Способ изготовления подвергнутой возврату листовой стали, имеющей аустенитную матрицу

Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу, используемую при изготовлении транспортных средств. Сталь содержит, мас.%: 0,1<C<1,2, 13,0≤Mn<25,0, S≤0,030, P≤0,080, N≤0,1%, Si≤3,0%, при необходимости один или несколько элементов из: Nb≤0,5, B≤0,005, Cr≤1,0, Mo≤0,40, Ni≤1,0, Cu≤5,0, Ti≤0,5, V≤2,5, Al≤4,0, остальное – железо и неизбежные примеси. Обеспечивается получение стали, обладающей гарантированным уровнем требуемых механических свойств. 2 н. и 19 з.п. ф-лы, 1 пр.

 

Настоящее изобретение относится к способу производства подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу. Изобретение является в особенности хорошо подходящим для использования при изготовлении автомобильных транспортных средств.

Как это известно, с учетом экономии массы транспортных средств для изготовления автомобильного транспортного средства используют высокопрочные стали. Например, для изготовления конструкционных деталей механические свойства таких сталей должны быть улучшены. Однако, даже в случае улучшения прочности стали относительное удлинение и поэтому деформируемость высокопрочных сталей ухудшались. В целях преодоления данных проблем появились подвергнутые возврату листовые стали, в частности, стали, характеризующиеся пластичностью, индуцированной двойникованием (ТВИП-стали), демонстрирующие хорошую деформируемость. Даже в случае демонстрации данным продуктом очень хорошей деформируемости механические свойства, такие как предел прочности при растяжении и напряжение при пределе текучести, не могут быть достаточно высокими для удовлетворения потребностям в автомобильной области применения.

Как это известно, для улучшения прочности данных сталей при одновременном сохранении хорошей обрабатываемости индуцируют получение высокой плотности двойников в результате холодной прокатки со следующей далее обработкой для возврата, устраняющей дислокации, но сохраняющей двойники.

Однако, в результате использования таких способов имеет место риск неполучения ожидаемых механических свойств. Действительно, специалист в соответствующей области техники может только следовать известным способам, а после этого измерять механические свойства полученной листовой стали для выяснения того, были ли достигнуты желательные механические свойства. Адаптирование условий способа в целях получения ожидаемых механических свойств является невозможным.

Таким образом, задача изобретения заключается в устранении вышеупомянутых недостатков в результате предложения способа изготовления подвергнутой возврату листовой стали, обнаруживающей, по меньшей мере, одно ожидаемое механическое свойство, при этом такое механическое свойство является улучшенным. Еще одна цель заключается в предложении подвергнутой возврату листовой стали, обладающей такими улучшенными механическими свойствами.

Достижения данной задачи добиваются в результате предложении способа изготовления листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 1 формулы изобретения. Способ также может включать характеристики из пунктов от 2 до 20 формулы изобретения.

Достижения еще одной задачи добиваются в результате предложения листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 21 формулы изобретения.

Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.

Должны быть определены следующие далее термины:

- М: механическое свойство,

- Мtarget: целевое значение механического свойства,

- Мrecrystallisation: механическое свойство после рекристаллизационного отжига,

- Мcold-roll: механическое свойство после холодной прокатки,

- UTS: предел прочности при растяжении,

- ТЕ: совокупное относительное удлинение,

- Р: величина PAREQ,

- Рtarget: целевое значение величины PAREQ,

- FWHM: полная ширина на половине высоты максимума в спектре рентгеновской дифракции, и

- FWHMtarget: целевое значение полной ширины на половине высоты максимума в спектре рентгеновской дифракции.

Изобретение относится к способу изготовления подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу и обнаруживающей, по меньшей мере, одно механическое свойство (М), равное или более высокое в сопоставлении с целевым значением Mtarget, состав которой содержит при расчете на массу:

0,1 < C < 1,2%,

13,0 ≤ Mn < 25,0%,

S ≤ 0,030%,

P ≤ 0,080%,

N ≤ 0,1%,

Si ≤ 3,0%

и исключительно в необязательном порядке один или несколько элементов, таких как

Nb ≤ 0,5%,

B ≤ 0,005%,

Cr ≤ 1,0%,

Mo ≤ 0,40%,

Ni ≤ 1,0%,

Cu ≤ 5,0%,

Ti ≤ 0,5%,

V ≤ 2,5%,

Al ≤ 4,0%,

при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате разработки,

причем такой способ включает стадии, заключающиеся в:

А. стадии калибровки, где:

I. получают, по меньшей мере, 2 образца упомянутой стали, подвергшейся термообработкам в диапазоне от 400 до 900°С в течение от 40 секунд до 60 минут в соответствии с величинами PAREQ P,

II. указанные образцы подвергают исследованию рентгеновской дифракции в целях получения спектров, включающих основной пик, у которого измеряют ширину на середине высоты FWHM,

III. измеряют значение M для таких образцов,

IV. проводят измерение для состояния возврата или рекристаллизации каждого образца,

V. вычерчивают кривую зависимости М от FWMH в домене, где образцы подвергаются возврату в диапазоне от 0 до 100%, но не рекристаллизации,

В. стадии вычисления, где:

I. определяют значение FWHMtarget, соответствующее значению Mtarget,

II. определяют величину PAREQ Ptarget для термообработки, проводимой в целях достижения такого значения Mtarget, и

III. выбирают время ttarget и температуру T°target, соответствующие значению Ptarget,

С. стадии подачи рекристаллизованной листовой стали, характеризующейся значением Mrecrystallization,

D. стадии холодной прокатки в целях получения листовой стали, характеризующейся значением Mcold-roll, и

Е. стадии отжига, проводимой при температуре T°target в течение времени ttarget

Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, при использовании способа, соответствующего настоящему изобретению, становится возможным получение технологических параметров стадии отжига Е) в целях получения подвергнутой возврату листовой стали, в частности, листовой ТВИП-стали, обладающей ожидаемыми улучшенными механическими свойствами.

Что касается химического состава стали, то С играет важную роль при получении микроструктуры и механических свойств. Он увеличивает энергию дефекта упаковки и промотирует стабильность аустенитной фазы. При объединении с уровнем содержания Mn в диапазоне от 13,0 до 25,0% (масс.) данная стабильность достигается для уровня содержания углерода, составляющего 0,5% и более. В случае присутствия карбидов ванадия высокий уровень содержания Mn может увеличить растворимость карбида ванадия (VC) в аустените. Однако, для уровня содержания С, составляющего более, чем 1,2%, имеет место риск уменьшения пластичности вследствие, например, наличия избыточных выделений карбидов или карбонитридов ванадия. Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,4 до 1,2%, более предпочтительно от 0,5 до 1,0%, (масс.) в целях получения достаточной прочности.

Mn также представляет собой существенный элемент для увеличения прочности, для увеличения энергии дефекта упаковки и для стабилизации аустенитной фазы. В случае его уровня содержания, составляющего менее, чем 13,0%, будет иметь место риск образования мартенситных фаз, что очень ощутимо уменьшает способность деформироваться. Помимо этого, в случае уровня содержания марганца, составляющего более, чем 25,0%, будет подавляться образование двойников, и, в соответствии с этим, несмотря на увеличение прочности ухудшится пластичность при комнатной температуре. Предпочтительно уровень содержания марганца находится в диапазоне от 15,0 до 24,0%, а более предпочтительно от 17,0 до 24,0%, в целях оптимизирования энергии дефекта упаковки и предотвращения образования мартенсита под воздействием деформирования. Помимо этого, в случае уровня содержания Mn, составляющего более, чем 24,0%, режим деформирования в результате двойникования будет менее благоприятным в сопоставлении с режимом деформирования в результате скольжения совершенной дислокации.

Al представляет собой в особенности эффективный элемент для раскисления стали. Подобно С он увеличивает энергию дефекта упаковки, что уменьшает риск образования деформационного мартенсита, тем самым, улучшая пластичность и стойкость к замедленному разрушению. Однако, Al будет представлять собой недостаток в случае его присутствия в избытке в сталях, характеризующихся высоким уровнем содержания Mn, поскольку Mn увеличивает растворимость азота в жидком железе. В случае присутствия в стали избыточно большого количества Al элемент N, который объединяется с Al, образует выделения в форме нитридов алюминия (AlN), которые препятствуют мигрированию границ зерен во время горячей конверсии, и очень ощутимо увеличивает риск появления трещин при непрерывной разливке. В дополнение к этому, как это будет разъясняться ниже, в целях образования мелких выделений, в особенности карбонитридов, должно быть доступным достаточное количество N. Предпочтительно уровень содержания Al является меньшим или равным 2%. В случае уровня содержания Al, составляющего более, чем 4,0%, будет иметь место риск подавления образования двойников, что уменьшает пластичность. Предпочтительно количество Al составляет более, чем 0,06%, а более предпочтительно более, чем 0,7%.

В соответствии с этим, уровень содержания азота должен составлять 0,1% и менее в целях предотвращения образования выделений AlN и образования объемных дефектов (вздутий) во время затвердевания. В дополнение к этому, в случае элементов, способных образовывать выделения в форме нитридов, таких как ванадий, ниобий, титан, хром, молибден и бор, уровень содержания азота не должен превышать 0,1%.

В соответствии с настоящим изобретением количество V является меньшим или равным 2,5%, предпочтительно находящимся в диапазоне от 0,1 до 1,0%. Предпочтительно V образует выделения. Предпочтительно объемная доля таких элементов в стали находится в диапазоне от 0,0001 до 0,025%. Предпочтительно элемент ванадий главным образом локализуется при расположении внутри зерен. В выгодном случае, элемент ванадий характеризуется средним размером, составляющим менее, чем 7 нм, предпочтительно находящимся в диапазоне 1-5 нм, а более предпочтительно от 0,2 до 4,0 нм.

Кремний также представляет собой эффективный элемент для раскисления стали и для твердофазного упрочнения. Однако, выше уровня содержания 3% он уменьшает относительное удлинение и имеет тенденцию к образованию нежелательных оксидов во время определенных технологических процессов сборки, и поэтому он должен выдерживаться ниже данного предельного значения. Предпочтительно уровень содержания кремния является меньшим или равным 0,6%.

Сера и фосфор представляют собой примеси, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующие уровни содержания не должны превышать 0,030 и 0,080% в целях сохранения достаточной пластичности в горячем состоянии.

Может быть добавлено некоторое количество бора, доходящее вплоть до 0,005%, предпочтительно вплоть до 0,001%. Данный элемент подвергается ликвации на границах зерен и увеличивает их когезию. Как это можно себе представить без намерения связывать себя теорией, это приводит к уменьшению остаточных напряжений после профилирования в результате прессования и к получению лучшей стойкости к коррозии под напряжением для тем самым профилированных деталей. Данный элемент подвергается ликвации на границах аустенитных зерен и увеличивает их когезию. Бор образует выделения, например, в форме борокарбидов и боронитридов.

Никель может быть использован необязательно для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора. Однако, помимо всего прочего по причинам, связанным с издержками, желательным является ограничение уровня содержания никеля максимальным уровнем содержания, составляющим 1,0% и менее, а предпочтительно менее, чем 0,3%.

Подобным образом, необязательно добавление меди при уровне содержания, не превышающем 5%, представляет собой одно средство обеспечения твердения стали в результате образования выделений металлической меди. Однако, выше данного уровня содержания медь несет ответственность за появление поверхностных дефектов на горячекатаном листе. Предпочтительно количество меди составляет менее, чем 2,0%. Предпочтительно количество Cu составляет более, чем 0,1%.

Титан и ниобий также представляют собой элементы, которые необязательно могут быть использованы для достижения твердения и упрочнения в результате образования выделений. Однако, в случае уровня содержания Nb или Ti, составляющего более, чем 0,50%, будет иметь место риск возможного стимулирования избыточным образованием выделений уменьшения вязкости, чего необходимо избегать. Предпочтительно количество Ti находится в диапазоне от 0,040 до 0,50% (масс.) или от 0,030% до 0,130% (масс.). Предпочтительно уровень содержания титана находится в диапазоне от 0,060% до 0,40 и, например, от 0,060% до 0,110%, (масс.). Предпочтительно количество Nb составляет более, чем 0,01%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 0,070 до 0,50% (масс.) или от 0,040 до 0,220%. Предпочтительно уровень содержания ниобия находится в диапазоне от 0,090% до 0,40%, а в выгодном случае от 0,090% до 0,200%, (масс.).

В качестве необязательного элемента для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора могут быть использованы хром и молибден. Однако, вследствие уменьшения хромом энергии дефекта упаковки его уровень содержания не должен превышать 1,0%, а предпочтительно должен находиться в диапазоне от 0,070% до 0,6%. Предпочтительно уровень содержания хрома находится в диапазоне от 0,20 до 0,5%. Молибден может быть добавлен в количестве, составляющем 0,40% и менее, предпочтительно в количестве в диапазоне от 0,14 до 0,40%.

Кроме того, как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, выделения ванадия, титана, ниобия, хрома и молибдена могут уменьшить восприимчивость к замедленному трещинообразованию и осуществить это без ухудшения характеристик пластичности и вязкости. Таким образом, в стали присутствует, по меньшей мере, один элемент, выбираемый из титана, ниобия, хрома и молибдена, в форме карбидов, нитридов и карбонитридов.

В соответствии с настоящим изобретением способ включает стадию калибровки А.I), где получают, по меньшей мере, 2 образца листовой стали, подвергшейся термообработкам в диапазоне от 400 до 900°С в течение от 40 секунд до 60 минут в соответствии с величинами PAREQ P. На данной стадии определяют параметр, обозначаемый как PAREQ, для получения возможности сопоставления различных термообработок, проводимых при различных температурах в течение различных времен, его определяют в виде:

PAREQ = – 0,67 * log(∫– ΔH/RT) * dt)

При этом ΔН: энергия диффундирования железа в железе (равная 300 кДж/моль), Т = температура цикла, и проводят интегрирование по времени термообработки. Чем более высокотемпературной или продолжительной будет термообработка, тем меньшим будет значение PAREQ. Две различные термообработки, характеризующиеся идентичным значением PAREQ, будут приводить к получению одного и того же результата в отношении одной и той же марки стали. Предпочтительно значение PAREQ составляет более, чем 14,2, более предпочтительно находится в диапазоне от 14,2 до 25, а более предпочтительно от 14,2 до 18.

После этого в ходе стадии А.II) образцы подвергают исследованию рентгеновской дифракции в целях получения спектров, включающих основной пик, у которого измеряют полную ширину на половине высоты максимума FWHM. Исследование рентгеновской дифракции является неразрушающей аналитической методикой, которая обеспечивает получение подробной информации в отношении внутренней решетки кристаллических веществ, в том числе параметров элементарной ячейки, длин связей, валентных углов и деталей упорядоченности узлов решетки. Непосредственно с этим связано монокристальное уточнение, при котором данные, наработанные при использовании рентгеновского анализа, интерпретируют и уточняют для получения информации о кристаллической структуре. Обычно рентгеноструктурная кристаллография представляет собой средство, использующееся для идентифицирования такой кристаллической структуры. В соответствии с настоящим изобретением листовая сталь включает аустенитную матрицу, при этом аустенитная матрица описывается гранецентрированной кубической сингонией. Таким образом, предпочтительно основной пик, у которого измеряют полную ширину на половине высоты максимума FWHM, соответствует индексу Миллера [311]. Действительно, как это представляется, данный пик, будучи характеристическим для аустенитной структуры, является наилучшим представителем воздействия плотности дислокаций.

После этого в ходе стадии А.III) измеряют величину М для таких образцов. Предпочтительно М представляет собой предел прочности при растяжении (UTS), совокупное относительное удлинение (ТЕ) или обе данные величины (UTS * TE).

После этого проводят измерение для состояния возврата или рекристаллизации каждого образца в ходе стадии А.IV). Предпочтительно измерения для таких состояний проводят при использовании сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) и метода ДОРЭ (дифракции обратно-рассеянных электронов) или просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ).

После этого в ходе стадии А.V) вычерчивают кривую зависимости М от FWMH в домене, где образцы подвергаются возврату в диапазоне от 0 до 100%, но не рекристаллизации.

В соответствии с настоящим изобретением проводят стадию вычисления В). Вычисление включает стадию В.I), где определяют значение FWHMtarget, соответствующее значению Mtarget. Предпочтительно значение FWHMtarget составляет более, чем 1,0°, а в выгодном случае находится в диапазоне от 1,0 до 1,5°.

В одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой UTS, определения значения FWHM добиваются при использовании следующего далее уравнения:

UTStarget = UTScold-roll – (UTScold-roll – UTSrecrystallization) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1)4)

В данном случае предпочтительно UTStarget является большим или равным 1430 МПа, а более предпочтительно находится в диапазоне от 1430 до 2000 МПа.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой TЕ, определения значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) добиваются при использовании следующего далее уравнения:

TEtarget = TEcold-roll – (TErecrystallization– UTScold-roll) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1)2,5)

В данном случае предпочтительно TЕtarget является большим или равным 15%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 15 до 30%.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой UTS * TЕ, определения значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) добиваются при использовании следующего далее уравнения:

UTStarget * TEtarget = 100000 * (1 – 0,5FWHM)

В данном случае предпочтительно UTStarget * TEtarget является большим, чем 21000, а более предпочтительно находится в диапазоне от 21000 до 60000, при этом TEtarget составляет как максимум 30%.

После этого проводят стадию В.II), где определяют величину PAREQ Ptarget для термообработки, проводимой в целях достижения такого значения Mtarget. Предпочтительно Ptarget составляет более, чем 14,2, более предпочтительно находится в диапазоне от 14,2 до 25, а более предпочтительно от 14,2 до 18.

После этого проводят стадию В.III), состоящую в выборе времени ttarget и температуры T°target, соответствующих значению Ptarget. Предпочтительно T°target находится в диапазоне от 400 до 900°С, а ttarget находится в диапазоне от 40 секунд до 60 минут.

После этого способ, соответствующий настоящему изобретению, включает стадию подачи рекристаллизованной листовой стали, характеризующейся величиной Мrecrystallization. Действительно, предпочтительно листовая сталь подвергается рекристаллизации после рекристаллизационного отжига, проводимого при температуре в диапазоне от 700 до 900°С. Например, рекристаллизацию проводят в течение от 10 до 500 секунд, предпочтительно от 60 до 180 секунд.

В одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой UTS, UTSrecrystallization составляет более, чем 800 МПа, предпочтительно находится в диапазоне от 800 до 1400 МПа, а более предпочтительно от 1000 до 1400 МПа.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ, TЕrecrystallization составляет более, чем 20%, предпочтительно более, чем 30%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 30 до 70%.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ * UTS, TЕrecrystallization * UTSrecrystallization составляет более, чем 16000, более предпочтительно более, чем 24000, а в выгодном случае находится в диапазоне от 24000 до 98000.

После этого проводят стадию холодной прокатки D) в целях получения листовой стали, характеризующейся значением Mcold-roll. Предпочтительно степень обжатия находится в диапазоне 1-50%, предпочтительно 1-25% или от 26 до 50%. Это делает возможным уменьшение толщины стали. Помимо этого, листовая сталь, изготовленная в соответствии с вышеупомянутым способом, может характеризоваться увеличенной прочностью в результате деформационного упрочнения вследствие проведения данной стадии прокатки. В дополнение к этому, данная стадия индуцирует получение высокой плотности двойников, улучшающей, таким образом, механические свойства листовой стали.

В одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой UTS, UTScold-roll составляет более, чем 1000 МПа, предпочтительно более, чем 1200 МПа, а в выгодном случае более, чем 1400 МПа.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ, TЕcold-roll составляет более, чем 2%, более предпочтительно находится в диапазоне от 2 до 50%.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ * UTS, TЕcold-roll * UTScold-roll составляет более, чем 2000, предпочтительно 2400, а более предпочтительно находится в диапазоне от 2400 до 70000.

После этого проводят стадию отжига Е) при температуре Т°target в течение времени ttarget.

После второй холодной прокатки может быть проведена стадия нанесения покрытия в результате погружения в расплав G). Предпочтительно стадию G) проводят при использовании ванны на алюминиевой основе или ванны на цинковой основе.

В одном предпочтительном варианте осуществления стадию нанесения покрытия в результате погружения в расплав проводят при использовании ванны на алюминиевой основе, которая содержит менее, чем 15% Si, менее, чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1 до 8,0% Mg и необязательно от 0,1 до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления стадию нанесения покрытия в результате погружения в расплав проводят при использовании ванны на цинковой основе, которая содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.

Расплавленная ванна также может содержать неизбежные примеси и остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне. Например, необязательно примеси выбирают из Sr, Sb, Pb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Zr или Bi, при этом массовый уровень содержания каждого дополнительного элемента уступает 0,3% (масс.). Остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне могут представлять собой железо при уровне содержания, доходящем вплоть до 5,0%, предпочтительно 3,0%, (масс.).

Например, после осаждения покрытия может быть проведена стадия отжига в целях получения отожженной и гальванизированной листовой стали.

Таким образом, при использовании способа, соответствующего изобретению, получают подвергнутую возврату листовую сталь, включающую аустенитную матрицу, характеризующуюся, по меньшей мере, одним ожидаемым и улучшенным механическим свойством.

Пример

В данном примере использовали листовые стали, характеризующиеся следующим далее массовым составом:

C (%) Mn (%) Si (%) P (%) Al (%) Cu (%) Mo (%) V (%) N (%) Nb (%) Cr (%) Ni (%)
0,583 21,9 0,226 0,03 0 0,031 0,01 0,206 0,0148 0 0,183 0,06

В данном примере подвергнутая возврату листовая сталь характеризовалась целевым значением механического свойства Mtarget, представляющим собой UTStarget 1512 МПа. Благодаря стадии калибровки А определяли значение FWHMtarget, соответствующее UTStarget, FWHMtarget составлял 1,096. Определяли Ptarget для термообработки, проводимой для достижения UTStarget, данная величина составляла 14,39. После этого выбранное время ttarget составляло 40 секунд, а выбранная температура T°target составляла 650°С.

Таким образом, сначала пробы 1 и 2 подвергали нагреванию и горячей прокатке при температуре 1200°С. Конечную температуру горячей прокатки устанавливали равной 890°С и после горячей прокатки проводили скатывание в рулон при 400°С. После этого проводили 1-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 50%. Вслед за этим проводили рекристаллизационный отжиг при 825°С в течение 180 секунд. Полученное значение UTSrecrystallization составляло 980 МПа. После этого проводили 2-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 30%. Полученное значение UTScold-roll составляло 1540 МПа.

После этого пробу 1 отжигали при 650°С в течение 40 секунд в соответствии с настоящим изобретением. После данного отжига проба 1 подвергалась возврату. UTS для пробы 1 составлял 1512,5 МПа.

После этого пробу 2 отжигали при 650°С в течение 90 секунд, то есть, величины ttarget и T°target, определяемые для способа настоящего изобретения, не соблюдались. После данного отжига проба 2 подвергалась рекристаллизации. UTS для пробы 2 составлял 1415,5 МПа. FWHM для пробы 2 составлял 0,989, а Р составлял 14,12, то есть, вне диапазона настоящего изобретения.

Как это демонстрируют результаты, в случае использования способа, соответствующего настоящему изобретению, может быть получена подвергнутая возврату листовая сталь, обладающая ожидаемыми механическими свойствами.

1. Способ изготовления подвергнутой возврату листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющей аустенитную матрицу и характеризующейся по меньшей мере одним механическим свойством (М), равным или большим целевого значения указанного механического свойства (Mtarget), состав которой содержит при расчете на массу:

0,1 < C < 1,2%,

13,0 ≤ Mn < 25,0%,

S ≤ 0,030%,

P ≤ 0,080%,

N ≤ 0,1%,

Si ≤ 3,0%,

и необязательно один или несколько элементов, таких как

Nb ≤ 0,5%,

B ≤ 0,005%,

Cr ≤ 1,0%,

Mo ≤ 0,40%,

Ni ≤ 1,0%,

Cu ≤ 5,0%,

Ti ≤ 0,5%,

V ≤ 2,5%,

Al ≤ 4,0%,

остальное – железо и неизбежные примеси,

при этом способ включает следующие стадии:

А. стадию калибровки, на которой:

I. получают по меньшей мере 2 образца указанной стали, подвергнутых термообработкам в диапазоне от 400 до 900°С в течение от 40 секунд до 60 минут, определяют величины параметра PAREQ P, зависящие от температуры и времени термической обработки, составляющие от 14,2 до 25 и определяемые по уравнению

PAREQ Р = –0,67 · log(∫– ΔH/RT) · dt),

где ΔН - энергия диффундирования железа в стали, составляющая 300 кДж/моль, Т - температура термической обработки, t – время термической обработки, R – универсальная газовая постоянная, составляющая 8,31 кДж/моль⋅К,

II. указанные образцы подвергают рентгенодифракционному анализу для получения спектров, включающих основной пик, у которого измеряют ширину на середине высоты (FWHM),

III. измеряют значение механического свойства M для таких образцов,

IV. проводят измерение состояния возврата или рекристаллизации каждого образца,

V. строят кривую зависимости механического свойства (М) от ширины пика на середине его высоты (FWMH) в области, в которой образцы подвергаются возврату в диапазоне от 0 до 100%, но не рекристаллизации,

В. стадию вычисления, на которой:

I. по целевому значению механического свойства (Mtarget) определяют целевое значение ширины пика на середине его высоты (FWHMtarget),

II. определяют целевую величину параметра PAREQ Ptarget для термообработки, обеспечивающей достижение значения механического свойства Mtarget, и

III. выбирают целевое время термической (ttarget) и целевую температуру термической обработки (T°target), соответствующие целевому значению параметра PAREQ Ptarget,

С. стадию рекристаллизационного отжига и подачи рекристаллизованной листовой стали, характеризующейся значением механического свойства Mrecrystallization,

D. стадию холодной прокатки для получения листовой стали, характеризующейся значением механического свойства Mcold-roll, и

Е. стадию отжига, проводимой при температуре T°target в течение времени ttarget.

2. Способ по п. 1, в котором листовую сталь подвергают рекристаллизации после рекристаллизационного отжига, проводимого в диапазоне от 700 до 900°С.

3. Способ по п. 1 или 2, в котором стадию холодной прокатки проводят при степени обжатия в диапазоне 1-50%.

4. Способ по любому из пп. 1-3, в котором во время стадии калибровки АII) основной пик, у которого измеряют ширину на середине высоты FWHM, соответствует индексу Миллера [311].

5. Способ по любому из пп. 1-4, в котором М представляет собой предел прочности при растяжении (UTS), совокупное относительное удлинение (ТЕ) или обе данные величины (UTS * TE).

6. Способ по п. 5, в котором, когда М представляет собой UTS, определение значения FWHM в ходе стадии вычисления B.I) получают при использовании следующего далее уравнения

UTStarget = UTScold-roll – (UTScold-roll – UTSrecrystallization) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1)4).

7. Способ по п. 5 или 6, в котором, когда механическое свойство М представляет собой UTS, UTStarget является большим или равным 1430 МПа.

8. Способ по п. 7, в котором UTStarget находится в диапазоне от 1430 до 2000 МПа.

9. Способ по п. 5, в котором, когда механическое свойство М представляет собой ТЕ, определение значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) получают при использовании следующего далее уравнения

TEtarget = TEcold-roll – (TErecrystallization– UTScold-roll) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1)2,5).

10. Способ по п. 5 или 9, в котором, когда механическое свойство М представляет собой ТЕ, TЕtarget является большим или равным 15%.

11. Способ по п. 10, в котором TЕtarget находится в диапазоне от 15 до 30%.

12. Способ по п. 5, в котором, когда механическое свойство М представляет собой ТЕ * UTS, определение значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) получают при использовании следующего далее уравнения

UTStarget * TEtarget = 100000 * (1 – 0,5FWHM).

13. Способ по любому из пп. 1-12, в котором, когда механическое свойство М представляет собой TE * UTS, UTStarget * TEtarget является большим, чем 21000, при этом TEtarget составляет максимум 30%.

14. Способ по п. 13, в котором UTStarget * TEtarget находится в диапазоне от 21000 до 60000, при этом TEtarget составляет максимум 30%.

15. Способ по любому из пп. 1-14, в котором FWHMtarget является большим или равным 1,0°.

16. Способ по п. 15, в котором FWHMtarget находится в диапазоне от 1,0 до 1,5°.

17. Способ по любому из пп. 1-16, в котором Ptarget составляет более чем 14,2.

18. Способ по п. 17, в котором Ptarget находится в диапазоне от 14,2 до 25.

19. Способ по п. 18, в котором Ptarget находится в диапазоне от 14,2 до 18.

20. Способ по п. 19, в котором Т°target находится в диапазоне от 400 до 900°С, а ttarget находится в диапазоне от 40 секунд до 60 минут.

21. Подвергнутая возврату листовая сталь с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющая аустенитную матрицу и полученная способом по любому из пп. 1-20.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), включающей аустенитную матрицу и подвергнутой холодной прокатке и возврату, используемой при изготовлении автомобильных транспортных средств.

Настоящее изобретение относится к способу производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющей аустенитную матрицу и используемой при изготовлении автомобильных транспортных средств.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаной и отожженной листовой стали, используемой для изготовления деталей обеспечения безопасности или конструкционных деталей транспортных средств.

Изобретение относится к области металлургии легированных сталей и сплавов, которые предназначены для использования в атомном энергетическом машиностроении при производстве основного оборудования АЭС, а именно для изготовления внутрикорпусной выгородки водо-водяных энергетических реакторов (ВВЭР) с ресурсом не менее 60-ти лет.

Изобретение относится к области металлургии, в частности к термической обработке стали. Для обеспечения высокой прочности и низкой склонности к деформированию конструкционная сталь содержит, мас.%: вплоть до 0,25 C, вплоть до 0,45 Si, 0,20 - 2,00 Mn, вплоть до 4,00 Mn, 0,6 - 3,0 Мо, 0,004 - 0,020 N, вплоть до 0,40 S, 0,001 - 0,035 Al, 0,0005 - 0,0025 B, вплоть до 0,015 Nb, вплоть до 0,01 Ti, вплоть до 0,10 V, вплоть до 1,5 Ni и вплоть до 2,0 Cu, железо и неизбежные примеси - остальное, при выполнении следующего условия: %Al/27 + %Nb/45 + %Ti/48 + %V/25 > %N/3,75.

Изобретение относится к области металлургии. Предложен горячекатаный стальной лист для толстостенного высокопрочного магистрального трубопровода, имеющий высокий класс прочности API X60 - X80, предел текучести YS выше 415 МПа, предел прочности при растяжении TS выше 520 МПа и стойкость к хрупкому разрушению.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к толстолистовой стали для высокопрочных и имеющих высокую ударную прочность стальных труб. Сталь имеет химический состав, содержащий, мас.%: С: 0,03-0,08, Si: от более 0,05 и 0,50 или менее, Mn: 1,5-2,5, Р: 0,001-0,010, S: 0,0030 или менее, Al: 0,01-0,08, Nb: 0,010-0,080, Ti: 0,005-0,025, N: 0,001-0,006, по меньшей мере один из: Cu: 0,01-1,00, Ni: 0,01-1,00, Cr: 0,01-1,00, Мо: 0,01-1,00, V: 0,01-0,10 и В: 0,0005-0,0030, остальное - Fe и неизбежные примеси.

Изобретение относится к области металлургии, а именно коррозионно-стойким высокопрочным немагнитным сталям, используемым в судостроительной, химической, газонефтедобывающей, электротехнической, геодезической, медицинской и других областях промышленности.

Изобретение относится к прокатному производству и может быть использовано при производстве широких горячекатаных листов из марок стали трубного сортамента, класса прочности К60.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочному стальному материалу для нефтяных скважин. Материал имеет следующий химический состав, мас.%: C: от 0,70 до 1,8, Si: от 0,05 до 1,00, Mn: от 12,0 до 25,0, Al: от 0,003 до 0,06, P: 0,03 или меньше, S: 0,03 или меньше, N: 0,10 или меньше, V: больше чем 0,5 и 2,0 или меньше, Cr: от 0 до 2,0, Mo: от 0 до 3,0, Cu: от 0 до 1,5, Ni: от 0 до 1,5, Nb: от 0 до 0,5, Ta: от 0 до 0,5, Ti: от 0 до 0,5, Zr: от 0 до 0,5, Ca: от 0 до 0,005, Mg: от 0 до 0,005, B: от 0 до 0,015, остальное - железо и примеси.

Изобретение относится к листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), включающей аустенитную матрицу и подвергнутой холодной прокатке и возврату, используемой при изготовлении автомобильных транспортных средств.

Настоящее изобретение относится к способу производства листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием, имеющей аустенитную матрицу и используемой при изготовлении автомобильных транспортных средств.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаной и отожженной листовой стали, используемой для изготовления деталей обеспечения безопасности или конструкционных деталей транспортных средств.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к стали для изготовления высокопрочных колес для рельсового транспорта. Сталь содержит, мас.%: С от более 0,70 до 0,84, Si от 0,02 до 1,00, Mn от 0,50 до 1,90, Cr от 0,02 до 0,50, V от 0,06 до 0,20, S 0,04% или менее, при необходимости от 0 до 0,2% Мо, Fe и примеси - остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочной конструкционной горячекатаной стали. Сталь имеет следующий химический состав, мас.%: С 0,02-0,05, Si≤0,5, Mn 1,5-2,5, Р≤0,015, S≤0,005, Al 0,02-0,10, N≤0,006, Nb 0,01-0,05, Ti 0,01-0,03, 0,03≤Nb+Ti≤0,06, Cr 0,1-0,5, Mo 0,1-0,5, В 0,0005-0,0025, остальное - Fe и неизбежные примеси.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к толстолистовой стали для высокопрочных и имеющих высокую ударную прочность стальных труб. Сталь имеет химический состав, содержащий, мас.%: С: 0,03-0,08, Si: от более 0,05 и 0,50 или менее, Mn: 1,5-2,5, Р: 0,001-0,010, S: 0,0030 или менее, Al: 0,01-0,08, Nb: 0,010-0,080, Ti: 0,005-0,025, N: 0,001-0,006, по меньшей мере один из: Cu: 0,01-1,00, Ni: 0,01-1,00, Cr: 0,01-1,00, Мо: 0,01-1,00, V: 0,01-0,10 и В: 0,0005-0,0030, остальное - Fe и неизбежные примеси.

Изобретение относится к производству листовой стали с нанесенным покрытием, характеризующейся пределом прочности при растяжении TS, составляющим, по меньшей мере, 450 МПа, и полным относительным удлинением ТЕ, составляющим, по меньшей мере, 17%.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к листовой стали, используемой в автомобилестроении. Сталь содержит, в мас.%: 0,04≤С≤0,30, 0,5≤Mn≤4, 0≤Cr≤4, 2,7≤Mn+Cr≤5, 0,003≤Nb≤0,1, 0,015≤Al≤0,1, 0,05≤Si≤1,0, остальное – железо и неизбежные примеси.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочному стальному материалу для нефтяных скважин. Материал имеет следующий химический состав, мас.%: C: от 0,70 до 1,8, Si: от 0,05 до 1,00, Mn: от 12,0 до 25,0, Al: от 0,003 до 0,06, P: 0,03 или меньше, S: 0,03 или меньше, N: 0,10 или меньше, V: больше чем 0,5 и 2,0 или меньше, Cr: от 0 до 2,0, Mo: от 0 до 3,0, Cu: от 0 до 1,5, Ni: от 0 до 1,5, Nb: от 0 до 0,5, Ta: от 0 до 0,5, Ti: от 0 до 0,5, Zr: от 0 до 0,5, Ca: от 0 до 0,005, Mg: от 0 до 0,005, B: от 0 до 0,015, остальное - железо и примеси.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к стальному материалу, использующемуся в нефтяных и газовых скважинах. Материал имеет следующий химический состав, состоящий из, мас.%: C от более 0,6 до менее 1,8, Si от 0,05 до 1,00, Mn больше чем 25,0 и 45,0 или меньше, Al от 0,003 до 0,06, P 0,03 или меньше, S 0,03 или меньше, Cu от 0,5 до 3,0, N 0,10 или меньше, V от 0 до 2,0, Cr от 0 до 3,0, Mo от 0 до 3,0, Ni от 0 до 1,5, Nb от 0 до 0,5, Ta от 0 до 0,5, Ti от 0 до 0,5, Zr от 0 до 0,5, Ca от 0 до 0,005, Mg от 0 до 0,005, REM от 0 до 0,01, B от 0 до 0,015, остальное - железо и примеси.

Изобретение относится к листовой стали с пластичностью, наведенной двойникованием (ТВИП-стали), включающей аустенитную матрицу и подвергнутой холодной прокатке и возврату, используемой при изготовлении автомобильных транспортных средств.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу, используемую при изготовлении транспортных средств. Сталь содержит, мас.: 0,1<C<1,2, 13,0≤Mn<25,0, S≤0,030, P≤0,080, N≤0,1, Si≤3,0, при необходимости один или несколько элементов из: Nb≤0,5, B≤0,005, Cr≤1,0, Mo≤0,40, Ni≤1,0, Cu≤5,0, Ti≤0,5, V≤2,5, Al≤4,0, остальное – железо и неизбежные примеси. Обеспечивается получение стали, обладающей гарантированным уровнем требуемых механических свойств. 2 н. и 19 з.п. ф-лы, 1 пр.

Наверх