Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей



Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей
Способ изготовления деформационно-упрочненных стальных деталей с покрытием и листы с предварительно нанесенным покрытием для изготовления этих деталей

 

C21D1/74 - Изменение физической структуры черных металлов; устройства общего назначения для термообработки черных или цветных металлов или сплавов; придание ковкости металлам путем обезуглероживания, отпуска или других видов обработки (цементация диффузионными способами C23C; поверхностная обработка металлов, включающая по крайней мере один процесс, предусмотренный в классе C23, и по крайней мере другой процесс, охватываемый этим подклассом, C23F 17/00; однонаправленное отвердевание эвтектики или однонаправленное разделение эвтектик C30B)

Владельцы патента RU 2610995:

АРСЕЛОРМИТТАЛЬ ИНВЕСТИГАСЬОН И ДЕСАРРОЛЛО СЛ (ES)

Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаному и отожженному листу толщиной 0,5-2,6 мм, состоящему из стальной подложки для термической обработки и предварительного металлического покрытия, нанесенного на по меньшей мере две основные поверхности стальной подложки. Состав стальной подложки содержит, мас.%: 0,07≤С≤0,5, 0,5≤Mn≤3, 0,02≤Si≤0,5, 0,01≤Cr≤1, Ti≤0,2, Al≤0,25, S≤0,05, Р≤0,1, 0,0005≤В≤0,010, при необходимости 0,0005≤Са≤0,005, остальное - железо и неизбежные примеси, в том числе кислород с содержанием О0. Подложка содержит обезуглероженную область на поверхности каждой из двух основных поверхностей, глубина p50% которой составляет 6-30 микрометров, где p50% представляет собой глубину, на которой содержание углерода составляет 50% указанного содержания С. Лист не содержит слой оксида железа между указанной подложкой и указанным металлическим предварительным покрытием и имеет под границей раздела между предварительным покрытием и указанной подложкой на глубине 0-5 микрометров, начиная с указанной границы раздела, среднее содержание кислорода Om, причем Om0 составляет более 15. Обеспечиваются высокая прочность и сгибаемость листов. 2 н. и 20 з.п. ф-лы, 16 ил., 2 пр.

 

Настоящее изобретение относится к способу изготовления деталей из холоднокатаного и отожженного стального листа с предварительно нанесенным покрытием нагревом, штамповкой и затем упрочнением при охлаждении, оставляя их в штампе; эти детали предназначены, в частности, для использования в качестве конструкционных элементов автомобильных транспортных средств для выполнения противоударной функции или поглощения энергии. Детали этого типа также могут быть использованы, например, для изготовления оснастки или деталей сельскохозяйственных машин.

В этом типе применения целью является изготовление стальных деталей, которые сочетают высокую механическую прочность, высокую ударную прочность, хорошую стойкость к коррозии и хорошую размерную точность. Эта комбинация особенно желательна в автомобильной промышленности, где предпринимаются попытки значительно снизить вес транспортных средств. Для противоударных и конструкционных деталей, а также других деталей, которые вносят свой вклад в безопасность автомобильных транспортных средств, таких как бамперы, двери или средняя стойка, например, требуются вышеуказанные характеристики. Это снижение веса может быть достигнуто, в частности, благодаря использованию стальных деталей с мартенситной или бейнитно-мартенситной микроструктурой.

Изготовление деталей этого типа описано в публикациях известного уровня техники FR 2780984 и FR 2807447, в соответствии с которыми вырубленные заготовки из стального листа для термической обработки и с предварительно нанесенным покрытием из металла или металлического сплава нагревают в печи и затем подвергают горячей штамповке. Предварительно нанесенное покрытие может быть из алюминия или сплава на основе алюминия, цинка или цинкового сплава. Во время нагрева в печи, предварительно нанесенное покрытие обеспечивает защиту поверхности стали от обезуглероживания и образования окалины. Во время нагревания в печи это предварительно нанесенное покрытие сплавляется со стальной подложкой с образованием соединения, пригодного для горячей штамповки, и не вызывает какого-либо повреждения штампа. Проведение выдержки детали в устройстве после штамповки обеспечивает быстрое охлаждение, что приводит к формированию упрочненных микроструктур, которые имеют очень высокие механические характеристики. Процесс этого типа известен как деформационное упрочнение.

Как правило, механические характеристики деталей, полученных таким образом, оцениваются с помощью предела прочности на разрыв и испытания на твердость. Вышеуказанные документы также описывают способы изготовления, которые позволяют получать механическую прочность (или максимум предела прочности на разрыв) Rm 1500 МПа, исходя из стальной заготовки, имеющей начальную прочность Rm 500 МПа до нагрева и быстрого охлаждения.

Однако условия эксплуатации некоторых упрочненных и покрытых деталей требуют не только высокой прочности Rm, но и хорошей сгибаемости. Этот параметр фактически представляется более подходящим, чем измеренное относительное удлинение при разрыве, чтобы гарантировать, что деталь имела достаточную пластичность для смягчения деформаций или ударной нагрузки без риска разрыва, в частности, в областях, соответствующих локальной концентрации напряжений за счет геометрии детали или возможного присутствия микродефектов на поверхности деталей.

Документ WO 2009080292 описывает способ, который позволяет увеличить угол изгиба упрочненной детали. Согласно этому способу стальной лист нагревают в печи отжига до температуры 650-800°С, чтобы получить слой оксида, который значительно толще 0,3 мкм. Некоторые легирующие элементы из стали окисляются под этим слоем оксида. Этот слой оксида затем частично восстанавливают так, что он имеет толщину более 0,3 мкм. Нижняя поверхность слоя восстановленного оксида состоит из чистого железа. Затем на лист наносят покрытие с использованием процесса погружения в расплав. После этой стадии лист имеет следующие различные слои соответственно: стальная подложка, включающая окисленные элементы в непосредственной близости от поверхности (внутреннее окисление), эта подложка сверху покрыта слоем частично восстановленного оксида, на который сверху нанесено покрытие с использованием процесса погружения в расплав. На последующей стадии аустенизации заготовки и/или во время формовки и охлаждения, тонкий пластичный слой формируется под покрытием таким образом, что тормозится распространение трещин, образующихся под покрытием, в этом нижележащем слое в процессе формования.

Однако слой оксидов, который присутствует, когда лист погружают в ванну металлического покрытия, может иметь нежелательный эффект в плане адгезии горячего покрытия к этому слою.

В связи с этим было бы желательно иметь способ изготовления, который не имеет этого недостатка, и сделать возможным получение одновременно после деформационного упрочнения высокую прочность и сгибаемость.

Также известно, что условия промышленного изготовления неизбежно включают определенные колебания, такие, как, например, температура цикла в ходе отжига листа до его покрытия и состав и/или точка росы атмосферы в печи непрерывного отжига, которые могут незначительно отличаться в данной последовательности изготовления или могут меняться от одного цикла изготовления к другому. Даже если предпринимаются максимальные меры предосторожности, чтобы свести к минимуму эти изменения, было бы желательно иметь такой способ изготовления, чтобы механические характеристики, в частности, сгибаемость, полученные после деформационного упрочнения были бы нечувствительными, насколько возможно к этим потенциальным изменениям условий изготовления. Дополнительной целью является способ изготовления, который приводит к хорошей изотропии деталей после горячей штамповки, то есть, в которых сгибаемость не сильно зависит от направления напряжения по отношению к направлению прокатки листа.

Также известно, что время выдержки заготовок в печи в течение стадии аустенизации в течение горячей штамповки может влиять на механические характеристики деталей. Поэтому было бы желательно иметь способ изготовления, который является менее чувствительным к времени выдержки в печи, чтобы достичь высокого уровня воспроизводимости механических характеристик деталей.

В случае деталей, изготовленных из листов с предварительно нанесенным покрытием цинка или сплава цинка, целью является способ, который позволяет проводить сварку этих деталей без риска охрупчивания границ зерна, вызванного проникновением жидкого цинка.

Целью настоящего изобретения является решение вышеприведенных проблем с помощью экономичного способа изготовления.

Неожиданно авторы изобретения обнаружили, что высокая сгибамость деталей достигается, когда обезуглероженная область определенной толщины присутствует под предварительно нанесенным металлическим покрытием до деформационного упрочнения детали. Неожиданно, но это определенное обезуглероживание до деформационного упрочнения приводит к сгибаемости, которая зависит в незначительной степени от условий непрерывного отжига до нанесения и которая отражает хорошую изотропность по отношению к направлению прокатки; высокие значения сгибаемости достигаются, несмотря на присутствие оксидов в этой обезуглероженной области, что соответствует обогащению кислородом этой области.

Объектом настоящего изобретения является холоднокатаный лист с предварительным покрытием, который отожжен для изготовления деформационно-упрочненных деталей, состоящий из стальной подложки для термической обработки с массовым содержанием углерода С0 0,0-0,5%, по меньшей мере, на одну из двух основных поверхностей стальной подложки нанесено предварительное покрытие и лист характеризуется тем, что подложка включает обезуглероженную область на поверхности каждой из двух основных поверхностей, причем глубина p50% обезуглероженной области составляет 6-30 микрометров, причем p50% является глубиной, на которой содержание углерода составляет 50% от содержания С0, и тем, что лист не содержит слой оксида железа между подложкой и металлом предварительно нанесенного покрытия. Глубина p50% обезуглероженной области преимущественно составляет 9-30 микрометров, и предпочтительно 12-30 микрометров.

В одном преимущественном осуществлении металл предварительно нанесенного покрытия листа является алюминием или алюминиевым сплавом.

В другом предпочтительном осуществлении изобретения металл предварительного нанесенного покрытия является цинком или цинковым сплавом.

Металл предварительно нанесенного покрытия предпочтительно может состоять из слоя алюминия или сплава на основе алюминия с нанесенным сверху слоем цинка или цинкового сплава.

Состав стальной подложки предпочтительно включает в массовых процентах 0,07%≤С≤0,5%, 0,5%≤Μn≤3%, 0,02%≤Si≤0,5%, 0,01%≤Cr≤1%, Ti≤0,2%, Al≤0,25%, S≤0,05%, P≤0,1%, 0,0005%≤В≤0,010%, необязательно 0,0005%≤Ca≤0,005%, остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих при обработке.

Более предпочтительно состав стальной подложки включает в массовых процентах 0,09%≤С≤0,38%, 0,8%≤Μn≤1,5%, 0,1%≤Si≤0,35%, 0,01%≤Cr≤0,3%, 0,02%≤Ti≤0,1%, 0,001%≤Al≤0,25%, S≤0,05%, Р≤0,1%, 0,002%≤В≤0,005%, необязательно 0,0005%≤Ca≤0,005%, остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих при обработке.

В одном предпочтительном осуществлении состав стальной подложки включает в массовых процентах: 0,15%≤С≤0,25%.

Содержание кислорода в стальной подложке предпочтительно составляет О0 и среднее содержание кислорода под границей раздела между предварительно нанесенным покрытием и подложкой на глубине 0-5 микрометров, измеренной от границы раздела, составляет Om, причем Om0 составляет более 15.

Предпочтительно подложка из стали с предварительно нанесенным покрытием содержит в области, расположенной между нулем и 5 микрометрами ниже границы раздела между предварительно нанесенным покрытием и подложкой, оксиды, которые включают, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы, состоящей из титана, кремния, марганца, алюминия и хрома, причем плотность оксидов диаметром более 1 микрометра в этой области составляет более 50/мм2.

Дополнительным объектом настоящего изобретения является способ изготовления покрытых и упрочненных стальных деталей, включающий последовательность стадий, в соответствии с которым получают холоднокатаный стальной лист для термической обработки, имеющий содержание углерода С0 0,07-0,5%. Прокатанную сталь отжигают для получения, по окончании отжига, обезуглероженной поверхности листа на глубине p50% равной 6-30 микрометров, причем p50% является глубиной, на которой содержание углерода составляет 50% указанного содержания С0, и лист не имеет слоя оксида железа на его поверхности, затем на отожженную сталь, которая служит в качестве подложки, наносят предварительное покрытие металла или металлического сплава. Сталь с предварительным покрытием затем разрезают для получения заготовки, заготовку необязательно подвергают холодной штамповке и затем нагревают до температуры TR в печи для придания стали, по меньшей мере, частично аустенитной структуры. Нагретую заготовку извлекают из печи и переносят в пресс или установку штамповки, и затем заготовку подвергают горячей штамповке или горячей калибровке для получения детали, которую затем охлаждают в прессе или установке штамповки, чтобы придать ей мартенситную или бейнитно-мартенситную микроструктуру путем упрочнения.

Дополнительным объектом настоящего изобретения является способ изготовления, характеризующийся тем, что нанесение предварительного покрытия выполняется непрерывно с использованием процесса горячего погружения в расплав при прохождении через ванну.

В одном предпочтительном осуществлении металл предварительно нанесенного покрытия является алюминием или алюминиевым сплавом.

Предварительно нанесенное покрытие предпочтительно является цинком или цинковым сплавом.

В одном определенном осуществлении металл предварительно нанесенного покрытия состоит из слоя алюминия или сплава на основе алюминия с нанесенным сверху слоем цинка или цинкового сплава.

Глубина p50% предпочтительно составляет 9-30 микрометров, и более предпочтительно 12-30 микрометров.

Дополнительным объектом настоящего изобретения является способ, характеризующийся тем, что состав стальной подложки включает в массовых процентах: 0,07%≤С≤0,5%, 0,5%≤Μn≤3%, 0,02%≤Si≤0,5%, 0,01%≤Cr≤1%, Ti≤0,2%, Al≤0,25%, S≤0,05%, P≤0,1%, 0,0005%≤В≤0,010%, необязательно 0,0005%≤Ca≤0,005%, остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих при обработке.

В одном конкретном осуществлении состав стальной подложки включает в массовых процентах: 0,09%≤С≤0,38%, 0,8%≤Μn≤1,5%, 0,1%≤Si≤0,35%, 0,01%≤Cr≤0,3%, 0,02%≤Ti≤0,1%, 0,001%≤Al≤0,25%, S≤0,05%, P≤0,1%, 0,002%≤B≤0,005%, необязательно 0,0005%≤Ca≤0,005%, остальное состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих при обработке.

В одном конкретном осуществлении способа состав стальной подложки включает: 0,15%≤С≤0,25%.

Температура TR предпочтительно выше или равна температуре Ac3 стали. Холоднокатаный стальной лист предпочтительно имеет содержание кислорода О0; его отжигают для получения в подложке по окончании отжига под границей раздела между предварительно нанесенным покрытием и подложкой на глубине 0-5 микрометров, измеренной от границы раздела, среднего содержания кислорода Om, причем Om0 составляет более 15.

Предпочтительно холоднокатаный лист отжигают для получения в подложке по окончании отжига под границей раздела между предварительно нанесенным покрытием и подложкой на глубине 0-5 микрометров от границы раздела, оксидов, которые включают, по меньшей мере, один элемент, выбранный из группы, состоящей из титана, кремния, марганца, хрома, алюминия, причем плотность оксидов с диаметром более 1 микрометра в этой области превышает 50/мм2.

Дополнительным объектом настоящего изобретения является способ изготовления, раскрытый в любом из вышеописанных осуществлений, в котором условия отжига включают следующую последовательность стадий: после получения холоднокатаного листа, его нагревают при прохождении через печь с радиационными трубами или печь сопротивления или индукционную печь или печь объединяющую, по меньшей мере, любые два из этих устройств, до температуры Т1а между 600°С и Ас1+40°С, причем Ac1 обозначает температуру начала аустенитного превращения, когда сталь нагрета, в зоне печи, где атмосфера A1 содержит 2-15% об. водорода, предпочтительно 3-5% об. водорода, остальное азот и неизбежные примеси, с точкой росы -60 - -15°С. Затем лист нагревают от температуры Т1а до температуры Т2а между 720-860°С, причем, по меньшей мере, один компонент, выбранный из жидкой воды, пара или кислорода, вводят в печь, начиная с температуры Τ1а, чтобы получить на участке печи между температурой Т1а и температурой Т2а, атмосферу А2а с точкой росы PR между -15°С и температурой Те точки росы равновесия железо/оксид железа, причем промежуток времени между моментом, когда лист находится при температуре Т1а и моментом, когда лист достигает температуры Т2а, больше или равен 30 секундам. Затем лист выдерживают при температуре Tm между Т2а и Т2а+40°С, в атмосфере A3, которая является восстановительной относительно железа, и затем охлаждают до температуры Т3 в атмосфере A4, так, что не происходит повторное окисление поверхности железа. Затем на лист наносят предварительное покрытие горячим погружением в ванну металла при температуре Tbm, при условии, что температура Т3 находится между Tbm-10°C и Tbm+50°C.

Предпочтительно точка росы PR атмосферы А2а находится между -15 и +17°С, более предпочтительно составляет -15 - -10°С.

Дополнительным объектом настоящего изобретения является способ изготовления, в котором условия отжига включает следующую последовательность стадий: после получения холоднокатаного листа его нагревают при прохождении через печь с радиационными трубами или печь сопротивления или индукционную печь или печь объединяющую, по меньшей мере, любые два из этих устройств, до температуры Т1а между 600°С и Ас1+40°С, причем Ac1 обозначает температуру начала аустенитного превращения, как когда сталь нагрета, в зоне печи, где атмосфера A1 содержит 2-15% об. водорода, предпочтительно 3-5% об. водорода, остальное азот и неизбежные примеси, с точкой росы между -60 и -15°С. Затем лист нагревают от температуры Т1а до температуры Т2а между 720-860°С, причем, по меньшей мере, один компонент, выбранный из жидкой воды, пара или кислорода, вводят в печь, начиная с температуры Τ1а, чтобы получить на участке печи между температурой Т1а и температурой Т2а, атмосферу A2b, которая является окислительной относительно железа, причем промежуток времени между моментом, когда лист находится при температуре Т1а и моментом, когда лист достигает температуры Т2а, больше или равен 30 секундам. Затем лист выдерживают при температуре Tm между Т2а и Т2а+40°С, в атмосфере A3, которая является восстановительной относительно железа, в результате чего полное восстановление слоя железа, образованного в этой атмосфере A2b, происходит не позже, чем окончание выдержки при температуре Tm. Затем лист охлаждают в атмосфере A4 таким образом, чтобы не происходило повторное окисление поверхности железа, до температуры Т3, затем на лист наносят предварительное покрытие горячим погружением в ванне металла при температуре Tbm, при условии, что температура Т3 находится между Tbm-10°С и Tbm+50°С.

В одном предпочтительном осуществлении температура Т1а выше Ac1, т.е. температуры аустенитного превращения при нагреве стальной подложки.

Дополнительным объектом настоящего изобретения является способ изготовления, условия отжига которого включают следующую последовательность стадий: после получения холоднокатаного стального листа его предварительно нагревают при прохождении через печь, предварительный нагрев осуществляют в зоне печи, нагретой с помощью открытого пламени, в результате чего лист предварительно нагревают до температуры T1b между 550-750°С в атмосфере, образующейся в результате сгорания смеси воздуха и природного газа, в которой отношение воздух/газ составляет 1-1,2. Лист нагревают от температуры T1b до температуры T2b между 760-830°С во второй зоне печи, нагреваемой радиационными трубами или электрическим или индукционным нагревом или любой комбинации, по меньшей мере, двух из этих средств, в которой атмосфера содержит 3-40% об. водорода, остальное азот и неизбежные примеси, причем точка росы составляет ниже -30°С, и при этом интервал времени между моментом, когда лист находится при температуре T1b и моментом, когда он достигает температуры T2b составляет, по меньшей мере, 30 секунд. Лист выдерживают при температуре Tm между T2b и T2b+40°С в атмосфере A3, которая является восстановительной относительно железа, и затем охлаждают в атмосфере, так, что не происходит повторное окисление поверхности железа, до температуры Т3. Затем на лист наносят предварительное покрытие горячим погружением в ванну металла при температуре Tbm, подразумевается, что температура Т3 находится между Tbm-10°C и; Tbm+50°C.

В одном предпочтительном осуществлении температура T2b выше Ac1.

Дополнительные характеристики и преимущества настоящего изобретения станут очевидными из последующего описания, которое предоставляется в качестве примера, и со ссылкой на прилагаемые чертежи, на которых:

Фиг. 1 представляет микроструктуру предварительно покрытого стального листа, заявленного в изобретении и предназначенного для изготовления деформационно-упрочненных деталей.

Фиг. 2 схематически иллюстрирует определение глубины мягкой области d, измеренной по микротвердости под покрытием деформационно-упрочненной детали.

Фиг. 3 схематически иллюстрирует определение глубины обезуглероживания поверхности p50% листа с предварительно нанесенным покрытием или заготовки, измеренной оптической эмиссионной спектроскопией тлеющего разряда, под предварительно нанесенным покрытием листа или заготовки до упрочнения.

Фиг. 4 иллюстрирует изменение критического угла изгиба αc деформационно-упрочненной детали в зависимости от глубины мягкой поверхностной области, причем последнюю измеряют по микротвердости под покрытием.

Фиг. 5 иллюстрирует изменение критического угла изгиба αс деформационно-упрочненной детали в зависимости от глубины обезуглероживания p50%, причем последнюю измеряют на предварительно покрытой заготовке перед горячей штамповкой и упрочнением.

Фиг. 6 показывает влияние температуры точки росы в определенной зоне печи при отжиге до предварительного покрытия на критический угол изгиба детали после горячей штамповки.

Фиг. 7 показывает влияние температуры точки росы в определенной зоне печи при отжиге до предварительного покрытия на глубину обезуглероживания p50%, причем этот последний параметр измеряют на предварительно покрытой заготовке перед горячей штамповкой и упрочнением.

Фиг. 8 показывает микроструктуру стали под цинковым покрытием после деформационного упрочнения для точки росы -27°С.

Фиг. 9 также показывает микроструктуру стали под цинковым покрытием после деформационного упрочнения для точки росы -7°С.

Фиг. 10 иллюстрирует изменение перед горячей штамповкой содержания углерода в стальной подложке двух предварительно покрытых стальных листов в непосредственной близости от их границы раздела с предварительно нанесенным покрытием, причем отжиг листов проводят в атмосфере А2а с точкой росы -27°С или -7°С.

Фиг. 11 иллюстрирует изменение содержания углерода в двух стальных деталях, подвергнутых горячей штамповке, в непосредственной близости от границы раздела с покрытием этих деталей, причем отжиг листов, используемых для изготовления этих деталей, проводят в атмосфере А2а с точкой росы -27°С или -7°С.

Фиг. 12 и 13 иллюстрируют внутренние оксиды, образованные в процессе отжига в стальной подложке, в непосредственной близости от поверхности.

Фиг. 14 и 15 показывают два энергодисперсионных рентгеновских спектра этих оксидов.

Фиг. 16 показывает изменение относительного содержания кислорода (О/О0) под предварительно нанесенном покрытии листа, изготовленного в соответствии с изобретением.

Толщина холоднокатаного листа, используемого в способе в соответствии с изобретением, предпочтительно составляет около 0,5-2,6 мм, диапазон толщин, используемый среди прочих применений в производстве конструкционных или усилительных деталей для автомобильной промышленности.

Сталь является сталью для термической обработки, т.е. это сталь, способная упрочняться после аустенизации и быстрого охлаждения закалкой.

Сталь предпочтительно содержит следующие элементы, в массовых процентах:

- содержание углерода 0,07-0,5%, предпочтительно 0,09-0,38% масс. и наиболее предпочтительно 0,15-0,25% масс. Этот элемент играет важную роль в прокаливаемости и механической прочности, получаемой после охлаждения, следующего за аустенизацией. Ниже содержания 0,07% масс. пригодность к упрочнению снижается и механическая прочность недостаточна после деформационного упрочнения. Содержание 0,15% С, позволяет обеспечить достаточную прокаливаемость в областях наиболее жестких условий горячего формования. Содержание более 0,5% масс, приводит к возрастанию риска образования дефектов при упрочнении, в частности, толстых деталей. Также становится трудно гарантировать пластичность при изгибе детали после деформационного упрочнения. Содержание углерода между 0,09 и 0,38%, позволяет получить прочность Rm около 1000-2050 МПа, когда микроструктура детали является полностью мартенситной;

- в дополнение к своей роли раскислителя, марганец также оказывает значительное влияние на прокаливаемость, в частности, когда его массовое содержание более 0,5%, предпочтительно более 0,8%. Тем не менее, предпочтительно ограничить его добавление до 3% масс. и более предпочтительно ограничить его до содержания 1,5%, чтобы избежать чрезмерной сегрегации;

- содержание кремния в стали должно быть в пределах 0,02-0,5% масс., и предпочтительно 0,1-0,35%. В дополнение к своему действию в качестве раскислителя жидкой стали, этот элемент способствует упрочнению стали, хотя его содержание, тем не менее, должно быть ограничено, чтобы предотвратить чрезмерное образование оксидов и избежать нежелательного воздействия на покрываемость погружением в расплав;

- выше содержания 0,01%, хром повышает прокаливаемость, способствует достижению высокой прочности после операции горячей штамповки. Выше концентрации, равной 1% (предпочтительно 0,3%), эффект хрома на однородность механических свойств детали насыщается;

- алюминий является элементом, который способствует раскислению и выделению азота. В чрезмерном количестве крупные алюминаты образуются в процессе обработки, которые имеют тенденцию к снижению пластичности, что является причиной ограничения содержания алюминия до 0,25% масс. Минимальное содержание 0,001% делает возможным раскисление стали в жидком состоянии во время обработки;

- в избыточных количествах, сера и фосфор приводят к увеличению хрупкости. Поэтому желательно ограничить соответствующие концентрации этих элементов 0,05 и 0,1% масс.;

- бор, концентрация которого должна быть в пределах 0,0005-0,010% масс., предпочтительно 0,002-0,005% масс., является элементом, который играет важную роль в прокаливаемости. Ниже концентрации 0,0005% не достигается достаточного воздействия на прокаливаемость. Полный эффект достигается при концентрации 0,002%. Максимальное содержание бора должно быть менее 0,010%, предпочтительно 0,005%, чтобы избежать снижения ударной вязкости;

- титан обладает высоким сродством к азоту. Это защищает бор таким образом, что этот элемент находится в свободной форме, так что он может оказывать свое влияние на прокаливаемость в полной мере. Выше 0,2%, однако, существует риск формирования крупнозернистых нитридов титана в жидкой стали, которые неблагоприятно влияют на ее прочность. Предпочтительно оно составляет 0,02-0,1%;

- необязательно сталь также может содержать кальций в количестве 0,0005-0,005%: за счет соединения с кислородом и серой кальций позволяет предотвратить образование крупных включений, которые имеют нежелательный эффект на пластичность листов или деталей, изготовленных из него.

Остальное в составе стали состоит из железа и неизбежных примесей, образующихся при обработке, в частности кислород, который присутствует в форме оксидов.

Предпочтительной сталью является 22MnB5, содержащая 0,20-0,25% С, 1,1-1,35% Μn, 0,15-0,35% Si, 0,02-0,06% Al, 0,02-0,05% Ti, 0,02-0,25% Cr, 0,002-0,004% В, остальное - железо и неизбежные примеси.

Авторы в первую очередь пытались найти те условия, которые позволили бы добиться хорошей сгибаемости после упрочнения. Эта характеристика определяется испытанием детали на трехточечный изгиб. Деталь постепенно сгибается на роликах с трехточечным изгибом, при этом одновременно измеряется прилагаемая нагрузка. Определяют критический угол изгиба ас, когда появляются трещины в детали, при этом это явление сопровождается мгновенным уменьшением прилагаемой нагрузки. Условия испытаний этого типа описаны в DIN VDA 238-100. Для разрывной нагрузки Rm порядка 1300-1600 МПа, критический угол изгиба более 55° должен соответствовать техническим характеристикам. Предпочтительно критический угол изгиба даже более 60° необходим, чтобы удовлетворять самым строгим условиям использования.

С помощью способа изготовления, который будет описан более подробно ниже, изобретатели изготовили детали, начиная с заготовок из стали 22MnB5 толщиной 1,2 мм, отожженной, оцинкованной, горячей штамповкой после нагрева до 880°С и выдержкой при этой температуре в течение 5 минут, которые отличаются только присутствием более или менее большого мягкого слоя, расположенного под покрытием. Способ определения глубины этой мягкой области схематически показан на фиг. 2. После деформационного упрочения деталь состоит из стальной подложки для термической обработки 6 и покрытия 4, которое отделено от подложки границей раздела 5. Следует отметить, что эта схема не воспроизводит соответствующие размеры различных областей. Определение твердости выполняют под очень низкой нагрузкой (например, твердость по Виккерсу при нагрузке 50 г, HV0.05) на подложку, начиная с границы раздела 5, чтобы получить кривую 7, иллюстрирующую профиль микротвердости. На основании этого получается значение d, характеризующее глубину мягкой области. Фиг. 4 показывает критический угол изгиба αс, измеренный для значений αc, изменяющихся между около 30-40 мкм. Из-за небольшой глубины мягкой области горячештампованные детали не будут соответствовать требованию αc≥55°. Однако для более глубоких мягких областей было отмечено, что соотношение характеризуется большим разбросом. Для данного значения d, например, 35 микрометров невозможно с уверенностью определить будет или не будет горячештампованная деталь соответствовать требуемому критерию. Также было установлено, что микроструктуры, соответствующие этим мягким областям переменной ширины, очень схожи после деформационного упрочнения. Кроме того, микроструктура этих мягких областей может быть полностью мартенситной, т.е. их сложно различать с помощью обычного оптического микроскопа. Другими словами, авторы изобретения показали, что ни глубина мягких областей, измеренных на деформационно-упрочненной детали, ни оптическое изучение микроструктуры мягких областей этих деталей, не являются параметрами, которые позволяют надежно гарантировать минимальное значение угла изгиба.

Неожиданно авторы изобретения показали, что для получения требуемого результата необходимо определять глубину обезуглероживания не на деформационно-упрочненной детали, а на предварительно покрытых листе или заготовке до упрочнения. Способ определения показан на фиг. 3, схема которого не воспроизводит соответствующие размеры различных областей в масштабе: лист или заготовка состоит из стальной подложки 10 и предварительно нанесенного покрытия 8, отделенного от подложки границей раздела 9. Начиная с этой границы раздела, оптическую эмиссионную спектроскопию тлеющего разряда (GDOES), метод, который известен как таковой, используют для измерения глубины p50%, на которой содержание углерода равно 50% номинального содержания углерода С0 подложки 10. Профиль концентрации может представлять постепенное уменьшение содержания углерода от подложки к границе раздела (профиль 11) или даже минимум, расположенный вблизи от границы раздела (12) профиля. Этот последний случай отражает локальное обогащение углеродом вблизи крайней поверхности, что на практике не имеет никакого влияния на механические свойства после горячей штамповки. В случае профиля 12, рассматриваемая глубина p50% находится выше этого очень небольшого поверхностного обогащения, как показано на фиг. 3. Благодаря способу изготовления, который будет описан более подробно ниже, изобретатели изготовили детали, начиная с оцинкованных отожженных заготовок из стали 22МnВ5 толщиной 1,2 мм, которые отличаются только присутствием более или менее большим обезуглероженным слоем, расположенным под покрытием. Эти листы разрезают для получения заготовок, которые нагревают в печи до 880°С в течение 5 мин, затем горячей штамповкой получают детали. Эти детали подвергают испытанию на изгиб, результаты которого показаны на фиг. 5, причем изгиб при испытании на изгиб создавался либо в направлении, параллельном направлению прокатки (кривая 13), или в перпендикулярном направлении (кривая 14). В отличие от результатов, представленных на фиг. 4, следует отметить, что глубина обезуглероженной области перед деформационным упрочнением позволяет удовлетворительно рассчитать свойства детали после деформационного упрочнения. Для получения критического угла изгиба αс≥55° (сгибаемость в направлении, параллельном прокатке), глубина обезуглероженной области p50% не должна быть менее 6 микрометров. Для соблюдения этого условия независимо от ориентации по отношению к направлению прокатки, глубина обезуглероживания p50% не должна быть менее 9 микрометров. Для получения значения αс≥55° независимо от ориентации по отношению к направлению прокатки, глубина обезуглероживания p50% не должна быть менее 12 микрометров. Неожиданно, но, тем не менее было отмечено, что при глубине р50% более 30 микрометров, сгибаемость не улучшается и даже становится немного хуже, когда изгиб применяется в направлении, перпендикулярном прокатке. Кроме того, разница в сгибаемости между направлениями параллельным и перпендикулярным прокатке имеет тенденцию к увеличению. Таким образом, для соответствия требованиям к механическим свойствам, значение p50% должно составлять 6-30 микрометров, предпочтительно 9-30 и более предпочтительно 12-30 микрометров.

Способ в соответствии с изобретением описан более подробно ниже. Сначала получают сталь для термообработки, как описано выше. Эта сталь имеет форму плоского, холоднокатаного листа. Термообработка отжига, описанная ниже, имеет особую цель проведения рекристаллизации микроструктуры упрочненной холодной прокаткой. После необязательного обезжиривания и электролитической очистки для получения поверхности без загрязнений, глубина обезуглероживания p50% 6-30 микрометров может быть получена с помощью следующих процессов:

- в первом осуществлении лист подвергают термической обработке при его прохождении через печь с радиационными трубами или печь сопротивления, или индукционную печь, или любую комбинацию этих различных средств. Эти средства обеспечивают регулируемые характеристики независимо от нагревательных средств, атмосфера контролируется в различных частях печи. Печь включает несколько зон (предварительный нагрев, нагрев, выдержка, охлаждение), где имеют место другие температуры и/или характеристики атмосферы. Лист предварительно нагревают до температуры Т1а в зоне, где атмосфера (обозначенная A1) содержит 2-15% об. водорода, предпочтительно 3-5% об. водорода, остальное азот и неизбежные примеси в газе, с точкой росы -60 - -15°С. Известно, что точка росы характеризует окислительный потенциал рассматриваемой атмосферы. Движущийся лист затем проходит в другую зону печи, где, начиная с температуры Τ1а, вводится вода в жидкой или паровой форме или кислород, или сочетание этих различных компонентов, чтобы повысить точку росы атмосферы. Введение не должно проводиться при температуре Т1а менее 600°С, что может привести к низкотемпературному окислению железа. Введение предпочтительно проводят при температуре T1a, превышающей Ac1, начальная температура аустенитного превращения нагретой стали. Это потому, что выше этой температуры углерод находится в виде твердого раствора в аустените, то есть в форме, более подходящей для имеющего место явления обезуглероживания. Введение предпочтительно проводят при температуре Τ1а, ниже или равной Ас1+40°С. Этот диапазон температур выше Ac1 будет предпочтительным для получения большей глубины обезуглероживания p50%, например, более 9 или 12 микрометров. Выше Ас1+40°С существует риск увеличения размера аустенитного зерна и образования бейнитных и/или мартенситных соединений в стальной подложке в процессе охлаждения после отжига.

Введение осуществляется так, чтобы точка росы PR атмосферы А2а этой секции печи находилась между -15°С и температурой Те точки росы термодинамического равновесия железо/оксид железа. В рассматриваемом интервале температур образующийся оксид железа может быть FeO или Fe3O4. Выбирают самую низкую равновесную температуру Те, соответствующую образованию одного или другого оксида. Эта температура Те может быть определена, например, в соответствии с: JANAF Thermomechanical Tables, 3rd Edition, Part II, Journal of Physical and Chemical Reference Data, Volume 14, 1985, Supplement No. 1, опубликованной Американским химическим обществом и Американским институтом физики для Национального бюро стандартов. При таких условиях введения селективное внутреннее окисление некоторых дополнительных элементов, присутствующих в стали (Mn, Si, Al, Cr, Ti), осуществляется без какого-либо поверхностного окисления железа. Внутреннее окисление Mn, Si, Al и Cr может проходить на глубину около 5 микрометров ниже поверхности. Существует обогащение кислородом в этой области поверхности, среднее содержание кислорода в которой обозначено Om. Если номинальное содержание кислорода в стальной подложке обозначено О0, отношение Om0, которое характеризует обогащение поверхности кислородом, составляет более 15.

Оксиды расположены между 0 и 5 микрометрами ниже поверхности раздела между предварительно нанесенным покрытием и подложкой. Для точки росы PR выше -15°С, плотность оксидов с диаметром более 1 микрометра в этой области составляет более 50/мм2. Диаметр определяется следующим образом: исходя из шлифа, определяется диаметр круга, который имел бы такую же площадь поверхности. Известно, что оксиды обычно имеют неблагоприятное влияние на пластичность из-за их роли в качестве центров зарождения дефектов. Как поясняется ниже, специфическая природа внутренних оксидов, образующихся в соответствии с условиями настоящего изобретения, не имеет какого-либо нежелательного влияния на пригодность к гибке после деформационного упрочения.

В этих условиях происходит поверхностное обезуглероживание. Когда точка росы выше температуры Те, точка росы, соответствующая равновесию железо/оксид железа, атмосфера становится окислительной относительно железа. На последующих стадиях отжига существует потенциальная опасность неполного восстановления оксида железа и локального появления дефектов покрытия, соответствующих локальному присутствию невосстановленных поверхностных оксидов. Температура Те зависит от температуры и концентрации водорода в атмосфере. В качестве иллюстрации, для атмосферы, содержащей 97,5% азота и 2,5% водорода, Те=+9°С при 800°С. Для атмосферы, содержащей 95% азота и 5% водорода, Те=+18°С при 800°С. Затем лист выходит из секции, в которых проводят введение при температуре Т2а, которая составляет 720-860°С, и поступает в зону выдержки при температуре Tm между Т2а и Т2а+40°С. Интервал времени между моментом, когда лист находится при температуре Т1а и моментом, когда он достигает температуры Т2а, должен быть не менее 30 секунд, чтобы получить глубину обезуглероживания p50% 6-30 микрометров.

Необязательно атмосфера в начале зоны выдержки может быть идентична атмосфере предшествующей зоны т.е. она может иметь точку росы между -15 и Те. Затем лист может быть охлажден или может быть выдержан при температуре Tm в атмосфере A3, содержащей 2-15% об. водорода, предпочтительно 3-5% об. водорода, остальное азот и неизбежные примеси в газе, с точкой росы -60 - -15°С, эти условия являются восстановительными для железа. Последующая стадия охлаждения описана ниже.

Во втором осуществлении способ изготовления начинается так же как вышеописанный способ до стадии введения при температуре Т1а между 600°С и Ас1+40°С, предпочтительно выше Ac1. При этой температуре некоторое количество воды, пара или кислорода вводят для получения в этой зоне печи атмосферы обозначенной A2b, которая является окислительной относительно железа. Эти условия вызывают полное окисление поверхности, т.е. железа и некоторых дополнительных элементов (Μn, Si, Al, Cr, Ti). Под этим слоем оксида, образуются внутренние оксиды Mn, Si, Al, Cr или Ti и происходит обогащение кислородом. Поверхностное обезуглероживание происходит в то же самое время, что и окисление железа. Затем лист выходит из секции введения при температуре Т2а, которая составляет 720-860°С, и входит в зону выдержки при температуре выдержки Tm между Т2а и Т2а+40°С. Интервал времени между моментом, когда лист находится при температуре T1a, и моментом, когда он достигает температуры Т2а, должен быть не менее 30 секунд, чтобы получить глубину обезуглероживания p50% 6-30 микрометров. Кроме того, в зоне выдержки, лист выдерживают при температуре Tm в атмосфере A3, которая является восстановительной относительно железа, причем условия выбирают так, что полное восстановление слоя оксида железа происходит не позднее конца выдержки при температуре Tm. С этой целью может быть выбрана, например, атмосфера, содержащая 2-15% об. водорода, предпочтительно 3-5% об. водорода, остальное составляет азот и неизбежные примеси в газе, с точкой росы-60 - -15°С в течение достаточного периода времени для полного восстановления поверхностного слоя оксида железа в этой зоне. После восстановления этого слоя оксида железа лист содержит оксиды Mn, Si, Al или Cr, расположенные между 0 и 5 микрометрами под поверхностью, причем плотность оксидов с диаметром более 1 микрометра в этой области составляет более 50/мм2. Местное обогащение кислородом таково, что отношение Om0 составляет более 15.

Последующая стадия охлаждения описана ниже.

В третьем осуществлении термический цикл отжига листа сочетает в себе различные средства нагрева; стадию предварительного нагрева осуществляют в зоне печи прямого пламени ("DFF"). При прохождении через печь лист предварительно нагревают до температуры T1b между 550-750°С в зоне с атмосферой, полученной сжиганием смеси воздуха и природного газа. В соответствии с изобретением отношение газ/воздух составляет 1-1,2, подразумевается, что стехиометрическое отношение сжигания воздух-газ составляет 1. Эти условия предварительного нагрева приводят к образованию поверхностного слоя оксида железа, толщина которого составляет 0,10-0,25 микрометров. Под этим слоем оксида образуются внутренние оксиды Mn, Si, Al, Cr или Ti и происходит обогащение кислородом. На выходе из этой зоны предварительного нагрева печи DFF лист поступает во вторую зону печи, нагреваемую радиационными трубами (RTF) или сопротивлением, или индукцией, или любой комбинации этих различных средств. Атмосфера содержит 3-40% об. водорода, остальное составляет азот и неизбежные примеси, с точкой росы менее -30°С. В этой второй зоне лист нагревают до температуры T2b между 760-830°С. Предпочтительно T2b выше Ac1, что делает возможным более быстрое обезуглероживание в связи с наличием углерода в твердом растворе в аустените. Интервал времени между моментом, когда лист находится при температуре T1b и моментом, когда он достигает температуры T2b, должен быть не менее 30 секунд, чтобы получить глубину обезуглероживания р50% 6-30 микрометров. Эти условия приводят к полному восстановлению поверхностного слоя оксида железа, образующегося на предыдущей стадии, и к искомому поверхностному обезуглероживанию. После восстановления этого слоя оксида железа лист содержит оксиды Mn, Si, Al или Cr, расположенные между 0 и 5 микрометрами ниже поверхности, причем плотность оксидов с диаметром более 1 микрометра в этой области составляет более 50/мм2. Местное обогащение кислородом таково, что отношение Om0 составляет более 15.

Затем лист проходит в зону выдержки при температуре выдержки Tm между T2b и T2b+40°С.

Остальная часть способа идентична трем вышеописанным осуществлениям. Лист охлаждают до температуры Т3 в атмосфере A4 так, чтобы не происходило повторное поверхностное окисление железа. Например, может быть использована атмосфера, содержащая 2-70% об. водорода, остальное азот и неизбежные примеси в газе, с точкой росы между -60 и -30°С. Поэтому лист, который поступает в ванну предварительного покрытия, полностью свободен от поверхностного оксида железа. Температура Т3 близка к температуре Tbm, температуре ванны предварительного покрытия, чтобы предотвратить термическое повреждение ванны. По этой причине, температура Т3 будет находиться в диапазоне Tbm-10°C - Tbm+50°C. Таким образом, для предварительного покрытия цинком, температура Т3 будет составлять 450-510°С. Для ванны предварительного покрытия алюминий-кремний температура Т3 будет составлять 660-720°С.

Предварительно нанесенное покрытие может быть покрытием из алюминия или сплава на основе алюминия. В последнем случае, лист предпочтительно может быть получен непрерывным погружением в ванну сплава алюминий-кремний, который содержит, в массовых процентах, 7-15% кремния, 3-20% железа, необязательно 15-30 ppm кальция, остальное алюминий и неизбежные примеси, образующиеся в результате обработки.

Предварительно нанесенное покрытие также может быть покрытием из цинка или цинкового сплава. В частности, оно может быть получено непрерывным горячим цинкованием ("GA"), содержащим 0,25-0,70% Al, 0,01-0,1% Fe, остальное цинк и неизбежные примеси, образующиеся в результате обработки. Предварительно нанесенное покрытие также может быть отожженным цинковым покрытием ("GA"), содержащим 0,15-0,4% Al, 6-15% Fe, остальное цинк и неизбежные примеси, образующиеся в результате обработки. Предварительно нанесенное покрытие также может быть выполнено из цинк-алюминий-магниевого сплава, содержащего 1-15% Al, 0,5-5% Mg, 0,01-0,1% Fe, остальное цинк и неизбежные примеси, образующиеся в результате обработки. Предварительно нанесенное покрытие также может быть сплавом, содержащим 4-6% Al, 0,01-0,1% Fe, остальное цинк и неизбежные примеси, образующиеся в результате обработки.

Предварительно нанесенное покрытие также может быть алюминий-цинковым сплавом, содержащим 40-45% Zn, 3-10% Fe и 1-3% Si, остальное цинк и неизбежные примеси, образующиеся в результате обработки.

Предварительно нанесенное покрытие также может состоять из суперпозиции слоев, например, после осаждения погружением слоя алюминия или алюминиевого сплава, один или нескольких последующих покрытий из цинка или цинкового сплава могут быть осаждены, например, электроосаждением или вакуумным осаждением: PVD (физическое осаждение из паровой фазы) и/или CVD (химическое осаждение из паровой фазы), причем процессы осаждения известны сами по себе.

На этом стадии с помощью вышеописанных способов получают лист, который состоит из стальной основы, глубина обезуглероживания p50% которого составляет 6-30 микрометров, с предварительно нанесенным покрытием, без слоя оксид железа присутствующего между подложкой и предварительно нанесенным покрытием. Фиг. 1 представляет пример листа этого типа, в котором стальная подложка 1 включает определенную обезуглероженную поверхностную область 2 с предварительно нанесенным отожженным цинковым покрытием 1.

Этот лист затем разрезают, чтобы получить заготовку с геометрией, которая находится в определенном отношении к окончательной геометрии искомой детали. Необязательно возможна холодная штамповка детали, чтобы довести ее до более или менее близкой к конечной геометрии искомой детали. В случае небольшой холодной деформации процесс может быть дополнен горячей деформацией, как будет объяснено ниже.

Это плоскую или предварительно штампованную заготовку подвергают нагреву до температуры TR, способной придать частично или полностью аустенитную структуру стальной подложке. TR может быть в пределах от Ac1 (температура начала аустенитного превращения стали при нагреве) и Ас3 (температура конца аустенитного превращения), в частности, когда цель состоит в получении бейнитно-мартенситных микроструктур после охлаждения в прессе. С другой стороны, температура TR будет выше Ас3, если целью является в основном мартенситная микроструктура конечной детали. Заготовки предпочтительно нагревают в печи при обычной атмосфере; на этой стадии происходит сплавление между стальной подложкой и предварительно нанесенным покрытием. Термин "предварительно нанесенное покрытие" используется для обозначения сплава перед нагревом, и "покрытие" слой сплава, образующийся при нагреве, который непосредственно предшествует горячей штамповке. Термообработка в печи таким образом модифицирует характер предварительного покрытия и его геометрию, так как толщина конечного покрытия больше, чем предварительно нанесенного покрытия. Покрытие, формируемое сплавлением, защищает подстилающую сталь от окисления и дополнительного обезуглероживания и подходит для последующей горячей штамповки, в частности, штамповочным прессом. Сплавление происходит по всей толщине покрытия. В зависимости от состава предварительного покрытия, образуются одна или несколько интерметаллических фаз в этом слое сплава и/или сплаве в виде твердого раствора. Обогащение железом покрытия приводит к быстрому повышению его точки плавления. Сформированные покрытия также имеют преимущество в том, что они плотно присоединены и подходят для возможных последующих операций горячей штамповки и быстрого охлаждения.

Заготовку выдерживают при температуре TR, чтобы обеспечить равномерность его внутренней температуры. В зависимости от толщины заготовки, которая может составлять 0,5-2,6 мм, например, время вдержки при температуре Τ1 [так образом; TR] может варьироваться от 30 секунд до 15 минут.

Нагретую заготовку затем извлекают из печи и перемещают в устройство, причем это перемещение выполняется быстро, чтобы не вызвать превращение аустенита в процессе охлаждения. В одном осуществлении заготовку нагревают в непосредственной близости от устройства, затем подвергают горячей формовки без перемещения. Заготовка затем подвергают горячей штамповке для получения конечной геометрии детали. Также возможны другие режимы горячей деформации, например, формование между валками, процесс в основном известный как "формование в валках". Если заготовка уже предварительно была подвергнута холодной штамповке, стадия, следующая за извлечением заготовки из печи, может быть просто приведением в соответствие в прессовом штампе. В этом случае, приведение в соответствие характеризуется меньшим усилием, прилагаемым устройством к детали, и цель состоит в достижении конечной геометрии детали и чтобы избежать возможных деформаций при охлаждении.

Необязательно также можно нагревать только часть заготовки или охлаждать штампованную деталь по-разному в ее различных частях и в этом случае эти варианты приводят к детали, которая упрочена неравномерно, таким образом некоторые участки значительно более прочные, в то время другие участки имеют более низкую механическую прочность, но большую пластичность.

После стадии штамповки или приведения в соответствие деталь выдерживают в устройстве, которое необязательно может быть охлаждено, чтобы обеспечить его эффективное охлаждение за счет теплопроводности.

В зависимости от скорости охлаждения и прокаливаемости стали подложки, конечная микроструктура является мартенситной или бейнитно-мартенситной.

Следующие результаты, которые представлены в качестве неограничивающего примера, демонстрируют хорошие характеристики, достигнутые в данном изобретении.

Пример 1

Получают холоднокатаный лист толщиной 1,2 мм, следующего состава, в массовых процентах (%), с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей, образующихся в результате обработки:

Температура Ac1 стали этого состава составляет 724°С. Лист предварительно нагревают при его прохождении через печь с радиационными трубами в атмосфере А1 азота, содержащего 4,7% об. водорода с точкой росы -31°С до температуры Т1а 600°С, после чего вводят воду для получения атмосферы А2а с точкой росы PR. Проводят различные испытания путем модификации потока воды вводимого в печь, чтобы варьировать точку росы PR между -27°С (полученную введением относительно большого количества воды) и +2°С. Во всех испытаниях затем лист нагревают от температуры Т1а до температуры Т2а, равной 780°С, в атмосфере А2а в течение 110 секунд, в результате чего достигается обезуглероживание и селективное внутреннее окисление Mn, Si, Al, Cr и Ti, таким образом эти оксиды образуются в непосредственной близости от поверхности листа. При температуре Т2а, точка росы равновесия железо/оксид железа составляет +17°С. Лист затем поступает в зону печи, где его выдерживают при температуре Tm 780°С в атмосфере A3, содержащей азот и 7% водорода, которая является восстановительной относительно железа. Затем лист охлаждают, когда он переходит в другую зону печи в атмосфере А4, содержащей 10% водорода, до температуры Т3 470°С, и предварительно покрывают погружением в ванну при температуре Tm 462°С, содержащей цинк и 0,125% алюминия, а также неизбежные примеси. Не происходит повторное поверхностное окисление железа на стадиях выдержки и охлаждения в атмосфере A4. Сразу же после предварительного покрытия, лист нагревают до температуры 540°С для получения отожженного цинкового предварительного покрытия ("GA"), то есть содержащего 9% железа. Результатом является лист, который не содержит слой оксида железа между стальной подложкой и цинковым предварительным покрытием. Фиг. 12 иллюстрирует данные изучения, выполненного в соответствии с условиями настоящего изобретения, оксидов, образующихся при селективном внутреннем окислении, которые являются видимыми в стальной подложке непосредственно под предварительно нанесенным покрытием. Эти оксиды могут быть изолированы или располагаться вдоль границ зерна. На основе анализа рентгеновской энергодисперсионной спектроскопией этих оксидов ("EDS"), было показано, что они являются оксидами марганца, кремния и алюминия, как показано на фиг. 14-15, которые дают характерные пики, соответствующие этим элементами. Пик железа связан с матрицей, окружающей оксиды.

Фиг. 13 иллюстрирует присутствие оксидов с диаметром более 1 микрометра, плотность которых более 50 мм2 в области, расположенной между 0 и 5 микрометрами ниже поверхности стального листа.

Фиг. 16 иллюстрирует изменение относительного содержания кислорода (О/О0) под предварительно нанесенном покрытии в подложке, измеренное с помощью оптической эмиссионной спектроскопией тлеющего разряда, причем О0 обозначает номинальное содержание кислорода в подложке. Это изменение было измерено для значений точки росы PR -3°С - +2°С. Глубина p=0 соответствует границе раздела между подложкой и предварительно нанесенным покрытием. В области, расположенной между 0 и 5 микрометрами ниже поверхности подложки, происходит увеличение содержания кислорода, соответствующее присутствию вышеуказанных оксидов. Местное обогащение кислородом этой области таково, что отношение Om0 составляет более 15. Оно равно 15,1 для PR=-3°С и 17,4 для PR=+2°С.

Листы с предварительно нанесенным покрытием разрезают, чтобы получить заготовки, пригодные для штамповки. Эти заготовки нагревают до температуры 880°С в печи в обычной атмосфере. После времени выдержки в печи пять минут (включая период в 4 минуты на стадии нагрева), заготовки извлекают и немедленно штампуют. После горячей штамповки детали охлаждают в прессе со скоростью более 30°С в секунду, чтобы получить полностью мартенситную структуру стальной подложки. Наилучший предел прочности на разрыв Rm, полученный на упрочненных деталях, как правило, составляет порядка 1500 МПа.

Критический угол изгиба ас этих деталей измеряют испытанием на трехточечный изгиб, выполняемым с двумя внешними валками диаметром 30 мм и центральной призмой с очень малым радиусом.

Фиг. 6 иллюстрирует изменение критического угла αс в зависимости от точки росы PR после введения воды, начинающегося при температуре Τ1а. Когда PR составляет менее -15°С, полученный угол изгиба имеет неудовлетворительное значение менее 55°. Если PR превышает температуру Те+17°С, существует потенциальная опасность неполного восстановления оксида железа в ходе последующей выдержки, и возникновения местных дефектов покрытия, соответствующих местному присутствию невосстановленных поверхностных оксидов. В рамках настоящего изобретения, угол изгиба немного изменяется в зависимости от температуры точки росы. Между -15 и -7°С, среднее увеличение составляет 0,79° на °С, в то время как изменение больше при точке росы ниже -15°С (1,05° на °С). Если PR находится между -15 и -10°С, обнаруживается особенно интересный диапазон, так как угол изгиба практически не зависит от температуры точки росы. Другими словами, в этом конкретном диапазоне, любое возможное нежелательное изменение количества вводимой в печь воды в ходе отжига не влияет на пригодность для гибки после горячей штамповки, что позволяет гарантировать высокую степень стабильности характеристик штампованных и деформационно-упрочненных деталей. Кроме того, можно отметить, что эта хорошая сгибаемость получается, несмотря на присутствие оксидов, образующихся под предварительно нанесенным покрытием. Без связи с теорией, полагается, что зарождающиеся повреждения, начинающейся с этих оксидов, имеет тенденцию к ингибированию за счет внутренней ударной вязкости в зоне с пониженным содержанием углерода, в которой они расположены.

Испытания также выполняют с одновременным изменением PR и температуры t1a, причем последняя составляет 720°С (то есть, Ас1-4°С) или 760°С (Ас1+36°С). Фиг. 7 иллюстрирует влияние температуры Т1а и точку росы PR на глубину обезуглероживания p50% до горячей штамповки, измеренную оптической эмиссионной спектроскопией тлеющего разряда. Когда точка росы слишком низкая, глубина обезуглерожения не достигает величины, необходимой в соответствии с изобретением (результат отмеченный «А» на фиг. 7). Достаточно высокая точка росы, с температурой Т1а немного ниже Ac1, позволяет достичь требуемую глубину (результат "В"). Нагрев до более высокой температуры, T1a (Ас1+36°С) позволяет значительно увеличить глубину обезуглероживания p50% (результат "С").

После полировки и травления с использованием реагента ниталь полученных горячештампованных деталей, микроструктуру под покрытием, которая получается сплавлением за счет диффузии цинка исходного предварительно нанесенного покрытия и стали подложки, определяют с помощью оптической микроскопии. Фиг. 8 также иллюстрирует покрытие 15 и подстилающую сталь 16 для отжига с точкой росы PR=-27°С. Фиг. 9 иллюстрирует покрытие 17 и подстилающую сталь 18 для отжига с точкой росы PR=-7°С. Несмотря на значительную разницу в сгибаемости между двумя образцами (20°), существенных микроструктурных различий не было обнаружено между двумя образцами после горячей штамповки, несмотря на существующую разницу в обезуглероживании между ними перед горячей штамповкой.

Фиг. 10 иллюстрирует различие содержания углерода двух листов перед горячей штамповкой, отожженных в атмосфере А2а с точкой росы PR -27°С или -7°С. Это различие, измеренное с помощью оптической эмиссионной спектроскопией тлеющего разряда в стальной подложке, представлено на фиг. 10 в зависимости от глубины ниже границы раздела между сталью и предварительно нанесенным покрытием. Измеренное локальное содержание (С) определяют относительно номинального содержания углерода С0, чтобы получить изменение относительного содержания углерода С/С0. Следует отметить, что обезуглероженные области значительно различаются в соответствии с двумя условиями отжига, при этом глубина обезуглероживания p50% составляет 15 микрометров для PR=-7°С и 3 микрометра для PR=-27°С. Если рассматривать обезуглероженную область в целом, глубина обезуглероживания, измеренная после отжига с PR=-7°С, больше примерно на 35 микрометров, чем измеренная после отжига при PR=-27°C.

После горячей штамповки листов, аналогичный процесс используют для определения изменения содержания углерода под покрытием полученных таким образом деталей. Фиг. 11 иллюстрирует изменение относительного содержания углерода С/С0 в этих деталях. Таким образом, можно показать, что обезуглероженная область по существу идентична при двух условиях отжига.

Это указывает на то, что нагрев в печи до деформационного упрочнения приводит к диффузии углерода в направлении обезуглероженной поверхности стали. Определение обезуглероживания после горячей штамповки не позволяет определить, что отжиг с PR=-7°С приведет к удовлетворительным результатам по сгибаемости, в то время как отжиг при PR=-27°С не позволит достичь требуемого уровня. Хотя неполная, эта гомогенизация углерода позволяет, однако, получить, в стали, расположенной непосредственно под покрытием, достаточное содержание углерода, чтобы вызвать мартенситное упрочнение в условиях охлаждения, связанных с горячей штамповкой, как показано на фиг. 8-9. Однако характеристики внутренней ударной вязкости мартенсита, образующегося в этих условиях, зависит от условий обезуглероживания, которые в частности, обусловлены выбором температуры PR. Таким образом, эффективное тестирование пригодности для гибки горячештампованных деталей должно выполняться на листах или заготовках перед операцией горячей штамповки, а не после того, в отличие от того, что можно было бы ожидать специалисту в данной области техники.

Кроме того, горячештампованные детали, изготовленные из листов, предварительно покрытых цинком или сплавом цинка, обезуглероженные в соответствии с изобретением, обладают пригодностью к сварке с помощью точечной сварки. По-видимому, что после нагрева и горячей штамповки, имеется обезуглероженный слой под покрытием. Известно, что сварка приводит к очень значительному локальному повышению температуры, потому сплавление достигается в расплавленном пятне, которое обеспечивает соединение свариваемых компонентов. В сварных соединениях, выполненных на обычных горячештампованных деталях, происходит охрупчивание границ аустенитного зерна за счет проникновения цинка покрытия, который становится жидким из-за повышения температуры во время сварки. В соответствии с изобретением наличие области, в которой содержание углерода значительно понижается под покрытием, приводит к локальному увеличению температуры превращения Ас3 в аустенит во время нагрева. В зависимости от содержания углерода, структура при высокой температуре, затем состоит из ферритной микроструктуры или смеси феррита и аустенита. В присутствии жидкого цинка, эта микроструктура имеет пониженную чувствительность к растрескиванию по сравнению с аустенитной структурой.

Пример 2

Изготавливают листы, предварительно покрытые цинком, используя вышеописанный способ, за исключением того, что листы имеют толщину 1,8 мм и не нагреваются до 540°С, после покрытия погружением в расплав, в результате чего они являются оцинкованными, но не оцинкованными и отожженными.

Условия изготовления выбраны для получения листа с глубиной обезуглероживания p50% 6 микрометром. Листы разрезают для получения заготовок, которые подвергают аустенизации при температуре 880°С в печи в обычной атмосфере. После общего времени выдержки до 10 минут в печи, заготовки извлекают, сразу подвергают горячей штамповке и деформационному упрочнению. В следующей таблице показано изменение критического угла изгиба ас в зависимости от общего времени выдержки детали в печи.

Таким образом, видно, что заготовки могут оставаться в печи до 7 минут, до горячей штамповки, и при этом соответствуют требованиям. Это позволяет решать проблемы, возникающие на линиях горячей штамповки, когда случайный отказ техники на линии приводит к необходимости держать заготовки в печи дольше, чем запланировано. Изобретение обеспечивает эту гибкость, тем самым устраняя отбраковку заготовок. Кроме того, можно отметить, что после 7 минут увеличение времени выдержки приводит только к очень небольшому уменьшению угла изгиба, которое указывает, что способ изобретения обеспечивает высокий уровень безопасности, в случае выхода за диапазон номинальных параметров термообработки в ходе горячей штамповки, и позволяет достичь высокую степень воспроизводимости механических характеристик деталей.

Таким образом, изобретение делает возможным изготовление листов с предварительно нанесенным покрытием и деталей с покрытием с очень высокими прочностными характеристиками и сгибаемостью и с хорошей изотропией при очень удовлетворительных экономических условиях. Эти детали могут быть преимущественно использованы в качестве конструкционных или армирующих деталей в области автомобилестроения.

1. Холоднокатаный и отожженный лист толщиной 0,5-2,6 мм с предварительно нанесенным покрытием для изготовления деформационно-упрочненных деталей, состоящий из стальной подложки для термической обработки и предварительного металлического покрытия из алюминия или алюминиевого сплава, или цинка или цинкового сплава, или состоящего из алюминия или алюминиевого сплава, покрытого слоем цинка или цинкового сплава, нанесенного на по меньшей мере две основные поверхности стальной подложки, причем состав стальной подложки содержит, мас.%:

0,07≤С≤0,5

0,5≤Mn≤3

0,02≤Si≤0,5

0,01≤Cr≤1

Ti≤0,2

Al≤0,25

S≤0,05

Р≤0,1

0,0005≤В≤0,010,

необязательно 0,0005≤Са≤0,005,

остальное - железо и неизбежные примеси, в том числе кислород с содержанием О0,

характеризующийся тем, что подложка содержит обезуглероженную область на поверхности каждой из двух основных поверхностей, глубина p50% которой составляет 6-30 микрометров, где p50% представляет собой глубину, на которой содержание углерода составляет 50% указанного содержания С,

лист не содержит слой оксида железа между указанной подложкой и указанным металлическим предварительным покрытием и имеет под границей раздела между предварительным покрытием и указанной подложкой на глубине 0-5 микрометров, начиная с указанной границы раздела, среднее содержание кислорода Om, причем Om0 составляет более 15.

2. Лист по п. 1, в котором состав стальной подложки содержит, мас.%:

0,09≤С≤0,38

0,8≤Mn≤1,5

0,1≤Si≤0,35

0,01≤Cr≤0,3

0,02≤Ti≤0,1

0,001≤Al≤0,25

S≤0,05

P≤0,1

0,002≤В≤0,005,

необязательно 0,0005≤Ca≤0,005,

остальное - железо и неизбежные примеси.

3. Лист по п. 1 или 2, в котором состав стальной подложки содержит, мас.%:

0,15≤С≤0,25.

4. Лист по п. 1 или 2, который в области, расположенной между 0 и 5 микрометрами ниже границы раздела между предварительным покрытием и подложкой, содержит оксиды, включающие по меньшей мере один элемент из группы, состоящей из титана, кремния, марганца, алюминия и хрома, причем плотность оксидов с диаметром более одного микрометра в этой области составляет более 50/мм2.

5. Способ изготовления упрочненной стальной детали с покрытием, включающий стадии, на которых:

- получают холоднокатаный лист толщиной 0,5-2,6 мм для термообработки, имеющий следующий состав, мас.%:

0,07≤С≤0,5

0,5≤Mn≤3

0,02≤Si≤0,5

0,01≤Cr≤1

Ti≤0,2

Al≤0,25

S≤0,05

Р≤0,1

0,0005≤В≤0,010,

необязательно 0,0005≤Са≤0,005,

остальное железо и неизбежные примеси, в том числе кислород с содержанием О0;

- отжигают холоднокатаный стальной лист для получения по окончании отжига листа, используемого в качестве подложки, с обезуглероженной областью листа глубиной p50%, равной 6-30 микрометров, без слоя оксида железа на его поверхности, причем p50% представляет собой глубину, на которой содержание углерода составляет 50% указанного содержания С, и в подложке по окончании отжига на глубине 0-5 микрометров, измеряемой от ее поверхности, среднее содержание кислорода составляет Om, причем Om0 составляет более 15;

- наносят предварительное покрытие металла или металлического сплава на отожженный стальной лист;

- разрезают лист для получения заготовки;

- нагревают заготовку до температуры TR в печи для создания по меньшей мере частично аустенитной структуры;

- извлекают нагретую заготовку из печи и переносят в пресс или формующее устройство;

- подвергают заготовку горячей штамповке или горячей калибровке для получения детали;

- охлаждают деталь в прессе или формующем устройстве для придания ей за счет упрочнения мартенситной или бейнитно-мартенситной микроструктуры.

6. Способ по п. 5, в котором предварительное покрытие наносят непрерывно погружением при прохождении через ванну.

7. Способ по п. 5 или 6, в котором наносят предварительное покрытие из алюминия или алюминиевого сплава.

8. Способ по п. 5 или 6, в котором наносят предварительное покрытие из цинка или цинкового сплава.

9. Способ по п. 5 или 6, в котором наносят предварительное покрытие, состоящее из слоя алюминия или алюминиевого сплава, покрытого слоем цинка или цинкового сплава.

10. Способ по п. 5 или 6, в котором глубина p50% обезуглероженной области листа составляет 9-30 микрометров, предпочтительно 12-30 микрометров.

11. Способ по п. 5 или 6, в котором после стадии резки листа с предварительно нанесенным покрытием для получения заготовки и перед стадией нагрева заготовки до температуры TR в печи указанную заготовку подвергают холодной штамповке.

12. Способ по п. 5 или 6, в котором состав стального листа содержит, мас.%:

0,15≤С≤0,25.

13. Способ по п. 5 или 6, в котором температура нагрева TR на стадии нагрева выше или равна температуре АС3 стали листа.

14. Способ по п. 5 или 6, в котором отжигают холоднокатаный стальной лист для получения по окончании отжига листа, используемого в качестве подложки, на глубине 0-5 микрометров от поверхности которого присутствуют оксиды по меньшей мере одного элемента из группы, состоящей из титана, кремния, марганца, хрома и алюминия, причем плотность оксидов с диаметром более 1 микрометра составляет более 50/мм2.

15. Способ по п. 5 или 6, в котором отжиг холоднокатаного стального листа осуществляют на следующих последовательных стадиях, на которых:

- предварительно нагревают холоднокатаный стальной лист при прохождении через печь с радиационными трубами или печь сопротивления, или индукционную печь, или печь, объединяющую по меньшей мере любые два из этих средств, до температуры Т1а между 600°C и Ас1+40°C, причем Ac1 обозначает температуру начала аустенитного превращения в ходе нагрева стали в зоне печи, где атмосфера А1 содержит 2-15 об.% водорода, предпочтительно 3-5 об.% водорода, остальное - азот и неизбежные примеси, с точкой росы между -60 и -15°C;

- нагревают лист от температуры Т1а до температуры Т2а между 720 и 860°C, при этом вводят в печь, начиная с температуры Т1а, по меньшей мере один компонент, выбранный из жидкой воды, пара или кислорода, для получения в секции печи между температурой Т1а и температурой Т2а атмосферы А2а с точкой росы PR между -15°C и температурой Те точки росы равновесия железо/оксид железа, причем промежуток времени между моментом, когда лист находится при температуре Т1а, и моментом, когда лист достигает температуры Т2а, больше или равен 30 секундам;

- выдерживают лист при температуре Tm между Т2а и Т2а+40°C в атмосфере A3, которая является восстановительной относительно железа;

- охлаждают лист в атмосфере А4 до температуры T3 так, чтобы не проходило повторное поверхностное окисление железа;

- наносят на лист предварительное покрытие погружением в ванну металла при температуре Tbm, при этом температура T3 находится между Tbm-10°C и Tbm+50°C.

16. Способ по п. 15, в котором точка росы PR атмосферы А2а находится между -15 и +17°C.

17. Способ по п. 15, в котором точка росы PR атмосферы А2а находится между -15 и -10°C.

18. Способ по п. 5 или 6, в котором отжиг холоднокатаного листа осуществляют на следующих последовательных стадиях, на которых:

- предварительно нагревают холоднокатаный стальной лист при прохождении через печь с радиационными трубами или печь сопротивления, или индукционную печь, или печь, объединяющую по меньшей мере любые два из этих средств, до температуры Т1а между 600°C и Ас1+40°C, причем Ac1 обозначает температуру начала аустенитного превращения в ходе нагрева стали в зоне печи, где атмосфера А1 содержит 2-15 об.% водорода, предпочтительно 3-5 об.% водорода, остальное - азот и неизбежные примеси, с точкой росы между -60 и -15°C;

- нагревают лист от температуры Т1а до температуры Т2а между 720 и 860°C, при этом вводят в печь, начиная с температуры Т1а, вводят меньшей мере один компонент, выбранный из жидкой воды, пара или кислорода, для получения в секции печи между температурой Т1а и температурой Т2а атмосферы A2b, являющейся окислительной относительно железа, причем промежуток времени между моментом, когда лист находится при температуре Т1а, и моментом, когда лист достигает температуры Т2а, больше или равен 30 секундам;

- выдерживают лист при температуре Tm между Т2а и Т2а+40°C в атмосфере A3, которая является восстановительной относительно железа, причем полное восстановление слоя железа, образующегося в этой атмосфере A2b, происходит не позднее конца выдержки при температуре Tm;

- охлаждают лист в атмосфере А4 до температуры T3 так, чтобы не проходило повторное поверхностное окисление железа;

- наносят на лист предварительное покрытие погружением в ванну металла при температуре Tbm, при этом температура T3 находится между Tbm-10°C и Tbm+50°C.

19. Способ по п. 15, в котором температура Т1а выше Ac1 температуры аустенитного превращения при нагревании стального листа.

20. Способ по п. 18, в котором температура Т1а выше Ac1 температуры аустенитного превращения при нагревании стального листа.

21. Способ по п. 5 или 6, в котором отжиг холоднокатаного листа осуществляют на следующих последовательных стадиях, на которых:

- предварительно нагревают холоднокатаный стальной лист при прохождении через печь до температуры T1b между 550 и 750°C, причем предварительный нагрев осуществляют в зоне печи, нагретой открытым пламенем, в атмосфере, получаемой сгоранием смеси воздуха и природного газа, в которой отношение воздух/газ составляет 1-1,2;

- нагревают лист от температуры T1b до температуры T2b между 760 и 830°C во второй зоне печи, нагреваемой радиационными трубами или электрическим, или индукционным нагревом, или любой комбинацией по меньшей мере двух из этих средств, в которой атмосфера содержит 3-40 об.% водорода, остальное - азот и неизбежные примеси, причем точка росы составляет менее -30°C, а промежуток времени между моментом, когда лист находится при температуре T1b, и моментом, когда он достигает температуры T2b, составляет по меньшей мере 30 секунд;

- выдерживают лист при температуре Tm между T2b и T2b+40°C в атмосфере A3, которая является восстановительной относительно железа;

- охлаждают лист в атмосфере А4 до температуры T3 так, чтобы не проходило повторное поверхностное окисление железа;

- наносят на лист предварительное покрытие погружением в ванну металла при температуре Tbm, при этом температура T3 находится между Tbm-10°C и Tbm+50°C.

22. Способ по п. 21, в котором температура T2b выше температуры Ac1.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочной бесшовной стальной трубе, пригодной для применения в нефтяных скважинах. Бесшовная стальная труба выполнена из стали, содержащей в мас.%: С 0,15-0,50, Si 0,1-1,0, Μn 0,3- 1,0, Р 0,015 или менее, S 0,005 или менее, Al 0,01-0,1, N 0,01 или менее, Cr 0,1-1,7, Mo от 0,40-1,1, V от 0,01-0,12, Nb 0,01-0,08, Ti 0,03 или менее, В 0,0005-0,003, Fe и неизбежные примеси - остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к составу жаропрочной хромистой стали мартенситного класса, применяемой для изготовления элементов, в том числе котлов, труб паропроводов электростанций.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к изготовлению труб для добычи нефти и газа, которые могут эксплуатироваться как в обычных условиях, так и в условиях коррозионного воздействия со стороны добываемого флюида в присутствии сероводорода (H2S) и углекислого газа (CO2).

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению горячештампованного листа, используемого для изготовления энергопоглощающих элементов безопасности транспортных средств.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к конструкционным сталям, используемым для изготовления бурильных труб. Труба выполнена из стали, содержащей углерод, кремний, марганец, хром, молибден, никель, медь, титан, бор, алюминий, серу, фосфор, азот, железо и неизбежные примеси при следующем соотношении компонентов, мас.%: углерод 0,28-0,34, кремний 0,15-0,45, марганец 0,65-0,95, хром 0,80-1,30, молибден 0,10-0,20, никель не более 0,50, медь не более 0,30, титан 0,015-0,045, бор 0,001-0,004, алюминий 0,015-0,050, сера не более 0,010, фосфор не более 0,015, азот не более 0,012, железо и неизбежные примеси остальное.

Изобретение относится к изделиям из броневых сплавов и способам их термической обработки. Способ термической обработки изделий из броневого сплава включает аустенитизацию изделий из сплава путем нагрева изделий из сплава в печи от 1450°F до 1650°F в течение 15 мин, причем сплав содержит, вес.%: 0,40-0,53 углерода, 0,15-1,00 марганца, 0,15-0,45 кремния, 0,95-1,70 хрома, 3,30-4,30 никеля, 0,35-0,65 молибдена, 0,0002-0,0050 бора, 0,001-0,015 церия, 0,001-0,015 лантана, не более чем 0,002 серы, не более чем 0,015 фосфора, не более чем 0,011 азота, железо и случайные примеси - остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к стойкой к истиранию толстолистовой стали, используемой в строительстве, станкостроении, кораблестроении, для производства труб.

Сталь // 2544216
Изобретение относится к области черной металлургии, а именно к составам сталей, используемым в машиностроении. Сталь содержит, мас.%: углерод 0,1-0,15, кремний 0,1-0,15, марганец 0,1-0,15, хром 0,1-0,15, иттрий 0,05-0,1, медь 1,2-1,6, кальций 0,0005-0,001, ниобий 0,3-0,4, бор 0,1-0,15, теллур 0,0005-0,001, железо - остальное.
Изобретение относится к области черной металлургии, а именно к производству рессорно-компрессорных штанг нефтяных насосов, выполненных из среднеуглеродистой легированной конструкционной стали.

Изобретение относится к способу изготовления конструктивных элементов из стали, способной к самозакаливанию на воздухе. Сталь состоит из элементов, мас.%: С ≤ 0,20, Al ≤ 0,08, Si ≤ 1,00, Mn 1,20 до ≤ 2,50, Р ≤ 0,020, S ≤ 0,015, N ≤ 0,0150, Cr 0,30 до ≤ 1,5, Мо 0,10 до ≤ 0,80, Ti 0,010 до ≤ 0,050, V 0,03 до ≤ 0,20, В 0,0015 до ≤ 0,0060, железо и неизбежные примеси - остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению аустенитной нержавеющей нанодвойникованной TWIP стали. Выплавляют аустенитную нержавеющую сталь, содержащую, мас.%: не более чем 0,018 C, 0,25-0,75 Si, 1,5-2 Mn, 17,80-19,60 Cr, 24,00-25,25 Ni, 3,75-4,85 Mo, 1,26-2,78 Cu, 0,04-0,15 N, остальное – Fe и неизбежные примеси.

Изобретение относится к металлургии, а именно к способу изготовления высокопрочной конструкционной стали. Способ изготовления высокопрочной конструкционной стали включает этап изготовления сляба для изготовления стального сляба, этап (1) нагревания стального сляба до температуры в диапазоне от 950 до 1300°С, этап (2) выравнивания для выравнивания температуры стального сляба, этап горячей прокатки стального сляба, содержащий стадию (5) горячей прокатки I типа в диапазоне температур, в котором не происходит рекристаллизация, ниже температуры окончания рекристаллизации (RST), но выше температуры А3 образования феррита, и для обеспечения температуры чистовой прокатки (FRT), этап (6) закалки горячекатаной стали со скоростью охлаждения по меньшей мере 20°С/с до температуры окончания закалки (QT), причем указанная температура окончания закалки (QT) находится между температурами Ms и Mf, этап (7, 9) перераспределяющей обработки для перераспределения углерода в микроструктуре горячекатаной стали от мартенсита к аустениту, и этап (8) охлаждения горячекатаной стали до комнатной температуры посредством принудительного или естественного охлаждения.

Изобретение относится к изготовлению холоднокатаного стального листа с прочностью более 1000 МПа, распределенным удлинением более 12% и V-изгибом более 90°, состав которого включает, мас.%: 0,15≤С≤0,25, 1,8≤Mn≤3,0, 1,2≤Si≤2, 0≤A1≤0,10, 0%≤Cr≤0,50%, 0≤Cu≤1, 0≤Ni≤1, 0≤S≤0,005, 0≤P≤0,020, Nb≤0,015, Ti≤0,020, V≤0,015, Co≤1, N≤0,008, B≤0,001, причем Mn+Ni+Cu≤3, остальное - железо и неизбежные примеси, образующиеся при изготовлении.

Изобретение относится к области металлургии и может быть использовано для изготовления крупногабаритных изделий атомного и энергетического машиностроения. Для получения проката толщиной от 80 до 150 мм с гарантией стандартных свойств после нормализации с отпуском из непрерывнолитых заготовок толщиной не менее 315 мм аустенизацию заготовок проводят при температуре 1200-1215°C, черновую прокатку начинают при температуре не ниже 950°С и осуществляют до толщины раската не менее 1,3 толщины готового листа с относительными обжатиями за проход не менее 10%, чистовую прокатку начинают при температуре на 115±25°C выше точки Ar3 и завершают на 5-15°C выше температуры начала чистовой прокатки, после чего листы подвергают замедленному охлаждению на воздухе в стопе.

Изобретение относится к области металлургии, а именно, к способу и устройству для предварительной обработки прокатываемого изделия. Способ предварительной обработки прокатываемого изделия из стали перед горячей прокаткой включает предварительное нагревание прокатываемого изделия в печи предварительного нагревания с помощью горелок, удаление окалины в устройстве для снятия окалины и нагревание изделия в нагревательной печи с помощью горелок.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к холоднокатаному стальному листу, используемому в автомобилестроении. Лист имеет химический состав, содержащий, в мас.%: С от 0,1 до 0,3, Si от 0,01 до 2,0, Mn от 1,5 до 2,5, Р от 0,001 до 0,06, S от 0,001 до 0,01, N от 0,0005 до 0,01, Al от 0,01 до 0,05, В от 0 до 0,002, Мо от 0 до 0,5, Cr от 0 до 0,5, V от 0 до 0,1, Ti от 0 до 0,1, Nb от 0 до 0,05, Ni от 0 до 1,0, Cu от 0 до 1,0, Ca от 0 до 0,005, REM от 0 до 0,005, Fe и неизбежные примеси - остальное.

Изобретение относится к высокопрочной стальной трубе с низким отношением предела текучести к пределу прочности, сваренной электрической контактной сваркой, с отношением предела текучести к пределу прочности 80% или менее и TS 655 МПа или более и способ ее изготовления.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к получению высокопрочной горячекатаной стали, используемой для изготовления изделий нефтегазохимии и высокоскоростного транспорта, работающих в экстремальных условиях, а так же как основной слой биметаллических конструкций.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к плакирующему материалу для стального листа, используемого в морских конструкциях, устройствах опреснения морской воды.

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения пластичности и прочности с обеспечением равномерного относительного удлинения и пригодности для отбортовки отверстий получают лист из двухфазной стали, содержащей, мас.

Изобретение относится к многофазной стали максимальной прочности с определенным составом, а также к способу изготовления холодно- или горячекатаной стальной полосы из этой стали, при котором в процессе непрерывного отжига формируют необходимую многофазную микроструктуру.
Наверх