Высокопрочный горячекатаный плоский стальной продукт с высокой устойчивостью к образованию краевых трещин и одновременно высоким показателем термоупрочнения и способ получения такого плоского стального продукта
Изобретение относится к области металлургии. Высокопрочная горячекатаная стальная полоса с высокой устойчивостью к образованию краевых трещин, изготовленная из стали с пределом упругости Rp0.2 от 660 до 820 МПа, значением BH2 более 30 МПа и коэффициентом раздачи отверстия более 30%, и имеющей следующий химический состав, вес.%: C 0,04 до 0,12, Si 0,03 до 0,8, Mn 1 до 2,5, P макс. 0,08, S макс. 0,01, N макс. 0,01, Al до 0,1, Ni + Mo до 0,5, Nb до 0,08, Ti до 0,2, Nb + Ti мин. 0,03, Cr до 0,6, остальное - железо и неизбежные сопутствующие элементы. Микроструктура состоит из двух основных компонентов, первый основной компонент имеет долю структуры по меньшей мере 50% и содержит по меньшей мере один фазовый компонент: феррит, отпущенный бейнит и отпущенный мартенсит с содержанием карбидов в каждом из которых менее 5%, и второй основной компонент имеет долю структуры от 5 до 50% и содержит по меньшей мере один фазовый компонент: мартенсит, остаточный аустенит, бейнит и перлит. Второй основной компонент микроструктуры имеет большее содержание углерода, чем первый основной компонент микроструктуры, и внедрен в виде островковых включений в менее обогащенный углеродом первый образующий матрицу основной компонент микроструктуры, указанные островковые включения равномерно распределены по толщине полосы и имеют размер менее 2 мкм. Полоса характеризуется высокой устойчивостью к образованию краевых трещин и высоким показателем термоупрочнения. 2 н. и 7 з.п. ф-лы, 2 табл.
Изобретение относится к высокопрочному горячекатаному плоскому стальному продукту с высокой устойчивостью к образованию краевых трещин и, в то же время, высоким показателем термоупрочнения. Кроме того, изобретение относится к способу изготовления этого плоского стального продукта.
В частности, изобретение относится к плоским стальным продуктам из сталей с многофазной микроструктурой, обычно содержащей отпущенный бейнит, и с пределом упругости Rp0.2 в диапазоне от 660 до 820 МПа, в частности, для производства деталей для автомобилестроения, которые, помимо высокой прочности на разрыв, по меньшей мере 760 МПа, и удлинения при разрушении A80, по меньшей мере 10%, должны обладать высокой способностью раздачи отверстия с коэффициентом раздачи отверстия более 30% и высоким значением показателя термоупрочнения BH2 более 30 МПа.
Под эффектом термоупрочнения (ВН) обычно понимают контролируемый процесс старения, который можно объяснить углеродом и/или азотом, присутствующим в растворе в стали, и сопровождается увеличением предела текучести. Эффект термоупрочнения может быть описан величиной BH2, которая определяется как увеличение предела текучести после предварительного пластического удлинения на 2% и последующей термообработки. Увеличение прочности на изгиб для детали может быть достигнуто, например, с эффектом термоупрочнения в том отношении, что после формовки в деталь проводится соответствующая термообработка.
Бейнитные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые отличаются сравнительно высоким пределом текучести и прочностью на разрыв при достаточно высоком расширении для процессов холодного формования. Химическим составом обусловлена хорошая свариваемость. Микроструктура обычно состоит из бейнита с долями феррита. Местами микроструктура может содержать небольшие доли других фаз, как, например, мартенсита и остаточного аустенита. Такая сталь описана наряду с другими, например, в опубликованном документе DE 10 2012 002 079 А1. Однако, недостатком при этом является все ещё недостаточно высокая способность раздачи отверстия.
Жесткая конкуренция на автомобильном рынке вынуждает производителей автомобилей постоянно искать решения по снижению расхода топлива и выброса CO2 при сохранении максимально возможного комфорта и безопасности пассажиров. При этом, решающую роль играют, с одной стороны, уменьшение веса всех деталей автомобиля и, с другой стороны, по возможности оптимальные свойства отдельных деталей при высокой статической и динамической нагрузках во время эксплуатации, а также в случае аварии.
Благодаря предоставлению высокопрочных и сверхпрочных сталей с пределами прочности до 1200 МПа или более и уменьшению толщины листа можно уменьшить вес автомобилей, в то же время улучшая деформационные свойства используемых сталей и поведение деталей при производстве и эксплуатации.
Высокопрочные и сверхпрочные стали должны соответствовать сравнительно высоким требованиям в отношении их прочности, пластичности и поглощения энергии, в частности, при их обработке, например, при штамповке, горячем и холодном формовании, при термическом отпуске (например, закалка на воздухе, закалка под прессом), сварке и/или обработке поверхности, например, при отделке поверхности металлическим или органическим покрытием или при лакировании.
Таким образом, в дополнение к необходимому уменьшению веса за счет уменьшения толщины листа, новые разработанные стали должны отвечать возрастающим требованиям к материалу в отношении предела упругости, прочности на разрыв, режима затвердевания и удлинения при разрушении, при этом обладая хорошими технологическими свойствами, такими как способность к деформации и свариваемость.
Таким образом, для такого уменьшения толщины листа необходимо использовать высокопрочную или сверхпрочную сталь с однофазной или многофазной микроструктурой, чтобы обеспечить достаточную прочность деталей автомобиля и отвечать высоким требованиям к деформации, а также высоким конструктивным требованиям в отношении ударной вязкости, нечувствительности к краевым трещинам, улучшенного угла изгиба и радиуса изгиба, поглощения энергии, а также способности к затвердеванию и эффекта термоупрочнения.
Кроме того, существует возрастающий спрос на улучшенную пригодность к соединению, в виде лучшей общей свариваемости, например, требуется большая полезная площадь сварки при контактной точечной сварке и улучшенный характер разрушения сварного шва (характер излома) при механической нагрузке, а также достаточная устойчивость к отложенному образованию трещин из-за водородного охрупчивания.
Способность раздачи отверстия представляет собой свойство материала, которое описывает устойчивость материала к образованию трещин и распространению трещин при операциях по деформации в областях, близких к кромке, например, таких как формирование кольцевого выступа.
Испытание на раздачу отверстия регламентируется, например, стандартом ISO 16630. При этом, отверстия, пробитые в металлическом листе, расширяют с помощью оправки. Измеряемой величиной является изменение диаметра отверстия относительно исходного диаметра, на котором возникает первая трещина внутри металлического листа по кромке отверстия.
Повышенная нечувствительность к краевым трещинам означает повышенную способность кромок листа к деформации и может быть описана как повышенная способность раздачи отверстия. Этот термин известен под синонимами «низкая краевая трещиноватость» (Low Edge Crack - LEC) или «высокая раздача отверстия» (High Hole Expansion - HHE), а также маркировкой xpand®.
Учитывая сказанное, цель настоящего изобретения – создать высокопрочный горячекатаный плоский стальной продукт с хорошими деформационными свойствами, в частности, с высокой устойчивостью к образованию краевых трещин и высоким показателем термоупрочнения, а также способ изготовления такого плоского стального продукта, который предлагает хорошее сочетание прочностных и деформационных свойств стали.
Эта цель достигается с помощью высокопрочного горячекатаного плоского стального продукта, имеющего признаки по пункту 1 формулы изобретения, и с помощью способа изготовления плоского стального продукта, имеющего признаки по пункту 9 формулы изобретения. Предпочтительные варианты осуществления изобретения приведены в зависимых пунктах формулы изобретения.
В соответствии с настоящим изобретением, высокопрочный горячекатаный плоский стальной продукт с высокой устойчивостью к образованию краевых трещин, изготовленный из стали с пределом упругости Rp0.2 от 660 до 820 МПа, значением BH2 более 30 МПа и коэффициентом раздачи отверстия более 30%, а также микроструктурой, состоящей из двух основных компонентов, причем первый основной компонент микроструктуры составляет долю по меньшей мере 50%, с содержанием одного или множества отдельных компонентов - феррита, отпущенного бейнита и отпущенного мартенсита, каждый из которых содержит менее 5% карбидов, а второй основной компонент микроструктуры составляет долю от 5 до максимум 50%, с содержанием одного или множества отдельных компонентов - мартенсита, остаточного аустенита, бейнита или перлита, при следующем химическом составе стали (в вес.%):
C: 0,04 до 0,12
Si: 0,03 до 0,8
Mn: 1 до 2,5
P: макс. 0,08
S: макс. 0,01
N: макс. 0,01
Al: до 0,1
Ni + Mo: до 0,5
Nb: до 0,08
Ti: до 0,2
Nb + Ti: мин. 0,03
Cr: до 0,6
остальное – железо с неизбежными сопутствующими стали элементами, предлагает хорошее сочетание свойств по прочности, расширению и деформации. В дополнение, производство этого плоского стального продукта в соответствии с настоящим изобретением на основе легирующих элементов C, Si, Mn, Nb и/или Ti является сравнительно недорогим.
В соответствии с настоящим изобретением плоский стальной продукт отличается предпочтительно также высоким коэффициентом раздачи отверстия более 30%, с одновременно высокой прочностью на разрыв от 760 до 960 МПа и высоким показателем термоупрочнения BH2 более 30 МПа.
В соответствии с одним преимущественным вариантом осуществления настоящего изобретения, для достижения особенно выгодных сочетаний свойств, плоский стальной продукт содержит следующий состав сплава в вес.%: С: 0,04 до 0,08, Si: 0,03 до 0,4, Mn: 1,4 до 2,0, P: макс. 0,08, S: макс. 0,01, N: макс. 0,01, Al: до 0,1, Ni + Mo: до 0,5, Nb: до 0,08, Ti: до 0,2, Nb + Ti: мин. 0,03 и особенно предпочтительно: C: 0,04 до 0,08, Si: 0,03 до 0,4, Mn: 1,4 до 2,0, P: макс. 0,08, S: макс. 0,01, N: макс. 0,01, Al: до 0,1, Ni + Mo: до 0,5, Nb: до 0,05 Ti: до 0,15, Nb + Ti: мин. 0,03.
Использование термина «до» в определении диапазона содержания, например, 0,01 до 1 вес.%, означает, что предельные значения – 0,01 и 1 в этом примере тоже учитываются. Микроструктура состоит из двух основных компонентов, причем первый основной компонент составляет долю >= 50%, с содержанием одного или множества компонентов микроструктуры - феррита и отпущенного бейнита и отпущенного мартенсита, каждый из которых содержит <5% карбидов, а второй основной компонент составляет долю 5%-50%, с содержанием одного или множества компонентов микроструктуры - мартенсита, остаточного аустенита, бейнита или перлита и предпочтительно имеет в среднем сравнительно более высокое содержание углерода, чем первый основной компонент.
Сравнительно более обогащенный углеродом второй основной компонент преимущественно внедрен островковым образом в сравнительно менее обогащенный углеродом первый основной компонент, образующий матрицу. Размер островка сравнительно небольшой, с диаметром около 1 мкм, но всегда < 2 мкм, и островки преимущественно равномерно распределены по толщине полосы. Небольшой размер островков и однородное распределение второго основного компонента значительно способствуют достижению высокого коэффициента раздачи отверстия.
По доле более обогащенного углеродом второго основного компонента, внедренного островковым образом в матрицу, происходит регулирование, во-первых, предела текучести в указанной области, а во-вторых, показателя термоупрочнения. Механизм, относящийся к металлу, заключается в том, что с образованием метастабильных компонентов микроструктуры - мартенсита, остаточного аустенита и бейнита образуется большое количество дислокаций, что приводит к низкому пределу упругости. В процессе термоупрочнения, растворенный углерод диффундирует из метастабильных компонентов микроструктуры - мартенсита, остаточного аустенита и бейнита в ранее возникшие дислокации и вызывает известное увеличение прочности. Поскольку в перлите нет растворенного углерода, обогащенный углеродом компонент, внедренный островковым образом в матрицу, содержит по меньшей мере один из метастабильных компонентов микроструктуры - мартенсит, остаточный аустенит и бейнит.
В соответствии с настоящим изобретением, горячекатаный плоский стальной продукт может быть снабжен металлическим или неметаллическим покрытием и подходит, в частности, для производства деталей для транспортных средств в автомобильной промышленности, а также возможны его применения в судостроении, строительстве предприятий, инфраструктуры, в аэрокосмической промышленности и бытовых приборах.
Преимущественным образом сталь имеет, по направлению прокатки, прочность на разрыв Rm от 760 до 960 МПа, предел упругости Rp0.2 от 660 до 820 МПа, удлинение при разрушении A80 более 10%, предпочтительно более 12%, коэффициент раздачи отверстия более 30% и значение BH2 более 30 МПа.
Легирующие элементы обычно добавляют в сталь для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент таким образом может влиять на различные свойства в различных сталях. Влияние и взаимодействие обычно сильно зависят от количества, присутствия дополнительных легирующих элементов и состояния раствора в материале. Корреляции изменчивы и сложны. Эффект от легирующих элементов в сплаве в соответствии с настоящим изобретением будет более подробно описан далее. Положительные эффекты от легирующих элементов, используемых в соответствии с настоящим изобретением, будут описаны ниже.
Углерод C: необходим для образования карбидов, в частности, в сочетании с так называемыми легирующими элементами Nb, V и Ti, требует образования мартенсита и бейнита, стабилизирует аустенит и, как правило, повышает прочность. Более высокое содержание углерода ухудшает свариваемость и приводит к ухудшению свойств по расширению и ударной вязкости, поэтому задано максимальное содержание менее 0,12 вес.%, предпочтительно менее 0,08 вес.%. Для достижения достаточной прочности материала, требуется минимальное добавление 0.04 вес.%.
Марганец Mn: стабилизирует аустенит, повышает прочность и ударную вязкость, и увеличивает температурный диапазон для горячей прокатки ниже температуры остановки рекристаллизации. Более высокое содержание Mn > 2,5 вес.% увеличивает риск средних сегрегаций, что значительно снижает пластичность и, следовательно, качество продукта. Более низкое содержание <1,0 вес.% не позволяет достичь требуемой прочности и ударной вязкости при желаемых умеренных затратах на химический состав. Содержание Mn в диапазоне от 1,4 вес.% до 2,0 вес.% является предпочтительным.
Алюминий Al: используется для раскисления в процессе производства стали. Количество используемого алюминия зависит от процесса. Таким образом, минимальное содержание алюминия не указано. При содержании алюминия более 0,1 вес.% значительно ухудшается поведение при литье в процессе непрерывного литья. При литье это приводит к повышению издержек.
Кремний Si: относится к элементам, которые позволяют повысить прочность стали недорогим способом посредством смешанного кристаллического упрочнения. Однако, кремний снижает качество поверхности горячей полосы из-за образования сильно прилипающей окалины на повторно нагретых слябах, которую при высоком содержании кремния можно будет удалить только при значительных издержках или только лишь в недостаточной степени. Это невыгодно, особенно в случае последующей оцинковки. Таким образом, содержание кремния ограничено до максимум 0,8 вес.%, преимущественно до 0,4 вес.%. При значительном снижении содержания кремния, из соображений, касающихся поверхности, выгодным считается нижний предел 0,03 вес.%, поскольку, при ещё большем снижении содержания кремния, на сталелитейных заводах возникают сравнительно высокие затраты на обработку.
Хром Cr: повышает прочность и понижает скорость коррозии, задерживает образование феррита и перлита и образует карбиды. Максимальное содержание задано менее 0,6 вес.%, поскольку более высокое содержание приводит к ухудшению пластичности.
Молибден Мо: повышает способность к упрочнению или снижает критическую скорость охлаждения и тем самым способствует образованию тонких бейнитных микроструктур. Кроме того, использование даже небольшого количества молибдена замедляет укрупнение мелких осаждений, которые должны быть как можно мельче, чтобы повысить прочность микролегированных микроструктур.
Никель Ni: использование даже небольших количеств никеля усиливает пластичность, оставляя прочность неизменной. По финансовым соображениям содержание Ni + Mo ограничено до 0,5 вес.%.
Фосфор Р: это следовой элемент из железной руды, с растворением в железной решетке, как замещающий атом. Фосфор повышает жесткость и улучшает способность к упрочнению посредством смешанного кристаллического упрочнения. Однако, предпринимаются меры к понижению содержания фосфора настолько, насколько это возможно, поскольку, среди прочего, имеет место сильная тенденция к сегрегации, с сильным понижением уровня ударной вязкости. Присоединение фосфора к границам зерен может вызвать трещины вдоль границ зерен при горячей прокатке. Кроме того, фосфор повышает температуру перехода из вязкого в хрупкое поведение на величину до 300°С. Однако, благодаря целенаправленным мерам, тщательно контролируемым в процессе выполнения, использование малых количеств фосфора также делает возможным повышение прочности недорогим способом. По вышеуказанным причинам, содержание фосфора ограничено до менее 0,08 вес.%.
Сера (S): подобно фосфору, привязана, как следовой элемент в железной руде. Сера обычно нежелательна в стали, поскольку приводит к нежелательным включениям MnS, в результате чего ухудшаются свойства по расширению и ударной вязкости. Поэтому, стремятся достичь насколько возможно малого содержания серы в расплаве, и по возможности преобразовать удлиненные включения путем так называемой обработки Са в более благоприятную геометрическую форму. По вышеуказанным причинам, содержание серы ограничено до менее 0,01 вес.%.
Азот N: это тоже элемент, сопутствующий производству стали. Стали, при наличии свободного азота, склонны к сильному эффекту старения. Азот диффундирует даже при низких температурах в дислокации и блокирует их. Таким образом, он повышает прочность вкупе с быстрой потерей ударной вязкости. Можно связать азот в форме нитридов, например, посредством легирования алюминием, ниобием или титаном. Однако, указанные легирующие элементы в результате более не участвуют затем в процессе нового образования небольших осаждений, которые очень эффективны с точки зрения прочности. По вышеуказанным причинам, содержание азота ограничено до менее 0,01 вес.%.
Обычно элементы микролегирования добавляются только в очень малых количествах (< 0,2 вес.% на элемент). В отличие от легирующих элементов, они обычно работают за счет образования осаждения, но также могут влиять на свойства в растворённом состоянии. Несмотря на малые добавляемые количества, элементы микролегирования сильно влияют на условия производства и свойства по обработке, и конечные свойства продукта.
Обычно элементы микролегирования – это, например, ниобий и титан. Эти элементы могут растворяться в железной решетке с образованием карбидов, нитридов и карбонитридов с углеродом и азотом.
Эффект Nb и Ti зависит, в частности, от того, как производится обработка при горячей прокатке и последующем охлаждении. Добавление элементов микролегирования направлено на достижение измельчения зерен во время процесса и на получение осаждений с размерами в нанометровом диапазоне. Таким образом, минимальное содержание Nb + Ti, соответствующее 0,03 вес.%, является необходимым условием для достижения желаемых свойств по прочности и расширению.
Ниобий Nb: легирование ниобием способствуют измельчению зерен, в частности, через образование карбидов, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. При содержании более 0,08 вес.%, наступает режим насыщения, поэтому обеспечивается максимальное содержание, менее или равное 0,08 вес.%.
Титан Ti: способствует измельчению зерен в качестве карбидообразующего агента, при этом улучшаются свойства по прочности, ударной вязкости и расширению. Содержание титана более 0,2 вес.% ухудшает пластичность и способность раздачи отверстия из-за образования крупных первичных осаждений TiN, поэтому задано максимальное содержание 0.2 вес.%.
Согласно изобретению способ изготовления описанного выше горячекатаного плоского стального продукта, в соответствии с настоящим изобретением, содержит следующие этапы:
- выплавка стального расплава, при содержании (в вес.%):
C: 0,04 до 0,12
Si: 0,03 до 0,8
Mn: 1 до 2,5
P: макс. 0,08
S: макс. 0,01
N: макс. 0,01
Al: до 0,1
Ni + Mo: до 0,5
Nb: до 0,08
Ti: до 0,2
Nb + Ti: мин. 0,03
Cr: до 0,6
остальное – железо с неизбежными сопутствующими стали элементами,
- литье стального расплава с получением сляба или тонкого сляба посредством горизонтального или вертикального процесса литья сляба или тонкого сляба,
- повторный нагрев сляба или тонкого сляба до 1050°С – 1270°С и затем горячая прокатка сляба или тонкого сляба с получением горячей полосы с промежуточным нагревом в качестве опции между отдельными проходами прокатки при горячей прокатке,
- прокатка при последнем проходе прокатки при конечной температуре прокатки ниже 950°С и выше, чем Ar1+50К, предпочтительно, при ниже 950°С и выше, чем Ar3, где Ar3 при охлаждении описывает начало превращения, а Ar1 описывает окончание превращения аустенита в феррит,
- намотка горячей полосы при температуре намотки ниже 650°С, предпочтительно в температурном диапазоне от 450°С до 600°С,
- отжиг горячей полосы при температуре выше Ac1 и ниже Ac1+100°C при продолжительности отжига по меньшей мере 1 с, предпочтительно 5 с – 40 с и средней скорости охлаждения между температурой отжига и 500°C от 0,1 К/мин до 150 К/с, предпочтительно от 5 К/с до 20 К/с,
- в качестве опции, нанесение покрытия горячим погружением на нагретую горячую полосу после отжига и охлаждения до ≤ 500°C.
Текущие эксперименты показали, что существенным является то, что ферритно-бейнитная микролегированная горячая полоса по существу сохраняет механические свойства, хотя необычно, что отжиг осуществляется при температурах ниже Ac1, но при Ac1< T< Ac1+100°C.
Таким образом, температура Ac1 описывает начало превращения микроструктуры в аустенит при медленном нагреве согласно соответствующим стандартам. Температура Ac1 обычно определяется дилатометрическими измерениями.
В соответствии с настоящим изобретением было признано, что при отжиге от T < Ac1 однородность феррито-бейнитной микроструктуры остается в значительной степени неизменной и таким образом, в частности, сохраняется уровень коэффициента раздачи отверстия, который является сравнительно высоким в случае с преимущественно бейнитными микроструктурами. Однако, в случае отжига при температуре ниже Ac1 значение BH2 > 30% не может быть достигнуто, и образуется выраженный верхний предел текучести ReH > 820 МПа, что часто считается проблематичным для пользователя. Причиной является блокирование дислокаций путем диффузии атомарно растворенного углерода в случае отжига при T < Ac1 или гальванизации при T > 400°C.
В рамках настоящего изобретения неожиданно было обнаружено, что в случае отжига в температурном диапазоне Ac1<T<Ac1+100°C можно достичь как высокого уровня коэффициента раздачи отверстия > 30%, так и значения BH2 > 30 МПа, в сочетании. Для стали, в соответствии с настоящим изобретением, температура НТ намотки ниже 650°, преимущественно в диапазоне от 450°С до 600°С, оказывается выгодной, поскольку таким образом отрегулированная преимущественно бейнитная микроструктура обеспечивает большое число центров кристаллизации для превращения в аустенит при T > Ac1 и, таким образом, диаметр островка внедренной второй фазы позволяет получить среднее значение < 1 мкм. При температуре ниже 450°C следует ожидать сравнительно высокого содержания мартенсита, что является невыгодным после термообработки в отношении пластичности и способности раздачи отверстия из-за внутренней структуры.
Конечная температура горячей прокатки для этой стали находится в соответствии с настоящим изобретением между 950°C и Ar1+50K, где Ar1 описывает начало превращения аустенита в феррит при охлаждении.
Обычные диапазоны толщины слябов и тонких слябов составляют от 35 мм до 450 мм. Имеется условие, что сляб или тонкий сляб подвергают горячей прокатке с получением горячей полосы толщиной от 1,5 мм до 8 мм, предпочтительно от 1,8 мм до 4,5 мм.
После горячей прокатки горячую полосу сматывают в соответствии с настоящим изобретением при температуре намотки предпочтительно 450°С – 650°С. Для достижения требуемого сочетания свойств в отношении коэффициента раздачи отверстия, значения BH2 и других механических свойств, горячекатаный плоский стальной продукт подвергают термообработке, в соответствии с настоящим изобретением, в температурном диапазоне Ac1<T<Ac1+100°C и обычно выдерживают в этом температурном диапазоне от 10 секунд до 10 минут, возможно, до 48 часов, при этом более высокие температуры соотносятся c более короткой продолжительностью обработки и наоборот. Отжиг, как правило, осуществляется в процессе непрерывного отжига (более короткая продолжительность отжига), но также может происходить, например, в процессе отжига пакетного типа (более длительная продолжительность отжига).
Предпочтительно плоский стальной продукт оцинкован электролитическим способом или горячим погружением, или снабжен металлическим, неорганическим или органическим покрытием. При процедуре нанесения покрытия горячим погружением, отжиг предпочтительно происходит в установке непрерывного отжига выше по потоку от установки нанесения покрытия горячим погружением.
Горячекатаный плоский стальной продукт, полученный способом в соответствии с настоящим изобретением, имеет прочность на разрыв Rm плоского стального продукта от 760 до 960 МПа и удлинение при разрушении A80 более 10%, предпочтительно более 12%. В этом случае, высокий уровень прочности и небольшая толщина листа, как правило, соотносятся с меньшим удлинением при разрушении и наоборот.
В отношении других преимуществ дается ссылка на приведенные выше утверждения, относящиеся к стали в соответствии с настоящим изобретением.
С использованием горячей полосы, изготовленной согласно настоящему изобретению из двух сталей с отличающимися химическими составами A и B в соответствии с таблицей 1, были определены значения механических характеристик, а также значения термоупрочнения (BH2) и коэффициентов раздачи отверстия (HER).
Таблица 1
| Сталь | C | Si | Mn | P | S | N | Al | Mo | Ti | Nb |
| A | 0,08 | 0,5 | 1,9 | 0,01 | 0,001 | 0,006 | 0,08 | 0,15 | 0,13 | 0,05 |
| B | 0,06 | 0,6 | 1,9 | 0,01 | 0,004 | 0,004 | 0,06 | 0,19 | 0,11 | 0,04 |
В таблице 2 приведены результаты отжига горячей полосы в соответствии с настоящим изобретением при Ac1<T<Ac1+100°C (изобретение) в сравнении с отжигом при температуре отжига ниже Ac1 (сравнение) в печи с радиационными трубами (RTF). В случае отжига в соответствии с настоящим изобретением все требуемые характеристические значения благополучно достигаются.
Таблица 2
| Время выдержки 5 с – 40 с, скорость охлаждения 5 K/с – 20 K/с | |||||||||||
| Сталь | Толщина [мм] | T(RTF) [°C] | ΔT по отношению к AC1 [°C] | ReL [МПа] | ReH [МПа] | Rp0.2 [МПа] | Rm [МПа] | A80 [%] | BH2 [МПа] | HER [%] | |
| A | 2,2 | 680 | -40 | 842 | 905 | 855 | 874 | 14,3 | 16 | 49 | Сравнение |
| A | 2,2 | 710 | -10 | 842 | 898 | 858 | 880 | 14,2 | 9 | 45 | Сравнение |
| A | 2,2 | 740 | 20 | 776 | 786 | 783 | 926 | 12,8 | 90 | 32 | Изобретение |
| A | 2,2 | 770 | 50 | нет | нет | 667 | 900 | 11,0 | 80 | 35 | Изобретение |
| B | 2,2 | 680 | -44 | 829 | 859 | 839 | 883 | 14,0 | 13 | 72 | Сравнение |
| B | 2,2 | 710 | -14 | 837 | 861 | 839 | 886 | 13,6 | 17 | 51 | Сравнение |
| B | 2,2 | 740 | 16 | 791 | 804 | 795 | 893 | 13,6 | 44 | 51 | Изобретение |
| B | 2,2 | 770 | 46 | нет | нет | 703 | 882 | 12,9 | 66 | 43 | Изобретение |
| B | 2,2 | 800 | 76 | 656 | 666 | 668 | 828 | 12,4 | 82 | 54 | Изобретение |
| B | 2,2 | 839 | 118 | нет | нет | 565 | 771 | 15,3 | 65 | 55 | Сравнение |
| B | 2,2 | 753 | 29 | нет | нет | 727 | 873 | 12,7 | 76 | 65 | Изобретение |
| B | 2,2 | 752 | 28 | 779 | 783 | 753 | 884 | 13 | 74 | 73 | Изобретение |
| B | 3,4 | 680 | -44 | 894 | 929 | 892 | 926 | 14,9 | 25 | 53 | Сравнение |
| B | 3,4 | 710 | -14 | 883 | 909 | 890 | 924 | 14,6 | 34 | 59 | Сравнение |
| B | 3,4 | 770 | 46 | 768 | 772 | 769 | 896 | 13,2 | 72 | 49 | Изобретение |
| B | 3,4 | 800 | 76 | 718 | 742 | 719 | 834 | 14,1 | 87 | 50 | Изобретение |
1. Высокопрочная горячекатаная стальная полоса с высокой устойчивостью к образованию краевых трещин, изготовленная из стали с пределом упругости Rp0.2 от 660 до 820 МПа, значением BH2 более 30 МПа и коэффициентом раздачи отверстия более 30%, и имеющей следующий химический состав, вес.%:
C: 0,04 до 0,12
Si: 0,03 до 0,8
Mn: 1 до 2,5
P: макс. 0,08
S: макс. 0,01
N: макс. 0,01
Al: до 0,1
Ni + Mo: до 0,5
Nb: до 0,08
Ti: до 0,2
Nb + Ti: мин. 0,03
Cr: до 0,6
остальное - железо и неизбежные сопутствующие элементы,
при этом она имеет микроструктуру, состоящую из двух основных компонентов, причем первый основной компонент микроструктуры имеет долю структуры по меньшей мере 50% и содержит по меньшей мере один фазовый компонент: феррит, отпущенный бейнит и отпущенный мартенсит с содержанием карбидов в каждом из которых менее 5%, и второй основной компонент микроструктуры имеет долю структуры от 5 до 50% и содержит по меньшей мере один фазовый компонент: мартенсит, остаточный аустенит, бейнит и перлит,
причем второй основной компонент микроструктуры имеет большее содержание углерода, чем первый основной компонент микроструктуры, и внедрен в виде островковых включений в менее обогащенный углеродом первый образующий матрицу основной компонент микроструктуры, указанные островковые включения равномерно распределены по толщине полосы и имеют размер менее 2 мкм.
2. Полоса по п.1, отличающаяся тем, что сталь содержит, вес.%:
C: 0,04 до 0,08
Si: 0,03 до 0,4
Mn: 1,4 до 2,0
P: макс. 0,08
S: макс. 0,01
N: макс. 0,01
Al: до 0,1
Ni + Mo: до 0,5
Nb: до 0,08
Ti: до 0,2
Nb + Ti: мин. 0,03.
3. Полоса по п.1 или 2, отличающаяся тем, что сталь содержит, вес.%:
C: 0,04 до 0,08
Si: 0,03 до 0,4
Mn: 1,4 до 2,0
P: макс. 0,08
S: макс. 0,01
N: макс. 0,01
Al: до 0,1
Ni + Mo: до 0,5
Nb: до 0,05
Ti: до 0,15
Nb + Ti: мин. 0,03.
4. Полоса по любому из пп.1-3, отличающаяся тем, что островковые включения имеют размер менее 1 мкм.
5. Полоса по любому из пп.1-4, отличающаяся тем, что прочность на разрыв Rm полосы составляет от 760 до 960 МПа, а удлинение при разрушении A8 полосы составляет более 10%, предпочтительно более 12%.
6. Полоса по любому из пп.1-5, отличающаяся тем, что она оцинкована электролитическим способом или горячим погружением, или снабжена металлическим, неорганическим или органическим покрытием.
7. Способ изготовления горячекатаной стальной полосы по любому из пп.1-5, включающий следующие этапы:
- выплавка стального расплава, содержащего, вес.%:
C: 0,04 до 0,12
Si: 0,03 до 0,8
Mn: 1 до 2,5
P: макс. 0,08
S: макс. 0,01
N: макс. 0,01
Al: до 0,1
Ni + Mo: до 0,5
Nb: до 0,08
Ti: до 0,2
Nb + Ti: мин. 0,03
Cr: до 0,6
остальное - железо и неизбежные сопутствующие элементы,
- литье стального расплава с получением сляба или тонкого сляба посредством горизонтального или вертикального процесса литья сляба или тонкого сляба,
- нагрев сляба или тонкого сляба до температуры 1050-1250°С и затем горячая прокатка сляба или тонкого сляба с получением горячекатаной полосы, при необходимости, с промежуточным нагревом между отдельными проходами прокатки при горячей прокатке,
- прокатка при последнем проходе прокатки при температуре ниже 950°С и выше, чем Ar1+50°С,
- намотка горячей полосы при температуре намотки в диапазоне от 450 до 600°С,
- отжиг горячей полосы при температуре выше Ac1 и ниже Ac1+100°C при продолжительности отжига от 10 секунд до 10 минут и средней скорости охлаждения между температурой отжига и 500°C от 1 К/с до 150 К/с, предпочтительно от 5 К/с до 20 К/с,
- при необходимости, нанесение покрытия на горячекатаную полосу непосредственно после процесса охлаждения до температуры остановки охлаждения горячим погружением в установке непрерывного горячего цинкования.
8. Способ по п.7, отличающийся тем, что горячую прокатку при последнем проходе прокатки проводят при температуре ниже 950°C и выше, чем Аr3.
9. Способ по п.7 или 8, отличающийся тем, что после горячей прокатки получают полосу толщиной от 1,5 мм до 8 мм, предпочтительно от 1,8 мм до 4,5 мм.
