желаемого результата. Когда (C+Mn+Si+Cr) составляет менее 1,5% по массе, существует опасность того, что способность к закалке будет недостаточной для получения желаемой доли поверхности, занимаемой мартенситом. Однако когда суммарное содержание этих элементов превышает 2,7%, существует опасность образования большого количества свежего мартенсита, что может снижать ударную вязкость закаленной в штампе детали. Предпочтительно, для того, чтобы обеспечить весьма эффективные и стабильные результаты в отношении способности к закалке и ударной вязкости, содержания должны удовлетворять соотношению 1,7% ≤ (C+Mn+Si+Cr) ≤2,3%.
Далее будет описана микроструктура закаленной в штампе стальной детали в соответствии с изобретением. Это описание микроструктуры относится к большей части закаленной в штампе стальной детали, что означает, что эта микроструктура присутствует по меньшей мере в 95% объема закаленной в штампе детали для достижения желаемых механических свойств. Как будет объяснено ниже, вследствие того, что деталь может быть подвергнута сварке до закалки в штампе, т.е. микроструктура сварного соединения может отличаться от основной массы закаленной в штампе детали, или вследствие микроструктурных изменений, которые могут возникать в результате более интенсивной локальной деформации на стадии штамповки, - микроструктура может локально различаться в некоторых зонах детали, на которые приходится менее 5% объема данной детали.
Таким образом, большая часть закаленной детали содержит более 50% мартенсита в долях поверхности. Доля поверхности определяется следующим способом: образец вырезают из закаленной в штампе детали, полируют и травят хорошо известным реагентом, чтобы проявить микроструктуру. После этого разрез исследуют с помощью оптического или сканирующего электронного микроскопа. Определение доли поверхности, занимаемой каждым компонентом (мартенситом, бейнитом, ферритом, аустенитом), осуществляют с помощью анализа изображений хорошо известным способом.
Мартенсит присутствует в виде тонких удлиненных реек, ориентированных в пределах прежних аустенитных зерен.
В зависимости от скорости охлаждения в процессе закалки в штампе и температуры Ms превращения аустенита в мартенсит, мартенсит может присутствовать в виде свежего мартенсита и/или в виде самоотпущенного мартенсита. Конкретные особенности этих субкомпонентов могут быть определены при наблюдениях с помощью электронного микроскопа:
- самоотпущенный мартенсит присутствует в виде тонких реек, содержащих карбиды железа, причем карбиды ориентированы согласно направлениям <111> решетки реек. Его получают при выделении карбидов в температурном диапазоне ниже Ms, когда скорость охлаждения после горячей штамповки не слишком высока, что делает возможным это выделение.
- в противоположность этому, свежий мартенсит в виде реек или пленок не включает таких выделений карбидов.
Согласно предпочтительному варианту осуществления изобретения сумма свежего мартенсита и самоотпущенного мартенсита в закаленной в штампе детали предпочтительно составляет от 65% до 100% в долях поверхности. Такие условия способствуют достижению прочности при растяжении по меньшей мере 950 МПа, когда скорость охлаждения при закалке в штампе составляет от 40°С/сек до 360°С/сек в диапазоне температур от 750°С до 450°С.
Согласно другому предпочтительному варианту осуществления микроструктура закаленной в штампе детали содержит, в долях поверхности, по меньшей мере 5% самоотпущенного мартенсита. Таким образом, достигается повышенная пластичность и сгибаемость по сравнению с ситуацией, когда микроструктура содержит только свежий мартенсит.
- Микроструктура деталей также может включать бейнит, с долей поверхности менее 40%, для повышения ударной вязкости и сгибаемости закаленной в штампе детали. По сравнению с ситуацией, когда в структуре присутствует только мартенсит, бейнит дает возможность получения более высокой пластичности.
- Микроструктура деталей также может включать феррит. Однако этот мягкий и пластичный компонент не позволяет достигать высокой прочности при растяжении. Таким образом, одна из задач настоящего изобретения заключается в том, чтобы при изготовлении закаленной в штампе детали с пределом прочности на растяжение от 950 МПа до 1200 МПа доля поверхности, занимаемая ферритом, не превышала 5%, в противном случае требуемая прочность не может быть достигнута.
- Микроструктура деталей может также включать небольшую долю аустенита, который при комнатной температуре представляет собой остаточный аустенит. При высоком содержании углерода и кремния температура превращения аустенита при охлаждении может понижаться до такой степени, что аустенит будет стабилизироваться при комнатной температуре. Аустенит может присутствовать в виде мартенсит-аустенитных (или «М-А») островков, связанных с этими двумя типами компонентов. При наличии в количестве менее 5% в долях поверхности аустенит способствует повышению пластичности. Однако, когда доля аустенита оказывается выше, существует опасность того, что этот аустенит не обладает высокой стабильностью и не может быть легко превращен в свежий мартенсит в случае столкновения или снижения температуры, что приводит к снижению ударной вязкости.
Поскольку закаленная в штампе деталь должна обладать высокими свойствами сгибаемости, было установлено, что для этого необходимо регулировать средний размер нитридов титана. Средний размер TiN можно определить с помощью наблюдений методом сканирующей или трансмиссионной электронной микроскопии. В частности, было установлено, что средний размер TiN должен быть ограничен во внешних зонах вблизи поверхности закаленной в штампе детали, которые являются наиболее деформируемыми зонами при сгибании. Эти зоны распространяются от одной четверти толщины детали до ближайшей поверхности детали. Такие внешние зоны, параллельные основным поверхностям закаленных в штампе деталей, проиллюстрированы в качестве примера на схематическом чертеже закаленной в штампе детали шляпообразной (или Ω-образной) формы на фиг.7, где они называются (A) и (B). Следует понимать, что такая иллюстрация внешних зон не ограничивается данной конкретной шляпообразной конфигурацией, но относится к любой конфигурации закаленной в штампе детали.
Если средний размер TiN составляет не менее 2 мкм, разрушение начинается на границах между нитридами титана прямоугольной формы и матрицей, и угол загиба может быть меньше 75°.
В этих внешних зонах существует также опасность возникновения разрушения в результате присутствия удлиненных сульфидов: эти компоненты могут присутствовать, когда содержание серы достаточно велико для объединения, главным образом, с марганцем, в виде крупных выделений. Поскольку их пластичность является высокой при повышенных температурах, они легко удлиняются горячей прокаткой и во время горячей деформации при закалке в штампе. Таким образом, когда средняя длина сульфидов превышает 120 мкм во внешних зонах (т.е. от четверти толщины до ближайшей поверхности), напряжение разрушения может быть менее 0,60 из-за инициирования пластичности на этих сульфидах.
Эта описанная выше закаленная в штампе деталь может быть без покрытия или необязательно может иметь покрытие. Покрытие может быть сплавом на основе алюминия или алюминиевым сплавом. Покрытие также может быть сплавом на основе цинка или цинковым сплавом.
В частном варианте осуществления закаленная в штампе стальная деталь по изобретению может иметь толщину, которая не является одинаковой и может меняться. Таким образом, можно получить желаемый уровень механической прочности в зонах, которые наиболее подвержены внешним нагрузкам, и уменьшить вес в других зонах закаленной в штампе детали, способствуя, таким образом, уменьшению веса транспортного средства. В частности, детали с неравномерной толщиной могут быть изготовлены посредством непрерывной гибкой прокатки, т.е. способом, при котором толщина листа, полученная после прокатки, является переменной в направлении прокатки, в зависимости от нагрузки, которая была приложена через ролики к листу в процессе прокатки. Таким образом, в условиях изобретения можно предпочтительно изготавливать детали транспортных средств с варьирующей толщиной, такие как передние и задние балки, поперечные элементы сидений, туннельные дуги, стойки, поперечные элементы приборной панели или дверные кольца.
Далее будет описан способ изготовления закаленной в штампе детали.
Получают полуфабрикат в виде литого сляба или слитка, способный к дальнейшей горячей прокатке, с описанным выше составом стали. Толщина этого полуфабриката обычно составляет от 50 мм до 250 мм.
Данный полуфабрикат подвергают горячей прокатке с получением горячекатаного стального листа и сматывают в рулон при температуре Tc. Температура сматывания не должна превышать 550°C, в противном случае происходит слишком большое выделение карбонитридов ниобия, которое вызывает упрочнение и затрудняет дальнейшую стадию холодной прокатки. Когда Тс не превышает 550°С, по меньшей мере, 50% свободного ниобия остается в стальном листе. Тс должна быть ниже, чем Ms, чтобы избежать образования мартенсита, который затрудняет холодную прокатку.
i
f
i
f
i
На этой стадии толщина горячекатаного стального листа может находиться в типичном диапазоне 1,5-4 мм. Для применений, в которых желаемая конечная толщина находится в диапазоне 2,5-4 мм, стальные листы могут быть непосредственно отожжены описанным ниже способом. Для применений с толщиной в диапазоне 0,8-2,5 мм горячекатаные листы подвергают травлению при обычных условиях и дальнейшей холодной прокатке. Обжатие при холодной прокатке определяется следующим образом: если t обозначает толщину перед холодной прокаткой и t обозначает толщину после холодной прокатки, относительное обжатие определяется как (t - t)/t. Для того чтобы получить высокую долю рекристаллизации во время дальнейшего отжига, обжатие при холодной прокатке обычно составляет от 50% до 80%.
Затем горячекатаный или подвергнутый горячей прокатке и дальнейшей холодной прокатке лист отжигают в межкритическом интервале Ac1-Ac3, при температуре Ta, выбранной таким образом, чтобы получить менее 10% нерекристаллизованной фракции. Когда нерекристаллизованная фракция составляет менее 10%, было установлено, что плоскостность стального листа после отжига является особенно хорошей, что позволяет изготавливать листы или заготовки, которые можно использовать при лазерной сварке. Лазерная сварка требует заготовок с жесткими допусками по плоскостности, в противном случае при сварке могут возникать геометрические дефекты из-за зазоров. Температура Ta отжига в диапазоне между 800°С и 850°C позволяет достичь этого результата. Температура отжига в предпочтительном диапазоне 800-835 °С делает возможным достижение очень стабильных результатов.
После стадии выдержки при температуре Ta непосредственные дальнейшие стадии способа зависят от типа листа, который должен быть изготовлен:
- если должен быть получен лист без покрытия, отожженный стальной лист охлаждают до комнатной температуры.
- В качестве альтернативы, может быть получен стальной лист с предварительным металлическим покрытием:
- если желательным предварительным покрытием является алюминий, сплав на основе алюминия (т.е. сплав, где Al является основным элементом в массовых процентах для предварительного покрытия) или алюминиевый сплав (т.е. Al превышает 50% по массе в предварительном покрытии), стальной лист подвергают горячему погружению в ванну при температуре примерно 670-680 °С, точную температуру выбирают в зависимости от состава сплава на основе алюминия или алюминиевого сплава. Предпочтительным предварительным покрытием является Al-Si, которое получают путем горячего погружения листа в ванну, содержащую, по массе, 5-11% Si, 2-4% Fe, необязательно 0,0015-0,0030% Ca, остальное приходится на Al и примеси, возникающие в результате плавки.
5
3
2
12
6
2
2
9
Затем лист охлаждают до комнатной температуры. Как вариант, этот лист с предварительным покрытием Al, на основе Al или Al сплава, может дополнительно подвергаться термообработке при температуре в диапазоне 620-680 °C для получения предлегирования предварительного покрытия на стальной подложке. Эта предварительная обработка позволяет более быстро нагревать стальную заготовку в последующем способе закалки в штампе. После этой предлегирующей обработки предварительное покрытие содержит по меньшей мере один интерметаллический слой, содержащий Al и железо, и необязательно кремний, и не содержит ни свободного Аl, ни фазы τ типа FeSiAl, ни фазы τ типа FeSiAl.
- Если желательным предварительным покрытием является цинк, сплав на основе цинка или цинковый сплав, стальной лист подвергают горячему погружению в ванну при температуре примерно 460°С, причем точную температуру выбирают в зависимости от состава сплава на основе цинка или цинкового сплава. Предварительное покрытие может быть получено непрерывным горячим цинкованием погружением или цинкованием с отжигом, т.е. включающим термическую обработку непосредственно после горячего цинкования при примерно 450-520°C, для получения предварительного покрытия, содержащего 7-11 % Fe.
- В качестве варианта, способ предварительного покрытия металлом может включать осаждение двух слоев, т.е. предварительное металлическое покрытие состоит из слоя алюминия или сплава на основе алюминия, или алюминиевого сплава, перекрытого сверху слоем цинка или сплава на основе цинка, или цинкового сплава.
Отожженный стальной лист, либо без покрытия, либо с предварительным покрытием, далее подвергают резке в заданную форму для получения плоской заготовки, которая может быть подвергнута горячей штамповке на следующей стадии.
Как вариант, перед стадиями нагрева и горячей штамповки в штампе, заготовка может подвергаться холодной штамповке для получения предварительно деформированной заготовки. Это холодное предварительное деформирование позволяет уменьшить величину деформации на следующей стадии горячей штамповки.
Затем заготовку, плоскую или подвергнутую холодному предварительному деформированию, нагревают при температуре Тm в диапазоне 890-950 °С. Нагревательные средства не имеют ограничений и могут быть радиационными, индукционными или резистивными. Нагретую заготовку выдерживают при Tm в течение продолжительности выдержки Dm, составляющей от 1 до 10 минут. Данные (температурно-временные) диапазоны позволяют получить полное превращение стали в аустенит. Если заготовка предварительно покрыта, данная обработка вызывает встречную диффузию предварительного покрытия и стальной подложки. Таким образом, во время нагрева интерметаллические фазы временно или окончательно образуются путем встречной диффузии, что позволяет облегчить дальнейшую деформацию при горячей штамповке и предотвратить обезуглероживание и окисление поверхности стали. Для повышения эффективности способа продолжительность Dm составляет от 1 до 6 минут.
После стадий нагрева и выдержки нагретую заготовку извлекают из нагревательного устройства, которое, например, может быть нагревательной печью. Нагретую заготовку переносят в прессовый штамп, причем продолжительность Dt переноса составляет менее 10 с. Этот перенос должен быть достаточно быстрым, чтобы избежать образования полигонального феррита перед горячей деформацией в штампе, в противном случае существует опасность того, что прочность при растяжении закаленной в штампе детали станет менее 950 МПа.
b
Затем нагретая заготовка подвергается горячей штамповке в прессовом штампе для получения штампованной детали. Во время стадии штамповки режимы и величина деформации отличаются от одного места к другому из-за геометрии конечной детали и формообразующих инструментов. Например, некоторые зоны могут подвергаться расширению, тогда как другие деформируются со сжатием. Каким бы ни был режим деформации, эквивалентная деформация ε может быть определена в каждом месте закаленной в штампе детали как
1
2
где ε и ε являются главными деформациями.
b
Таким образом, ε выражает величину напряжения, введенного в процессе горячей штамповки в каждую зону закаленной в штампе детали.
Затем деталь выдерживают в инструментальной оснастке прессового штампа таким образом, чтобы обеспечить надлежащую скорость охлаждения и избежать коробления детали из-за усадки и фазовых превращений.
Деталь, главным образом, охлаждается за счет теплопередачи с инструментальной оснасткой. Инструментальная оснастка может включать циркуляцию охладителя, чтобы увеличить скорость охлаждения, или нагревающие картриджи для понижения скоростей охлаждения. Таким образом, скорость охлаждения может быть скорректирована с помощью применения таких средств.
Для получения закаленной в штампе детали по изобретению штампованную деталь сначала охлаждают в температурном диапазоне от 750°С до 450°C, при скорости CR1 охлаждения от 40°С/сек до 360°С/сек. В этом диапазоне происходит превращение аустенита в мартенсит, и в конечном счете, в бейнит.
На следующей стадии деталь охлаждают в температурном диапазоне от 450°С до 250°С, при скорости CR2 охлаждения от 15°С/сек до 150°С/сек, более медленной, чем скорость CR1 охлаждения, т.е. CR2<CR1. В этом диапазоне до определенной степени может происходить самоотпуск мартенсита, т.е. выделяются мелкодисперсные карбиды. Ударная вязкость увеличивается на этой стадии самоотпуска.
Детали, полученные с помощью описанного способа, имеют толщину, обычно составляющую 0,8-4 мм.
b
Авторы настоящего изобретения обнаружили способ получения высокой пластичности в зонах закаленной в штампе детали, в которых в процессе использования детали наблюдаются высокие концентрации напряжений: когда зоны в прессовом штампе деформируются с эквивалентным напряжением ε выше 0,15, авторы изобретения показали, что структура этих деформированных зон является более тонкодисперсной, и в этих областях могут быть получены более мягкие и более пластичные фазы.
b
b
Авторы настоящего изобретения сравнивали недеформированные или слабо деформированные зоны (последнее означает зоны, в которых ε < 0,05) с зонами, в которых напряжение ε составляло свыше 0,15. Твердость сильнодеформированных зон снижается более чем на 20 HV1 (HV1 является твердостью по Виккерсу, измеренной под нагрузкой 1 кгс (9,8Н)) по сравнению с недеформированными зонами или слабодеформированными зонами в закаленной в штампе детали. Это локальное разупрочнение соответствует повышению ударной вязкости. Однако величина разупрочнения остается ограниченной, что означает, что в этих деформированных зонах выполняются требования к пределу текучести и прочности при растяжении.
s
s
Средний размер L рейки (свежего или самоотпущенного) мартенсита/бейнита был измерен в слабо или сильно деформированных зонах. После надлежащего травления для выявления микроструктуры размер рейки определялся с помощью широко известного метода секущих. В зонах, в которых приложенное напряжение превышает 0,15, средняя ширина бейнитной/мартенситной рейки составляет менее 1 мкм. Для сравнения, средний размер L реек в слабо деформированных зонах находится в диапазоне 1-2,5 мкм. Также было установлено, что приложение напряжения свыше 0,15 снижает размер рейки более чем на 50% по сравнению со слабо деформированными зонами. Это уменьшение размера рейки увеличивает стойкость к возможному образованию и распространению трещин.
Таким образом, сочетание состава стали и параметров закалки в штампе позволяет достичь высокой пластичности в целевых зонах деталей. При применении в автомобилях штампованные детали проявляют более высокую пластичность при столкновениях.
Другой задачей изобретения является закаленная в штампе сваренная стальная деталь с алюминиевым покрытием, которая обладает преимуществом высоких механических свойств закаленной в штампе детали: для изготовления такой детали обеспечивают, по меньшей мере, один первый стальной лист с описанным выше составом, покрытый Al или сплавом на основе Al, или Al сплавом. Вместе с этим первым листом обеспечивают по меньшей мере один второй стальной лист, также покрытый Al, или сплавом на основе Al, или Al сплавом. Листы могут иметь одинаковый или различный состав и одинаковую или разную толщину. В случае различных составов было установлено, что содержание углерода второй стали должно находиться в пределах от 0,065% до 0,38% по массе, чтобы получить сплавное соединение, имеющее желаемые свойства пластичности.
Первый и второй листы свариваются вдоль одной из своих соответствующих периферийных сторон. На этих периферийных сторонах удаляется часть толщины предварительного Al покрытия. Это удаление может быть выполнено с помощью импульсной лазерной абляции или с помощью механической абляции. Цель данной абляции заключается в том, чтобы избежать того, что слишком высокое количество Al предварительного покрытия расплавляется и включается в металл сварного шва. В зависимости от исходной толщины предварительного Al покрытия и толщины листа, количество Al, которое должно быть удалено с помощью абляции, может быть более или менее высоким. Авторы изобретения показали, что условия абляции должны быть адаптированы таким образом, чтобы содержание Al в металле сварного шва, образованного между первым и вторым листами, составляло менее 0,3% по массе. В противном случае в сварном шве могут выделяться либо хрупкие интерметаллические соединения, либо высокое содержание Al может предотвратить превращение в аустенит при нагревании перед штамповкой из-за альфагенного характера алюминия.
Таким образом, когда эти условия выполняются, первый и второй листы могут подвергаться закалке в штампе в описанных выше условиях без опасности возникновения трещин при горячей штамповке. Таким образом, получают закаленную в штампе сварную деталь, в которой металл сварного шва и первый и второй листы подвергались закалке в штампе в одной и той же операции, и которая проявляет свойства высокой механической прочности и пластичности.
Далее изобретение будет проиллюстрировано следующими примерами, которые не являются ограничивающими.
Пример 1
Стали, составы которых приводятся в таблице 1, выраженные в массовых процентах, были получены в виде слябов. Эти слябы нагревали при 1250°С, подвергали горячей прокатке и сматывали в рулон при 520°С. После травления горячекатаные листы подвергали холодной прокатке до толщины 1,5 мм, с относительным обжатием 50%. Затем листы отжигали при 830°С для получения нерекристаллизованной доли поверхности менее 10% и предварительно покрывали Al-Si путем непрерывного горячего погружения в ванну при 675°C. Толщина предварительного покрытия составляла 25 мкм на обеих сторонах. Эти листы с предварительным покрытием разрезали на заготовки, которые далее подвергали закалке в штампе.
Таблица 1. Составы стали (% масс.)
C
Mn
Si
Al
Cr
Nb
Ti
B
N
S
P
Nb+Ti
C + Mn + Cr + Si
Другие
I1
0,090
1,5
0,26
0,034
0,05
0,048
0,021
0,002
0,0045
0,0016
0,006
0,069
1,90
I2
0,091
1,67
0,265
0,040
0,03
0,036
0,019
0,003
0,004
0,002
0,008
0,055
2,056
I3
0,08
1,54
0,29
0,030
0,04
0,038
0,022
0,0021
0,005
0,002
0,010
0,060
1,95
I4
0,064
1,61
0,44
0,030
0,07
0,052
0,021
0,0032
0,0043
0,001
0,007
0,073
2,184
R1
<u>0,22</u>
<u>1,16</u>
0,26
0,040
<u>0,17</u>
<u>-</u>
0,035
0,003
0,005
0,001
0,012
<u>0,035</u>
1,81
R2
<u>0,12</u>
1,78
0,261
0,040
<u>0,75</u>
<u>0,075</u>
0,023
0,0035
0,005
0,003
0,008
<u>0,098</u>
<u>2,911</u>
Mo: 0,2
R3
<u>0,060</u>
1,6
0,20
0,040
<u>-</u>
0,048
<u>0,07</u>
<u>-</u>
0,005
0,002
0,015
<u>0,118</u>
1,86
R4
0,093
1,7
0,245
0,040
0,05
<u>-</u>
0,022
0,0035
0,005
<u>0,004</u>
0,012
<u>0,022</u>
2,088
Подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.
В таблице 2 приведены условия закалки в штампе, т.е. температура Tm нагревания, продолжительность Dm нагревания, продолжительность Dt переноса и скорости охлаждения CR1 и CR2, которые применялись.
Таблица 2. Условия закалки в штампе
Условие
Tm (°C)
Dm (мин)
Dt (сек)
CR1 (°C/сек)
CR2 (°C/сек)
A
900
4
6
291
89
B
905
4
8
50
22
C
<u>870</u>
5
5
45
18
D
900
4
5
<u>450</u>
<u>250</u>
E
940
10
6
185
45
Подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.
2
Предел текучести YS и прочность при растяжении TS определялись на закаленных в штампе деталях, используя образцы 20×80 мм, согласно стандарту ISO (EN 10002-1).
2
A
Критический угол загиба был определен на закаленных в штампе деталях 60×60 мм, поддерживаемых двумя роликами, согласно стандарту определения загиба VDA-238. Усилие загиба прикладывали острым пуансоном радиусом 0,4 мм. Расстояние между роликами и пуансоном равно толщине испытуемых деталей, причем добавляли зазор 0,5 мм. Появление трещины обнаруживали, поскольку оно совпадало с уменьшением нагрузки на кривой нагрузки-деформации. Испытания прерывали, когда нагрузка снижалась более чем на 30 Н от своего максимального значения. Угол загиба (α) каждого образца измеряли после снятия нагрузки и, следовательно, после отпружинивания образца. Пять образцов вдоль каждого направления (направления прокатки и поперечного направления) загибали, чтобы получить среднее значение α угла загиба.
Напряжение разрушения определяли с помощью загиба образцов в условиях плоской деформации, которые являются наиболее жесткими условиями, с учетом столкновения транспортного средства. На основе этих испытаний можно определить критическую деформацию образцов при возникновении трещины. С другой стороны, анализ методом конечных элементов позволяет моделировать загиб такого образца, т.е. узнать уровень напряжения, которое присутствует в зоне загиба для такой критической деформации. Это напряжение в таких критических условиях представляет собой напряжение разрушения материала.
Результаты таких механических испытаний представлены в таблице 3. Условно считается, что условия испытаний связывают состав стали и составы для закалки в штампе. Так, I1B относится, например, к составу стали I1, тестируемому при условии B.
2
В таблице 3 также представлены некоторые микроструктурные характеристики закаленных в штампе деталей. Доли поверхности, приходящиеся на разные компоненты, были определены с помощью полировки и травления образцов различными реагентами (ниталь, пикраль, Bechet-Beaujard, метабисульфит натрия и LePera) для выявления конкретных компонентов. Количественная оценка долей поверхности проводилась с помощью анализа изображений и программного обеспечения Aphelion™ на более чем десяти репрезентативных зонах по меньшей мере 100×100 мкм.
Определение TiN и сульфидов осуществляли с помощью оптической микрографии, сканирующей электронной микроскопии, связанной с рентгеновским микроанализом. Эти наблюдения проводили в зонах, расположенных вблизи поверхностей образцов, где напряжение является наиболее важным в режиме загиба. Эти подповерхностные зоны распространяются от одной четверти толщины до ближайшей поверхности деталей. В каждом случае определяли, превышает ли средний размер TiN 2 мкм, и превышает ли средний размер сульфидов 120 мкм.
В испытаниях I1B, I2A, I3A, I4E составы и условия закалки в прессе соответствовали изобретению, и получали требуемые микроструктурные характеристики. Соответственно, достигались высокие свойства при растяжении, высокая пластичность и стойкость к ударным нагрузкам. Микроструктура деталей I1B и I2A, наблюдаемая с помощью сканирующего электронного микроскопа, показана соответственно на фиг.1 и фиг.2. Некоторые подробности, касающиеся компонентов, были выделены на микрофотографиях.
В испытании R1A содержания C, Mn, Cr, Nb не удовлетворяют условиям изобретения. Даже если условия закалки в штампе соответствуют диапазонам изобретения, количество самоотпущенного мартенсита является недостаточным, и угол загиба и напряжение разрушения не соответствуют требуемым значениям.
В испытании I2C, даже если состав соответствует диапазонам элементов изобретения, температура нагревания Tm является недостаточной. Как следствие, доля поверхности, занимаемая ферритом, оказывается слишком высока, а доля поверхности, занимаемая мартенситом, - слишком низка. В связи с этим, предел текучести 700 МПа не может быть достигнут.
В испытании R2D из-за высоких скоростей охлаждения CR1 и CR2 количество самоотпущенного мартенсита является недостаточным.
В испытании R3B содержания C, Cr и В были слишком низкими. Таким образом, поскольку способность к закалке является недостаточной, содержание феррита является слишком высоким, и предел текучести и напряжение при растяжении не могут быть достигнуты. Микроструктура R3B показана на фиг.3. Для данной обработки (В) влияние состава стали можно увидеть путем сравнения микроструктур деталей I1B (в соответствии с изобретением) и R3B (не в соответствии с изобретением). Кроме того, высокое содержание Ti вызывает образование TiN со средним размером более 2 мкм. В испытаниях на разрушение были обнаружены некоторые зоны расслоения. На фиг.5 показано, что эти хрупкие зоны соответствуют присутствию TiN (обозначенного на фиг.5 стрелками), который действует как место инициации расслоения. Эти крупные выделения TiN расположены вблизи поверхности закаленной в штампе детали, т.е. во внешних зонах, распространяющихся от одной четверти толщины до ближайшей поверхности детали. Как следствие, напряжение разрушения является недостаточным.
В испытании R4A содержания Nb и S не удовлетворяют условиям изобретения. Микроструктура детали R4A показана на фиг.4. Составы сталей и I4A и R4A очень похожи, за исключением содержаний Nb и S. Из сравнения фиг.1 и фиг.4 можно видеть, что размер зерен предшествующего аустенита крупнее в отсутствие Nb, что в свою очередь вызывает образование мартенситных реек с увеличенной длиной, что обеспечивает меньшую устойчивость к распространению трещины. Кроме того, R4A имеет более высокое содержание серы, что приводит к образованию удлиненного MnS, как показано на фиг.6. Эти удлиненные сульфиды расположены возле внешних зон, распространяющихся от одной четверти толщины до ближайшей поверхности детали. Как следствие, критический угол загиба и напряжение разрушения являются слишком низкими.
Пример 2:
Испытания точечной контактной сварки проводили на закаленных в штампе деталях, полученных в условиях I2A и R1A, описанных выше. Параметрами сварки были: интенсивность: 7,2 кА, сварочное усилие: 450 даН. Испытания на твердость проводили на разрезанных и отполированных точечных швах, чтобы определить возможное разупрочнение в зонах термического влияния вблизи металла сварного шва. Термический цикл, связанный со сваркой, индуцирует температурный градиент в диапазоне от комнатной температуры до температуры ликвидуса стали. Нагревание при температуре в диапазоне Ac1-Ac3 может вызвать разупрочнение микроструктуры закаленной в штампе детали. Это разупрочнение измеряется разностью между твердостью основного металла и минимальной величиной твердости в зоне термического влияния. Когда разупрочнение является слишком значительным, приложенное внешнее напряжение может концентрироваться в разупрочненной зоне, что приводит к преждевременному разрушению из-за концентрации напряжения. Испытания на растяжение проводились на точечных сварных швах контактной сварки, и было измерено общее удлинение сварных швов. По сравнению с удлинением основного металла, сварные швы вызывают изменение удлинения, которое может быть более или менее выраженным по сравнению с удлинением одного из основных металлов. Таким образом, изменение относительного удлинения определяется как: (удлинение основного металла-удлинение сварного шва)/удлинение основного металла. Результаты представлены в таблице 4.
Таблица 4: Изменения твердости в зонах термического воздействия точечных сварных швов контактной сварки и их влияние на общее удлинение
Условия испытания
HAZ разупрочнение(твердость по Виккерсу HV1)
Относительное разупрочнение(HV основного металла – HV HAZ) / HV основного металла (%)
Изменение относительного удлинения(%)
I2A
90
25%
0%
R1A
200
40%
65%
Величина HAZ разупрочнения менее выражена в закаленной в штампе детали I2A, изготовленной в соответствии с изобретением, чем в сравнительной детали R1A. Даже несмотря на присутствие данной разупрочненной зоны, потери на удлинение не установлены для условий изобретения I2A, тогда как потери на удлинение являются значительными для сравнительной детали R1A.
Пример 3:
Получали стальные листы с предварительным покрытием Al-Si с составами I2 и R1. Как объяснялось выше, способ изготовления позволяет производить заготовки со строгими допусками по плоскостности, которые позволяют осуществлять лазерную сварку.
Кроме того, также получали стальной лист толщиной 1,5 мм, предварительно покрытый Al-Si толщиной 25 мкм, имеющий состав, представленный в таблице 5.
Таблица 5: Состав стали R5 (% масс.)
C
Mn
Si
Al
Cr
Nb
Ti
V
Mo
Ni
B
N
S
P
R5
0,34
0,63
0,56
0,04
0,36
0,04
0,03
0,03
0,19
0,4
0,003
0,005
0,002
0,004
При закалке в штампе при условии А данная сталь позволяет получить прочность при растяжении (UTS) примерно 2000 МПа.
Все эти предварительно покрытые Al-Si стальные заготовки подвергали абляции на одной из их периферийных сторон. Металлическую часть Al-Si покрытия удаляли, а интерметаллический слой между стальной подложкой и предварительным покрытием оставался на месте. Эта абляция проводилась с помощью YAG-лазера мощностью 4 кВт, с пятном фокусировки 1 мм2, на верхней и нижней сторонах предварительно покрытых листов.
После этого лазерную сварку осуществляли с помощью YAG-лазера мощностью 4 кВт со скоростью сварки 6 м/мин в гелиевой защитной среде. Исследовали различные конфигурации:
- гомогенная сварка: стальной лист I2 приваривали к другому стальному листу I2
- гетерогенная сварка: стальной лист I2 приваривали к стальным листам R2 или R5. В этом случае сталь I2 (C=0,091%) собирали со сталями с более высоким содержанием C (0,22% для R1 и 0,34% для R5).
Во всех случаях абляция, осуществляемая до сварки, позволяла достичь содержания алюминия в металле сварного шва менее 0,3%. Таким образом, было исключено образование интерметаллических соединений и достигнуто полное превращение металла сварного шва в аустенит до закалки в штампе. Все сварные швы нагревали и подвергали закалке в штампе в соответствии с состоянием А таблицы 2, чтобы получить закаленные в штампе стальные детали с лазерной сваркой. Таким образом, различные элементы сварных соединений (базовые стальные листы, окружающие сварной шов, и сам сварной шов) подвергались закалке в штампе в одной и той же операции. Образцы для испытания на растяжение подвергали механической обработке в направлении, поперечном к сварным швам, и в соседних базовых сталях. Результаты для сварных швов сравнивали с результатами для соседних базовых сталей.
Таблица 6: Результаты испытаний на растяжение закаленных в штампе сварных швов
Закаленное в штампе сварное соединение
Результаты
I2+I2
TS – 1150 МПа
I2+R2
Такая же прочность сварного соединения, что и для I2+I2
I2+R5
Такая же прочность сварного соединения, что и для I2+I2
Таким образом, при условии, что сварные швы Al-Si содержат менее 0,3% Al, стальной лист по изобретению может быть приварен к стальным листам с содержанием C до 0,34% без опасности охрупчивания.
Пример 4
b
b
Сталь I1 получали и закаливали в штампе в состоянии В таблицы 2, чтобы изготовить детали, имеющие различные Ω-образные формы. Это позволило получить зоны с небольшой величиной деформации (ε <0,05) и зоны, где ε =0,18. Последние зоны соответствуют концентрации напряжения в условиях эксплуатации.
Из этих деталей были вырезаны образцы и протравлены с помощью ниталя для выявления микроструктуры. Данные образцы наблюдали с помощью электронного микроскопа с автоэмиссионной пушкой, при увеличении 5000 и 10000. Наблюдаемые зоны состояли в основном из мартенсита (свежего или самоотпущенного) и бейнита. Средний размер ширины рейки мартенсита и бейнита (т.е. без различения этих двух компонентов) определяли методом секущих. Кроме того, в разных зонах были проведены измерения твердости по Виккерсу.
Результаты представлены в таблице 7.
Таблица 7. Средняя ширина рейки
Средняя ширина рейки(мкм)
Твердость по Виккерсу(HV1)
ε<sub>b</sub> <0,05
2,09
375
ε<sub>b</sub> = 0,18
0,82
350
Деформированная зона демонстрирует снижение твердости 25 HV. На основе данной величины твердости подсчитано, что UTS данной деформированной зоны составляет около 1050 МПа, что соответствует требуемому значению.
Что касается средней ширины рейки, то деформированная зона показывает уменьшение более чем на 50% по сравнению со слабодеформированными или недеформированными зонами. Соответственно, более тонкая реечная структура в деформированных зонах позволяет достичь повышенной ударной вязкости в зонах, наиболее важных при использовании детали.
Таким образом, стальные детали, изготовленные в соответствии с изобретением, могут успешно использоваться для изготовления конструкционных деталей или элементов безопасности транспортных средств.