Способ изготовления листа из аустенитной железо-углерод-марганцевой стали с высоким сопротивлением замедленному трещинообразованию и лист, полученный таким способом

Изобретение относится к области металлургии. Для получения листа высокой прочности и одновременно высокой пластичности при очень высоком сопротивлении замедленному трещинообразованию выплавляют сталь, содержащую, мас.%: 0,45≤С≤0,75; 15≤Мn≤26; Si≤3; Аl≤0,050; S≤0,030; Р≤0,080; N≤0,1, по крайней мере один элемент, выбранный из группы 0,050≤V≤0,50; 0,040≤Ti≤0,50; 0,070≤Nb≤0,50; 0,070≤Cr≤2; 0,14≤Mo≤2 и, необязательно, один или более элементов, выбранных из группы 0,0005≤B≤0,003; Ni≤1; Сu≤5, остальное - железо и неизбежные примеси, образующиеся при выплавке, отливают из этой стали полупродукт, нагревают его до температуры между 1100 и 1300°С, осуществляют горячую прокатку с температурой окончания прокатки 890°С или выше, смотку в рулон при температуре ниже 580°С, холодную прокатку, отжиг, который включает стадию нагрева со скоростью нагрева V_h (°С/с) до температуры T_s (°С), выдержку при температуре T_s в течение времени t_s (с), охлаждение со скоростью V_c (°С/с) с необязательной последующей выдержкой при температуре T_u(°C) в течение времени t_u(c), при этом параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u регулируют с обеспечением получения, по крайней мере, одного элемента в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов в количестве, мас.%: 0,030≤V_p≤0,150; 0.030≤Ti_p≤0,130; 0,040≤Nb_p≤0,220; 0,070≤Cr_p≤0,6; 0,14≤Мо_р≤0,44. 3 н. и 17 з.п. ф-лы, 3 табл.

 

Изобретение относится к изготовлению горячекатаного и холоднокатаного листа из аустенитной железо-углерод-марганцевой стали, имеющей очень хорошие механические свойства и особенно высокую механическую прочность при очень хорошем сопротивлении к замедленному трещинообразованию.

Известно, что некоторые случаи применения, особенно в автомобильной области, требуют, чтобы металлические структуры были более облегченными и усиленными для случая столкновения и также обладали хорошей способностью к вытяжке. Это требует использования конструкционных материалов, которые объединяют высокий предел прочности с высокой деформируемостью. Для выполнения этих требований патент FR №2829775 раскрывает, например, аустенитные сплавы с основными элементами железо/углерод (до 2%) и марганец (между 10 и 40%), которые могут быть горячекатаными и холоднокатаными и с прочностью, которая может превышать 1200 МПа. Способ деформации этих сталей зависит только от энергии дефекта упаковки - для достаточно высокой энергии дефекта упаковки наблюдаемым способом механической деформации является двойникование, что приводит к высокому деформационному упрочнению. Препятствуя распространению дислокаций, двойники помогают увеличивать предел прочности. Однако когда энергия дефекта упаковки превышает некоторый предел, скольжение совершенных дислокаций становится доминирующим механизмом деформации и деформационное упрочнение снижается. Поэтому вышеупомянутый патент раскрывает Fe-C-Mn сталь, энергия дефекта упаковки которой такова, что наблюдается высокое деформационное упрочнение наряду с очень высокой механической прочностью.

Теперь известно, что чувствительность к замедленному трещинообразованию увеличивается с механической прочностью, особенно после некоторых холодных формовок, так как высокие остаточные напряжения склонны сохраняться после деформации. Наряду с атомарным водородом, возможно присутствующим в металле, эти напряжения должны приводить к замедленному трещинообразованию, то есть трещинообразованию, которое происходит некоторое время после собственно деформации. Водород может постепенно накапливаться за счет диффузии в дефектах кристаллической решетки, например, на границе раздела матрица/включения, границе двойников и границе зерен. Именно в последних дефектах водород может стать опасным, когда он по истечении некоторого времени достигает критической концентрации. Эта задержка следует из области распределения остаточных напряжений и кинетики диффузии водорода, хотя коэффициент диффузии водорода при комнатной температуре низкий, особенно в аустенитных конструкционных сплавах, в которых средний пробег в секунду этого элемента составляет около 0,03 микрон. Кроме того, водород, локализованный на границах зерен, ослабляет их когезию и способствует появлению замедленных межзеренных трещин.

Существует потребность в горячекатаных или холоднокатаных сталях, которые одновременно обладают высокой прочностью и высокой пластичностью при очень высоком сопротивлении замедленному трещинообразованию.

Также существует потребность в недорогом производстве таких сталей, то есть в условиях производства, совместимых с требованиями производительности существующих промышленных линий, и с приемлемыми затратами для этого типа продукта. В частности, известно, что можно значительно снизить содержание водорода специальной обезгаживающей термообработкой. Кроме дополнительной стоимости этих обработок, их тепловые условия возможно приводят к укрупнению зерна или осадкам цементита в этих сталях, часто несовместимых с требованиями в отношении механических свойств.

Целью изобретения поэтому является изготовление горячекатаного или холоднокатаного стального листа или изделия, которые являются недорогими в производстве с прочностью более 900 МПа, относительным удлинением при разрыве более 50%, особенно подходящими для холодного формования, и имеют очень высокое сопротивление замедленному трещинообразованию, без необходимости в отдельной обезгаживающей термообработке.

Для этой цели один объект изобретения представляет собой лист аустенитной железо-углерод-марганцевой стали, химический состав которой включает, мас.%: 0,4≤С≤0,75; 15≤Мn≤26; Si≤3; Аl≤0,050; S≤0,030; Р≤0,080; N≤0,1; по крайней мере, один металл, выбранный из ванадия, титана, ниобия, хрома и молибдена, где 0,050≤V≤0,50; 0,040≤Ti≤0,50; 0,070≤Nb≤0,50; 0,070≤Cr≤2; 0,14≤Mo≤2 и, необязательно, один или более элементов выбраны из 0,0005≤В≤0,003; Ni≤1 Сu≤5, остальное - железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавлении, количество металла в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,030≤V_p≤0,150; 0,030≤Ti_p≤0,130; 0,040≤Nb_p≤0,220; 0,070≤Cr_p≤0,6; 0,14≤Мо_р≤0,44.

Предпочтительно, состав стали включает 0,50≤С≤0,70.

В соответствии с предпочтительным выполнением, состав стали включает 17≤Мn≤24.

Согласно предпочтительному выполнению, состав стали включает 0,070≤V≤0,40, количество ванадия в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,070≤V_p≤0,140.

Предпочтительно, состав стали включает 0,060≤Ti≤0,40, количество титана в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,060≤Ti_p≤0,110.

Преимущественно, состав стали включает 0.090≤Nb≤0.40, количество ниобия в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,090≤Nb_p≤0,200.

Предпочтительно, состав стали включает 0,20≤Cr≤1,8, количество хрома в виде осажденных карбидов составляет 0,20≤Cr_р≤0,5.

Предпочтительно, состав стали включает 0,20≤Мо≤1,8, количество молибдена в виде осажденных карбидов составляет 0,20≤Мо_р≤0,35.

В соответствии с предпочтительным выполнением, средний размер осадков находится между 5 и 25 нанометрами и, более предпочтительно, между 7 и 20 нанометрами.

Преимущественно, по крайней мере, 75% заселенности указанных осадков находится в межзеренном положении.

Другим предметом изобретения является способ получения холоднокатаного листа, из аустенитной железо-углерод-марганцевой стали, химический состав которой включает, мас.%: 0,45≤С≤0,75; 15≤Mn≤26; Si≤3; Аl≤0,050; S≤0,030; Р≤0,080; N≤0,1; по крайней мере, один металл выбран из ванадия, титана, ниобия, хрома и молибдена, где 0,050≤V≤0,50; 0,040≤Ti≤0,50; 0,070≤Nb≤0,50; 0,070≤Cr≤2; 0,14≤Mo≤2; и, необязательно, один или более элементов выбраны из 0,0005≤В≤0,003; никеля ≤1; меди ≤5, остальное железо и неизбежные примеси, образующиеся при плавлении; из этой стали отливают полупродукт; этот полупродукт нагревают до температуры между 1100 и 1300°С; прокатывают при нагреве с температурой 890°С или выше в конце прокатки; полученный лист сматывают при температуре ниже 580°С; лист прокатывают на холоду и проводят отжиг, включающий стадию нагрева со скоростью нагрева V_h, стадию выдержки при температуре T_s в течение времени выдержки t_s, с последующей стадией охлаждения со скоростью охлаждения V_c, необязательно с последующей стадией выдержки при температуре Т_u с временем выдержки t_u, параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u регулируют так, чтобы получить металлы в осадках, в количествах упомянутых выше.

В соответствии с предпочтительным выполнением параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u, регулируют так, что средний размер карбида, нитрида, или карбонитрида, осажденных после отжига, находится между 5 и 25 нанометрами и предпочтительно между 7 и 20 нанометрами.

Преимущественно, параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u регулируют так, чтобы, по крайней мере, 75% заселенности указанных осадков находилось в межзеренном положении.

В предпочтительном выполнении получают сталь, химический состав которой включает 0,050≤V≤0,50, полупродукт прокатывают при нагреве с температурой 950°С или выше в конце прокатки, лист сматывают при температуре ниже 500°С, лист прокатывают на холоду с коэффициентом обжатия более 30%, отжиг выполняют со скоростью нагрева V_h между 2 и 10°С/с при температуре T_s между 700 и 870°С за время между 30 и 180 с, и лист охлаждают со скоростью между 10 и 50°С/с.

Скорость нагрева V_h находится предпочтительно между 3 и 7°С/с.

В соответствии с предпочтительным выполнением температура выдержки T_s находится между 720 и 850°С.

Преимущественно, полупродукт отливают в форме слябов или тонких полос между вращающимися в противоположном направлении стальными вальцами.

Еще одним предметом изобретения является применение аустенитного стального листа, описанного выше или полученного способом, описанным выше, для изготовления конструктивных частей, армирующих частей или внешних частей в области автомобилестроения.

Дальнейшие особенности и преимущества изобретения станут очевидными ниже из описания, которое приводится в виде примера.

После многочисленных испытаний авторы изобретения показали, что различные требования, упомянутые выше, могут быть выполнены при соблюдении следующих условий.

С точки зрения химического состава стали, углерод играет очень важную роль в формировании микроструктуры и механических свойств. Он увеличивает энергию дефекта упаковки и способствует стабильности аустенитной фазы. В сочетании с марганцем, находящимся в количестве 15-26% мас., эта стабильность достигается для содержания углерода 0,45% или выше. Однако для содержания углерода более 0,75% становится трудно предотвратить чрезмерное осаждение карбидов в некоторых циклах нагрева в ходе промышленного производства, такое осаждение ухудшает пластичность.

Предпочтительно, содержание углерода находится между 0,50 и 0,70 мас.% для получения достаточной прочности вместе с оптимальным осаждением карбидов или карбонитридов.

Марганец также является необходимым элементом для увеличения прочности, энергии дефекта упаковки и стабилизации аустенитной фазы. Если его содержание менее 15%, существует риск образования мартенситной фазы, которая очень заметно уменьшают способность к деформации. Кроме того, когда содержание марганца более 26%, пластичность при комнатной температуре ухудшается. Кроме того, по экономическим причинам высокое содержание марганца нежелательно. Предпочтительно, содержание марганца находится между 17 и 24%, чтобы оптимизировать энергию дефекта упаковки и предотвращать формирование мартенсита при деформации. Кроме того, когда содержание марганца более 24%, способ деформации двойникованием менее благоприятен, чем способ деформации скольжением совершенных дислокаций.

Алюминий является особенно эффективным элементом для раскисления стали. Подобно углероду, он увеличивает энергии дефекта упаковки. Однако алюминий является помехой, если он присутствует в избытке в сталях с высоким содержанием марганца, потому что марганец увеличивает растворимость азота в жидком железе. Если слишком большое количество алюминия присутствует в стали, азот, связанный с алюминием, выделяется в форме нитрида алюминия, что препятствует перемещению границ зерна во время горячей обработки и значительно увеличивает риск появления трещин при непрерывном литье. Кроме того, как будет объяснено позже, должно присутствовать достаточное количество азота для образования мелких осадков, особенно карбонитридов. Содержание Аl 0,050% или менее предотвращает выделение AlN и поддерживает достаточное содержание азота для осадков элементов, указанных ниже.

Соответственно, содержание азота должно быть 0,1% или менее, чтобы предотвратить это осаждение и образование объемных дефектов (раковины) во время отверждения. Кроме того, когда присутствуют элементы, способные к осаждению в форме нитридов, например ванадий, ниобий и титан, содержание азота не должно превысить 0,1% из-за опасности образования крупных осадков, которые неэффективны для захвата водорода.

Кремний также является эффективным элементом для раскисления стали и для упрочнения твердой фазы. Однако его содержание выше 3% уменьшает удлинение и приводит к образованию нежелательных оксидов при определенных сборочных процессах и поэтому содержание должно быть ниже этого предела.

Сера и фосфор являются примесями, которые охрупчивают границы зерна. Их соответствующее содержание не должно превышать 0,030 и 0,080% для поддержания пластичности в горячем состоянии.

Необязательно, бор можно добавить в количестве между 0,0005 и 0,003%. Этот элемент выделяется на аустенитных границах зерна и увеличивает их когезию. Ниже 0,0005% этот эффект отсутствует. Более 0,003% бор выделяется в виде борокарбидов, и эффект далее не усиливается.

Никель необязательно может применяться для увеличения прочности стали закалкой раствора. Никель вносит вклад в достижение высокого относительного удлинения при разрыве и в особенно увеличивает вязкость. Однако по экономическим причинам желательно ограничить содержание никеля максимальным содержанием 1% или менее.

Аналогично, при необходимости, введение меди до содержания, не превышающего 5%, является средством упрочнения стали посредством осаждения металлической меди. Однако выше этого содержания медь вызывает поверхностные дефекты в горячекатаном листе.

Металлы, способные к образованию осадков, например ванадий, титан, ниобий, хром и молибден, играют важную роль в рамках изобретения. Это связано с тем, что известно, что замедленное трещинообразование вызвано чрезмерной местной концентрацией водорода, в особенности на аустенитных границах зерна. Авторы показали, что некоторые типы осадков, природа, количество, размер, распределение которых точно определены в изобретении, очень заметно уменьшают чувствительность к замедленному трещинообразованию без ухудшения пластичности и вязкости.

Авторы, во-первых, показали, что осадки карбидов, нитридов или карбонитридов ванадия, титана или ниобия очень эффективны в качестве ловушек водорода. Карбиды хрома или молибдена могут также выполнять эту роль. Поэтому при комнатной температуре водород необратимо захватывается на границе раздела между осадками и матрицей. Однако для обеспечения захвата остаточного водорода, встречающегося при некоторых промышленных условиях, необходимо, чтобы количество металлов в виде осадка было равным или выше критического содержания, которое зависит от природы осадков. Количество металлов в виде карбида, нитрида и карбонитрида, обозначено V_p, Ti_p и Nb_p в случае ванадия, титана и ниобия соответственно и Сr_р и Мо_р в случае хрома и молибдена в форме карбида.

В этом отношении сталь содержит один или более металлов, выбранных из

- ванадия, в количестве между 0,050 и 0,50% мас., и с количеством в виде осадка V_p между 0,030 и 0,150% мас.

Предпочтительно, содержание ванадия находится между 0,070 и 0,40%, количество V_p находится между 0,070 и 0,140% мас.;

- титан в количестве Ti между 0,040 и 0,50% мас., количество Ti_p в виде осадка находится между 0,030 и 0,130%. Предпочтительно, содержание титана находится между 0,060 и 0,40%, количество Ti_p находится между 0,060 и 0,110% мас.;

- ниобий в количестве между 0,070 и 0,50% мас., количество Nb_p в виде осадка находится между 0,040 и 0,220%. Предпочтительно, содержание ниобия находится между 0,090 и 0,40%, количество Nb_p находится между 0,090 и 0,200% мас.;

- хром в количестве между 0,070 и 2% мас., количество Cr_р в виде осадка находится между 0,070 и 0,6%. Предпочтительно, содержание хрома находится между 0,20 и 1,8%, количество Cr_р находится между 0,20 и 0,5%; и

- молибден в количестве между 0,14 и 2% мас., количество молибдена в виде осадка находится между 0,14 и 0,44%. Предпочтительно, содержание молибдена находится между 0,20 и 1,8%, количество Мо_р находится между 0,20 и 0,35%.

Минимальное значение, указанное для этих различных элементов (например, 0,050% в случае ванадия) соответствуют количеству добавки, необходимой для образования осадков в производственных тепловых циклах. Предпочтительное минимальное содержание (например, 0,010% в случае ванадия) указывается для получения наибольшего количества осадков.

Максимальное значение, указанное для этих различных элементов (например, 0,50% в случае ванадия) соответствует избыточному осаждению или осаждению в неподходящей форме, ухудшению механических свойств или неэкономному выполнению изобретения. Предпочтительное максимальное содержание (например, 0,40% в случае ванадия) указано для оптимизации добавки элемента.

Минимальное значение содержания металлов в виде осадка (например, 0,030%) в случае ванадия) соответствуют количеству осадков для очень эффективного сокращения чувствительности к замедленному трещинообразованию. Предпочтительное минимальное количество (например, 0,070% в случае ванадия) указано для получения особенно высокого сопротивления к замедленному трещинообразованию.

Максимальное значение содержания металлов в виде осадка (например, 0,150% в случае ванадия) отмечает ухудшение в пластичности или вязкости, разрушение начинается на осадках. Кроме того, выше этого максимального значения происходит интенсивное осаждение, которое может предотвратить полную рекристаллизацию в течение непрерывных тепловых обработок при отжиге после холодной прокатки.

Предпочтительное максимальное содержание в виде осадка (например, 0,140% в случае ванадия) указывается так, чтобы пластичность сохранялась в максимально возможной степени, и так, чтобы полученные осадки были бы совместимы с рекристаллизацией в обычных условиях рекристаллизации при отжиге.

Кроме того, авторы показали, что чрезмерно большой средний размер осадков уменьшает эффективность захвата. Фраза "средний размер осадков" подразумевает здесь размер, который может быть измерен, например, применяя экстракционные реплики, с последующими наблюдениями при помощи просвечивающего электронного микроскопа: измеряют диаметр (в случае сферических или почти сферических осадков) или самую большую длину (в случае осадков неправильной формы) каждого осадка и затем строят гистограмму распределения по размерам для этих осадков, из которой рассчитывают среднее, считая статистически представительное число частиц. Выше среднего размера 25 нанометров, эффективность захвата водорода снижается вследствие уменьшения границы раздела между осадками и матрицей. Для заданного количества осадков средний размер осадка, превышающий 25 нанометров, также уменьшает плотность присутствующих осадков, таким образом чрезмерно увеличивая расстояние между ловушками водорода. Площадь границы раздела для захвата водорода также уменьшается. Предпочтительно, средний размер осадков составляет менее 20 нанометров для захвата наибольшего количества водорода.

Однако когда средний размер частиц составляет менее 5 нанометров, осадки будут иметь тенденцию к образованию таким образом, чтобы быть связанными с матрицей, таким образом сокращая способность захвата. Также возрастает трудность регулирования этих очень мелких осадков. Этих трудностей избегают, когда средний размер осадков более 7 нанометров. Это среднее значение может включать присутствие многочисленных очень мелких осадков, имеющих размер порядка нанометра.

Авторы также показали, что осадки преимущественно расположены в межзеренных положениях, так что уменьшается чувствительность к замедленному трещинообразованию. Это происходит потому что, когда, по крайней мере, 75% заселенности осадков лежит в межзеренных положениях, возможно присутствующий водород распределен более однородно, без накопления на границах аустенитных зерен, которые являются потенциальными участками охрупчивания. Добавление одного из вышеупомянутых элементов, особенно хрома, позволяет выделить различные карбиды, например МС, М₇С₃, М₂₃С₆, М₃С, где М обозначает не только металл, но также и Fe или Mn, элементы, присутствующие в матрице. Присутствие железа и марганца в осадках увеличивает количество осадков с меньшими затратами, таким образом увеличивая эффективность осадки.

Авторы также показали, что добавление ванадия, т.е. элемента, выделяемого в виде карбидов ванадия VC, нитридов ванадия VN и относительно сложных карбонитридов V(CN), особенно предпочтительно в контексте изобретения.

Цель изобретения состоит в получении стали с очень хорошими механическими свойствами и низкой чувствительностью к замедленному разрушению. Как упомянуто выше, для изготовления холоднокатаного и отожженного листа предлагается, чтобы сталь была полностью рекристаллизована после цикла отжига. Преждевременное чрезмерное осаждение, имеющее место, например, на стадии отливки, горячей прокатки или намотки, будет иметь возможный эффект запаздывания при рекристаллизации, создавая риск упрочнения металла и увеличения сопротивления при горячей или холодной прокатке. Такое осаждение также будет менее эффективным, поскольку оно будет иметь место в значительной степени на границах аустенитного зерна. Размер этих осадков, сформированных при высокой температуре, будет больше, часто более 25 нанометров.

Авторы показали, что добавки ванадия особенно желательны, поскольку осаждение этого элемента вряд ли имеет место во время горячей прокатки или намотки. Следовательно, предшествующая регулировка сил горячей и холодной прокатки не должна изменяться, и весь ванадий доступен для очень мелкого и однородного осаждения в течение последующего цикла отжига после холодной прокатки. Осаждение происходит в виде однородно распределенных осадков VC и VN, или V(CN) наноразмеров, большинство осадков находится в межзеренных положениях, то есть в форме, наиболее желательной для захвата водорода. Кроме того, эти мелкие осадки ограничивают рост зерна и наименьший размер аустенитного зерна, который можно получить после отжига.

Способ получения в соответствии с изобретением выполняют следующим образом: выплавляют сталь, которая имеет следующий состав, мас.%: 0,45≤С≤0,75; 15≤Мn≤26; Si≤3; Аl≤0,050; S≤0,030; Р≤0,080; N≤0,1; один или более элементов, выбранных из 0,050≤V≤0,50; 0,040≤Ti≤0,50; 0,070≤Nb≤0,50; 0,070≤Cr≤2; 0,14≤Mo≤2 и, необязательно, один или более элементов, выбранных из 0,0005≤В≤0,003; никель ≤1; медь ≤5, остальное - железо и неизбежные примеси, являющиеся результатом плавления.

За плавлением может следовать отливка в слитки, или непрерывная отливка в слябы с толщиной около 200 мм. Отливка может быть также преимущественно выполнена в форме сляба с толщиной в несколько десятков миллиметров или тонкой полосы с толщиной в несколько миллиметров. Когда присутствуют некоторые дополнительные элементы в соответствии с изобретением, например титан или ниобий, отливка стали в форме тонких изделий приводит к осаждению очень мелких и термостабильных нитридов или карбонитридов, присутствие которых уменьшает чувствительность к замедленному трещинообразованию.

Отливки этих полупродуктов сначала нагревают до температуры между 1100 и 1300°С. Цель этого состоит в том, чтобы достичь в каждой точке температуру, благоприятную для высоких деформаций, которым сталь подвергнется в ходе прокатки. Однако температура повторного нагревания не должна превысить 1300°С, чтобы не быть слишком близкой к температуре солидуса, которая может быть достигнута в любой области локально обогащенной по марганцу и/или углероду и вызвать локальный переход стали в жидкое состояние, которое было бы опасно при горячем формовании. Конечно, в случае прямой отливки тонкого сляба, стадия горячей прокатки этих полупродуктов, начинающаяся между 1300 и 1000°С, может быть выполнена непосредственно после отливки без промежуточного этапа повторного нагрева.

Полупродукт подвергают горячей прокатке, например, чтобы получить горячекатаную полосу толщиной 2-5 мм или даже 1-5 мм в случае полупродукта, полученного отливкой тонкого сляба, или 0,5-3 мм в случае отливки тонкой полосы. Низкое содержание алюминия в стали в соответствии с изобретением предотвращает избыточное выделение AlN, который мог бы быть опасным для деформируемости в горячем состоянии при прокатке. Для избежания проблем трещинообразования из-за недостатка пластичности температура конца прокатки не должна быть ниже 890°С.

После прокатки полоса должна быть намотана при такой температуре, чтобы не было существенного осадка карбидов, особенно межзеренного цементита (Fe, Mn)₃C, который привел бы к ухудшению некоторых механических свойств. Это происходит, когда температура намотки ниже 580°С. Условия получения также выбираются таким образом, чтобы готовое изделие было бы полностью рекристаллизованным.

Затем может быть выполнена операция холодной прокатки с последующим отжигом. Эта дополнительная стадия приводит к размеру зерен меньшему, чем полученный с горячекатаной полосой, и поэтому приводит к более высоким прочностным свойствам. Конечно, эту стадию следует выполнять, если желательно получить изделия меньшей толщины, например в интервале от 0,2 мм до нескольких мм.

Горячекатаное изделие, полученное способом, описанным выше, подвергают холодной прокатке после необязательного предварительного протравливания, выполненного обычным образом. После этого этапа прокатки зерно очень нагартовано, и рекомендуется выполнить рекристаллизацию отжигом. Эта обработка обладает эффектом восстановления пластичности и выделения осадков в соответствии с изобретением. Этот отжиг, предпочтительно выполняемый непрерывно, включает следующие последовательные стадии:

- стадия нагрева, характеризующаяся скоростью нагрева V_h;

- стадия выдержки при температуре T_s в течение времени выдержки t_s;

- стадия охлаждения со скоростью охлаждения V_c; и, необязательно, стадия выдержки при температуре Т_u в течение времени выдержки t_u.

Перед необязательной стадией выдержки при температуре Т_u изделие может быть охлаждено до комнатной температуры. Эта стадия выдержки при температуре Т_u необязательно может быть дополнительно выполнена в отдельном устройстве, например печи для статического отжига стальных катушек.

Точный выбор параметров V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u обычно проводят так, чтобы были получены желательные механические свойства, в особенности благодаря полной рекристаллизации. Кроме того, в рамках изобретения квалифицированный в данной области техники специалист будет регулировать их, в особенности по относительному удлинению при горячей прокатке таким образом, чтобы количество металлических элементов (V, Ti, Nb, Cr, Mo), присутствующих в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов, после отжига находилось в пределах вышеупомянутого содержания (V_p, Ti_p, Nb_p, Сr_р, Мо_р).

Специалист в данной области техники будет также регулировать эти параметры отжига таким образом, чтобы средний размер этих осадков находился между 5 и 25 нанометрами и предпочтительно между 7 и 20 нанометрами.

Эти параметры могут также быть отрегулированы таким образом, что осаждение по большей части происходит однородно в матрице, то есть, по крайней мере, 75% осадков находится в межзеренных положениях.

В частности, изобретение осуществляют преимущественно с добавками ванадия. Для этого плавят сталь со следующим составом, мас.%: 0,45≤С≤0,75; 15≤Mn≤26; Si≤3; Аl≤0,050; S≤0,030; Р≤0,080; N≤0,1; 0,050≤V≤0,50 и, необязательно, один или более элементов, выбранных из 0,0005≤В≤0,003; никель≤1; медь≤5. Стальной лист в соответствии с изобретением оптимально получают отливкой полупродукта, нагреванием его до температуры между 1100 и 1300°С, горячей прокаткой этого полупродукта с температурой конца прокатки 950°С или выше и затем наматыванием его при температуре ниже 500°С.

Лист прокатывают на холоду с коэффициентом обжатия более 30% (коэффициент обжатия определяется следующими образом (толщина листа перед холодной прокаткой - толщина листа после холодной прокатки) / (толщина листа перед холодной прокаткой). 30% коэффициент обжатия соответствует минимальной деформации для получения рекристаллизации. Затем выполняют отжиг при нагреве со скоростью нагрева V_h между 2 и 10°С/с (предпочтительно между 3 и 7°С/с), при температуре T_s между 700 и 870°С (предпочтительно между 720 и 850°С) за время между 30 и 180 с, затем лист охлаждают со скоростью между 10 и 50°С/с.

Сталь, полученная таким образом, обладает прочностью более 1000 МПа, относительным удлинением при разрыве более 50% и очень хорошим сопротивлением к замедленному трещинообразованию, благодаря очень мелкому и однородному осаждению карбонитридов ванадия.

В случае добавок Cr или Мо в соответствии с изобретением, предпочтительно осуществлять выдержку при повышенной температуре после рекристаллизационного отжига так, чтобы осаждение наночастиц карбидов хрома или молибдена не влияло на рекристаллизацию. Эта обработка может быть выполнена на оборудовании непрерывного отжига в пределах зоны перестаривания сразу после вышеупомянутой стадии охлаждения. Специалист в данной области техники подберет параметры этой стадии выдержки (температуру выдержки T_u, время выдержки t_u) так, чтобы выделить карбиды хрома и молибдена в соответствии с изобретением. Также возможно проводить осаждение последующим отжигом стали в намотанном виде.

Следующие результаты демонстрируют преимущества изобретения путем неограничивающего примера.

Пример

Выплавляют сталь, имеющую состав, приведенный в таблице 1 (состав выражен в массовых процентах). Кроме сталей I1 и I2 в соответствии с изобретением, в таблице приведены для сравнения составы сталей сравнения. Сталь R1 имеет очень низкое содержание ванадия. Лист холоднокатаной стали R2 в условиях, уточненных ниже, имеет слишком высокое количество осадков (см. Таблицу 2). Сталь R3 имеет избыточное содержание ванадия.

Таблица 1 Состав сталей (I1-2 в соответствии с изобретением и R1-3 для сравнения)
Сталь	С	Mn	Si	S	P	Al	Cu	Ni	N	B	V
I1	0,635	21,79	0,01	0,003	0,007	0,005	<0,002	<0,01	0,003	<0,0005	0,160
I2	0,595	21,80	0,200	0,006	0,007	0,004	<0,002	<0,01	0,003	0,0023	0,225
RI	0,600	21,84	0,198	0,007	0,006	0,005	<0,002	<0,01	0,003	<0,0005	0,013
R2	0,625	21,65	0,01	0,003	0,007	0,005	<0,002	<0,01	0,003	<0,0005	0,405
R3	0,625	21,64	0,01	0,003	0,007	0,005	<0,002	<0,01	0,003	<0,0005	0,865

Полупродукты из этих сталей повторно нагревают до 1180°С, подвергают горячей прокатке при температуре 950°С до толщины 3 мм, и затем сматывают при температуре 500°С. Полученные таким образом стальные листы затем прокатывают на холоду с коэффициентом обжатия 50% до толщины 1,5 мм и затем отжигают при условиях, приведенных в Таблице 2. Количество осажденных металлов в форме карбидов, нитридов или карбонитридов в различных листах определяют химической экстракцией и анализом. В зависимости от состава и условий получения получают осадки, в данном случае на основе ванадия, с преобладанием карбонтиридов ванадия. Количество ванадия V_p в виде осадка указано в Таблице 2 вместе со средним размером осадка, измеренным на основе экстракций реплик с применением просвечивающей электронной микроскопии.

Таблица 2 Условия отжига после холодной прокатки; состояние осадков после отжига.
Сталь	Vh(°C/c)	Ts(°С)	ts(c)	Vc(°C/c)	Содержание ванадия V (%)	Vp в виде осадка (%)	Средний размер (нм)
I1	3	825	180	25	0,160	0,053	17
I2	3	800	180	25	0,225	0,115	17
R1	3	825	180	25	0,013	0(*)	-
R2	3	850	180	25	0,405	0,219(*)	15
R3	3	740	120	25	0,865(*)	н.о.	н.о.
(*) вне рамок изобретения
н.о. - не определяли

Таблица 3 представляет механические свойства при растяжении, а именно прочность и удлинение при разрыве, полученные при этих условиях. Кроме того, вырезают круглые заготовки 55 мм в диаметре из холоднокатаных и отожженных листов. Эти заготовки затем вытягивают так, чтобы образовывались плоскодонные цилиндры (быстрые тесты утонения) с применением пуансона 33 мм в диаметре. В этом способе фактор β, характеризующий жесткость испытания (то есть отношение начального диаметра заготовки к диаметру пуансона), составляет 1,66. Затем проверяют возможное присутствие микротрещин сразу после формования или после выдержки в течение 3 месяцев, характеризуя тем самым чувствительность к замедленному разрушению. Результаты этих наблюдений также приводятся в Таблице 3.

Таблица 3 Механические свойства при растяжении холоднокатаных и отожженных листов и характеристики способности к вытяжке и чувствительности к замедленному трещинообразованию
Сталь	Прочность (МПа)	Удлинение при разрыве (%)	Трещины, наблюдаемые после формования	Трещины, наблюдаемые после выдержки в течение 3 месяцев
I1
	1071	55	Нет	Нет
I2
	1090	58	Нет	Нет
R1
	1074	63	Нет	Да
R2
	1168	35	Нет	Нет
R3
	1417	28	н.о.	н.о.
н.о. не определяли

В случае образца R3, полное содержание ванадия (0,865%) избыточно и было невозможно получить рекристаллизацию даже после отжига при 850°С.

Свойства удлинения вследствие этого были крайне недостаточны. В случае стали R2, даже при том, что размер осадков был подходящим, осаждение ванадия происходит в избыточном количестве (0,219% осажденного ванадия), что приводит к ухудшению в удлинении при разрыве и недостаточным характеристикам. В случае стали R1, требуемое осаждение отсутствует и наблюдается чувствительность к замедленному разрушению.

Стали I1 и 12 в соответствии с изобретением содержат осадки подходящего типа и размера. Более 75% из них локализованы в межзеренных положениях. Эти стали объединяют и очень хорошие механические свойства (прочность более 1000 МПа, удлинение более 55% и высокое сопротивление замедленному разрушению). Последнее свойство получено даже без отдельной обезгаживающей термообработки.

Горячекатаные или холоднокатаные листы в соответствии с изобретением преимущественно применяют в автомобильной промышленности в форме конструкционных деталей, силовых элементов или внешних деталей, которые из-за их очень высокой прочности и хорошей пластичности эффективно помогают в сокращении массы транспортных средств и наряду с этим увеличивают безопасность в случае столкновения.

1. Лист из аустенитной железо-углерод-марганцевой стали, характеризующийся тем, что он выполнен из стали, содержащей, мас.%:
0,45≤С≤0,75
15≤Mn≤26
Si≤3
Аl≤0,050
S≤0,030
Р≤0,080
N≤0,1
по крайней мере, один элемент, выбранный из группы:
0,050≤V≤0,50
0,040≤Ti≤0,50
0,070≤Nb≤0,50
0,070≤Cr≤2
0,14≤Mo≤2
и необязательно один или более элементов, выбранных из группы:
0,0005≤В≤0,003
Ni≤1
Cu≤5,
железо и
неизбежные примеси остальное,
причем количество, по крайней мере, одного элемента в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет
0,030≤V_p≤0,150
0,030≤Ti_p≤0,130
0,040≤Nb_p≤0,220
0,070≤Cr_p≤0,6
0,14≤Мо_р≤0,44.

2. Лист по п.1, в котором сталь содержит, мас.%:
0,50≤С≤0,70.

3. Лист по п.1 или 2, в котором сталь содержит, мас.%:
17≤Mn≤24.

4. Лист по п.1 или 2, в котором сталь содержит, мас.%: 0,070≤V≤0,40 и количество ванадия в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет
0,070≤V_p≤0,140.

5. Лист по п.1 или 2, в котором сталь содержит, мас.%: 0,060≤Ti≤0,40 и количество титана в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,060≤Ti_p≤0,110.

6. Лист по п.1 или 2, в котором сталь содержит, мас.%: 0,090≤Nb≤0,40 и количество ниобия в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,090≤Nb_p≤0,200.

7. Лист по п.1 или 2, в котором сталь содержит, мас.%: 0,20≤Cr≤1,8 и количество хрома в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,20≤Cr_р≤0,5.

8. Лист по п.1 или 2, в котором сталь содержит, мас.%: 0,20≤Мо≤1,8 и количество молибдена в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов составляет 0,20≤Мо_р≤0,35.

9. Лист по п.1 или 2, в котором средний размер осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов находится между 5 и 25 нм.

10. Лист по п.1 или 2, в котором средний размер осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов находится между 7 и 20 нм.

11. Лист по п.1 или 2, в котором, по крайней мере, 75% осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов локализованы в межзеренных положениях.

12. Способ получения холоднокатаного листа из железо-углерод-марганцевой аустенитной стали, включающий выплавку стали, содержащей, мас.%:
0,45≤С≤0,75
15≤Mn≤26
Si≤3
Аl≤0,050
S≤0,030
Р≤0,080
N≤0,1,
по крайней мере, один элемент, выбранный из группы:
0,050≤V<0,50
0,040≤Ti≤0,50
0,070≤Nb≤0,50
0,070≤Cr≤2
0,14≤Mo≤2
и необязательно один или более элементов, выбранных из группы:
0,0005≤В≤0,003
Ni≤1
Cu≤5
железо и
неизбежные примеси остальное,
отливку из этой стали полупродукта, нагрев его до температуры между 1100 и 1300°С, горячую прокатку с температурой окончания прокатки 890°С или выше, смотку в рулон при температуре ниже 580°С, холодную прокатку, термическую обработку отжигом, который включает стадию нагрева со скоростью нагрева V_h (°С/с) до температуры Ts (°С), выдержку при температуре Ts в течение времени выдержки t_s (с), охлаждение со скоростью охлаждения V_c (°С/с) с необязательной последующей выдержкой при температуре T_u(°C) в течение времени выдержки t_u(c), при этом параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u регулируют с обеспечением получения, по крайней мере, одного элемента в виде осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов в количестве по любому из пп.1-8.

13. Способ по п.12, в котором параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u регулируют с обеспечением среднего размера осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов после отжига между 5 и 25 нм.

14. Способ по п.12 или 13, в котором параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u регулируют с обеспечением среднего размера осажденных карбидов, нитридов или карбонитридов после отжига между 7 и 20 нм.

15. Способ по п.12 или 13, в котором параметры V_h, T_s, t_s, V_c, T_u, t_u регулируют с обеспечением получения, по крайней мере, 75% осажденных после отжига карбидов, нитридов или карбонитридов, локализованных в межзеренных положениях.

16. Способ по п.12, в котором сталь содержит, мас.%: 0,050≤V≤0,50, температура окончания горячей прокатки составляет 950°С или выше, смотку листа в рулон ведут при температуре ниже 500°С, холодную прокатку листа осуществляют со степенью обжатия более 30% и отжиг выполняют со скоростью нагрева листа V_h между 2 и 10°С/с при температуре T_s между 700 и 870°С с выдержкой при этой температуре в течение между 30 и 180 с и охлаждают со скоростью между 10 и 50°С/с.

17. Способ по п.16, в котором скорость нагрева V_h до температуры отжига находится между 3 и 7°С/с.

18. Способ по п.16 или 17, в котором температура выдержки Ts находится между 720 и 850°С.

19. Способ по любому из пп.12, или 13, или 16, или 17, в котором полупродукт отливают в форме слябов или тонких полос между вращающимися в противоположном направлении стальными вальцами.

20. Применение листа из аустенитной железо-углерод-марганцевой стали по любому из пп.1-11 и изготовленного способом по любому из пп.12-19 для изготовления конструкционных деталей, силовых элементов или внешних деталей в области автомобилестроения.