ОЦИНКОВАННЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ВЫСОКОЙ СВАРИВАЕМОСТЬЮ ПРИ КОНТАКТНОЙ ТОЧЕЧНОЙ СВАРКЕ
GALVANIZED STEEL SHEET WITH HIGH WELDABILITY DURING CONTACT SPOT WELDING

Изобретение относится к изготовлению высокопрочных стальных листов с цинковым покрытием, которые позволяют получать швы контактной точечной сварки с низкой склонностью к образованию трещин за счёт жидкометаллического охрупчивания, особенно адаптированные к требованиям автомобильной промышленности.
Стальные листы с цинковым покрытием или с покрытием цинковым сплавом очень эффективны в отношении коррозионной стойкости и поэтому широко используются в автомобильной промышленности. Однако было установлено, что сварка определённых сталей может вызвать появление определённых трещин из-за явления, называемого жидкометаллическим охрупчиванием («LME») или охрупчиванием, вызванным жидким металлом («LMAC»). Это явление характеризуется проникновением жидкого Zn вдоль границ зёрен нижележащей стальной подложки под действием приложенных напряжений или внутренних напряжений, возникающих в результате фиксации, термического расширения или фазовых превращений. Было признано, что более высокий уровень напряжения увеличивает риск LME. Поскольку напряжения, которые присутствуют во время самой сварки, зависят, в частности, от прочности основного металла, очевидно, что сварные швы, выполненные из сталей с более высокой прочностью, в целом более чувствительны к LME.
Для снижения риска LME в публикации EP0812647 раскрыт способ, в котором выполняется дуговая сварка в среде защитного газа с использованием проволоки с металлическим сердечником, содержащей Cu. Однако этот процесс не приспособлен для соединения тонких листов в автомобильной промышленности.
JP2006035293 раскрывает способ дуговой сварки с использованием проволоки из нержавеющей стали для получения сварного шва, содержащего более 25% феррита, и для достижения предела прочности при растяжении в сварном шве, который в 1,8 раза превышает предел прочности при растяжении основного металла. Однако, помимо того факта, что этот процесс не адаптирован к требованиям автомобильной промышленности, достижение низкой прочности в сварном шве нежелательно.
Документ JP2004211158 раскрывает также способ контактной электросварки труб (ERW), в котором в составе стали содержится 3 - 40 ч/млн бора. Однако выводы этого документа относятся к конкретным условиями процесса ERW и не могут быть просто перенесены на процесс контактной точечной сварки. Кроме того, добавка В нежелательна для любой марки высокопрочной стали.
Документ JP2005002415 предлагает поместить между покрытием и стальной подложкой слой на основе никеля для минимизации диффузии цинка и подавления таким образом образования трещин LME в зоне термического влияния. Однако изготовление стального листа является более сложным и дорогостоящим.
Документ EP2682495 раскрывает стальной лист с покрытием из цинка, алюминия и магния, в котором состав стали имеет некоторые ограничения, в частности, для C, Mn и Si, чтобы получить высокую стойкость к растрескиванию LME в швах, полученных при дуговой сварке. Однако этот документ относится к дуговой сварке, а не к контактной точечной сварке. Кроме того, недавно разработанные стали содержат, как правило, больше C, Mn и Si, чтобы достичь более высокий предел прочности при растяжении. Таким образом, невозможно просто согласовать ограничения по составу в EP2682495 с требованиями более высоких уровней прочности стальных листов.
Таким образом, желательно создать оцинкованный стальной лист с высокой формуемостью, который можно соединять с помощью контактной точечной сварки листов с цинковым покрытием, который удовлетворял бы двум противоречивым требованиям:
- с одной стороны достижение предела прочности при растяжении TS более 900 МПа листа основного металла, что требует некоторого количества легирующих элементов.
- с другой стороны возможность получать точечный сварной шов с высокой стойкостью к LME, возникновение которого менее вероятно, когда прочность основного металла и степень легирования ниже.
max
max
max
Более конкретно, желательно получить сварной шов с небольшим количеством глубоких трещин LME, чтобы не снижать механические характеристики сварных швов. В частности, желательно, чтобы среднее число трещин LME на сварной шов на глубине более 100 микрометров было менее 2, когда ток сварки не превышает I, что соответствует явлению выплеска при точечной сварке, и не более 2, когда ток сварки составляет от I до I + 10%.
Ввиду решения таких проблем изобретение относится к способу получения стального листа с покрытием из цинка или цинкового сплава с пределом прочности при растяжении более 900 МПа, для получения швов контактной точечной сварки, содержащих в среднем не более двух трещин за счёт жидко-металлического охрупчивания на сварной шов, имеющих глубину 100 мкм или более, включающий последовательные стадии:
- приготовления холоднокатаного стального листа, номинальный состав которого содержит в массовых процентах: 0,07% ≤ C ≤ 0,5%, 0,3% ≤ Mn ≤ 5%, 0,010% ≤ Al ≤1%, 0,010% ≤ Si ≤ 2,45%, с 0,35% ≤ (Si + Al) ≤ 2,5%, 0,001% ≤ Cr ≤ 1,0%, 0,001% ≤ Mo ≤ 0,5% и необязательно: 0,005% ≤ Nb ≤0,1%, 0,005% ≤ V ≤ 0,2%, 0,005% ≤ Ti ≤ 0,1%, 0,0001% ≤ B ≤ 0,004%, 0,001% ≤ Cu ≤ 0,5%, 0,001% ≤ Ni ≤ 1,0%, остальное составляет железо и неизбежные примеси от выплавки, с содержанием S <0,003%, P <0,02%, N <0,008%, затем
- нагрева холоднокатаного стального листа до температуры Т1 от 550°С до Ас1 + 50°С, в зоне печи с атмосферой (А1), содержащей 2 - 15 об.% водорода, при этом остальное составляет азот и неизбежные примеси, так что железо не окисляется, затем
- добавления в атмосферу печи по меньшей мере одного элемента, выбранного из водяного пара или кислорода, со скоростью ввода Q, превышающей (0,07%/ч x α), причём α равно 1, если указанный элемент представляет собой водяной пар, или равно 0,52, если указанный элемент представляет собой кислород при температуре T≥T1, так, чтобы получить атмосферу (A2) с точкой росы DP2 от -15°C до температуры Te точки росы равновесия железо/оксид железа,
1
2
D
-21
- нагрева листа от температуры T до температуры T, составляющей 720 - 1000°C, в зоне печи в атмосфере (A2), азота содержащего 2 - 15% водорода и более 0,1 об.% CO, с парциальным давлением кислорода выше 10 атм., при этом продолжительность t указанного нагрева листа от температуры T1 до конца выдержки при температуре T2 составляет 100 - 500 с,
- выдержки листа при T2, затем
- охлаждения листа со скоростью 10 - 400°С/с, затем
- покрытия листа цинком или цинковым сплавом.
Предпочтительно точка росы DP2 составляет от -10 до + 20°C.
Согласно осуществлению атмосфера (А2) содержит более 0,2 об.% СО.
2
Согласно осуществлению температура Т2 составляет 750 - 900°С, и атмосфера (А2) содержит 3 - 5 об.% Н.
Согласно осуществлению, после выдержки стальной лист охлаждают до температуры T3, между Ms и Ms + 150°C, и выдерживают при T3 в течение по меньшей мере 40 с, чтобы получить лист из безкарбидной бейнитной стали.
Согласно осуществлению температура T3 составляет от Ms + 10°C до Ms + 150°C.
В соответствии с другим осуществлением после охлаждения стальной лист охлаждают до температуры QT между Ms-5°C и Ms-170°C, необязательно выдерживают при QT в течение 2 - 8 с, затем повторно нагревают до температуры Т4 между 350 и 550°С, так чтобы получить разделённый мартенсит. Предпочтительно температура Т4 составляет 350 - 490°С.
Предпочтительно микроструктура стали содержит остаточный аустенит в количестве не более 20%.
В соответствии с осуществлением покрытие выполняют горячим погружением.
Согласно другому осуществлению покрытие наносят гальваническим способом.
В соответствии с другим осуществлением покрытие выполняют методом осаждения из паровой фазы.
100
av(100)
100
av(100)
nom
(100)
100
nom
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
100
Изобретение также относится к стальному листу с покрытием из цинка или цинкового сплава с пределом прочности при растяжении выше 900 МПа для получения швов, полученных контактной точечной сваркой, содержащих в среднем не более двух трещин за счёт жидко-металлического охрупчивания, имеющих глубину 100 мкм или более, на сварной шов, включающему стальную подложку, номинальный состав которой содержит в массовых процентах: 0,07% ≤ C ≤ 0,5%, 0,3% ≤ Mn ≤ 5%, 0,010% ≤ Al ≤1%, 0,010% ≤ Si ≤ 2,45% с 0,35% ≤ (Si + Al) ≤ 2,5%, 0,001% ≤ Cr ≤ 1,0%, 0,001% ≤ Мо ≤ 0,5% и необязательно: 0,005% ≤ Nb ≤0,1%, 0,005% ≤ V ≤ 0,2%, 0,005% ≤ Ti ≤ 0,1%, 0,0001% ≤ B ≤ 0,004%, 0,001% ≤ Cu ≤ 0,5%, 0,001% ≤ Ni ≤ 1,0%, остальное составляет железо и неизбежные примеси от плавки, с содержанием S <0,003%, P < 0,02%, N <0,008% и зону D, находящуюся непосредственно между 0 и 100 микрометрами под покрытием из цинка или цинкового сплава, причём среднее содержание углерода C в зоне D удовлетворяет выражению: C/C <0,6, Cav представляет собой среднее содержание C в зоне D, C представляет собой номинальное содержание C в стали, и: C + (Si)/32 <0,21%, C и Si представляют собой соответственно среднее содержание C и Si в зоне D, выраженное в массовых %.
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
100
Предпочтительно в стальном листе C + (Si/32) + (Mn/14) <0,30%, C, Si и Mn соответственно являются средним содержанием C, Si и Mn в зоне D, выраженным в массовых %.
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
100
Предпочтительно в стальном листе: C + (Si/32) + (Mn/14) - (Al/48) + (Cr/11) < 0,34%, C, Si, Mn, Al, Cr соответственно являются средним содержанием C, Si, Mn, Al, Cr в зоне D, выраженным в массовых %.
100
Mnmin
Mnmin
100
min
100
Mnmin
min
nom
nom
Согласно осуществлению содержание Mn не является постоянным в зоне D и: d> 1 мкм, d представляет собой глубину в D, на которой содержание Mn равно минимальному значению Mn в зоне D, и: d/(Mn/Mn)> 8, Mn представляет номинальное содержание Mn в стали.
100
Simin
Simin
100
min
100
Simin
min
nom
nom
Согласно осуществлению, содержание Si не является постоянным в зоне D и: d> 1 мкм, d представляет собой глубину в D, на которой содержание Si равно минимальному значению Si в зоне D, и: d/(Si/Si)> 4, Si представляет номинальное содержание Si в стали.
Изобретение относится также к получению шва контактной точечной сварки, содержащего не более двух трещин за счёт жидкометаллического охрупчивания, имеющих глубину 100 мкм или более, включающему следующие последовательные стадии:
- приготовления по меньшей мере двух стальных листов с покрытием из цинка или цинкового сплава, как описано выше, толщиной 0,5 - 2,5 мм, затем
- наложения по меньшей мере частичного стальных листов с покрытием из цинка или цинкового сплава, затем
- приложения усилия в диапазоне 350 до 500 даН с помощью электродов, расположенных перпендикулярно и на внешних сторонах наложенных листов, затем
- сварки стальных листов током I от Imin до 1,10 Imax, Imin представляет минимальный ток, выше которого не наблюдается отрыв, когда сварной шов контактной точечной сварки подвергается испытанию на растяжение при сдвиге, Imax представляет ток, при котором начинается выплеск жидкого металла при контактной точечной сварке.
Изобретение относится также к способу получения точечного сварного шва, содержащего не более двух трещин за счёт жидкометаллического охрупчивания, имеющих глубину 100 мкм или более, включающему следующие последовательные стадии:
- приготовления по меньшей мере двух стальных листов с покрытием из цинка или цинкового сплава (1) с TS> 900 МПа, толщина которых составляет 0,5 - 2,5 мм,
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
100
- измерения C1, Si1, Mn1, Al1, Cr1, причём эти величины обозначают соответственно среднее содержание C, Si, Mn, Al, Cr в зоне D стальной подложки 0 - 100 микрометров под покрытием из цинка или цинкового сплава, затем
1
- расчёта коэффициента CSI для стали (1):
1
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
CSI = C1 + (Si1/32) + (Mn1/14) - (Al1/48) + (Cr1/11)
- затем выполнения контактной точечной сварки по меньшей мере на 10 сварных швах током I1, составляющем от Imin до 1,1 Imax, при этом Imin представляет собой минимальный ток, выше которого не наблюдается отрыва, когда шов контактной точечной сварки подвергается испытанию на растяжение при сдвиге, Imax представляет собой ток при котором выплеск жидкого металла начинает наблюдаться при контактной точечной сварке, затем
av
av
- измерения среднего количества Crack1 трещин за счёт жидкометаллического охрупчивания, имеющих глубину 100 мкм или более по меньшей мере на 10 сварных швах, затем, если Crack1 больше 2,
2
1
av
- приготовления второго стального листа (2) с покрытием из цинка или цинкового сплава с TS> 900 МПа, толщина которого идентична толщине стали (1), причём состав стали (2) выбирается так что: CSI <CSI - ((Crack1 - 2)/20) с:
2
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
100
CSI = C2 + (Si2/32) + (Mn2/14) - (Al2/48) + (Cr2/11), C2, Si2, Mn2, Al2, Cr2, соответственно обозначают среднее содержание C, Si, Mn, Al, Cr в зоне D стальной подложки (2) 0 - 100 микрометров под покрытием из цинка или цинкового сплава, затем
- выполнения контактной точечной сварки стального листа (2) током I1.
Изобретение также имеет целью использование стального листа, описанного выше, или изготовленного, как описано выше, для изготовления конструктивных деталей автомобильных транспортных средств.
Теперь изобретение будет подробно описано и проиллюстрировано примерами без введения ограничений.
Во-первых, холоднокатаные стальные листы готовят толщиной th 0,5 - 2,5 мм, что является типичным диапазоном толщины, используемым в автомобильной промышленности. Стальные листы, реализованные в изобретении, изготавливают с помощью процесса, включающего последовательно стадии литья, горячей прокатки, намотки, необязательно промежуточного отжига, травления, холодной прокатки, непрерывного отжига и нанесения покрытия. В состав стали входят следующие элементы в массовых %:
- Углерод: 0,07 - 0,5%. Если содержание углерода ниже 0,07%, предел прочности при растяжении может быть недостаточным, то есть ниже 900 МПа. Кроме того, если микроструктура стали содержит остаточный аустенит, может быть не достигнута её стабильность, которая необходима для достижения достаточного удлинения. Выше 0,4% С свариваемость снижается, поскольку микроструктуры с низкой ударной вязкостью создаются в зоне термического влияния или в зоне расплава точечной сварки. В предпочтительном осуществлении содержание углерода находится в диапазоне 0,18 - 0,4%, что позволяет достичь предела прочности при растяжении, превышающий 1180 МПа. Когда стальной лист с Zn покрытием нагревают, низкое содержание углерода в стальной подложке уменьшает взаимодействие между сталью и жидким Zn или сплавом Zn. В результате меньше вероятность возникновения LME.
- Марганец является элементом, вызывающим твёрдорастворное упрочнение, что способствует достижению предела прочности при растяжении выше 900 МПа. Такой эффект достигается, когда содержание Mn составляет по меньшей мере 0,3% масс. Однако добавка более 5% Mn способствует образованию структуры с чрезмерно выраженными зонами сегрегации, которые могут отрицательно влиять на механические свойства сварного шва. Предпочтительно содержание марганца находится в диапазоне 1,5 - 3% для достижения этих эффектов. Это позволяет получить удовлетворительную механическую прочность без увеличения сложности промышленного изготовления стали и без повышения упрочняемости сварных швов. В определённых условиях отжига Mn реагирует с Si и O и, таким образом, уменьшает количество Si в стали в приповерхностной области. Таким образом, если содержание Mn остаётся ниже определённого количества под покрытием Zn, в сочетании с C, Si, Al и Cr, стойкость к LME увеличивается.
2
- Содержание кремния должно составлять 0,010 - 2,45% для достижения требуемого сочетания механических свойств и свариваемости: кремний уменьшает выделение карбидов во время отжига после холодной прокатки листа из-за его низкой растворимости в цементите и из-за того, что этот элемент увеличивает активность углерода в аустените. Таким образом, обогащение аустенита углеродом приводит к его стабилизации при комнатной температуре и пластичности, наведённой превращением («TRIP»), что означает, что приложение напряжения, например, во время формования, приведёт к превращению этого аустенита в мартенсит. Когда содержание Si превышает 2,45%, во время отжига перед горячим цинкованием могут образовываться сильно прилипающие оксиды, что может привести к поверхностным дефектам покрытия. Что касается C, снижение Si способствует LME во время контактной точечной сварки. Контролируя условия отжига, количество Si под покрытием может быть изменено. Точка росы контролирует парциальное давление кислорода внутри печи отжига. Кислород диффундирует внутри стали и реагирует с Si, образуя SiO. В результате количество Si под поверхностью стали уменьшается. Таким образом, если содержание Si сохраняется ниже определённого количества под Zn покрытием, стойкость к LME увеличивается.,
- Содержание алюминия должно составлять 0,010 - 1%. Что касается стабилизации остаточного аустенита, то влияние алюминия относительно схоже с влиянием кремния. Однако содержание алюминия выше 1% масс. может увеличить температуру Ac3, то есть температуру полного превращения в аустенит в стали во время стадии отжига, и поэтому сделает промышленный процесс более дорогим. Таким образом, содержание Al ограничено 1%.
Поскольку высокоформируемые стали включают остаточный аустенит при комнатной температуре, должна иметь место достаточная стабилизация аустенита посредством добавления кремния и/или алюминия в состав стали в количестве: (Si + Al) ≥ 0,35%. Если (Si + Al) <0,35%, доля остаточного аустенита может составлять менее 5%, поэтому пластичность и деформационные свойства при холодной штамповке могут быть недостаточными. Однако, если (Si + Al)> 2,5%, возможность нанесения покрытия и свариваемость уменьшаются.
- Хром позволяет задержать образование проэвтектоидного феррита на стадии охлаждения после выдержки при максимальной температуре в течение цикла отжига, что позволяет достичь более высокого уровня прочности. Таким образом, содержание хрома составляет более 0,001% и менее 1,0% по соображениям стоимости и для предотвращения чрезмерного упрочнения. Cr влияет также на стойкость стали к LME: в определённых условиях отжига Cr реагирует с Mn и O в подповерхностной зоне. Таким образом, если содержание Cr сохраняется ниже определённого количества под Zn покрытием в сочетании с C, Si, Al и Cr, стойкость к LME может быть увеличена.
- Молибден в количестве 0,001 - 0,5% эффективен для повышения упрочнения и стабилизации остаточного аустенита, поскольку этот элемент задерживает разложение аустенита.
- Стали могут необязательно содержать элементы, которые способны выделяться в форме карбидов, нитридов или карбонитридов, таким образом достигая дисперсионного упрочнения. Для этой цели стали могут содержать ниобий, титан или ванадий: Nb и Ti, каждый в количестве 0,005 - 0,1%, V в количестве 0,005 - 0,2%.
- Стали могут необязательно содержать никель в количестве 0,001 - 1,0%, чтобы улучшить ударную вязкость.
- Стали также могут необязательно содержать медь для дополнительного упрочнения в количестве 0,001 - 0,5%.
- Стали также необязательно могут содержать бор в количестве 0,0001 - 0,005%, предпочтительно 0,0001 - 0,004%. Посредством сегрегации на границе зёрен B уменьшает энергию границы зёрен и, таким образом, способствует увеличению стойкости к жидкометаллическому охрупчиванию.
- Остальное в составе состоит из железа и остаточных элементов, появляющихся при выплавке, стали. В этом отношении S, P и N по меньшей мере рассматриваются как остаточные элементы или неизбежные примеси. Следовательно, их содержание составляет менее 0,003% для S, 0,02% для P и 0,008% для N.
Вышеуказанный состав следует понимать, как номинальный состав, то есть состав стального листа, который присутствует в зоне, центрированной по средней толщине листа, за исключением двух зон толщиной 100 микрометров, расположенных непосредственно под двумя основными поверхностями стального листа. Как будет объяснено ниже, в изобретении этот номинальный состав отличается от локального состава, присутствующего на поверхности стальной подложки непосредственно под Zn-покрытием.
После холодной прокатки микроструктура стали сильно анизотропна и пластичность снижается. Таким образом, отжиг выполняется для достижения перекристаллизации зерна и для получения аустенитного превращения, которое позволяет получить конечную искомую микроструктуру. Отжиг осуществляется путём непрерывного перемещения стальной полосы в печи, разделённой на несколько зон.
Согласно изобретению холоднокатаный стальной лист непрерывно отжигают в печи с радиационными трубами или в печи сопротивления, или в индукционной печи, или в печи, объединяющей по меньшей мере любые два из этих способов, до температуры T1 между 550°C и Ac1 + 50°C, где Ac1 обозначает температуру начала аустенитного превращения, когда сталь нагревают в зоне печи, где атмосфера (A1) содержит 2 - 15 об.% водорода, предпочтительно 3 - 5 об.% водорода, остаток представляет собой азот и неизбежные примеси и имеет такую точку росы DP1, что железо не окисляется. Это значение может быть определено, например, из публикации D. Huin, P. Flauder, J.B. Leblond, “Numerical simulation of internal oxidation of steels during annealing treаtments (Численное моделирование внутреннего окисления сталей при обработке отжигом)”. Oxidation of Metals 2005; 64; 1: 131-67.
Затем лист нагревают от температуры T1 до температуры T2, составляющей 720 - 1000°C, в то время как по меньшей мере один элемент, выбранный из водяного пара или кислорода, начинает вводиться в печь при температуре T1.
В случае водяного пара, температура которого составляет 90 - 150°C, скорость ввода потока Q должна быть выше 0,07% в час для модификации поверхности стального листа, которая будет подробно описана ниже, позволяя получить высокую стойкость к LME. Скорость ввода Q оценивается путём деления объёма вводимого пара в час на объём зоны печи между местом ввода водяного пара и концом секции печи, нагретой до температуры выдержки T2, как будет описано ниже.
В случае ввода кислорода скорость ввода Q должна быть выше 0,036%/ч, для модификации поверхности стали, необходимой для увеличения стойкости к LME. Скорость ввода Q оценивается путём деления объёма вводимого кислорода в час на объём печи между местом ввода кислорода и концом секции печи, нагретой до температуры выдержки T2.
Таким образом, независимо от вида ввода (водяного пара или кислорода) минимальная скорость ввода Q для получения увеличенной стойкости к LME составляет (0,07%/ч x α), причём α равно 1, если инжектируемый элемент представляет собой водяной пар, или равно 0,52, если инжектируемый элемент представляет собой кислород.
В секции печи между температурой T1 и температурой T2 атмосфера (A2) должна иметь точку росы DP2 между -15°C и температурой Te точки росы равновесия железо/оксида железа, предпочтительно между -10°С и + 20°С. Атмосфера (А2) содержит азот и 2 - 15 об.% водорода, предпочтительно 3 - 5 об.% водорода. Температура Te может быть, например, определена из публикации: JANAF Thermomechanical Tables, 3rd Edition, Part II, Journal of Physical and Chemical Reference Data, Volume 14, 1985, supplement n 1, опубликованной Американским химическим обществом и Американским институтом Физики Национального бюро стандартов.
-21
За счёт определённой скорости ввода Q атмосфера (А2) содержит более 0,1 об.% СО, предпочтительно более 0,2 об.% СО и парциальное давление кислорода в атмосфере (А2) превышает 10 атм. Это позволяет модифицировать содержание C, Mn, Si, Al, Cr в подповерхностной зоне стального листа, расположенной между 0 и 100 мкм.
D
D
D
Продолжительность времени t между T1 и окончанием выдержки при T2 составляет 100 - 500 с. Если длительность t составляет менее 100 с, модификация состава стали в подповерхностной зоне, расположенной между 0 и 100 мкм, недостаточна для значительного улучшения стойкости к LME. Если время t превышает 500 с, существует риск того, что механические свойства стального листа станут недостаточными.
Затем лист выдерживают при температуре между T2 и T2 + 50°C в вышеуказанной атмосфере (A2).
После выдержки при температуре T2 в течение периода времени, который может составлять 30 - 400 с, стальной лист охлаждают, чтобы получить микроструктуры, сочетающие высокую формуемость и предел прочности при растяжении, превышающий 900 МПа. Охлаждение может быть выполнено с использованием азота с 5 - 70% водорода или закалкой водой, чтобы получить скорость охлаждения 10 - 400°С/с.
2
В соответствии с одним осуществлением для получения микроструктуры безкарбидного бейнита («CFB») стальной лист охлаждают до температуры T3 между Ms и Ms + 150°C или между Ms + 10°C и Ms + 150°C. После этого стальной лист выдерживают при температуре Т3 в течение по меньшей мере 40 с для превращения микроструктуры. Конечная микроструктура обычно содержит 10 - 20% остаточного аустенита и более 50% бейнита, который практически не содержит грубых карбидов, т. е. такая, что количество на единицу площади межреечных карбидов, размер которых превышает 0,1 мкм, составляет не более 50000/мм.
Согласно другому осуществлению для получения закалённой и разделённой («QP») микроструктуры стальной лист охлаждают до температуры QT ниже температуры начала образования мартенсита (Ms), то есть между Ms-5°C и Ms-170°C, необязательно выдерживают при температуре QT в течение 2 - 8 с, затем снова нагревают до температуры Т4 между 350 и 550°С, предпочтительно между 350 и 490°С и выдерживают в течение 30-500 с в атмосфере (А3), так что не происходит повторное поверхностное окисление железа. Предпочтительно эта атмосфера содержит 2 - 15 об.% водорода и более предпочтительно 3 - 5 об.% водорода.
Конечная микроструктура обычно содержит 3-20% остаточного аустенита, более 25% распределённого мартенсита, то есть отпущенного мартенсита с содержанием С ниже, чем номинальное содержание С в стали.
После этого стальной лист покрывают горячим погружением в ванне с жидким металлом на основе Zn, нагретой до температуры Tbm. При этом сталь, имеющая температуру между Tbm-10°C и Tbm + 50°C, непрерывно проходит через ванну с жидким металлом, формирующим покрытие. Листы представляют собой листы с цинковым покрытием или покрытием из цинкового сплава, причём последнее выражение обозначает покрытие, в котором содержание Zn превышает 50% масс. В частности, покрытие может быть выполнено горячим цинкованием («GI») или горячим цинкованием, сразу после которого следует термическая обработка при температуре около 475 - 570°С, чтобы вызвать диффузию железа в покрытие и для получения покрытия «цинкованием с отжигом» или «GA», содержащего около 7 - 14% Fe. Это может быть также покрытие из цинка или цинкового сплава, полученное гальваническим способом или процессом осаждения из паровой фазы. Сплав Zn также может представлять собой покрытие Zn-Mg-Al, такое как, например, покрытие Zn-3% Mg-3,7% Al или Zn-1,2%Al-1,2%Mg.
В предпочтительном осуществлении для изготовления оцинкованного стального листа (GI) после выдержки при Т3 или Т4 (в соответствии с искомой микроструктурой, CFB или QP стали) стальной лист нагревают до 465°С ± 20°С и нагревают и цинкуют горячим погружением в ванне с жидким цинком, содержащей 0,15 – 0,40% масс. алюминия при температуре 460 ± 20°C. Продолжительность цинкования составляет 2 - 10 с.
В другом предпочтительном осуществлении для получения цинкового покрытия (GA) цинкование проводят в ванне с жидким цинком, содержащей 0,10 - 0,17% масс. алюминия, нагретой до 460°С ± 20°С, с последующей термообработкой после нанесения покрытия при 475 - 570°С.
Цинковое покрытие также можно наносить на стальной лист гальванически. В этом процессе стальной лист охлаждают до комнатной температуры после выдержки при температуре Т3 или Т4. Затем этот стальной лист погружают в ванну для электроцинкования, содержащую раствор хлористых или сульфатных солей цинка, при температуре 50 – 100°C. В этом процессе ток проходит через два анода, в то время как стальной лист служит катодом.
Цинковое покрытие также может быть нанесено на стальной лист методом осаждения из паровой фазы, который сам по себе известен.
100
100
D
Неожиданно авторы изобретения доказали, что комбинация высокого предела прочности при растяжении и высокой стойкости к растрескиванию LME может быть получена, когда номинальный состав стального листа соответствует характеристикам, описанным выше, и когда состав зоны D расположенной от 0 до 100 мкм непосредственно под покрытием из Zn или сплава Zn, проявляет специфические признаки. Следует понимать, что эта зона Dприсутствует на каждой из двух основных поверхностей стального листа. Специфические признаки в этой зоне достигаются в процессе отжига, а именно за счёт определённых температур, скорости ввода, атмосферы в печи, диапазонов длительности и точки росы, которые позволяют изменять состав поверхности стали перед нанесением покрытия из Zn или сплава Zn. Таким образом, получается зона, имеющая модифицированный состав, а именно по углероду, марганцу, кремнию, алюминию и хрому. Средний состав этой зоны и градиенты содержания Mn и Si в этой зоне контролируются номинальным составом стали, температурами T1 и T2, скоростью потока Q, продолжительностью t между T1 и окончанием выдержки при T2 и атмосферой печи. В частности, точка росы DP2 и парциальное давление кислорода между T1 и T2 оказывают сильное влияние на природу и глубину зоны.
100
В зоне D под покрытием из Zn или сплава Zn состав стали отличается от номинального состава стали. Эта специфическая зона улучшает стойкость к растрескиванию LME при контактной точечной сварке. По сравнению со стальным листом непосредственно перед горячим цинкованием в ванне Zn было установлено, что около одного микрометра поверхности стального листа реагирует или растворяется в ванне с жидким цинковым сплавом.
100
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
Профили содержания таких элементов, как C, Mn Si, Cr, Al, в зоне D, а также их среднее содержание в этой зоне соответственно: C, Si, Mn, Al, Cr, могут быть измерены известным методом, таким как, например, оптическая эмиссионная спектроскопия тлеющего разряда (GDOES)
av(100)
nom
100
av(100)
nom
100
av(100)
av(100)
Таким образом C можно сравнить с номинальным содержанием C в стальном листе C. Авторы изобретения доказали, что определённая степень обезуглероживания должна присутствовать в D, то есть что C/C должно быть ниже 0,6, чтобы улучшить стойкость к растрескиванию LME. В дополнение к созданию этого градиента содержания C на поверхности стального листа авторы изобретения доказали, что стойкость к LME эффективно достигается, когда C и Si в D таковы, что: C + Si/32 <0,21%.
100
100
av(100)
av(100)
av(100)
Кроме того, сопоставляя стойкость к растрескиванию LME (измеренную по среднему количеству трещин на сварной шов глубже 100 мкм) с элементами, присутствующими в D, авторы изобретения доказали, что лучший коэффициент корреляции получается с учётом C, Si и Mn в D, чтобы определить в этой зоне условие: C + (Si/32) + (Mn/14) <0,30%.
100
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
В самых тяжёлых условиях сварки, то есть с геометрией, связанной с высоким удерживающим усилием и с высоким током сварки, было установлено, что содержание C, Mn, Si, Al Cr должны приниматься во внимание для получения оптимальной стойкости к LME, то есть что содержание этих элементов в зоне D должно удовлетворять условию: C + (Si/32) + (Mn/14) - (Al/48) + (Cr/11) <0,34%
100
min
min
Simin
Mnmin
Кроме того, условия отжига создают градиенты содержания Mn и Si в зоне D, так что концентрация этих элементов изменяется в этой зоне: минимальные значения содержания Si и Mn (соответственно, Si и Mn) наблюдаются на определённых расстояниях под Zn покрытием соответственно d и d.
Simin
Simin
min
nom
nom
Авторы изобретения доказали, что высокая стойкость к растрескиванию LME достигается, когда: d> 1 мкм и когда: d/(Si/Si)>4, Si обозначает номинальное содержание Si в стали.
Mnmin
Mnmin
min
nom
nom
Что касается Mn, аналогичным образом высокая стойкость к LME наблюдается, когда: d>1 мкм, и когда: d/(Mn/Mn)>8, Mn обозначает номинальное содержание Mn в стали.
Кроме того, на основании своих многочисленных наблюдений и данных авторы изобретения разработали способ получения швов контактной точечной сварки, содержащих не более двух трещин за счёт жидкометаллического охрупчивания с глубиной 100 мкм или более. В текущей ситуации, когда возникают трещины LME, проводятся испытания по изменению номинального состава стали или покрытий. Однако возможное улучшение из-за этих модификаций может не иметь общего характера: например, улучшение может быть значительным для условия сварки 1 и менее значительным для условия сварки 2 с другим током.
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
Авторы изобретения установили корреляции между стойкостью к LME (измеренной по среднему количеству трещин глубже 100 мкм) и параметром CSI = C + (Si/32) + (Mn/14) - (Al/48) + (Cr/11) для различных значений тока сварки около Imax, это ток, при котором начинает наблюдаться выплеск металла при контактной точечной сварке. Они установили, что количество трещин является линейной функцией CSI, и что наклон этой зависимости примерно одинаков независимо от тока в диапазоне около Imax. Основываясь на этих данных, авторы изобретения разработали следующий способ для более простого улучшения проблем с LME: в качестве первой стадии готовят листы с покрытием из цинка или цинкового сплава из стали (1) с TS> 900 МПа, толщиной 0,5 - 2,5 мм. Эти стальные листы соединяют контактной точечной сваркой.
av(100)
av(100)
1av(100)
1av(100)
av(100)
100
1
1
av(100)
av(100)
av(100)
1av(100)
av(100)
Затем измеряют C1, Si1, Mn, Al, Cr1, причём эти величины обозначают соответственно среднее содержание C, Si, Mn, Al, Cr в зоне D стальной подложки, находящейся между 0 и 100 микрометрами под покрытием из цинка или цинкового сплава. Коэффициент CSI для стали (1) рассчитывают следующим образом: CSI = C1 + (Si1/32) + (Mn1/14) - (Al/48) + (Cr1 )/11)
После этого контактную точечную сварку выполняют по меньшей мере на 10 сварных швах током I1, от Imin до 1,1 Imax, при этом Imin представляет собой минимальный ток, выше которого не наблюдается отрыв, когда сварной шов контактной точечной сварки подвергается испытанию на растяжение при сдвиге, Imax представляет собой ток при котором начинает наблюдаться выплеск жидкого металла при контактной точечной сварке.
av
av
После этого измеряют среднее количество Crack1 трещин LME, имеющих глубину 100 мкм или более по меньшей мере в 10 сварных швах. Если результат неудовлетворительный, то есть, если Crack1 выше 2, изобретатели нашли способ быстрого приготовления стального листа, который может удовлетворять требованиям:
2
1
av
Готовят второй лист из стали (2) с покрытием из цинка или цинкового сплава, с TS> 900 МПа и толщиной, идентичной толщине стали (1), причём состав этой стали (2) выбирается так, чтобы он соответствовал: CSI < CSI - ((Crack1 - 2)/20), с:
2
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
CSI = C2 + (Si2/32) + (Mn2/14) - (Al2/48) + (Cr2/11)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
100
C2, Si2, Mn2, Al2, Cr2 обозначают соответственно среднее содержание C, Si, Mn, Al, Cr в зоне D подложки из стали (2) составляющей 0 - 100 микрометров под покрытием из цинка или цинкового сплава, в массовых %. Затем сталь (2) сваривается тем же током I1.
Этот метод гарантирует, что швы контактной точечной сварки, изготовленные таким образом из стали (2), будут удовлетворительными, и экономит дорогостоящие и трудоёмкие испытания и тесты на ошибки.
Изобретение будет теперь проиллюстрировано следующими примерами, которые никоим образом не являются ограничительными.
Пример 1
Готовят холоднокатаные стальные листы толщиной 1,4 - 1,6 мм, с номинальными составами, обозначенными как A - F, приведёнными в таблице 1. Остальная часть состава представляет собой железо и неизбежные примеси, возникающие в результате плавки. В частности, содержание S, P и N в массовых процентах таково, что: S <0,003%, P <0,02%, N <0,008%.
Температуры Ac1 и Ms, представляющие соответственно начало превращения в аустенит при нагреве и начало превращения мартенсита при охлаждении, также приведены в таблице 1.
Таблица 1. Составы стали (% масс.)
Сталь
Толщина. (мм)
C
Si
Mn
Al
Cr
Si+Al
Mo
Ac1 (°C)
Ms (°C)
A
1,5
0,20
1,50
2,21
0,04
0,20
1,54
0,001
730
360
B
1,6
0,21
0,67
2,07
0,68
0,10
1,35
0,001
726
370
C
1,6
0,22
1,48
2,07
0,03
0,35
1,51
0,001
735
360
D
1,4
0,22
1,52
2,06
0,04
0,35
1,56
0,001
735
360
E
1,6
0,37
1,90
1,90
0,03
0,35
1,93
0,12
780
250
F
1,6
0,18
1,50
2,00
0,03
0,001
1,53
0,001
760
240
Эти стальные листы подвергают различным циклам отжига. В таблице 2 приведены состав атмосферы, температура, скорость потока, точка росы и продолжительность выдержки при температуре T1 и T2 в этих различных условиях. Таким образом, лист D3 обозначает, например, холоднокатаную сталь состава D в условиях отжига 3.
В условиях 2 - 5 производят ввод в печь при температуре Т1 пары воды, имеющие температуру 110°С.
Окисление железа в А1 не происходит.
В условиях отжига 1 поверхность стального листа недостаточно модифицирована, таким образом, специфические характеристики поверхности, позволяющие достичь высокой стойкости к LME, отсутствуют, как это видно из испытаний B1c, E1a, E1b в таблицах 4 и 5 ниже.
В условиях отжига 2 проводят ввод пара, однако при недостаточной скорости потока пара 0,05%/час. Процентное содержание СО и парциальное давление кислорода в атмосфере А2 также являются недостаточными для достижения высокой стойкости к LME, как видно из испытаний А2с и С2d в таблицах 4 и 5.
В условиях отжига 3 - 5 ввод водяного пара осуществляют в соответствии с условиями изобретения.
После выдержки при Т2 листы из сталей A - D охлаждают со скоростью охлаждения 10 - 400°С/с до температуры Т3, равной Ms + 45°С для стали А, Ms + 90°С для стали В, Ms + 40°C для сталей C и D. Продолжительность выдержки при T2 составляет 300 с, 40 с и 360 с соответственно для сталей A, B и C - D.
Сталь E охлаждают до температуры QT 225°C, затем снова нагревают до температуры T4 410°C в течение 90 с.
Сталь F охлаждают до температуры QT 150°C и затем снова нагревают до температуры T4 465°C в течение 120 с.
Листы из сталей A и C - F гальванически покрывают (EG) чистым цинком, а сталь B оцинковывают горячим погружением (GI) в Zn ванне, содержащей 0,3% Al и 0,4% Fe. Все нанесённые покрытия имеют одинаковую толщину 7 мкм.
100
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
Изменения содержания C, Mn Si, Cr, Al в зоне D и среднего значения содержания этих элементов в этой зоне (соответственно: C, Si, Mn, Al, Cr измеряют с помощью оптической эмиссионной спектроскопии тлеющего разряда (GDOES).
2
Микроструктура листов, полученных из сталей A - D, содержит 12% остаточного аустенита и более 50% бейнита, имеющего число межреечных карбидов на единицу площади с размером более 0,1 мкм не более 50000/мм. Микроструктура сталей, полученных из сталей E - F, содержит 3 - 20% остаточного аустенита и более 25% распределённого мартенсита.
Подчёркнутые значения: не в соответствии с изобретением
Стальные листы подвергают контактной точечной сварке переменным током 50 или 60 Гц и усилием на электрод 450 - 500 даН в различных условиях в соответствии с таблицей 3. Электроды расположены перпендикулярно стальным листам. D3d обозначает, например, сварной шов, полученный на стали D, отожжённой в условиях, обозначенных как n°3, в соответствии с условиями сварки d.
- Применяя различные значения тока, можно определить подходящий диапазон сварки, характеризующийся Imin, который является минимальным током, выше которого не наблюдается отрыв, когда шов контактной точечной сварки подвергается испытанию на растяжение при сдвиге, и Imax, который является током, при котором выплеск жидкого металла начинает наблюдаться при контактной точечной сварке. Выбор тока в промышленных условиях часто делается около этого последнего значения, поскольку оно соответствует большому диаметру ядра сварной точки, что позволяет получить соответствующие свойства при растяжении сварного шва. В данном случае сварку проводят при Imax и немного более высоком в области выплеска, то есть Imax + 10%. Хотя сварка током от Imax до Imax + 10%, увеличивает восприимчивость к LME, в некоторых случаях это может встречаться в промышленной практике.
- В таблице 3 также представлена последовательность сварки: например, 12-2-12 указывает, что последовательность сварки состоит из 12 периодов по 20 мс, в течение которых протекает ток («горячие периоды»), за которыми следуют два периода по 20 мс, в течение которых ток не течет («холодные периоды») и, наконец, 12 периодов пропускания тока.
- При сварке двух или трёх листов вместе и создании конфигурации пакета чувствительность к растрескиванию LME выше с увеличением толщины пакета. Выполняют гетерогенную сварку, причём другой стальной лист представляет собой мягкую сталь с составом, содержащим: 0,032% С, 0,008% Si, 0,222% Mn, 0,052% Al, 0,039% Cr и 0,012% N. Мягкая сталь выбрана потому, что её точечная сварка требует более высокого уровня тока, чтобы получить соответствующие сварные швы, чем стали, имеющие растягивающее напряжение выше 900 МПа. Этот высокий уровень тока вызывает высокий подвод тепла и, как следствие, вызывает образование больше трещин LME во время сварки высокопрочных сталей. Таким образом, жёсткость условий сварки увеличивается. В таблице 3 приведена общая толщина пакета. В этих пакетах сварка выполняется таким образом, что стальной лист, имеющий предел прочности при растяжении более 900 МПа, имеет одну поверхность, контактирующую со сварочным электродом. Возможные трещины более вероятны в зоне вдавливания, создаваемой сварочным электродом на поверхности листа.
Таблица 3. Условия контактной точечной сварки
Условия сварки
Число слоёв в пакете
Толщина пакета (мм)
Последовательность сварки
Ток сварки
a
2
3,2мм
12-2-12 (60Гц)
I<sub>max </sub>и I<sub>max </sub>+10%.
b
3
4,2мм
12-2-12 (60Гц)
I<sub>max </sub> и I<sub>max </sub>+10%.
c
3
4,9 или 5,1 мм
9-2-9-2-9-2 (50Гц)
I<sub>max</sub>
d
3
4,9 или 5,1 мм
10-2-10-2-10-2 (50Гц)
I<sub>max</sub>
Наблюдение и определение количества трещин, вызванных LME, выполняют в следующих условиях: после полу-перекрёстного сечения и тонкой полировки от десяти до двадцати сварных швов срезы сварного шва наблюдают через оптический микроскоп с увеличением 10 - 1000. Количество трещин глубиной более 100 микрон измеряют для каждого сварного шва, и среднее число трещин LME глубже 100 мкм на точечный сварной шов рассчитывают для серии из 20 сварных швов.
Высокая стойкость к растрескиванию LME достигается, когда среднее число трещин менее 2 в случае сварки с I = Imax, или когда среднее количество трещин менее или равно 2, в случае сварки с Imax + 10%.
100
В таблицах 4 и 5 показано среднее количество трещин LME, определённое в условиях сварки Imax или Imax + 10%, в отношении некоторых специфических характеристик состава стали в зоне D под покрытием Zn, измеренных GDOES. Кроме того, в таблице 4 приведены минимальные значения пределы прочности при растяжении, которые измерены в основном металле.
100
Таблица 4. Характеристики зоны D под Zn покрытием. Возникновение растрескивания LME. Предел прочности при растяжении основного металла
av(100)
av(100)
(I) = C + Si/32
av(100)
av(100)
av(100)
(II) = C + (Si/32) + (Mn/14)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
av(100)
(III) = C + (Si/32) + (Mn/14) - (Al/48) + (Cr/11)
Подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.
н.а .: не определено.
100
Таблица 5. Характеристики Mn и Si в зоне D под Zn покрытием. Возникновение растрескивания LME
Подчеркнутые значения: не в соответствии с изобретением.
н.а.: не определено.
Как видно из таблицы 4, составы и условия отжига позволили изготавливать стальные листы с покрытием из Zn или Zn сплава, обладающие высокой формуемостью и имеющие предел прочности при растяжении по меньшей мере 900 МПа во всех случаях. Однако эти листы не имеют одинаковой стойкости к растрескиванию LME:
100
Стальные листы D3, F4, E5 изготовлены в соответствии с условиями изобретения. Таким образом, среднее содержание C, Mn, Si и Cr в зоне D снижается до такой степени, что растрескивание LME менее вероятно даже в условиях сварки при Imax + 10%.
100
Simin
min
nom
Mnmin
min
ном
Условия отжига создают зону D с градиентом по Mn и по Si. Таблица 5 также показывает, что для этих сталей профили содержания Mn и Si показывают, что положение минимума содержания Si и Mn составляет более 1 мкм под покрытием Zn и что d/(Si/Si)> 4 и d/(Мn/Мn)> 8. Создание этой зоны, достаточно обеднённой по Si и Mn, расположенной на достаточном расстоянии от Zn покрытия, позволяет улучшить стойкость к LME.
Для сравнения, условия отжига листов B1, E1, A2, C2 не соответствуют изобретению. Таким образом, обезуглероживание и модификация состава Si, Mn, Cr и Al недостаточны для получения соответствующей стойкости к LME.
Таким образом, благодаря своим высоким механическим свойствам и высокой стойкости к растрескиванию LME при контактной точечной сварке высокопрочные стальные листы, изготовленные в соответствии с изобретением, могут успешно использоваться для изготовления конструкционных деталей автомобильных транспортных средств.