СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ВЫСОКОПРОЧНОЙ ЛИСТОВОЙ СТАЛИ, ХАРАКТЕРИЗУЮЩЕЙСЯ УЛУЧШЕННЫМИ ТЯГУЧЕСТЬЮ И ФОРМУЕМОСТЬЮ, И ПОЛУЧЕННАЯ ЛИСТОВАЯ СТАЛЬ
METHOD OF PRODUCING HIGH-STRENGTH SHEET STEEL, CHARACTERIZED BY IMPROVED DUCTILITY AND MOLDABILITY, AND OBTAINED SHEET STEEL

Настоящее изобретение относится к способу производства высокопрочной листовой стали, характеризующейся улучшенными тягучестью и формуемостью, и к листу, полученному при использовании данного способа.
Для изготовления различных единиц оборудования, таких как детали элементов конструкции кузова и панелей кузова для механических транспортных средств, обычным является использование листов, изготовленных из DP-(двухфазные)-сталей или TRIP-(c пластичностью, обусловленной мартенситным превращением)-сталей.
3
Также известно и использование сталей, обладающих бейнитной структурой, свободных от выделений карбидов, включающих остаточный аустенит, содержащих приблизительно 0,2% С, приблизительно 2% Mn, приблизительно 1,7% Si и характеризующихся пределом текучести при растяжении, составляющим приблизительно 750 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим приблизительно 980 МПа, и полным относительным удлинением, составляющим приблизительно 8%. Данные листы производят в технологических линиях непрерывного отжига в результате охлаждения от температуры отжига, большей, чем температура превращения Ас, вплоть до температуры выдерживания выше температуры превращения Ms и сохранения листа при данной температуре в течение заданного времени.
Для уменьшения массы автомобиля в целях улучшения его коэффициента полезного действия по топливу с учетом сохранения окружающей среды в глобальных масштабах желательно иметь листы, характеризующиеся улучшенными пределами текучести и прочности при растяжении. Но такие листы также должны характеризоваться хорошей тягучестью и хорошей формуемостью, а говоря более конкретно, хорошей пригодностью к отбортовке внутренних кромок.
В данном отношении желательно иметь листы, характеризующиеся пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением ТЕ, составляющим по меньшей мере 12%, предпочтительно по меньшей мере 13%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 25%, предпочтительно по меньшей мере 30%. Предел прочности при растяжении TS и полное относительное удлинение ТЕ измеряют в соответствии со стандартом ISO ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 года. Как это необходимо подчеркнуть, вследствие различий в методах измерения, в частности, вследствие различий в геометриях использующихся образцов, значения полного относительного удлинения ТЕ, соответствующие стандарту ISO standard, очень сильно отличаются от значений полного относительного удлинения, соответствующих документу JIS Z 2201-05 standard, в частности, будучи меньшими в сопоставлении с ними. Коэффициент раздачи отверстия HER измеряют в соответствии со стандартом ISO 16630:2009. Вследствие различий в методах измерения значения коэффициента раздачи отверстия HER, соответствующие стандарту ISO standard 16630:2009, очень сильно отличаются от значений коэффициента раздачи отверстия λ, соответствующих документу JFS T 1001 (Japan Iron and Steel Federation standard), и не могут быть с ними сопоставлены.
Также желательно иметь листовые стали, обладающие механическими свойствами, соответствующими вышеупомянутым, в диапазоне толщин от 0,7 до 3 мм, а более предпочтительно в диапазоне от 0,8 до 2 мм.
Поэтому настоящее изобретение имеет своей целью предложение листа, обладающего вышеупомянутыми желательными механическими свойствами или признаками, и способа его производства.
Исходя из данной цели изобретение относится к способу производства листовой стали, характеризующейся пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, и полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12% согласно измерению в соответствии со стандартом ISO 6892-1, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 25% согласно измерению в соответствии со стандартом ISO 16630:2009, где способ включает следующие далее последовательные стадии:
- получение холоднокатаной листовой стали, при этом химический состав стали включает в % (масс.):
0,15% ≤ С ≤ 0,23%,
2,0% ≤ Mn ≤ 2,8%,
1,0% ≤ Si ≤ 2,1%,
0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,
причем 1,7% ≤ Si + Al ≤ 2,1%,
0 ≤ Nb ≤ 0,035%,
0 ≤ Mo ≤ 0,3%,
0 ≤ Cr ≤ 0,4%,
при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,
A
- отжиг листовой стали при температуре отжига T таким образом, чтобы получить структуру, содержащую по меньшей мере 65% аустенита и вплоть до 35% межкритического феррита,
- закалка листа при скорости охлаждения, составляющей по меньшей мере 20°С/сек, от температуры, составляющей по меньшей мере 600°С, вплоть до температуры закалки QT, заключенной в пределах от Ms - 170°С до Ms - 80°С,
- нагревание листа вплоть до температуры распределения РТ в диапазоне от 350°С до 450°С и сохранение листа при данной температуре в течение времени распределения Pt, заключенного в пределах от 80 сек до 440 сек,
- незамедлительное охлаждение листа вплоть до комнатной температуры,
причем листовая сталь обладает конечной микроструктурой, состоящей в поверхностных долях из:
- от 40% до 70% отпущенного мартенсита, при этом отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим менее, чем 0,45%,
- от 7% до 15% остаточного аустенита,
- от 15% до 35% феррита,
- самое большее, 5% свежего мартенсита,
- самое большее, 15% бейнита.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления способ включает между стадией отжига и стадией закалки стадию медленного охлаждения листа при скорости охлаждения, составляющей менее, чем 5°С/сек, в течение по меньшей мере 70 сек вплоть до температуры, большей или равной 600°С.
В данном варианте осуществления феррит включает в долях площади по отношению к совокупной структуре от 0% до 15% межкритического феррита и от 0% до 35% превращенного феррита, при этом упомянутый превращенный феррит образуется во время стадии медленного охлаждения.
Предпочтительно уровень содержания С в отпущенном мартенсите составляет менее, чем 0,03%.
Предпочтительно подвергшийся закалке лист до нагрева до температуры распределения РТ обладает структурой, состоящей в поверхностных долях из:
- от 15% до 35% феррита,
- от 10% до 30% аустенита,
- от 40% до 70% мартенсита,
- самое большее, 15% нижнего бейнита.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления стадия получения упомянутой холоднокатаной листовой стали включает:
- горячую прокатку листа, изготовленного из упомянутой стали, для получения горячекатаной листовой стали,
- скатывание упомянутой горячекатаной листовой стали в рулон при температуре Тс, заключенной в пределах от 400°С до 750°С,
- проведение отжига в камерной печи при температуре ТНВА, заключенной в пределах от 500°С до 700°С, в течение периода времени в диапазоне от 2 до 6 дней,
- холодную прокатку упомянутой горячекатаной листовой стали для получения упомянутой холоднокатаной листовой стали.
Предпочтительно после закалки листа до температуры закалки QT и до нагрева листа до температуры распределения РТ лист выдерживают при температуре закалки QT в течение времени выдерживания, заключенного в пределах от 2 сек до 8 сек, предпочтительно от 3 сек до 7 сек.
Химический состав стали предпочтительно удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий:
С ≥ 0,16%,
С ≤ 0,21%,
Mn ≥ 2,2%,
Mn ≤ 2,7%,
0,010% ≤ Nb,
Mo ≤ 0,05% или
Mo ≥ 0,1%,
Cr ≤ 0,05% или
Cr ≥ 0,1%.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%.
В данном варианте осуществления химический состав стали предпочтительно является таким, что 1,0% ≤ Si < 1,3% и 0,5% < Al ≤ 1,0%, еще предпочтительно таким, что 1,0% ≤ Si ≤ 1,2% и 0,6% ≤ Al ≤ 1,0%.
Например, после стадии охлаждения листовой стали до комнатной температуры на листовую сталь наносят покрытие в результате осуществления электрохимического способа или способа нанесения покрытия в вакууме.
Например, на листовую сталь наносят покрытие из Zn или сплава Zn.
В соответствии с еще одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что 1,3% ≤ Si ≤ 2,1% и 0,02% ≤ Al ≤ 0,5%.
Изобретение также относится к способу производства детали, изготовленной из по меньшей мере двух элементов, изготовленных из листовых сталей и собранных воедино при использовании контактной точечной сварки, при этом упомянутый способ включает:
- получение первого элемента, изготовленного из первой листовой стали, произведенной в результате осуществления способа, соответствующего изобретению, таким образом, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%, при этом на первую листовую сталь наносят покрытие из Zn или сплава Zn,
- получение второго элемента, изготовленного из листовой стали, имеющей композицию, такую что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%,
- контактную точечную сварку между упомянутым первым элементом, изготовленным из первой листовой стали, и упомянутым вторым элементом, изготовленным из листовой стали.
Изобретение также относится к листовой стали, где химический состав стали включает в % (масс.):
0,15% ≤ С ≤ 0,23%,
2,0% ≤ Mn ≤ 2,8%,
1,0% ≤ Si ≤ 2,1%,
0,02% ≤ Al ≤ 1,0%,
причем 1,7% ≤ Si + Al ≤ 2,1%,
0 ≤ Nb ≤ 0,035%,
0 ≤ Mo ≤ 0,3%,
0 ≤ Cr ≤ 0,4%,
при этом остаток представляет собой Fe и неизбежные примеси,
причем листовая сталь обладает микроструктурой, состоящей в поверхностных долях из:
- от 40% до 70% отпущенного мартенсита, при этом отпущенный мартенсит характеризуется уровнем содержания С, составляющим менее, чем 0,45%,
- от 7% до 15% остаточного аустенита,
- от 15% до 35% феррита,
- самое большее, 5% свежего мартенсита,
- самое большее, 15% бейнита.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления феррит включает по отношению к совокупной структуре от 0% до 15% межкритического феррита и от 0% до 35% превращенного феррита.
Предпочтительно уровень содержания С в отпущенном мартенсите составляет менее, чем 0,03%.
Предпочтительно уровень содержания С в остаточном аустените заключен в пределах от 0,9% до 1,2%.
Предпочтительно листовая сталь характеризуется пределом текучести при растяжении, составляющим по меньшей мере 900 МПа, пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, и полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12% согласно измерению в соответствии со стандартом ISO 6892-1, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 25% согласно измерению в соответствии со стандартом ISO 16630:2009.
Еще предпочтительно предел текучести при растяжении составляет, самое большее, 1090 МПа. Действительно, предел текучести при растяжении, составляющий, самое большее, 1090 МПа, гарантирует наличие высокой формуемости.
Предпочтительно химический состав стали удовлетворяет по меньшей мере одному из следующих далее условий:
С ≥ 0,16%,
С ≤ 0,21%,
Mn ≥ 2,2%,
Mn ≤ 2,7%,
0,010% ≤ Nb,
Mo ≤ 0,05% или
Mo ≥ 0,1%,
Cr ≤ 0,05% или
Cr ≥ 0,1%.
В соответствии с одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%.
В данном варианте осуществления химический состав стали предпочтительно является таким, что 1,0% ≤ Si < 1,3% и 0,5% < Al ≤ 1,0%, еще предпочтительно таким, что 1,0% ≤ Si < 1,2% и 0,6% ≤ Al ≤ 1,0%.
В соответствии с еще одним конкретным вариантом осуществления химический состав стали является таким, что 1,3% ≤ Si ≤ 2,1% и 0,02% ≤ Al ≤ 0,5%.
В соответствии с одним вариантом осуществления на листовую сталь наносят покрытие из Zn или сплава Zn, при этом покрытие представляет собой результат использования электрохимического способа или способа нанесения покрытия в вакууме.
Толщина упомянутой листовой стали, например, заключена в пределах от 0,7 до 3 мм, предпочтительно от 0,8 до 2 мм.
Изобретение также относится к сварной конструкции, включающей по меньшей мере десять точечных сварных швов контактной сварки для по меньшей мере двух деталей, изготовленных из листовых сталей, где первая листовая сталь соответствует изобретению, имеет химический состав стали, такой что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%, и подвергается нанесению покрытия из Zn или сплава Zn, а вторая листовая сталь имеет композицию, такую что С + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%, и среднее количество трещин при расчете на один точечный сварной шов контактной сварки составляет менее, чем 6.
Предпочтительно вторая листовая сталь соответствует изобретению и подвергается нанесению покрытия из Zn или сплава Zn.
Изобретение также относится к использованию листовой стали, изготовленной в соответствии с изобретением, или листовой стали, соответствующей изобретению, для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.
Изобретение также относится к использованию точечного сварного шва контактной сварки, произведенного в соответствии с изобретением, или сварной конструкции, соответствующей изобретению, для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств.
Теперь изобретение будет описываться подробно, но без введения ограничений при обращении к прилагающейся фигуре.
Композиция стали, соответствующей изобретению, содержит в массовых процентах:
- от 0,15% до 0,23% углерода для обеспечения наличия удовлетворительной прочности и улучшения стабильности остаточного аустенита, что необходимо для получения достаточного относительного удлинения. Предпочтительно уровень содержания углерода является большим или равным 0,16% и/или предпочтительно меньшим или равным 0,21%. В случае чрезмерно высокого уровня содержания углерода горячекатаный лист будет чрезмерно твердым для холодной прокатки, а свариваемость будет недостаточной. В случае уровня содержания углерода, составляющего менее, чем 0,15%, предел прочности при растяжении не достигнет 1180 МПа.
- от 2,0% до 2,8% марганца. Минимум определяют для достижения достаточной прокаливаемости в целях получения микроструктуры, содержащей по меньшей мере 40% отпущенного мартенсита, и предела прочности при растяжении, составляющего более, чем 1180 МПа. Максимум определяют во избежание возникновения проблем, связанных с ликвацией, которые являются вредными c точки зрения тягучести. Предпочтительно уровень содержания марганца является большим или равным 2,2% и/или меньшим или равным 2,7%.
- от 1,0% до 2,1% кремния и от 0,02% до 1,0% алюминия, при этом сумма уровней содержания кремния и алюминия заключено в пределах от 1,7% до 2,1%.
2
3
Определенное количество алюминия объединяется с кислородом в виде AlO и с азотом в виде AlN; данное количество зависит от уровней содержания О и N и остается меньшим, чем 0,025%. Остаток в случае существования такового ни с кем не объединяется и составляет «свободный алюминий».
Алюминий, который объединяется с кислородом, получается в результате раскисления в жидкой фазе. Он вреден для характеристик тягучести, и поэтому его уровень содержания должен быть ограничен по возможности в наибольшей степени.
Алюминий, который объединяется с азотом, замедляет рост аустенитных зерен во время отжига. Азот представляет собой остаточный элемент, получающийся в результате плавки, и присутствует в листовой стали в количестве, составляющем менее, чем 0,010%.
Как это обнаружили изобретатели, после нагрева в аустенитном диапазоне Si и свободный алюминий Al стабилизируют аустенит в результате задерживания образования карбидов. Это будет иметь место, в частности, в случае охлаждения листовой стали при некоей температуре таким образом, чтобы получить неполное мартенситное превращение, и незамедлительного повторного нагрева и сохранения ее при температуре РТ, в течение которого углерод перераспределяется из мартенсита в аустенит. В случае наличия добавленных уровней содержания Si и свободного алюминия Al в достаточной степени перераспределение углерода будет происходить при отсутствии значительного выделения карбидов. Для данной цели количество Si + Al должно составлять более, чем 1,7% (масс.) (но менее, чем 2,1%). Помимо этого, Si обеспечивает получение упрочнения твердого раствора и улучшает коэффициент раздачи отверстия. В дополнение к этому, сумма уровней содержания Si и Al должна составлять по меньшей мере 1,7% для получения предела прочности при растяжении, составляющего по меньшей мере 1180 МПа, в комбинации с полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12%, и коэффициентом раздачи отверстия, составляющим по меньшей мере 25%. Но уровень содержания Si должен быть ограничен значением 2,1% во избежание образования оксидов кремния на поверхности листа, что было бы вредным с точки зрения возможности нанесения покрытия.
Помимо этого, как это обнаружили изобретатели, в случае Si/10 ≥ 0,30% - C (при этом уровни процентного содержания Si и С выражают в массовых процентах) вследствие наличия явления ЖМО (явления жидкометаллического охрупчивания) кремний будет вредным для точечной сварки листов с нанесенными покрытиями, а, в частности, с оцинкованными горячим способом или отожженными оцинкованными или электролитически оцинкованными листами. Возникновение явления ЖМО вызывает появление трещин на границах зерен в зонах термического воздействия и в свариваемом металле сварных соединений. Поэтому значение (С + Si/10) необходимо сохранять меньшим или равным 0,30%, в особенности в случае необходимости нанесения на лист покрытия. Как это также обнаружили изобретатели, в целях уменьшения восприимчивости стали к явлению ЖМО для домена композиции, которая рассматривается, уровни содержания Al, C и Mn должны быть такими, что Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%.
Таким образом, в соответствии с одним первым вариантом осуществления, в частности, при невероятности возникновения явления ЖМО, Al будут добавлять только для раскисления или необязательно для контролируемого регулирования роста аустенитных зерен во время отжига, и его уровень содержания будет оставаться меньшим, чем 0,5%, например, меньшим, чем 0,1%, но предпочтительно будет составлять по меньшей мере 0,020%. В соответствии с данным первым вариантом осуществления уровень содержания Si находится в диапазоне от 1,3% до 2,1%. В данном варианте осуществления значение С + Si/10 может составлять более, чем 0,30%.
В соответствии с одним вторым вариантом осуществления, в частности, в случае необходимости рассмотрения проблемы, связанной с явлением ЖМО, С + Si/10 ≤ 0,30%. Данное условие может чрезмерно сильно ограничить уровень содержания Si при принятии во внимание его воздействия на образование карбидов. Помимо этого, композиция должна удовлетворять условию, определенному в формуле Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%. Таким образом, Al добавляют в более важных количествах в целях по меньшей мере частичного замещения Si для стабилизации аустенита. В данном втором варианте осуществления уровень содержания Al заключен в пределах от 0,5% до 1,0%, предпочтительно от 0,6% до 1,0%, а уровень содержания Si заключен в пределах от 1,0% до 1,3%, предпочтительно от 1,0% до 1,2%. Предпочтительно уровень содержания Al является большим или равным 0,7%. Однако, уровень содержания Al ограничивается значением 1,0 в целях предотвращения увеличения температуры превращения Ас3, что будет подразумевать увеличенные издержки в случае нагрева при высокой температуре для получения аустенизации листовой стали на стадии отжига. В данном втором варианте осуществления выражение С + Si/10 ≤ 0,30% подразумевает С ≤ 0,20%.
- необязательно от 0,010% до 0,035% ниобия в целях измельчения аустенитных зерен во время горячей прокатки и получения дисперсионного упрочнения. Уровень содержания Nb в диапазоне от 0,010% до 0,035% делает возможным получение удовлетворительных предела текучести при растяжении и относительного удлинения, в частности, предела текучести при растяжении, составляющего по меньшей мере 900 МПа.
- от 0% до 0,3% молибдена и/или от 0% до 0,4% хрома. Mo и Cr могут быть добавлены для увеличения прокаливаемости и стабилизации остаточного аустенита в целях сильного уменьшения разложения аустенита во время распределения. В соответствии с одним вариантом осуществления молибден и хром могут быть исключены, а их уровни содержания могут оставаться меньшими, чем 0,05% для каждого из них, при этом уровень содержания, составляющий менее, чем 0,05%, соответствует присутствию Cr и Мо в качестве примесей. В случае преднамеренного добавления Мо и/или Cr их уровень содержания будет составлять по меньшей мере 0,1%.
Остаток представляет собой железо и остаточные элементы, представляющие собой результат осуществления сталеплавильного производства. В данном отношении Ni, Cu, Ti, V, B, S, P и N по меньшей мере рассматриваются в качестве остаточных элементов, которые представляют собой неизбежные примеси. Поэтому их уровни содержания составляют менее, чем 0,05% для Ni, 0,03% для Cu, 0,007% для V, 0,0010% для B, 0,005% для S, 0,02% для P и 0,010% для N. Уровень содержания Ti ограничивается значением 0,05%, поскольку выше таких значений будут образовываться крупноразмерные выделения карбонитридов в основном в жидкой фазе, и формуемость листовой стали ухудшится, что делает более труднодостижимой цель в виде 12% для полного относительного удлинения в соответствии с документом ISO 6892-1.
В случае нанесения на листы покрытий из Zn или сплавов Zn на свариваемость при точечной сварке может быть оказано воздействие явления ЖМО (жидкометаллического охрупчивания).
Восприимчивость конкретной листовой стали к данному явлению может быть оценена при использовании испытания на растяжение, проводимого при высокой температуре. В частности, данное испытание на растяжение при нагревании может быть проведено при использовании термосимулятора Gleeble RPI, при этом такое устройство на современном уровне техники само по себе известно.
Данное испытание, которое называется «испытанием Gleeble LME» описывается следующим образом:
- образцы подвергаемого испытанию листа с нанесенным покрытием, имеющего толщину в диапазоне от 0,7 мм до 3 мм, подвергают воздействию испытаний на растяжение при высокой температуре в целях определения того, что представляет собой минимальное критическое смещение, для которого возникает растрескивание в окрестности зоны сварки. Образцы, которые вырезают в листе, имеют калиброванную зону, которая имеет 10 мм в длину и 10 мм в ширину, и головки, которые имеют 40 мм в длину и 30 мм в ширину, при этом радиус кривизны между головками и калиброванной частью составляет 5 мм.
- испытания на растяжение при высокой температуре проводят в результате быстрого нагрева (1000°С/сек) каждого образца, сохранения образца при предварительно определенной температуре и реализацию для нагретого образца предварительно определенных относительного удлинения или смещения, после этого охлаждения образца на воздухе, при этом относительное удлинение или смещение сохраняются. После охлаждения для образцов проводят наблюдение в целях определения существования или отсутствия растрескивания, обусловленного явлением ЖМО. Согласно определению образец будет иметь трещину в случае образования на образце по меньшей мере одной трещины, составляющей по меньшей мере 2 мм.
- испытания проводят при множестве предварительно определенных температур, таких как 700°С, 750°С, 800°С, 850°С, 900°С и 950°С, и при относительных удлинениях или смещениях в 0,5 мм, 0,75 мм, 1 мм, 1,25 мм, 1,5 мм, 1,75 мм, 2 мм и так далее; относительные удлинения или смещения являются относительными удлинениями или смещениями зажимов, удерживающих образцы на симуляторе Gleeble,
- приводят критическое смещение для начала растрескивания и для рассматриваемого температурного диапазона определяют минимальное критическое смещение, то есть, минимальное смещение, для которого имеет место растрескивание.
Как это обычно считается, при наличии минимального критического смещения, составляющего менее, чем 1,5 мм, при температуре в диапазоне от 700°С до 800°С вероятность наблюдения множества обусловленных явлением ЖМО трещин в точечных сварных швах контактной сварки будет высокой, а в случае минимального критического смещения, составляющего по меньшей мере 1,5 мм, вероятность наблюдения множества обусловленных явлением ЖМО трещин в точечных сварных швах контактной сварки будет низкой.
В данном отношении, как это обнаружили изобретатели для сталей, соответствующих настоящему изобретению или подобных данным сталям, в случае композиции, такой чтобы значение С + Si/10 являлось бы меньшим или равным 0,30%, и уровень содержания Al являлся бы большим или равным 6(C + Mn/10) - 2,5%, минимальное критическое смещение будет составлять по меньшей мере 1,5 мм, а в случае значения С + Si/10, составляющего более, чем 0,30%, и/или уровня содержания Al, составляющего менее, чем 6(C + Mn/10) - 2,5%, минимальное критическое смещение будет составлять менее, чем 1,5 мм и даже менее, чем 1 мм.
Еще один метод оценки свариваемости при точечной сварке для листов с нанесенными покрытиями представляет собой «испытание на контактную точечную сварку при наличии явления ЖМО», которое делает возможным определение вероятности наблюдения большого количества растрескавшихся сварных швов, представляющих собой результат наличия явления ЖМО в важном количестве точечных сварных швов контактной сварки, например, при промышленном производстве продуктов, включающих детали, которые собирают воедино при использовании контактной точечной сварки, таких как, например, кузова автомобилей.
Данное «испытание на контактную точечную сварку при наличии явления ЖМО» произведено из испытания на срок службы электрода для контактной точечной сварки, при котором создают множество точечных сварных швов контактной сварки, например, 30, на трех листах, наложенных друг на друга: лист, подвергаемый испытанию, и два несущих листа, изготовленных из оцинкованных горячим способом малоуглеродистых листов, например, марки DX54D + Z в соответствии с документом EN 10346. Толщины листов составляют 1,6 мм, а точечные сварные швы контактной сварки изготавливают в соответствии со стандартом ISO 18278-2 для сборных узлов из разнородных деталей. Параметры представляют собой:
- диаметр рабочего конца электрода: 8 мм,
- сварочное усилие: 4,5 кн,
- время сварки: 3 импульса по 180 мсек, разделенные периодами в 40 мсек (времена охлаждения),
- время выдерживания: 400 мсек.
Для данного испытания в целях определения возможного возникновения трещин в точечных сварных швах контактной сварки образцы разрезают и полируют. После этого точечные сварные швы контактной сварки подвергают декапированию при использовании пикриновой кислоты и проводят наблюдение при использовании микроскопа, например, при увеличении 200х, в целях определения количества трещин в каждых наблюдаемых точечных сварных швах контактной сварки и суммарной величины длины трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки.
Для примеров, включающих композицию, такую чтобы C + Si/10 ≤ 0,30% и C + Si/10 > 0,30%, соответственно, при этом уровень содержания Al составляет более, чем 6(C + Mn/10) - 2,5% в любом случае, доли количеств трещин для каждого точечного сварного шва контактной сварки будут представлять собой нижеследующее:
- C + Si/10 ≤ 0,30%: испытание Gleeble LME > 1,5 мм, 80% точечных сварных швов контактной сварки имеют менее, чем 10 трещин, 0% имеют 20 и более трещин,
- C + Si/10 > 0,30%: испытание Gleeble LME < 1,5 мм, только 40% точечных сварных швов контактной сварки имеют менее, чем 10 трещин, а 30% имеют 20 и более трещин.
В случае рассмотрения среднего количества трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки результаты будут представлять собой нижеследующее:
для композиций, таких чтобы C + Si/10 ≤ 0,30%, среднее количество трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки составляет менее, чем 6,
для композиций, таких чтобы C + Si/10 > 0,30%, среднее количество трещин в каждом точечном сварном шве контактной сварки составляет более, чем 6.
Горячекатаный лист, имеющий толщину в диапазоне от 2 до 5 мм, может быть произведен известным образом из вышеупомянутой композиции стали изобретения. В рамках одного примера температура повторного нагрева до прокатки может быть заключена в пределах от 1200°С до 1280°С, предпочтительно составлять приблизительно 1250°С, температура окончательной прокатки предпочтительно заключена в пределах от Ас3 до 950°С, предпочтительно составляет более, чем 850°С, и охлаждение проводят при температуре, предпочтительно заключенной в пределах от 400°С до 750°С.
После охлаждения лист обладает феррито-перлитовой или феррито-перлито-бейнитовой структурой.
После охлаждения лист подвергают отжигу в камерной печи в целях уменьшения твердости листовой стали и поэтому улучшения прокатываемости при холодной прокатке горячекатаной и скатанной в рулон листовой стали.
Например, горячекатаную и скатанную в рулон листовую сталь подвергают отжигу в камерной печи при температуре в диапазоне от 500°С до 700°С, например, от 540°С до 640°С, в течение периода времени в диапазоне от 2 до 6 дней, предпочтительно от 3 до 5 дней.
Лист может быть подвергнут травлению и холодной прокатке для получения холоднокатаного листа, имеющего толщину в диапазоне от 0,7 мм до 3 мм, например, в диапазоне от 0,8 мм до 2 мм.
После этого лист подвергают термической обработке в технологической линии непрерывного отжига.
Термическая обработка включает стадии:
А
А
А
А
А
А
A
- отжига листа при температуре отжига Т таким образом, чтобы по завершении стадии отжига сталь обладала бы структурой, содержащей по меньшей мере 65% аустенита и вплоть до 100% и от 0% до 35% межкритического феррита. Специалисты в соответствующей области техники знают то, как определить температуру отжига Т на основании дилатометрических испытаний или при использовании полуэмпирических формул. Предпочтительно температура отжига Т составляет, самое большее, Ас3 + 50°С в целях ограничения огрубления аустенитных зерен. Символ Ас3 обозначает температуру завершения превращения в аустенит во время стадии нагрева. Еще предпочтительно температура отжига Т составляет, самое большее, Ас3. Лист сохраняют при температуре отжига, то есть, сохраняют в диапазоне от Т - 5°С до Т + 5°С, в течение времени отжига t, предпочтительно составляющего более, чем 60 сек, еще предпочтительно более, чем 80 сек, но которое не должно составлять более, чем 300 сек.
А
- необязательного медленного охлаждения листа от температуры отжига Т до температуры прекращения охлаждения при скорости охлаждения, составляющей менее, чем 10°С/сек, предпочтительно менее, чем 5°С/сек, таким образом, чтобы получить совокупную долю феррита, заключенную в пределах от 15% до 35%, при отсутствии образования перлита или бейнита. Медленное охлаждение, например, проводят в течение периода времени, заключенного в пределах от 70 сек до 150 сек. Данные стадии медленного охлаждения имеют своей целью образование феррита, в частности, при доле межкритического феррита, составляющей менее, чем 15%. В данном случае доля феррита, образовавшегося во время медленного охлаждения, является большей или равной 15%-IF, при этом IF представляет собой долю межкритического феррита, и меньшей или равной 35%-IF. В случае доли межкритического феррита, составляющей, по меньшей мере, 15%, медленное охлаждение является необязательным. В любом случае доля феррита, образовавшегося во время медленного охлаждения, является меньшей или равной 35%-IF таким образом, что совокупная доля феррита остается равной, самое большее, 35%. Температура прекращения охлаждения предпочтительно заключена в пределах от 750°С до 600°С. Действительно, температура прекращения охлаждения, составляющая более, чем 750°С, не дает возможности образования достаточного количества феррита, в то время как температура прекращения охлаждения, составляющая менее, чем 600°С, может привести к образованию бейнита. Феррит, который может быть образован во время стадии медленного охлаждения, называемый, кроме того, «превращенным ферритом», отличается от межкритического феррита, который остается в структуре по завершении стадии отжига. В частности, в противоположность превращенному ферриту межкритический феррит является полигональным. Вдобавок к этому, превращенный феррит обогащен по углероду и марганцу, то есть, характеризуется уровнями содержания углерода и марганца, которые являются более высокими, чем средние уровни содержания углерода и марганца в стали и более высокими, чем уровни содержания углерода и марганца в межкритическом феррите. Поэтому межкритический феррит и превращенный феррит могут быть дифференцированы в результате получения в ходе наблюдения микрофотографии при использовании микроскопа АЭП-ПЭМ, использующего вторичные электроны, после декапирования при использовании метабисульфита. На микрофотографии межкритический феррит имеет серую окраску средней насыщенности, в то время как превращенный феррит имеет темно-серую окраску благодаря своим более высоким уровням содержания углерода и марганца. Для каждой конкретной композиции стали специалисты в соответствующей области техники знают то, как точно определить условия проведения медленного охлаждения, подходящие для использования при получении желательной доли превращенного феррита. Образование превращенного феррита делает возможным более тщательное контролируемое регулирование доли площади феррита в конечной структуре и, таким образом, обеспечивает достижение эксплуатационной надежности.
- непосредственно после отжига или стадии медленного охлаждения закаливания листа в результате охлаждения от температуры, составляющей по меньшей мере 600°С, до температуры закалки QT, меньшей, чем температура превращения Ms аустенита, остающегося после отжига и медленного охлаждения, при скорости охлаждения, достаточно большой для избегания образования верхнего и гранулярного бейнита. Температура закалки QT заключена в пределах от Ms - 80°C до Ms - 170°C. Скорость охлаждения составляет по меньшей мере 20°С/сек, предпочтительно по меньшей мере 50°С/сек. Для каждой конкретной композиции стали и каждой структуры специалисты в соответствующей области техники знают то, как определить температуру превращения Ms аустенита, остающегося после отжига и медленного охлаждения. Они также знают и то, как определить температуру закалки, адаптированную для получения желательной структуры, непосредственно после закалки состоящую из от 15% до 35% суммарного количества межкритического феррита и превращенного феррита, от 10% до 30% аустенита и от 40% до 70% мартенсита, при этом остаток в случае наличия такового представляет собой нижний бейнит, который в любом случае составляет менее, чем 15%. В общем случае температура закалки находится в диапазоне от 180°С до 260°С. В случае температуры закалки QT, меньшей, чем Ms - 170°C, доля отпущенного (или подвергшегося стадии распределения) мартенсита в конечной структуре будет чрезмерно большой для стабилизации достаточного количества остаточного аустенита, составляющего более, чем 7%, таким образом, что полное относительное удлинение, соответствующее документу ISO standard 6892-1, не достигает 12%. Помимо этого, в случае температуры закалки QT, большей, чем Ms - 80°C, доля отпущенного мартенсита в конечной структуре будет чрезмерно маленькой для получения желательного предела прочности при растяжении. Предпочтительно температура закалки QT заключена в пределах от 200°С до 250°С.
- необязательного выдерживания подвергшегося закалке листа при температуре закалки QT в течение времени выдерживания, заключенного в пределах от 2 сек до 8 сек, предпочтительно от 3 сек до 7 сек, таким образом, чтобы избежать образования самоотпущенного мартенсита.
- повторного нагрева листа от температуры закалки вплоть до температуры распределения РТ, заключенной в пределах от 350°С до 450°С, а предпочтительно от 375°С до 450°С, еще предпочтительно от 400°С до 440°С. Скорость повторного нагрева может быть большой при проведении повторного нагрева в результате индукционного нагрева, например, в диапазоне от 6 до 13°С/сек. В случае температуры распределения РТ, составляющей более, чем 450°С и менее, чем 350°С, относительное удлинение конечного продукта будет неудовлетворительным.
- сохранения листа при температуре распределения РТ в течение времени распределения Pt, заключенного в пределах от 80 сек до 440 сек, предпочтительно от 170 сек до 430 сек. Во время данной стадии распределения углерод распределяется, то есть, диффундирует из мартенсита в аустенит, который, таким образом, обогащается.
- непосредственно после данной стадии сохранения охлаждения листа до комнатной температуры при скорости охлаждения, предпочтительно составляющей более, чем 1°С/сек, например, находящейся в диапазоне от 2°С/сек до 20°С/сек.
- необязательно после охлаждения до комнатной температуры на лист может быть нанесено покрытие при использовании электрохимических способов, например, электролитического цинкования, или при использовании любого способа нанесения покрытия в вакууме, подобного способу ФОПФ или струйному нанесению покрытия в результате осаждения паров. Может быть использован любой тип покрытий, а, в частности, из цинка или цинковых сплавов, подобных цинково-никелевому, цинково-магниевому или цинково-магниево-алюминиевому сплавам.
Термическая обработка делает возможным получение конечной структуры, то есть, после распределения и охлаждения до комнатной температуры, состоящей из:
- остаточного аустенита, характеризующегося долей поверхности, заключенной в пределах от 7% до 15%,
- отпущенного мартенсита, характеризующегося долей поверхности, заключенной в пределах от 40% до 70%,
- феррита, характеризующегося долей поверхности, заключенной в пределах от 15% до 35%, при этом феррит включает по отношению к совокупной структуре от 0% (включительно) до 35% межкритического феррита и от 0% (включительно) до 35% превращенного феррита. В соответствии с одним первым вариантом осуществления феррит состоит из межкритического феррита. В соответствии с одним вторым вариантом осуществления феррит содержит межкритический феррит и превращенный феррит, например, от 0% до 15% межкритического феррита и от 0% (исключительно) до 35% превращенного феррита,
- самое большее, 5% свежего мартенсита,
- самое большее, 15% бейнита, в том числе нижнего бейнита.
Доля остаточного аустенита, составляющая по меньшей мере 7%, и доля феррита, заключенная в пределах от 15% до 35%, делают возможным получение полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 12% в соответствии с документом ISO 6892-1.
Кроме того, данная обработка делает возможным получение увеличенного уровня содержания С в остаточном аустените, который составляет по меньшей мере 0,9%, предпочтительно даже по меньшей мере 1,0% и вплоть до 1,2%.
Мартенсит включает свежий мартенсит и отпущенный мартенсит.
Отпущенный мартенсит, который является мартенситом, подвергшимся стадии распределения, характеризуется уровнем содержания С, составляющим менее, чем 0,45%, при этом данный уровень содержания получается в результате распределения углерода из мартенсита в аустенит во время стадии распределения. В особенности данный уровень содержания получается в результате распределения углерода из мартенсита, образовавшегося во время закалки, в аустенит.
Уровень содержания С в отпущенном (подвергшемся стадии распределения) мартенсите, составляющий менее, чем 0,45%, является необходимым для гарантирования достаточной стабилизации аустенита и поэтому получения полного относительного удлинения, составляющего по меньшей мере 12%. В дополнение к этому, уровень содержания С в отпущенном мартенсите, больший или равный 0,45%, будет приводить к выделению карбидов в мартенсите, что увеличивает предел текучести при растяжении. Поэтому уровень содержания С в мартенсите, составляющий менее, чем 0,45%, делает возможным достижение предела текучести при растяжении, составляющего, самое большее, 1090 МПа, и поэтому высокой формуемости листовой стали.
Уровень содержания С в отпущенном мартенсите в общем случае составляет менее, чем 0,03%. Уровень содержания С в отпущенном мартенсите, составляющий менее, чем 0,03%, гарантирует оптимальную стабилизацию аустенита, который не превращается в мартенсит во время испытания на коэффициент раздачи отверстия, и поэтому гарантирует получение коэффициента раздачи отверстия HER, составляющего по меньшей мере 25%.
Свежий мартенсит, который получается в результате превращения обогащенного аустенита в мартенсит после стадии распределения, характеризуется уровнем содержания С, который составляет по меньшей мере 0,9%, в общем случае по меньшей мере 1,2%.
Предпочтительно доля свежего мартенсита в структуре является меньшей или равной 5%. Действительно, доля свежего мартенсита, составляющая более, чем 5%, будет приводить к получению коэффициента раздачи отверстия HER, в соответствии с документом ISO 16630:2009 составляющего менее, чем 25%.
При использовании данной термической обработки могут быть получены листовые стали, характеризующиеся пределом текучести при растяжении YS, составляющим по меньшей мере 900 МПа, пределом прочности при растяжении TS, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, полным относительным удлинением, в соответствии со стандартом ISO 6892-1 составляющим по меньшей мере 12% и даже более, чем 13%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, в соответствии со стандартом ISO 16630:2009 составляющим по меньшей мере 25% и даже по меньшей мере 30%.
Примеры
В рамках примеров и сопоставления изготавливали листы, полученные из композиций стали, соответствующих таблице I, при этом уровни содержания элементов выражаются при расчете на массу. В таблице I приводятся температуры превращения, такие как Ас1 и Ас3. Значения Ас1 и Ас3 измеряли при использовании дилатометрии.
Таблица I
В данной таблице обозначение «ост.» говорит об элементе, присутствующем только в виде остатка, и об отсутствии преднамеренного добавления данного элемента, а обозначение «н/о» говорит о том, что данное значение не определяли. Подчеркнутые значения не соответствуют изобретению.
Листы подвергали горячей прокатке, после этого скатыванию в рулон при 450°С (примеры 1-6 и 9-10) или 730°С (примеры 7 и 8). Листы подвергали отжигу в камерной печи в течение 4 дней при 550°С или 650°С. Листы после отжига в камерной печи подвергали травлению и холодной прокатке для получения листов, имеющих толщину 1,2 мм (примеры 1-6 и 9-10) или 1,6 мм (примеры 7 и 8), отжигу, закалке, распределению и охлаждению до комнатной температуры.
Условия проведения обработки приводятся в таблице II.
А
A
В таблице II ТНВА представляет собой температуру отжига в камерной печи, Т представляет собой температуру отжига, t представляет собой время отжига, Ms представляет собой температуру Ms, QT представляет собой температуру закалки, РТ представляет собой температуру распределения, Pt представляет собой время распределения.
Микроструктуры и механические свойства приводятся в таблице III.
В таблице III ТМ представляет собой поверхностную долю отпущенного мартенсита, FM представляет собой поверхностную долю свежего мартенсита, В представляет собой поверхностную долю бейнита, IF представляет собой поверхностную долю межкритического феррита, F представляет собой совокупную поверхностную долю феррита (межкритического феррита + превращенного феррита), а RA представляет собой поверхностную долю остаточного аустенита.
Измеренные свойства представляют собой коэффициент раздачи отверстия HER, измеренный в соответствии с документом standard ISO 16630:2009, предел текучести при растяжении YS, предел прочности при растяжении TS, равномерное относительное удлинение UE и полное относительное удлинение ТЕ. Предел текучести при растяжении YS, предел прочности при растяжении TS, равномерное относительное удлинение UE и полное относительное удлинение ТЕ измеряли в соответствии со стандартом ISO ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 года.
Все примеры относятся к листам без нанесенных покрытий.
Таблица II
Пример
Сталь
THBA (°C)
T<sub>A</sub> (°C)
t<sub>A</sub> (s)
Ms (°C)
QT (°C)
PT (°C)
Pt (s)
1
a
550
870
100
367
230
400
200
2
a
550
870
100
367
200
400
200
3
a
550
850
100
351
200
400
200
4
b
550
850
100
352
250
440
200
5
b
650
850
100
335
250
440
200
6
c
550
850
100
352
250
440
200
7
d
650
870
188
350
250
450
433
8
d
650
870
79
350
250
450
181
9
e
550
830
100
380
200
400
300
10
f
550
850
100
370
220
440
200
Таблица III
В данной таблице обозначение «н/о» говорит о том, что данное значение не определяли. Подчеркнутые значения не соответствуют изобретению.
Все примеры 1-8 характеризуются уровнем содержания С в отпущенном мартенсите, составляющим менее, чем 0,45%.
Как это демонстрируют примеры 1-8, при использовании способа, соответствующего изобретению, могут быть получены листовые стали, характеризующиеся пределом прочности при растяжении, составляющим по меньшей мере 1180 МПа, и полным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 12% и даже по меньшей мере 13%. Данные листовые стали характеризуются пределом текучести при растяжении, составляющим по меньшей мере 900 МПа, равномерным относительным удлинением, составляющим по меньшей мере 9,0%, а в общем случае более, чем 11%, и коэффициентом раздачи отверстия HER, составляющим по меньшей мере 25% и даже по меньшей мере 30%. Предел текучести при растяжении и полное относительное удлинение измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1. Коэффициент раздачи отверстия HER измеряют в соответствии со стандартом ISO 16630:2009.
В противоположность этому, как это демонстрируют примеры 9 и 10, в случае уровня содержания Si + Al, составляющего менее, чем 1,7%, предел прочности при растяжении, составляющий по меньшей мере 1180 МПа, получен не будет.
На прилагающейся фигуре продемонстрирована микрофотография микроструктуры из примера 3. На данной фигуре RA обозначает остаточный аустенит, ТМ обозначает отпущенный мартенсит, а IF обозначает межкритический феррит.
Лист, соответствующий изобретению, является свариваемым при использовании контактной точечной сварки и может быть использован для изготовления различных сварных конструкций. Но и при нанесении на него покрытия из Zn или сплавов Zn он также будет свариваемым в случае удовлетворения композиции условиям C + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%.
В частности, сварная конструкция, включающая точечные сварные швы контактной сварки и состоящая из по меньшей мере двух листовых сталей, может быть произведена в результате производства первой листовой стали при использовании способа, соответствующего изобретению, при этом первый лист является таким, что C + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%, и на него наносят покрытие из Zn или сплава Zn, получения второй листовой стали, имеющей композицию, такую что C + Si/10 ≤ 0,30% и Al ≥ 6(C + Mn/10) - 2,5%, и проведения контактной точечной сварки между первой листовой сталью и второй листовой сталью. Вторая листовая сталь может быть, например, произведена при использовании способа, соответствующего изобретению, и на нее может быть нанесено покрытие из Zn или сплава Zn.
Таким образом, получают сварную конструкцию, характеризующуюся низкой восприимчивостью к явлению ЖМО. Например, для такой сварной конструкции, включающей по меньшей мере десять точечных сварных швов контактной сварки, среднее количество трещин при расчете на один точечный сварной шов контактной сварки составляет менее, чем 6.
Листовые стали, необязательно сваренные при использовании контактной точечной сварки в соответствии с изобретением, с выгодой используют для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств, поскольку они характеризуются высокой формуемостью во время осуществления способа изготовления и высоким поглощением энергии в случае столкновения. Точечные сварные швы контактной сварки, соответствующие изобретению, также используют с выгодой для изготовления деталей конструкции автотранспортных средств, поскольку намного ослабляются возможные инициирование и распространение трещин, расположенных в зонах сварки.