Способ производства горячей полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из zn-mg-al и соответствующая горячая полоса

Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству горячекатаной полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al. Выплавляют сталь, содержащую, мас.%: C 0,04-0,11, Si менее или равно 0,5, Mn 1,4-2,2, Mo 0,05-0,5, Al 0,015-0,1, P до 0,02, S до 0,01, B до 0,006, по меньшей мере один элемент из группы Nb, V, Ti в соответствии со следующим условием: 0,02≤Nb+V+Ti≤0,20, остальное – железо и неизбежные при выплавке стали примеси. Разливают стальной расплав для получения исходного материала в форме сляба, или блока, или тонкого сляба. Подвергают исходный материал горячей прокатке для получения горячекатаной полосы при конечной температуре прокатки в диапазоне 800-950˚С. Охлаждают горячекатаную полосу до температуры менее 650˚С и осуществляют ее намотку. Охлаждают намотанный рулон до комнатной температуры в неподвижном воздухе, при этом микроструктура намотанной горячекатаной полосы после горячей прокатки имеет содержание бейнита более 50%. Выполняют отжиг путем нагрева горячекатаной полосы до температуры выше 650˚С и меньше Ас3, предпочтительно менее Ас1+50˚С. Охлаждают горячекатаную полосу до температуры цинковой ванны и наносят покрытие горячим погружением нагретой горячекатаной полосы в ванну плавления цинкового сплава с содержанием, мас.%: Al 1,0-2,0, Mg 1,0-2,0, остальное – цинк и неизбежные примеси. Получаемые горячекатаные полосы обладают высокими прочностью, деформируемостью, свариваемостью и защитой от коррозии. 3 н. и 10 з.п. ф-лы.

 

Способ производства горячей полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al и соответствующая горячая полоса

Изобретение относится к способу производства горячей полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al, к горячей полосе из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al, и к использованию соответствующей горячей полосы для производства деформируемых компонентов, которые способны выдерживать динамически высокие нагрузки, прилагаемые к ним, и устойчивы к коррозии и истиранию, в частности, деталей моторных транспортных средств.

Немецкая патентная заявка DE 10 2011 117 572 A1 описывает многофазную сталь, имеющую двухфазную, бейнитно-фазную или сложно-фазную микроструктуру, и способ производства холоднокатаной или горячекатаной стальной полосы, с получением из этой многофазной стали. На эту стальную полосу затем горячим погружением наносится покрытие, состоящее из цинка или цинк-магния. Стальная полоса с покрытием имеет оптимальное сочетание высокой прочности, хорошей деформируемости и хорошей защиты от коррозии, и подходит для использования в области производства кузовов транспортных средств. Многофазная сталь состоит из элементов (содержание приведено в весовых процентах и относится к расплавленной стали): C 0,060 до ≤ 0,115, Al 0,020 до ≤ 0,060, Si 0,100 до ≤ 0,500, Mn 1,300 до ≤ 2,500, P ≤ 0,025, S ≤ 0,0100, Cr 0,280 до ≤ 0,480, Mo ≤ 0,150, Ti 0,005 до ≤ 0,050, Nb 0,005 до ≤ 0,050, B 0,0005 до ≤ 0,0060, N ≤ 0,0100, и остальное – это железо, в том числе типичные сопутствующие стали элементы, ранее не упомянутые. Пред-полоса, при непрерывной отливке из такой многофазной стали, проходит горячую прокатку с образованием горячей полосы, и затем проходит непрерывный отжиг. Испытания показали, что микроструктурные пропорции, заданные после непрерывного отжига, сохранились после последовавшего нанесения покрытия горячим погружением при температурах от 420˚С до 470˚С.

В дополнение, международная патентная заявка WO 2014/033153 А1 описывает способ нанесения защитного покрытия на основе цинка на плоский стальной продукт и плоский стальной продукт с соответствующим защитным покрытием. Это защитное покрытие являет собой систему слоя из Zn-Mg-Al, которая, в дополнение к защите от коррозии, также предлагает однородную и гладкую поверхность. Защитное покрытие наносится посредством горячего погружения в металлическую ванну в соответствии со следующей концепцией сплава (в каждом случае весовые проценты). Содержание алюминия больше, чем содержание магния. Содержание алюминия находится в диапазоне между 1,8 вес.% и 3,0 вес.%. Содержание магния находится в диапазоне между 1,3 вес.% и 2,7 вес.%. Отношение содержания магния к сумме содержания алюминия и содержания магния находится в диапазоне между 0,31 вес.% и 0,44 вес.%. Остаток сплава – это цинк и неизбежные примеси, сумма которых значительно меньше 1 вес.%. В этом смысле, должно быть отношение между расплавом, его затвердеванием на плоском продукте и внешним видом и качеством затвердевшей поверхности. Целью должно быть образование тройной эвтектики металлов Zn, Mg и Al после затвердевания защитного слоя. До достижения тройной эвтектики, должны создаваться только первичные цинковые дендриты. Колебания состава сплава расплава может привести к тому, что богатый магнием или богатый алюминием канал появится до достижения тройной эвтектики, и поэтому, в дополнение к первичному осаждению цинка, бинарное осаждение MgZn2 и Zn и/или фаза, богатая алюминием, возникнет в небольшой степени. Содержание бинарных осаждений Mg- или Al-богатой фазы должно всегда быть менее 10 вес.%. Соответственно, необходимо пойти по пути квази-однофазного затвердевания. Такие защитные покрытия должны отвечать требованиям автомобильной промышленности.

В дополнение, международная патентная заявка WO 2006/002843 A1 описывает другое защитное покрытие из сплава Zn-Mg-Al. Расплав содержит, в весовых процентах, содержание алюминия в диапазоне между 0,6 вес.% и 2,3 вес.%. Содержание магния находится в диапазоне между 0,3 вес.% и 2,3 вес.%. Содержание алюминия выше 2,3 вес.%, как считается, ухудшает свариваемость. Содержание магния выше 2,3 вес.%, как считается, ухудшает поверхность.

Соответственно, цель настоящего изобретения – представить другой способ производства горячей полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al и соответствующую горячую полосу.

Данная цель достигается посредством способа производства горячей полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al с признаками по пункту 1 формулы изобретения, и посредством горячей полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al с признаками по пункту 13 формулы изобретения. Предпочтительные варианты осуществления изобретения описаны в зависимых пунктах формулы изобретения.

В соответствии с настоящим изобретением, другой способ производства горячей полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al получается посредством этапов:

- выплавка стального расплава с содержанием, мас.%: C 0,04 - 0,11, Si менее или равно 0,7, Mn 1,4 - 2,2, Mo 0,05 - 0,5, Al 0,015 - 0,1, P до 0,02, S до 0,01, B до 0,006, и по меньшей мере один элемент из группы Nb, V, Ti, в соответствии со следующим условием: 0,02 ≤ Nb+V+Ti ≤ 0,20, при этом остаток – это железо и неизбежные элементы, сопутствующие стали или являющиеся результатами выплавки,

- литьё стального расплава для образования исходного материала, в частности, прокатной заготовки, или блока или тонкой прокатной заготовки;

- горячая прокатка исходного материала для образования горячей полосы с конечной температурой прокатки в диапазоне от 800˚С до 950˚С,

- охлаждение горячей полосы до температуры наматывания менее 650˚С,

- наматывание горячей полосы при температуре наматывания менее 650˚С,

- охлаждение намотанной горячей полосы до комнатной температуры в неподвижном воздухе, при этом микроструктура намотанной горячей полосы имеет содержание бейнита выше 50%,

- нагрев горячей полосы до температуры выше 650˚С и менее Ас3, в частности менее чем Ас1+50˚С,

- охлаждение горячей полосы до температуры цинковой ванны,

- нанесение покрытия горячим погружением нагретой горячей полосы в ванну плавления цинкового сплава с содержанием, мас.%: Al от 1,0% до 2,0%; Mg от 1,0% до 2,0%, при этом остальное – это цинк и неизбежные примеси. Горячая полоса с покрытием и бейнитом, в соответствии с настоящим способом, отличается оптимизированным сочетанием высокой прочности, прекрасной деформируемости, хорошей защитой от коррозии и хорошей свариваемостью. Бейнитная микроструктура достигается в том числе благодаря тому факту, что горячая полоса сматывается после горячей прокатки при температуре менее 650˚С. Прекрасная деформируемость в сочетании с покрытием, которое остается накрепко связано с материалом горячей полосы при деформировании, является преимуществом. Таким образом, можно создавать и компоненты со сложной геометрией без вставок, например, такие как детали подшипника или крышки, которые необходимо приварить к конструкции. Как результат, этот материал предпочтительно использовать в области компонентов шасси. В этой области, материал подвергается высоким нагрузкам, которые возникают внезапно и с большой амплитудой, не позволяя использовать сварные компоненты или скорее те, которым требуется структурная адаптация при определении подходящего вида сварного шва, и такая адаптация приводит к чрезмерному расходу материала и поэтому увеличивает вес. Покрытие из Zn-Mg-Al едва удаляется в деформационной установке при холодной деформации, в частности, благодаря прекрасной адгезии покрытия на горячей полосе и низкому коэффициенту трения покрытия, и поэтому требуется меньше времени на очистку при обработке на прессовальной установке.

В дополнение, из-за химического состава материала носителя в форме бейнитной многофазной стали и покрытия из Zn-Mg-Al достигается хорошая свариваемость. Поэтому такой материал можно также использовать в компонентах, структура которых требует хорошей свариваемости и хорошей деформируемости.

Покрытие из Zn-Mg-Al обеспечивает дополнительную защиту от коррозии, относительно покрытия погружением, готового моторного транспортного средства. Предпочтительно, химический состав бейнитной многофазной стали задается таким образом, что, несмотря на нагрев горячей полосы до температуры менее Ас3, в частности менее Ас1+50˚С, свойства, в частности, микроструктура многофазной стали, сохраняются. Химический состав задается таким образом, что процессы упрочнения и размягчения в основном допускают сохранение или небольшое повышение начальной прочности. На адгезию покрытия из Zn-Mg-Al положительно влияет нагрев до температуры выше, чем 650˚С.

В дополнение, к содержанию бейнита более 50%, достигаемому после горячей прокатки, содержание других фаз, например, таких как мартенсит и/или феррит, может также иметь место отдельно.

В соответствии с настоящим изобретением, исходный материал может получаться посредством непрерывного литья, литья полосы или разливки в слитки. В частности, в качестве исходного материала можно использовать слябы с толщиной более 100 мм до 450 мм.

Для экономии энергии, нагрев горячей полосы при температуре выше 650˚С и менее, чем Ас3, в частности, менее, чем Ас1+50˚С, осуществляется в один рабочий этап, и на горячую полосу наносится покрытие горячим погружением немедленно после нагрева и охлаждения до температуры цинковой ванны. Таким образом, устраняется повторный нагрев. Нагрев конвертирует микроструктуру горячей полосы из бейнита в отожженный бейнит.

Предпочтительно условие, чтобы на горячую полосу наносилось покрытие горячим погружением в ванну плавления цинкового сплава при температуре ванны от 405˚С до 470˚С, предпочтительно от 410˚С до 430˚С.

В дополнение, предпочтительно условие, чтобы сталь для выплавки имела содержание С от 0,06% до 0,10 %, и содержание Si от 0,05% до 0,050 %, и дополнительно элементы Nb, V, и Ti, при общем их содержании Nb+V+Ti в диапазоне от 0,05% до 0,20 %.

Предпочтительно, сталь для выплавки, должна иметь, относительно легирующих элемент(ов) из группы Nb, V, Ti, содержание по меньшей мере 0,005 % в каждом случае.

Особенно предпочтительно, чтобы сумма содержания Ti и Mo в ней была больше 0,1 %.

Поскольку горячая полоса с покрытием, нанесенным горячим погружением, имеет прочность на разрыв Rm от 780 до 980 МПа, и предел текучести ReH по меньшей мере 680 МПа, компоненты, в частности моторного транспортного средства, можно изготавливать с тонкими стенками и высокой стабильностью. Значения испытаний на разрыв относятся к поперечным образцам для испытания.

Удлинение при разрушении А, определяемое для горячей полосы с покрытием, нанесенным горячим погружением, в соответствии с DIN EN ISO 6892-1:2009, по меньшей мере 10% при номинальной толщине от 1,80 до 3,00 мм, или по меньшей мере 12% при номинальной толщине от 3,01 до 3,50, обеспечивает прекрасную холодную деформируемость компонентов, в частности, моторного транспортного средства. Для испытаний, в соответствии с DIN 50 125, испытываемый образец А80 использовался при номинальной толщине менее 3 мм, а испытываемый образец А5 использовался при номинальной толщине равной или более чем 3 мм.

В соответствии с настоящим изобретением, полученная горячая полоса из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al, в частности, полученная в соответствии со способом по любому из пунктов 1 - 8 формулы изобретения, с выплавкой из стального расплава, содержащего, мас.%: C от 0,04 до 0,11, Si: менее или равно 0,7, Mn: от 1,4 до 2,2, Mo: от 0,05 до 0,5, Al: до 0,015 до 0,1, P: до 0,02, S: до 0,01, B: до 0,006, и по меньшей мере один из элементов группы Nb, V, Ti в соответствии со следующим условием: 0,02 ≤ Nb+V+Ti ≤ 0,20, при этом остаток – это железо и сопутствующие стали элементы, неизбежные при выплавке, с нанесением покрытия горячим погружением в ванну плавления цинкового сплава, с содержанием, мас.%: Al: от 1,0 до 2,0; Mg: от 1,0 до 2,0, при этом остаток – это цинк и неизбежные примеси, при этом микроструктура горячей полосы после горячей прокатки имеет содержание бейнита более 50%. Бейнитная горячая полоса с покрытием отличается оптимальным сочетанием высокой прочности, прекрасной деформируемости и хорошей защиты от коррозии. Благодаря химическому составу материала носителя в форме бейнитной многофазной стали и покрытию из Zn-Mg-Al, дополнительно достигается хорошая свариваемость. Ванна плавления цинкового сплава содержит, в дополнение к Zn, Mg, и Al, неизбежные примеси, которыми обычно являются Y, Ca, Ce, La, Ti, В, как следовые элементы с порядком общей величины менее 0,3 вес.%.

Развитие ранее описанного способа и бейнитной горячей полосы с покрытием можно отследить ретроспективно до теоретических соображений, моделирования и воплощения в практических испытаниях (испытательная выплавка, катушки испытательных образцов).

Горячая полоса с покрытием, в частности, в соответствии с таким способом, особенно подходит для производства деформируемых компонентов, которые способны выдерживать динамически высокие нагрузки, прилагаемые к ним, и устойчивы к коррозии и истиранию, в частности, деталей моторных транспортных средств, в частности, со сложной геометрией компонентов, например, таких как компоненты осей, мостов автомобиля, поперечные рулевые тяги, соединительные тяги шасси, рамы аккумуляторов для электромашин или листы переборки. Для этой цели горячая полоса с покрытием сразу проходит дальнейшую обработку или деформируется с образованием сварной трубы и затем проходит дальнейшую обработку. В таких компонентах предпочтительны типичные свойства горячей полосы с покрытием, такие как высокий потенциал прочности, хорошая деформируемость и хорошая защита от коррозии, вкупе со снижением веса. Благодаря хорошей деформируемости можно производить сложные компоненты холодным деформированием из горячей полосы с покрытием без необходимости сварных швов. Покрытие из Zn-Mg-Al обеспечивает защиту от катодной коррозии готового моторного транспортного средства, обеспечивая, в дополнение к барьерной защите после покрытия горячим погружением, активную защиту от коррозии с долговременным действием.

Типичные размеры для соответствующей горячей полосы, например: толщина в мм: 1,40 – 3,50; ширина в мм: 900 – 1250.

Предпочтительно покрытие из Zn-Mg-Al для использования на горячей полосе с толщиной более, чем 1,6 мм, и, в частности, на высокопрочной и даже более толстой горячей полосе. Большие силы, возникающие при деформировании, приводят, у известных цинковых покрытий, к соответствующему истиранию цинка в установке, что означает, что будут необходимы многочисленные процедуры очистки, и связанные с этим задержки при производстве. Причиной являются большие силы сдвига в покрытии, которые образуются при прохождении через вертикальный прижим. Покрытие из Zn-Mg-Al содержит отличающийся состав по твердым фазам, и этот состав выдерживает возникающие силы сдвига. Это приводит к значительно меньшему истиранию, или же истирания нет вовсе. Поэтому возможно более экономное производство.

Легирующие элементы обычно добавляются к стали для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент, таким образом, может влиять на различные свойства в различных сталях. Влияние и взаимодействие обычно сильно зависят от количества, присутствия дополнительных легирующих элементов и состояния раствора в материале. Корреляции изменчивы и сложны. Влияние легирующих элементов будет более подробно описано далее.

Углерод (С) считается наиболее важным легирующим элементом в стали. Задание содержания углерода максимум 2,0 % сначала превращает железо в сталь. Несмотря на этот факт, содержание углерода в стали сильно понижается при производстве стали. Углерод растворяется с внедрением в решетку железа благодаря малому атомному радиусу. Растворимость составляет максимум 0,02 % в α-железе и максимум 2,06 % в β-железе. В растворенной форме, углерод значительно повышает способность стали к упрочнению. Благодаря напряжениям решетки, создающимся в растворенном состоянии, процессы диффузии замедляются, и поэтому задерживаются процессы конверсии. В дополнение, углерод способствует образованию аустенита, и аустенитная область поэтому расширяется при более низких температурах. При повышении содержания принудительно растворенного углерода, увеличиваются искажения решетки и значения прочности мартенсита. В дополнение, углерод необходим для образования карбидов. Один из них, возникающий почти в каждой стали – это цементит (Fe3C). Однако, можно специально создать значительно более твердые карбиды с другими металлами, такими как, например, хром, титан, ниобий и ванадий.

Поэтому не только тип, но также и распределение и степень осаждения критически важны для получаемого в результате повышения прочности. Поэтому для обеспечения, с одной стороны, достаточной прочности и, с другой стороны, хорошей свариваемости, минимальное содержание С зафиксировано на уровне 0,04 %, а максимальное содержание С зафиксировано на уровне 0,11 %. Предпочтительно, чтобы минимальное содержание С было зафиксировано на 0,06 %, а максимальное содержание С было зафиксировано на 0,10 %.

При литье кремний (Si) связывает кислород и, тем самым, понижает сегрегацию и примеси в стали. В дополнение, при смешанной кристаллизации, кремний повышает отношение прочности и предела текучести феррита при лишь небольшом удлинении при разрушении. Дополнительный важный эффект заключается в том, что кремний смещает образование феррита к меньшему времени и поэтому допускает образование достаточного количества феррита до упрочнения закалкой. Образование феррита обогащает аустенит углеродом и стабилизирует его. В дополнение, кремний стабилизирует аустенит (не задействовав углерод) в низкотемпературном диапазоне конкретно в области образования бейнита через предотвращение образования карбида. В дополнение, при высоком содержании кремния может образоваться окалина с сильной адгезией при горячей прокатке, и эта окалина, вероятно, плохо повлияет на последующую обработку. При непрерывной оцинковке, кремний может диффундировать к поверхности при отжиге и может образовать оксиды кремния в этом месте. При погружении в цинковую ванну, оксиды кремния могут помешать образованию слоя с плотной адгезией между сталью и цинком, поскольку они препятствуют смачиванию поверхности стали. В результате нарушается образование способствующего адгезии блокирующего слоя. Это проявляется в плохой адгезии цинка и появлении областей без оцинковки. По вышеупомянутым причинам, максимальное содержание кремния фиксируется на 0,50 %. Предпочтительно, минимальное содержание Si фиксируется на 0,05 %, а максимальное содержание Si фиксируется на 0,50 %.

Марганец (Mn) добавляется почти во все стали для цели десульфуризации с тем, чтобы превратить вредную серу в сульфиды марганца. В дополнение, это означает, что при смешанной кристаллизации марганец повышает прочность ферритов и смещает α-/β-конверсию к меньшим температурам. Основная причина для добавления марганца в многофазные стали – это значительное улучшение потенциального увеличения жесткости. По причине подавления диффузии, перлитная и бейнитная конверсия смещается к более длинному времени, и начальная температура мартенсита понижается. Тем же образом, что и в случае с кремнием, марганец может – при высокой концентрации на поверхности – дать оксиды марганца, которые могут отрицательно повлиять на поведение адгезии цинка и на внешний вид поверхности. Поэтому содержание марганца фиксируют на 1,40 – 2,20 %. Предельные значения также включены.

Фосфор (Р) – это следовой элемент из железной руды, с растворением в железной решетке, как замещающий атом. Фосфор повышает жесткость и улучшает способность упрочняться посредством смешанного кристаллического затвердевания. Однако, делается всё возможное для понижения содержания фосфора до настолько малых величин, насколько возможно, поскольку, среди прочего, его низкая скорость диффузии означает, что он имеет сильную тенденцию к сегрегации и сильно понижает уровень жесткости. Присоединение фосфора к границам зерен обычно вызывает разрушения на границах зерен. В дополнение, фосфор повышает температуру перехода от жесткого поведения к хрупкому поведению до 300˚С. При горячей прокатке, оксиды фосфора у поверхности на границах зерен могут привести к образованию разрушений. Однако, в некоторых сталях, из-за низкой стоимости и значительного повышения прочности, фосфор используется в небольших количествах (< 0,1%) в качестве элемента микролегирования. Например, фосфор частично используется как агент поддержания прочности в многофазных сталях. По указанным выше причинам, содержание фосфора ограничено 0,02 %.

Сера (S), подобно фосфору, привязана, как следовой элемент в железной руде. Сера нежелательна в стали, поскольку она проявляет сильную тенденцию к сегрегации и сильно повышает хрупкость. Поэтому делается всё возможное для достижения низкого, насколько это возможно, содержания серы в расплаве (например, посредством вакуумной обработки). В дополнение, присутствующая сера, путем добавления марганца, переводится в относительно безобидное соединение сульфида марганца (MnS). Сульфиды марганца часто вытягиваются в линии в процессе прокатки и работают как участки нуклеации для конверсии. Обычно, в случае диффузионно-контролируемой конверсии это создает микроструктуру выраженных линий и, в случае образования сильно выраженных линий, может быть ухудшение механических свойств, (например, выраженные линии мартенсита вместо рассеянных островков мартенсита, анизотропное поведение материала, пониженное удлинение при разрушении). По описанным выше причинам, содержание серы в стали ограничено до 0,01 %.

Алюминий (Al) обычно добавляется в сталь для связывания кислорода и азота, растворенных в железе. Кислород и азот, таким образом, конвертируются в оксиды алюминия и нитриды алюминия. Эти осаждения могут повлиять на измельчение зерен через увеличение центров кристаллизации и могут таким образом улучшить свойства по жесткости и значению прочности. Нитрид алюминия не осаждается в присутствии титана в достаточном количестве. Нитриды титана имеют более низкую энтальпию образования и образуются при более высоких температурах. В растворенном состоянии, алюминий, подобно кремнию, смещает образование феррита к меньшему времени, и тем самым позволяет образоваться достаточному количеству феррита в многофазной стали. Он также подавляет образование карбида и тем самым обеспечивает стабилизацию аустенита. Поэтому, содержание Al зафиксировано от 0,015 % до максимум 0,10 %.

Бор (В) образует нитриды и карбиды с азотом и углеродом, соответственно; однако, обычно это нежелательно. С одной стороны, образуется только небольшое количество осаждений благодаря низкой растворимости, а с другой стороны они осаждаются в основном именно на границах зерен. В растворённом состоянии, в очень малых количествах, бор значительно улучшает потенциальное повышение жесткости. Активный механизм бора не полностью разгадан. Гипотетически, можно предположить, что атомы бора предпочтительно присоединяются к границам зерен и в этом местоположении сильно задерживают образование феррита при охлаждении из области аустенита. В результате, это способствует образованию бейнита. Эффективность бора понижается по мере того, как увеличивается размер зерна и повышается содержание углерода (> 0,8 %). Количество более 60 частей на миллион ухудшает способность к упрочнению, поскольку карбид бора действует, как ядро на границах зерен. Бор имеет сильное химическое сродство с кислородом, что может привести к понижению содержания бора в областях около поверхности (до 0,5 мм). В связи с этим, отжиг при более 1000˚С не поощряется. Также бор может дать образование чрезвычайно грубого зерна при температурах отжига более 1000˚С. По вышеупомянутым причинам, содержание В ограничено значением до 0,006%.

Титан (Ti) образует чрезвычайно стабильные нитриды (TiN) и сульфиды (TiS2) при высоких температурах. Они лишь частично растворяются в расплаве в зависимости от содержания азота. Если полученные таким образом осаждения не удалить с шлаком, они образуют достаточно большие частицы в материале из-за высокой температуры образования, и обычно не благоприятствуют механическим свойствам. Положительное влияние на твердость получается при связывании свободного азота и кислорода. Поэтому, титан защищает прочие легирующие элементы, такие как ниобий, от связывания азотом. После этого они могут оптимальным образом проявить свой эффект. Нитриды, которые получаются только при низких температурах, при понижении содержания кислорода и азота, могут дополнительно обеспечить эффективное угнетение роста зерен аустенита. Не удаленный титан образует, при температурах от 1150˚С, карбиды титана, и тем самым может повлиять на измельчение зерен (подавление роста зерен аустенита, измельчение зерен посредством отложенной рекристаллизации и/или повышения числа ядер при α/β конверсии) и упрочнение осаждением. Титан при этом добавляется дополнительно в соответствии с условием 0,02 ≤ Nb + V + Ti ≤ 0,20 %. Титан предпочтительно добавляется в соответствии с условием 0,05 ≤ Nb + V + Ti ≤ 0,.20 %. Особенно предпочтительно, если выполняется условие, что сумма Ti + Мо > 0,1 %. Если титан выбирается в качестве легирующего элемента, содержание Ti составляет по меньшей мере 0,005 %, при этом соблюдается вышеупомянутое условие по сумме.

Ниобий (Nb) способствует значительному измельчению зерен, поскольку влияет на задержку кристаллизации наиболее эффективно среди всех элементов микролегирования, и дополнительно мешает росту аустенитных зерен. Однако, эффект повышения прочности необходимо оценить количественно, как более высокий в сравнении с таковым у титана, благодаря повышенному эффекту измельчения зерен и более высокому числу увеличивающих прочность частиц (удаление титана из TiN при высоких температурах). Карбиды ниобия образуются примерно при 1200˚С. В сочетании с титаном, который, как описано ранее, удаляет азот, ниобий может улучшить свой эффект повышения прочности посредством образования карбидов в низкотемпературном диапазоне (относительно малых размеров карбида). Дополнительный эффект карбида – это задержка α/β конверсии и понижение начальной температуры мартенсита в растворенном состоянии. С одной стороны, это происходит из-за эффекта примесного торможения, а с другой стороны из-за измельчения зерен. Это проявляется в повышении прочности микроструктуры и поэтому также в высокой сопротивляемости расширению на мартенситные образования. Использование ниобия ограничено довольно низким порогом растворимости. При том что это ограничивает количество осаждений, это главным образом влияет на раннее образование осаждения с достаточно грубыми частицами. Упрочнение осаждением при этом может оказаться действительно эффективным прежде всего в сталях с низким содержанием С (возможно большее перенасыщение) и при процессах горячего деформирования (осаждение при деформировании). Ниобий при этом добавляется дополнительно в соответствии с условием 0,02 ≤ Nb + V + Ti ≤ 0,20 %. Предпочтительно, ниобий добавляется в соответствии с условием 0,05 ≤ Nb + V + Ti ≤ 0,20 %. Если ниобий выбирается, как легирующий элемент, содержание ниобия составляет по меньшей мере 0,005 %, при соблюдении вышеупомянутого условия по сумме.

Образование карбида и нитрида ванадием (V) сначала начинается при температурах от примерно 1000˚С или даже после конверсии α/β, то есть значительно позже, чем для титана и ниобия. При этом ванадий едва имеет эффект измельчения зерен благодаря низкому числу осаждений в аустените. Росту зерен аустенита также не препятствует позднее осаждение карбидов ванадия. Поэтому эффект повышения прочности основывается практически исключительно на упрочнении осаждением. Одно преимущество ванадия заключается в высокой растворимости в аустените и высокая объемная пропорция мелких осаждений из-за низкой температуры осаждения. Ванадий при этом добавляется дополнительно в соответствии с условием 0,02 ≤ Nb + V + Ti ≤ 0,20 %. Ванадий предпочтительно добавляется в соответствии с условием 0,05 ≤ Nb + V + Ti ≤ 0,20 %. Если ванадий выбирается, как легирующий элемент, содержание V составляет по меньшей мере 0,005 %, при соблюдении вышеупомянутого условия по сумме.

Добавление молибдена (Мо) приводит, так же как и добавление хрома, к улучшению способности к упрочнению. Конверсия перлита и бейнита сдвигается к большему времени, а начальная температура мартенсита понижается. В дополнение, молибден значительно повышает термостойкость, поэтому не ожидается никакого понижения прочности в цинковой ванне, и повышается прочность феррита благодаря смешанной кристаллизации. Содержание Мо, при дополнительном добавлении, зависит от размера, конфигурации расположения и заданной микроструктуры, при этом минимальное добавление должно составлять 0,050 % для достижения эффекта. По причинам, связанным со стоимостью, содержание Mo предпочтительно задается в максимум 0,50 %. Особенно предпочтительно, если выполняется условие, что сумма Ti + Мо > 0,1 %.

Покрытие состоит из сплава на основе цинка, также имеющего низкое содержания магния и алюминия (1,0 – 2,0 % для каждого случая), с нанесением на плоский стальной продукт способом горячим погружением. В этом случае, ванна жидкого металла с расплавом Zn-Mg-Al имеет температуру примерно в диапазоне от 405 до 470˚С, в частности, 410 – 430˚С. Нужная толщина слоя обычно задается посредством зачистных патрубков, когда плоский продукт с покрытием покидает ванну металла. Такие покрытия из Zn-Mg-Al отличаются сравнительно улучшенной защитой от коррозии при более тонком слое покрытия, чем было бы в случае покрытия только из цинка. При соответствующей экономии материала, это обеспечивает меньший вес и более тонкий конечный продукт. Улучшенная защита от коррозии достигается при сохранении постоянной толщины слоя. Сплав с магнием и алюминием положительно влияет на защиту от коррозии в течение длительного времени. Предпочтительно, содержание магния находится в диапазоне от 1,0 до 2,0 %, предпочтительно от 1,4 до 1,8 %, а содержание алюминия в диапазоне от 1,0 до 2,0 %, предпочтительно от 1,4 до 1,8 %, при этом содержание магния и содержание алюминия идентичны друг другу. Также возможен расплав Zn-Mg-Al, где содержание магния меньше, чем содержание алюминия. Предпочтительно, содержание магния тогда находится в диапазоне от 1,0 до 2,0 %, предпочтительно от 1,0 до 1,2 %, и содержание алюминия в диапазоне от 1,0 до 2,0 %, предпочтительно от 1,3 до 1,7 %. В этом случае, содержание в весовых процентах цинка, магния и алюминия выбирается таким образом, чтобы достигалась двухэтапное затвердевание расплава. На первом этапе затвердевания, образуются первичные кристаллы цинка, а на втором этапе затвердевания, имеет место тройная эвтектика Zn-Al-Mg. Образование бинарной эвтектики Zn-Mg и фазы обогащенной алюминием, как это обычно получается при трехэтапном затвердевании, задерживается настолько, насколько это возможно. Поскольку содержание Mg и Al повышается при сохранении соотношений весовых процентов относительно друг другу, остается путь двухэтапного затвердевания и в результате получается образование содержания первичного цинка. При содержании магния 1.0 вес.%, и содержании алюминия 1.5 вес.%, в покрытии образуется примерно 95% первичного цинка. Содержание магния 1.2 вес.% и алюминия 1.8 вес.% дает понижение первичного цинка в покрытии до 75%. Двухэтапное затвердевание дает в результате покрытие с более однородным видом поверхности в сравнении с трехэтапным путем затвердевания. Также предотвращаются микро-складки на поверхности. Покрытие образует оксидную пленку с MgO, Al2O3 и MgAl2O4. Покрытие из Zn-Al-Mg обеспечивает прекрасную защиту от коррозии, при подложке слоя постоянной и меньшей, чем стандартное покрытие при оцинковке горячим погружением. Испытание в солевом тумане показывает двукратно – шестикратно более стойкую сопротивляемость коррозии, чем типичное стандартное покрытие при оцинковке горячим погружением. В то же время, покрытие из Zn-Al-Mg убедительно благодаря прекрасному сцеплению с лаком. Фосфатное покрытие в качестве неорганического переходного слоя на металлической поверхности покрытия из Zn-Al-Mg заметно повышает качество при последующей лакировке. На покрытие из Zn-Al-Mg может быть нанесено фосфатное покрытие, как это обычно делается на автомобилях. Поведение при лакировке идентично поведению при оцинковке горячим погружением или при электролитической оцинковке. Благодаря особенной устойчивости к коррозии, даже после обработки, покрытие из Zn-Al-Mg обеспечивает повышенную защиту на самом высоком уровне. Благодаря использованию меньших подложек слоя, сберегаются природные ресурсы через экономию цинка. Коэффициенты трения покрытия заметно влияют на деформационное поведение производимых компонентов. Коэффициент трения в случае одноэтапного деформационного процесса сравним с поверхностью, оцинкованной горячим погружением, или с поверхностью, оцинкованной электролитическим способом. При многоэтапном деформационном процессе, не происходит холодная сварка, в отличие от материала, прошедшего стандартную оцинковку горячим погружением или электролитическим способом. Плоский продукт с покрытием из Zn-Al-Mg можно состыковать при помощи точечной сварки или лазерной сварки, как и плоский продукт, прошедший оцинковку горячим погружением. В данном случае, способ и продукт описаны относительно бейнитной горячей полосы с покрытием. То же применимо и к металлическим листам с соответствующим покрытием.

1. Способ производства горячекатаной полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al, содержащий этапы:

- выплавка стали, содержащей, мас.%:

С 0,04-0,11
Si менее или равно 0,5
Mn 1,4-2,2
Мо 0,05 - 0,5
Al 0,015-0,1
Р до 0,02
S до 0,01
В до 0,006,

и по меньшей мере один элемент из группы Nb≥0,005, V≥0,005 и Ti≥0,005, при этом суммарное содержание Nb, V, Ti составляет 0,02≤Nb+V+Ti≤0,20, остальное - железо и неизбежные при выплавке стали примеси,

- литье расплава стали для получения исходного материала в форме сляба, или блока, или тонкого сляба,

- горячая прокатка исходного материала для получения горячекатаной полосы при конечной температуре прокатки в диапазоне 800-950°С,

- охлаждение горячекатаной полосы до температуры намотки менее 650°С,

- намотка горячекатаной полосы при температуре намотки менее 650°С,

- охлаждение намотанного рулона горячекатаной полосы до комнатной температуры в неподвижном воздухе, при этом микроструктура намотанной горячекатаной полосы после горячей прокатки имеет содержание бейнита более 50%,

- отжиг путем нагрева горячекатаной полосы до температуры выше 650°С и меньше Ас3, предпочтительно менее Ас1+50°С,

- охлаждение горячекатаной полосы до температуры цинковой ванны,

- нанесение покрытия горячим погружением нагретой горячекатаной полосы в ванну плавления цинкового сплава с содержанием, мас.%:

Al 1,0-2,0
Mg 1,0-2,0,
остальное цинк и неизбежные примеси

2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что отжиг путем нагрева горячекатаной полосы при температуре выше 650°С и менее Ас3, предпочтительно менее Ас1+50°С, осуществляют в один рабочий этап, а на горячекатаную полосу наносят покрытие горячим погружением немедленно после нагрева и охлаждения до температуры цинковой ванны.

3. Способ по п. 1 или 2, отличающийся тем, что нанесение покрытия горячим погружением нагретой горячекатаной полосы в ванну плавления цинкового сплава осуществляют при температуре ванны от 405 до 470°С, предпочтительно 410-430°С.

4. Способ по любому из пп. 1-3, отличающийся тем, что осуществляют выплавку стали, имеющей содержание С от 0,06 до 0,10 мас.%, содержание Si от 0,05 до 0,50 мас.%, при этом суммарное содержание Nb+V+Ti находится в диапазоне от 0,05 до 0,20 мас.%.

5. Способ по любому из пп. 1-4, отличающийся тем, что осуществляют выплавку стали, имеющей суммарное содержание Ti и Мо больше 0,1 мас.%.

6. Способ по любому из пп. 1-5, отличающийся тем, что нанесение покрытия горячим погружением нагретой горячекатаной полосы осуществляют в ванну плавления цинкового сплава, имеющего содержание магния в диапазоне от 1,4 до 1,8 мас.% и алюминия в диапазоне от 1,4 до 1,8 мас.%, при этом содержания магния и алюминия идентичны друг другу.

7. Способ по любому из пп. 1-5, отличающийся тем, что нанесение покрытия горячим погружением нагретой горячекатаной полосы осуществляют в ванну плавления цинкового сплава, имеющего содержание магния меньше, чем содержание алюминия.

8. Способ по п. 7, отличающийся тем, что нанесение покрытия горячим погружением нагретой горячекатаной полосы осуществляют в ванну плавления цинкового сплава, имеющего содержание магния от 1,0 до 1,2 мас.% и содержание алюминия от 1,3 до 1,7 мас.%.

9. Способ по любому из пп. 1-8, отличающийся тем, что горячекатаная полоса с покрытием, нанесенным горячим погружением, имеет прочность на разрыв Rm от 780 до 980 МПа.

10. Способ по любому из пп. 1-9, отличающийся тем, что горячекатаная полоса с покрытием, нанесенным горячим погружением, имеет предел текучести ReH по меньшей мере 680 МПа.

11. Способ по любому из пп. 1-10, отличающийся тем, что горячекатаная полоса с покрытием, нанесенным горячим погружением, имеет удлинение при разрушении А в соответствии с DIN EN ISO 6892-1:2009 по меньшей мере 10%.

12. Горячекатаная полоса из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al, характеризующаяся тем, что она получена способом по любому из пп. 1-11.

13. Применение горячекатаной полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al по п. 12 в качестве материала для производства деформируемых компонентов, способных выдерживать динамически высокие нагрузки и устойчивых к коррозии и истиранию, предпочтительно деталей моторных транспортных средств, предпочтительно со сложной геометрией компонентов, представляющих собой мосты автомобиля или соединительные тяги шасси.



 

Похожие патенты:

Группа изобретений относится к области транспорта. Способ изготовления тормозного диска, в котором фрикционный слой расположен в некоторых областях на основном корпусе тормозного диска.

Изобретение относится к получению полосы из высокомарганцевой стали с антикоррозионным покрытием, обеспечивающим повышение свариваемости полос из высокомарганцевой стали следующего состава (в мас.

Изобретение относится к антикоррозионному покрытию на основе цинка для стальных листов или лент, которые с целью закалки подлежат нагреванию по меньшей мере на отдельных участках до температуры свыше температуры аустенизации (Ac3) и затем охлаждению со скоростью, которая по меньшей мере на отдельных участках выше критической скорости охлаждения.

Изобретение относится к области металлургии. Для улучшения баланса прочность-пластичность и формуемости получают холоднокатаный стальной лист, имеющий предел прочности ≥ 1470 МПа и общее удлинение ТЕ ≥ 19%, при этом способ включает стадии отжига при температуре отжига AT ≥ Ас3 необработанного стального листа, химический состав которого содержит, мас.

Изобретение относится к производству стальной полосы с отожженным цинковым покрытием. Способ включает стадии, согласно которым сталь подвергают цинкованию с последующим отжигом с получением покрытия на стали и оцинкованную отожженную сталь подвергают термообработке с предварительным легированием, проведенной перед горячей штамповкой при температуре в диапазоне от 850°F (454°C) до 950°F (510°C).

Изобретение относится к холоднокатаному и отожженному стальному листу. Для повышения предела прочности при растяжении и предела текучести и обеспечения подходящей пластичности, заготовку, содержащую, мас.%: 0,10≤C≤0,13, 2,4≤Mn≤2,8, 0,30≤Si≤0,55, 0,30≤Cr≤0,56, 0,020≤Ti≤0,0500,0020≤B≤0,0040, 0,005≤Al≤0,050, Mo≤0,010, Nb≤0,040, 0,002≤N≤0,008, S≤0,005, P≤0,020, остальное - железо и неизбежные примеси, нагревают, подвергают горячей прокатке для получения горячекатаного листа, охлаждают и подвергают лист холодной прокатке, отжигу, охлаждению до заданной температуры, выдержке и охлаждению до комнатной температуры, при этом полученный холоднокатаный отожженный стальной лист имеет микроструктуру, состоящую из, в долях поверхности, мартенсита и/или нижнего бейнита указанный мартенсит включает свежий мартенсит и/или самоотпущенный мартенсит, сумма процента доли поверхности мартенсита и нижнего бейнита составляет 60-95%, 4-35% бейнита с низким содержанием карбида, 0-5% феррита и менее 5% остаточного аустенита в виде островков.

Изобретение относится к теплопоглощающему и теплоизлучающему стальному листу и элементу, выполненному из этого листа, которые могут быть использованы в качестве материала для корпуса устройства источника тепла, такого как электронный или электрический компонент.

Изобретение относится к способу и устройству для покрытия металлической полосы жидким материалом покрытия, например цинком. В способе после пропускания металлической полосы (200) через резервуар (110) покрытия с жидким покрывным материалом (300) полосу (200) пропускают через щель (122) расположенного после упомянутого резервуара (110) продувочного приспособления (120), осуществляют измерение фактической выпуклости полосы (200) после выхода из резервуара (110) покрытия, при этом внутри резервуара (110) покрытия расположен ролик (160) коррекции, приставленный к металлической полосе (200) для ее сглаживания, когда размер фактической выпуклости превышает заданное допустимое пороговое значение выпуклости.
Изобретение относится к получению антикоррозионного покрытия на металлическом изделии. Способ включает выполнение отверстий в изделии для его навешивания на траверсу, удаление с изделия мешающих цинкованию частиц, предварительную обработку поверхности изделия посредством обезжиривания, очищения, промывки, протравливания и флюсования, сушку и навешивание изделия на траверсу, погружение изделия в ванну с расплавленным цинком, извлечение изделия и его охлаждение до температуры окружающей среды.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к горячештампованной стали, используемой в автомобилестроении. Горячештампованная сталь включает основной металл, выполненный в форме листа и имеющий отпущенный участок по меньшей мере на своей поверхности, и слой Zn покрытия, сформированный на упомянутом отпущенном участке основного металла.

Способ получения высокопрочного стального листа, обладающего пределом текучести YS по меньшей мере 850 МПа, прочностью при растяжении TS по меньшей мере 1180 МПа, полным удлинением по меньшей мере 14% и коэффициентом раздачи отверстия HER по меньшей мере 30%.

Изобретение относится к листовой стали для конструкционного трубного изделия в виде трубки или трубы. Листовая сталь содержит, мас.%: С от 0,060 до 0,100, Si от 0,01 до 0,50, Mn от 1,50 до 2,50, Al 0,080 и менее, Мо от 0,10 до 0,50, Ti от 0,005 до 0,025, Nb от 0,005 до 0,080, N от 0,001 до 0,010, O 0,0050 и менее, Р 0,010 и менее, S 0,0010 и менее, Fe и неизбежные примеси остальное.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочной толстолистовой стали, имеющей толщину 38 мм или более, для изготовления конструкционных труб. Сталь имеет химический состав, содержащий в мас.%: С: от 0,030 до 0,100, Si: от 0,01 до 0,50, Mn: от 1,50 до 2,50, Al: 0,080 и менее, Мо: от 0,05 до 0,50, Ti: от 0,005 до 0,025, Nb: от 0,005 до 0,080, N: от 0,001 до 0,010, O: 0,0050 и менее, Р: 0,010 и менее, S: 0,0010 и менее, Fe и неизбежные примеси - остальное.

Изобретение относится к области черной металлургии, в частности к составам сплавов на основе железа, которые могут быть использованы, преимущественно, для изготовления изделий методом штамповки.

Изобретение относится к области металлургии и может быть использовано для изготовления стального слитка из мартенситно-стареющей стали. В способе осуществляют стадию изготовления методом вакуумной плавки переплавляемого электрода, содержащего от 0,2 до 3,0 мас.% титана и от 0,0025 до 0,0050 мас.% азота, и стадию переплава этого электрода с получением стального слитка, имеющего средний диаметр 650 мм и более; при этом полученная мартенситно-стареющая сталь содержит от 0,2 до 3,0 мас.% титана.

Изобретение относится к области черной металлургии, в частности к составам сплавов на основе железа, используемых для изготовления изделий способом деформации - высадки, выколотки, штамповки.

Изобретение относится к области черной металлургии, в частности к составам сплавов на основе железа, которые могут быть использованы в автомобилестроении. Сплав на основе железа содержит, мас.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к горячепрессованному стальному листовому изделию. Изделие имеет химический состав, включающий, мас.%: C: от 0,10 до 0,24, Si: от 0,001 до 2,0, Mn: от 1,2 до 2,3, растворимый Al: от 0,001 до 1,0, Ti: от 0,060 до 0,20, P: 0,05 или менее, S: 0,01 или менее, N: 0,01 или менее, Nb: от 0 до 0,20, V: от 0 до 0,20, Cr: от 0 до 1,0, Mo: от 0 до 0,15, Cu: от 0 до 1,0, Ni: от 0 до 1,0, Ca: от 0 до 0,01, Mg: от 0 до 0,01, РЗМ: от 0 до 0,01, Zr: от 0 до 0,01, B: от 0 до 0,005, Bi: от 0 до 0,01, остаток: Fe и примеси.

Изобретение относится к созданию плакированного алюминием стального листа, используемого для горячего прессования, который имеет превосходные смазывающую способность в горячем состоянии, коррозионную стойкость после нанесения красочного покрытия и пригодность к точечной сварке.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к составам износостойких сплавов на основе железа. Может использоваться для изготовления деталей, работающих в условиях трения и повышенного износа.

Способ получения высокопрочного стального листа, обладающего пределом текучести YS по меньшей мере 850 МПа, прочностью при растяжении TS по меньшей мере 1180 МПа, полным удлинением по меньшей мере 14% и коэффициентом раздачи отверстия HER по меньшей мере 30%.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству горячекатаной полосы из бейнитной многофазной стали с покрытием из Zn-Mg-Al. Выплавляют сталь, содержащую, мас.: C 0,04-0,11, Si менее или равно 0,5, Mn 1,4-2,2, Mo 0,05-0,5, Al 0,015-0,1, P до 0,02, S до 0,01, B до 0,006, по меньшей мере один элемент из группы Nb, V, Ti в соответствии со следующим условием: 0,02≤Nb+V+Ti≤0,20, остальное – железо и неизбежные при выплавке стали примеси. Разливают стальной расплав для получения исходного материала в форме сляба, или блока, или тонкого сляба. Подвергают исходный материал горячей прокатке для получения горячекатаной полосы при конечной температуре прокатки в диапазоне 800-950˚С. Охлаждают горячекатаную полосу до температуры менее 650˚С и осуществляют ее намотку. Охлаждают намотанный рулон до комнатной температуры в неподвижном воздухе, при этом микроструктура намотанной горячекатаной полосы после горячей прокатки имеет содержание бейнита более 50. Выполняют отжиг путем нагрева горячекатаной полосы до температуры выше 650˚С и меньше Ас3, предпочтительно менее Ас1+50˚С. Охлаждают горячекатаную полосу до температуры цинковой ванны и наносят покрытие горячим погружением нагретой горячекатаной полосы в ванну плавления цинкового сплава с содержанием, мас.: Al 1,0-2,0, Mg 1,0-2,0, остальное – цинк и неизбежные примеси. Получаемые горячекатаные полосы обладают высокими прочностью, деформируемостью, свариваемостью и защитой от коррозии. 3 н. и 10 з.п. ф-лы.

Наверх