Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь, способ ее производства и применение такой стали для производства деталей транспортных средств
Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаной и термообработанной листовой стали, используемой в автомобилестроении. Сталь имеет состав, содержащий следующие далее элементы, в мас.%: 0,15 ≤ углерод ≤ 0,6, 4 ≤ марганец ≤ 20, 5 ≤ алюминий ≤ 15, 0 ≤ кремний ≤ 2, алюминий + кремний ≥ 6,5, при необходимости по меньшей мере один элемент из: 0,01 ≤ ниобий ≤ 0,3, 0,01 ≤ титан ≤ 0,2, 0,01 ≤ ванадий ≤ 0,6, 0,01 ≤ медь ≤ 2,0, 0,01 ≤ никель ≤ 2,0, церий ≤ 0,01, бор ≤ 0,01, магний ≤ 0,05, цирконий ≤ 0,05, молибден ≤ 2,0, тантал ≤ 2,0 и вольфрам ≤ 2,0, остальное - железо и неизбежные примеси. Микроструктура листовой стали включает в долях площади поверхности от 10 до 50% аустенита, причем упомянутая фаза аустенита необязательно включает внутризеренные каппа-карбиды, при этом остаток представляет собой обычный феррит и упорядоченный феррит, обладающий структурой D03, и необязательно включает до 2% внутризеренных каппа-карбидов. Сталь обладает требуемыми плотностью не более 7,4, предельным сопротивлением растяжению не менее 900 МПа и равномерным относительным удлинением не менее 9%. 6 н. и 4 з.п. ф-лы, 4 табл., 1 ил.
Данное изобретение относится к стали низкой плотности, характеризующейся пределом прочности при растяжении, большим или равным 600 МПа, при равномерном относительном удлинении, большем или равном 9%, и подходящей для использования в автомобильной отрасли промышленности, и способу ее изготовления.
Ограничения, накладываемые требованиями по охране окружающей среды, стимулируют автопроизводителей непрерывно уменьшать выбросы СО2 для своих транспортных средств. Для осуществления этого у автопроизводителей имеется несколько опций, при этом их важнейшие опции заключаются в уменьшении массы транспортных средств или в улучшении коэффициента полезного действия своих систем двигателей. Достижения прогресса зачастую добиваются при использовании комбинации из двух подходов. Данное изобретение относится к первой опции, а именно, к уменьшению массы автотранспортных средств. В данной очень конкретной сфере имеет место двухвекторная альтернатива:
Первый вектор заключается в уменьшении толщин сталей при одновременном увеличении их уровней механической прочности. К сожалению, данному решению свойственны ограничения вследствие непозволительного уменьшения жесткости определенных автомобильных деталей и появления проблем, связанных со звукоизоляцией, которые создают некомфортные условия для пассажира, не говоря ничего уже о неизбежной потере пластичности, связанной с увеличением механической прочности.
Второй вектор заключается в уменьшении плотности сталей в результате легирования их другими, более легкими металлами. В числе данных сплавов привлекательными механическими и физическими свойствами обладают сплавы низкой плотности, называемые железо-алюминиевыми сплавами, которые одновременно делают возможным значительное уменьшение массы. В данном случае термин «низкая плотность» обозначает плотность, меньшую или равную 7,4.
В публикации JP 2005/015909 описываются стали TWIP (с пластичностью, обусловленной двойникованием), характеризующиеся очень высокими уровнями содержания марганца, составляющими более чем 20%, а также содержащие алюминий в количестве, доходящем вплоть до 15%, что в результате приводит к получению более легкой стальной матрицы, но раскрытая сталь демонстрирует высокое сопротивление деформированию во время прокатки совместно с проблемами, связанными со свариваемостью.
Назначение настоящего изобретения заключается в предоставлении в распоряжение холоднокатаных листовых сталей, которые одновременно характеризуются:
- плотностью, меньшей или равной 7,4,
- предельным сопротивлением растяжению, большим или равным 900 МПа, а предпочтительно равным или большим 1000 МПа,
- равномерным относительным удлинением, большим или равным 9%.
Предпочтительно такая сталь также характеризуется хорошей пригодностью для использования при формовке, в частности, при прокатке, и хорошей свариваемостью и хорошей пригодностью для нанесения покрытия.
Еще одна цель настоящего изобретения также заключается в предоставлении в распоряжение способа изготовления данных листов, который является совместимым с обычными промышленными областями применения при одновременной демонстрации надежности в отношении отклонений по производственным параметрам.
Достижения данной цели добиваются в результате предложения листовой стали, соответствующей пункту 1 формулы изобретения. Листовая сталь также может включать характеристики из пунктов от 2 до 5 формулы изобретения. Достижения еще одной цели добиваются в результате предложения способа, соответствующего пункту 6 формулы изобретения. Достижения еще одного аспекта добиваются в результате предложения деталей или транспортных средств, соответствующих пунктам от 7 до 9 формулы изобретения.
В целях получения желательной стали настоящего изобретения значительную важность имеет композиция; поэтому в следующем далее описании изобретения предлагается подробное разъяснение композиции.
Уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,15% до 0,6%, и углерод исполняет функцию элемента, создающего значительное твердо-растворное упрочнение. Он также улучшает образование каппа-карбидов (Fe,Mn)3AlCx. Углерод представляет собой элемент, стабилизирующий аустенит, и он запускает сильное уменьшение температуры мартенситного превращения Ms, так что фиксируется значительное количество остаточного аустенита, что, тем самым, увеличивает пластичность. Выдерживание уровня содержания углерода в вышеупомянутом диапазоне обеспечивает получение листовой стали, характеризующейся требуемыми уровнями прочности и тягучести. Это также делает возможным уменьшение уровня содержания марганца при одновременном все еще получения некоторого эффекта TRIP (пластичность, обусловленная мартенситным превращением).
Уровень содержания марганца должен находиться в диапазоне от 4% до 20%. Данный элемент является элементом, образующим гамма-фазу. Назначение добавления марганца заключается по существу в получении структуры, которая содержит аустенит в дополнение к ферриту, и в стабилизировании его при комнатной температуре. Соотношение между уровнем содержания марганца и уровнем содержания алюминия будет оказывать сильное воздействие на структуры, полученные после горячей прокатки. При наличии уровня содержания марганца, составляющего менее чем 4, аустенит будет недостаточно стабилизирован, что влечет за собой риск преждевременного превращения в мартенсит во время охлаждения на выходе с технологической линии отжига. Помимо этого, добавление марганца приводит к увеличению домена D03, что делает возможным образование достаточных выделений D03 при повышенных температурах и/или при уменьшенных количествах алюминия. При более чем 20% имеет место уменьшение доли феррита, что оказывает негативное воздействие на настоящее изобретение, поскольку это может сделать более затруднительным достижение требуемого предела прочности при растяжении. В одном предпочтительном варианте осуществления добавление марганца будет ограничиваться на уровне 17%.
Уровень содержания алюминия находится в диапазоне от 5% до 15%, предпочтительно от 5,5% до 15%. Алюминий представляет собой элемент, образующий альфа-фазу, и поэтому имеет тенденцию к промотированию образования феррита, а, в частности, упорядоченного феррита (Fe,Mn,X)3Al, обладающего структурой D03, (Х представляет собой добавку в виде любого растворенного элемента, например, Si, который растворяется в D03). Алюминий имеет плотность 2,7 и оказывает важное воздействие на механические свойства. По мере увеличения уровня содержания алюминия механическая прочность и предел упругости также увеличиваются несмотря на уменьшение равномерного относительного удлинения вследствие уменьшения подвижности дислокаций. При менее чем 4% уменьшение плотности вследствие присутствия алюминия становится менее выгодным. При более чем 15% присутствие упорядоченного феррита увеличивается сверх ожидаемого предела и оказывает отрицательное воздействие на настоящее изобретение, поскольку это начинает придавать листовой стали хрупкость. Предпочтительно уровень содержания алюминия будет ограничиваться значением, составляющим менее чем 9%, для предотвращения образования дополнительных хрупких интерметаллических выделений.
В дополнение к вышеупомянутым ограничениям в одном предпочтительном варианте осуществления уровни содержания марганца, алюминия и углерода соответствуют следующему далее соотношению:
0,3 < (Mn/2Al) × exp(C) < 2
При менее чем 0,3 имеет место риск наличия чрезмерно маленького количества аустенита, что, возможно, приведет к получению недостаточной тягучести. При более чем 2 может оказаться возможным переход объемной доли аустенита до более чем 49%, что, тем самым, уменьшает потенциал образования выделений фазы D03.
Кремний представляет собой элемент, который делает возможным уменьшение плотности стали, а также является эффективным при твердо-растворном упрочнении. Он, кроме того, демонстрирует позитивный эффект стабилизирования D03 в сопоставлении с фазой В2. Его уровень содержания ограничивается значением 2,0%, поскольку выше данного уровня данный элемент имеет тенденцию к образованию высокоадгезионных оксидов, которые образуют поверхностные дефекты. Присутствие поверхностных оксидов ухудшает смачиваемость стали и может производить дефекты во время потенциальной операции оцинковывания в результате погружения в расплав. В одном предпочтительном варианте осуществления уровень содержания кремния предпочтительно будет ограничиваться значением 1,5%.
Как это установили изобретатели, для получения результатов, ожидаемых применительно к образованию выделений D03, кумулятивные количества кремния и алюминия должны быть, по меньшей мере, равными 6,5%.
Ниобий может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01 до 0,1% к стали настоящего изобретения для обеспечения измельчения зерен. Измельчение зерен делает возможным получение хорошего баланса между прочностью и относительным удлинением и, как это представляется, вносит свой вклад в улучшенные усталостные эксплуатационные характеристики. Но ниобий имел тенденцию к замедлению рекристаллизации во время горячей прокатки и поэтому не всегда представляет собой желательный элемент. Поэтому его держат в качестве необязательного элемента.
Титан может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01% до 0,1% к стали настоящего изобретения для измельчения зерен подобным образом, как и ниобий. Кроме того, он демонстрирует положительный эффект стабилизирования D03 в сопоставлении с фазой В2. Поэтому несвязанная часть титана, которая не образует выделений в качестве нитрида, карбида или карбонитрида, будет стабилизировать фазу D03.
Ванадий может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01% до 0,6%. При добавлении ванадия он может образовывать мелкие частицы карбонитридных соединений во время отжига, при этом данные карбонитриды придают дополнительное упрочнение. Кроме того, он демонстрирует положительный эффект стабилизирования D03 в сопоставлении с фазой В2. Поэтому несвязанная часть ванадия, которая не образует выделений в качестве нитрида, карбида или карбонитрида, будет стабилизировать фазу D03.
Медь может быть добавлена в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01% до 2,0% для увеличения прочности стали и для улучшения противокоррозионной стойкости. Для получения таких эффектов требуется минимум в 0,01%. Однако, в случае ее уровня содержания, составляющего более чем 2,0%, это может ухудшить поверхностный аспект.
Никель может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве в диапазоне от 0,01 до 3,0% для увеличения прочности стали и для улучшения ее вязкости. Для получения таких эффектов требуется минимум в 0,01%. Однако, в случае его уровня содержания, составляющего более чем 3,0%, он будет иметь тенденцию к стабилизированию В2, что было бы пагубным для образования D03.
Другие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, могут быть добавлены по отдельности или в комбинации в следующих далее долях: церий ≤ 0,1%, В ≤ 0,01, Mg ≤ 0,05 и Zr ≤ 0,05. Вплоть до указанных максимальных уровней содержания данные элементы делают возможным измельчение ферритного зерна во время затвердевания.
В заключение, молибден, тантал и вольфрам могут быть добавлены для дополнительного стабилизирования фазы D03. Они могут быть добавлены по отдельности или в комбинации вплоть до максимальных уровней содержания: Mo ≤ 2,0, Ta ≤ 2,0, W ≤ 2,0. Сверх данных уровней ухудшается тягучесть.
Микроструктура листа, заявленного в изобретении, включает при выражении в долях площади поверхности от 10 до 50% аустенита, при этом упомянутая фаза аустенита необязательно включает внутризеренные каппа-карбиды (Fe,Mn)3AlCx, при этом остаток представляет собой феррит, который включает обычный феррит и упорядоченный феррит, обладающий структурой D03, и необязательно вплоть до 2% внутризеренных каппа-карбидов.
При менее чем 10% аустенита равномерное относительное удлинение, составляющее, по меньшей мере, 9%, не может быть получено.
Обычный феррит присутствует в стали настоящего изобретения для придания стали высоких деформируемости и относительного удлинения, а также в определенной степени некоторой стойкости к усталостному разрушению.
Упорядоченный феррит D03 в рамках настоящего изобретения определяется интерметаллическими соединениями, стехиометрия которых представляет собой (Fe,Mn,X)3Al. Упорядоченный феррит присутствует в стали настоящего изобретения при минимальном количестве 0,1% при выражении в долях площади поверхности, предпочтительно 0,5%, более предпочтительно 1,0%, а в выгодном случае более чем 3%. Предпочтительно, по меньшей мере, 80% такого упорядоченного феррита характеризуются средним размером, составляющим менее чем 30 нм, предпочтительно менее чем 20 нм, более предпочтительно менее чем 15 нм, в выгодном случае менее чем 10 нм или даже менее чем 5 нм. Данный упорядоченный феррит образуется во время стадии второго отжига, придающей прочность сплаву, при использовании чего могут быть достигнуты уровни в 900 МПа. В случае отсутствия упорядоченного феррита уровень прочности в 900 МПа не может быть достигнут.
Каппа-карбид в рамках настоящего изобретения определяется выделениями, стехиометрия которых представляет собой (Fe,Mn)3AlCx, где х составляет строго менее чем 1. Доля площади поверхности для каппа-карбидов внутри ферритных зерен может доходить вплоть до 2%. При более чем 2% уменьшается тягучесть, и не достигается равномерное относительное удлинение, составляющее более чем 9%. В дополнение к этому, может иметь место неконтролируемое образование выделений каппа-карбида в окрестности границ ферритных зерен, что, как следствие, увеличивает давление во время горячей и/или холодной прокатки. Каппа-карбид также может присутствовать и внутри фазы аустенита, предпочтительно в качестве наноразмерных частиц, имеющих размер, составляющий менее чем 30 нм.
Листовые стали, соответствующие изобретению, могут быть получены при использовании любого подходящего для использования технологического процесса. Однако, предпочтительным является использование способа, соответствующего изобретению, который будет описываться.
Технологический процесс, соответствующий изобретению, включает получение заготовки в результате непрерывной разливки стали, характеризующейся химическим составом в диапазоне изобретения в соответствии с представленным выше описанием изобретения. Разливка может быть произведена либо в слитки, либо непрерывно в виде слябов или тонких штрипсов.
Для целей упрощения технологический процесс, соответствующий изобретению, будет дополнительно описываться при взятии в качестве полуфабриката примера в виде сляба. Сляб может быть подвергнут прямой прокатке после непрерывной разливки или может быть сначала охлажден до комнатной температуры, а после этого повторно нагрет.
Температура сляба, который подвергают горячей прокатке, должна составлять менее чем 1280°С, поскольку выше данной температуры будет иметь место риск образования ферритных зерен неправильной формы, приводящий в результате к получению крупных ферритных зерен, что уменьшает способность данных зерен рекристаллизоваться во время горячей прокатки. Чем большим будет первоначальный размер ферритных зерен, тем труднее феррит будет рекристаллизовываться, что означает необходимость избегания температур повторного нагревания, составляющих более чем 1280°С, поскольку они являются дорогостоящими с точки зрения промышленности и неблагоприятными применительно к рекристаллизации феррита. Крупный феррит также имеет тенденцию к усилению явления, называемого «бороздчатостью».
Желательным является проведение прокатки при, по меньшей мере, одном проходе прокатки в присутствии феррита. Цель этого заключается в улучшении распределения элементов, которые стабилизируют аустенит, в аустените для предотвращения насыщения углеродом в феррите, что может привести к получению хрупкости. Проход чистовой прокатки проводят при температуре, составляющей более чем 800°С, поскольку ниже данной температуры листовая сталь демонстрирует значительное падение прокатываемости.
В одном предпочтительном варианте осуществления температура сляба является достаточно высокой, так что горячая прокатка может быть завершена в межкритическом диапазоне температур, и температура чистовой прокатки остается составляющей более чем 850°С. В целях получения структуры, которая является благоприятной для рекристаллизации и прокатки, предпочтительной является температура чистовой прокатки в диапазоне от 850°С до 980°С. Предпочтительным является начало прокатки при температуре сляба, составляющей более чем 900°С, во избежание избыточного давления, которое может быть испытано на прокатном стане.
После этого лист, полученный данным образом, охлаждают при скорости охлаждения, предпочтительно меньшей или равной 100°С/с, вплоть до температуры скатывания в рулон. Предпочтительно скорость охлаждения будет меньшей или равной 60°С/с.
После этого горячекатаную листовую сталь скатывают в рулон при температуре скатывания в рулон, составляющей менее чем 600°С, поскольку выше данной температуры имеет место риск того, что может оказаться невозможным контролирование образования выделений каппа-карбида внутри феррита вплоть до максимума в 2%. Температура скатывания в рулон, составляющая более чем 600°С, также будет в результате приводить к значительному распаду аустенита, что делает затруднительным фиксирование требуемого количества такой фазы. Поэтому предпочтительная температура скатывания в рулон для горячекатаной листовой стали настоящего изобретения находится в диапазоне от 400°С до 550°С.
Необязательный отжиг горячей полосы может быть проведен при температурах в диапазоне от 400°С до 1000°С. Это может быть непрерывный отжиг или отжиг в камерной печи. Продолжительность томления будет зависеть от того, будет ли это непрерывный отжиг (в диапазоне от 50 с до 1000 с) или отжиг в камерной печи (в диапазоне от 6 часов до 24 часов).
После этого горячекатаные листы подвергают холодной прокатке при обжатии по толщине в диапазоне от 35 до 90%.
Вслед за этим полученную холоднокатаную листовую сталь подвергают двухстадийной отжиговой обработке для придания стали целевых механических свойств и микроструктуры.
На первой стадии отжига холоднокатаную листовую сталь нагревают при скорости нагревания, которая предпочтительно составляет более чем 1°С/с, до температуры выдержки в диапазоне от 800°С до 950°С на протяжении продолжительности времени, составляющей менее чем 600 секунд, для обеспечения получения степени рекристаллизации, составляющей более чем 90% от сильно деформационно-упрочненной первоначальной структуры. После этого лист охлаждают до комнатной температуры, при этом предпочтение отдается скорости охлаждения, составляющей более чем 30°С/с, в целях контролирования каппа-карбидов внутри феррита.
Вслед за этим холоднокатаная листовая сталь, полученная после первой стадии отжига, может быть, например, еще раз повторно нагрета при скорости нагревания, составляющей, по меньшей мере, 10°С/час, до температуры выдержки в диапазоне от 150°С до 600°С на протяжении продолжительности времени в диапазоне от 300 секунд до 250 часов, а после этого охлаждена вплоть до комнатной температуры. Это осуществляют для эффективного контролирования образования упорядоченного феррита D03 и, возможно, каппа-карбидов внутри аустенита. Продолжительность выдержки зависит от использующейся температуры.
Необязательно может быть проведена дополнительная термообработка для облегчения нанесения покрытия из цинка в результате погружения в расплав. При данной дополнительной термообработке листовую сталь повторно нагревают до температуры в диапазоне от 460 до 500°С. Такая обработка не изменяет какие-либо из механических свойств или микроструктуру листовой стали.
Примеры
Следующие далее испытания, примеры, представление на изобразительных примерах и таблицы, которые приводятся в настоящем документе, не являются ограничивающими по своей природе и должны рассматриваться только для целей иллюстрирования и будут демонстрировать выгодные признаки настоящего изобретения.
Образцы листовых сталей, соответствующих изобретению и некоторым сравнительным маркам, получали при использовании композиций, собранных в таблице 1, и технологических параметров, собранных в таблице 2. Соответствующие микроструктуры данных листовых сталей были собраны в таблице 3.
Таблица 1 – Составы
| Марка | C | Mn | Al | Si | Cu | S | P | (Mn/2Al)*exp(C) |
| 1 | 0,19 | 8,4 | 6,1 | 0,91 | - | 0,005 | 0,017 | 0,83 |
| 2 | 0,19 | 8,4 | 6,2 | 0,94 | 1,10 | 0,005 | 0,017 | 0,82 |
| 3 | 0,22 | 8,2 | 7,8 | 0,27 | - | < 0,001 | 0,030 | 0,65 |
| 4 | 0,29 | 6,5 | 5,9 | 0,90 | - | 0,005 | 0,020 | 0,74 |
| 5 | 0,30 | 6,6 | 5,8 | 1,2 | - | 0,004 | 0,015 | 0,77 |
Таблица 2 – Технологические параметры
Параметры горячей и холодной прокатки
| Опыт | Марка | T повторного нагрева (°C) | T чистовой прокатки (°C) | Скорость охлаждения (°C/с) | T скатывания в рулон (°C) | Обжатие при холодной прокатке (%) |
| A | 1 | 1150 | 920 | 60 | 450 | 75 |
| B * | 1 | 1150 | 920 | 60 | 450 | 75 |
| C * | 1 | 1150 | 920 | 60 | 450 | 75 |
| D | 2 | 1150 | 920 | 60 | 450 | 75 |
| E * | 2 | 1150 | 920 | 60 | 450 | 75 |
| F * | 2 | 1150 | 920 | 60 | 450 | 75 |
| G | 3 | 1180 | 905 | 50 | 500 | 75 |
| H * | 3 | 1180 | 905 | 50 | 500 | 75 |
| I * | 3 | 1180 | 905 | 50 | 500 | 75 |
| J | 4 | 1200 | 950 | 60 | 450 | 75 |
| K * | 4 | 1200 | 950 | 60 | 450 | 75 |
| L | 5 | 1150 | 940 | 100 | 450 | 75 |
| M * | 5 | 1150 | 940 | 100 | 450 | 75 |
| N | 5 | 1150 | 940 | 100 | 450 | 75 |
| O * | 5 | 1150 | 940 | 100 | 450 | 75 |
Параметры отжига
| Опыт | Марка | Первая стадия отжига | Вторая стадия отжига | |||
| T (°C) | t (с) | Скорость охлаждения (°C/с) | T (°C) | t (час) | ||
| A | 1 | 850 | 136 | 100 | - | - |
| B * | 1 | 850 | 136 | 100 | 400 | 72 |
| C * | 1 | 850 | 136 | 100 | 400 | 110 |
| D | 2 | 850 | 136 | 100 | - | - |
| E * | 2 | 850 | 136 | 100 | 400 | 72 |
| F * | 2 | 850 | 136 | 100 | 400 | 110 |
| G | 3 | 850 | 136 | 100 | - | - |
| H * | 3 | 850 | 136 | 100 | 400 | 48 |
| I * | 3 | 850 | 136 | 100 | 400 | 72 |
| J | 4 | 900 | 136 | 100 | - | - |
| K * | 4 | 900 | 136 | 100 | 400 | 110 |
| L | 5 | 850 | 136 | 65 | - | - |
| M * | 5 | 850 | 136 | 65 | 400 | 72 |
| N | 5 | 900 | 136 | 65 | - | - |
| O * | 5 | 900 | 136 | 65 | 400 | 72 |
* соответствие изобретению.
Таблица 3 – Микроструктуры
| Опыт | Марка | Аустенит, в том числе каппа (%) | Каппа в аустените | Обычный феррит + феррит D03 (%) | Каппа в феррите (%) | Феррит D03 |
| A | 1 | 25 | Да ** | 75 | - | Нет |
| B * | 1 | 25 | Да ** | 75 | - | Да |
| C * | 1 | 25 | - | 75 | - | Да |
| D | 2 | 25 | Да ** | 75 | - | Нет |
| E * | 2 | 25 | Да ** | 75 | - | Да |
| F * | 2 | 25 | - | 75 | - | Да |
| G | 3 | 18 | Да | 80 | 2 | Нет |
| H * | 3 | 18 | Да | 80 | 2 | Да |
| I * | 3 | 18 | - | 80 | 2 | Да |
| J | 4 | 31 | Да ** | 69 | - | Нет |
| K * | 4 | 32 | - | 68 | - | Да |
| L | 5 | 34 | Да ** | 66 | - | Нет |
| M * | 5 | 34 | - | 66 | - | Да |
| N | 5 | 35 | Да ** | 65 | - | Нет |
| O * | 5 | 35 | - | 65 | - | Да |
** Ранние ступени образования каппа-выделений в аустените, детектируемые при использовании просвечивающей электронной микроскопии.
В отношении образцов из опыта Е проводили определенные анализы микроструктуры, и на фигурах 1 (а) и 1 (b) воспроизводятся изображения структуры D03.
(а) Темнопольное изображение структуры D03.
(b) Соответствующая дифрактограмма, ось зоны [100] D03. Стрелка указывает на отражение, использующееся для темнопольного изображения в (а).
После этого оценивали свойства данных листовых сталей, при этом результаты собраны в таблице 4.
Таблица 4 – Свойства
| Опыт | Марка | YS (MПa) | UTS (MПa) | UE (%) | TE (%) | Плотность |
| A | 1 | 623 | 788 | 17,6 | 28,5 | 7,16 |
| B * | 1 | 870 | 1008 | 9,6 | 16,6 | 7,16 |
| C * | 1 | 900 | 1034 | 9,3 | 16,2 | 7,16 |
| D | 2 | 626 | 788 | 16,3 | 25,8 | 7,15 |
| E * | 2 | 899 | 1041 | 9,3 | 15,1 | 7,15 |
| F * | 2 | 916 | 1068 | 9,1 | 13 | 7,15 |
| G | 3 | 633 | 774 | 15,5 | 24,4 | 7,02 |
| H * | 3 | 771 | 902 | 10 | 18,9 | 7,02 |
| I * | 3 | 787 | 913 | 9,4 | 19 | 7,02 |
| J | 4 | 633 | 795 | 18,1 | 29,4 | 7,18 |
| K * | 4 | 849 | 976 | 10,8 | 18,2 | 7,18 |
| L | 5 | 692 | 851 | 17,9 | 28,5 | 7,18 |
| M * | 5 | 878 | 1024 | 11 | 18,8 | 7,21 |
| N | 5 | 655 | 840 | 19,5 | 31,3 | 7,21 |
| O * | 5 | 861 | 1014 | 11,8 | 20,7 | 7,21 |
Как это демонстрируют примеры, листовые стали, соответствующие изобретению, представляют собой единственные материалы, демонстрирующие все целевые свойства, благодаря своим конкретным композиции и микроструктурам.
1. Холоднокатаная и термообработанная листовая сталь, имеющая состав, содержащий следующие далее элементы, выраженный в массовых процентах:
0,15 ≤ углерод ≤ 0,6,
4 ≤ марганец ≤ 20,
5 ≤ алюминий ≤ 15,
0 ≤ кремний ≤ 2,
алюминий + кремний ≥ 6,5,
и может содержать один или несколько следующих далее необязательных элементов:
0,01 ≤ ниобий ≤ 0,3,
0,01 ≤ титан ≤ 0,2,
0,01 ≤ ванадий ≤ 0,6,
0,01 ≤ медь ≤ 2,0,
0,01 ≤ никель ≤ 2,0,
церий ≤ 0,01,
бор ≤ 0,01,
магний ≤ 0,05,
цирконий ≤ 0,05,
молибден ≤ 2,0,
тантал ≤ 2,0,
вольфрам ≤ 2,0,
при этом остаток состава образован из железа и неизбежных примесей, при этом микроструктура упомянутой листовой стали включает в долях площади поверхности от 10 до 50% аустенита, причем упомянутая фаза аустенита необязательно включает внутризеренные каппа-карбиды, при этом остаток представляет собой обычный феррит и упорядоченный феррит, обладающий структурой D03, и необязательно включает до 2% внутризеренных каппа-карбидов.
2. Листовая сталь по п. 1, в которой количества алюминия, марганца и углерода являются такими, что 0,3 < (Mn/2Al) × exp(C) < 2.
3. Листовая сталь по п. 1 или 2, в которой уровень содержания марганца заключен в пределах от 7 до 15%.
4. Листовая сталь по любому из пп. 1-3, в которой уровень содержания алюминия является равным или большим 7%, причем концентрация каппа-карбидов составляет более чем 1%.
5. Листовая сталь по любому из пп. 1-4, в которой указанная листовая сталь характеризуется плотностью, меньшей или равной 7,4, предельным сопротивлением растяжению, большим или равным 900 МПа, и равномерным относительным удлинением, большим или равным 9%.
6. Способ производства холоднокатаной и термообработанной листовой стали, включающий следующие далее стадии:
обеспечивают наличие холоднокатаной листовой стали, имеющей состав в соответствии с пп. 1-4,
нагревают указанную холоднокатаную листовую сталь до температуры выдержки, находящейся в диапазоне от 800°С до 950°С, в течение времени, составляющем менее чем 600 секунд, после этого охлаждают листовую сталь до температуры, находящейся в диапазоне от 600°С до комнатной температуры,
повторно нагревают листовую сталь до температуры выдержки, находящейся в диапазоне от 150°С до 600°С, в течение времени, находящемся в диапазоне от 10 секунд до 250 часов, после этого охлаждают листовую сталь.
7. Применение листовой стали по любому из пп. 1-5 для изготовления конструкционных деталей или деталей, отвечающих за безопасность, транспортных средств.
8. Применение способа производства холоднокатаной и термообработанной листовой стали по п. 6 для изготовления конструкционных деталей или деталей, отвечающих за безопасность, транспортных средств.
9. Деталь, полученная путем гибкой прокатки холоднокатаной и термообработанной листовой стали по любому из пп. 1-5.
10. Транспортное средство, содержащее деталь по п. 9.
