Сверхпрочная многофазная сталь и способ изготовления стальной полосы из этой многофазной стали

Изобретение относится к области металлургии, а именно к изготовлению стальной полосы из многофазной стали. Способ изготовления стальной полосы из многофазной стали с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа в незакаленном состоянии, содержащей, вес.%: C ≥ 0,075 до ≤ 0,115, Si ≥ 0,400 до ≤ 0,500, Mn ≥ 1,900 до ≤ 2,350, Cr ≥ 0,250 до ≤ 0,400, Al ≥ 0,010 до ≤ 0,060, N ≥ 0,0020 до ≤ 0,0120, P ≤ 0,020, S ≤ 0,0020, Ti ≥ 0,005 до ≤ 0,060, Nb ≥ 0,005 до ≤ 0,060, V ≥ 0,005 до ≤ 0,020, B ≥ 0,0005 до ≤ 0,0010, Mo ≥ 0,200 до ≤ 0,300, Ca ≥ 0,0010 до ≤ 0,0060, Cu ≤ 0,050, Ni ≤ 0,050, Sn ≤ 0,040, H ≤ 0,0010, остальное - железо и примеси, включает изготовление предварительной прокаткой полосовой заготовки, выбор толщины сляба и определенной, но переменной толщины полосовой заготовки, горячую прокатку полосовой заготовки со степенью обжатия 72-87%, намотку горячекатаной полосы при температуре начала образования бейнита, холодную прокатку горячекатаной полосы с получением холоднокатаной полосы с требуемой конечной толщиной, нагревание холоднокатаной полосы при непрерывном отжиге до температуры 700-950°C, охлаждение отожженной стальной полосы. При этом охлаждение проводят до промежуточных температур с различными скоростями охлаждения. Обеспечивается возможность получить различные толщины холоднокатаной полосы из полосовой заготовки переменной толщины, поступающей на горячую прокатку. 3 н. и 8 з.п. ф-лы, 4 пр., 17 ил.

 

Изобретение относится к способу изготовления стальной полосы из многофазной стали с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа в незакаленном состоянии в соответствии с преамбулой пункта 1 формулы изобретения.

Изобретение также относится к стальной полосе по пункту 9 формулы изобретения, изготовленной способом в соответствии с настоящим изобретением.

В частности, изобретение относится к сталям c прочностью на разрыв в области по меньшей мере 980 МПа, в незакаленном состоянии, для изготовления деталей, которые имеют улучшенную способность к деформации, например, в отношении раздачи отверстия и улучшенную пригодность к соединению, например, улучшенные свойства сварки.

Жесткая конкуренция на автомобильном рынке вынуждает производителей автомобилей постоянно искать решения по снижению расхода топлива и выброса CO₂ при сохранении максимально возможного комфорта и безопасности пассажиров. При этом решающую роль играют, с одной стороны, снижение веса всех деталей автомобиля и, с другой стороны, по возможности оптимальные свойства отдельных деталей при высокой статической и динамической нагрузках во время эксплуатации, а также в случае аварии.

Такую необходимость поставщики стали стараются учесть посредством создания сверхпрочных сталей. Кроме того, благодаря сверхпрочным сталям с меньшей толщиной листа, возможно уменьшить вес деталей автомобиля, в то время как свойства деталей останутся такими же или, возможно, даже улучшатся.

Новые разработанные стали должны отвечать не только требованиям к необходимому уменьшению веса, но также и высоким требованиям к материалу в отношении предела упругости, прочности на разрыв и удлинения при разрушении, в отношении индекса термоупрочнения, а также высоким конструктивным требованиям в отношении ударной вязкости, нечувствительности к краевым трещинам, улучшенного угла изгиба и радиуса изгиба, поглощения энергии и заданного затвердевания относительно эффекта механического упрочнения и эффекта термоупрочнения.

Кроме того, необходимо обеспечить хорошую обрабатываемость. Это касается как процессов, выполняемых автопроизводителем, например, штамповки и деформации, необязательной термической закалки с последующим необязательным отпуском, сварки и/или последующей обработки поверхности, такой как фосфатирование и нанесение катодного покрытия методом погружения, а также производственных процессов, выполняемых поставщиками полуфабрикатов, таких как, например, отделка поверхности металлическим или органическим покрытием.

Кроме того, существует возрастающий спрос на улучшенную пригодность к соединению, например, в виде лучшей общей свариваемости, например, требуется большая полезная площадь сварки при контактной точечной сварке и улучшенный характер разрушения сварного шва (характер излома) при механической нагрузке, а также достаточная устойчивость к отложенному водородному охрупчиванию (то есть, отложенное состояние без трещин). Указанное выше также относится и к свариваемости сверхпрочных сталей при производстве труб, изготавливаемых, например, методом высокочастотной индукционной сварки (HFI).

Способность раздачи отверстия представляет собой свойство материала, которое описывает устойчивость материала к образованию трещин и распространению трещин при операциях по деформации в областях, близких к кромке, например, таких как формирование кольцевого выступа.

Испытание на раздачу отверстия регламентируется, например, стандартом ISO 16630. При этом, изготовленные заранее отверстия, например, пробитые в металлическом листе, затем расширяют с помощью оправки. Измеряемой величиной является изменение диаметра отверстия относительно исходного диаметра, на котором возникает первая трещина внутри металлического листа по кромке отверстия.

Повышенная нечувствительность к краевым трещинам означает повышенную способность кромок листа к деформации и может быть описана как повышенная способность раздачи отверстия. Этот термин известен под синонимами «низкая краевая трещиноватость» (Low Edge Crack - LEC) или «высокая раздача отверстия» (High Hole Expansion - HHE), а также маркировкой xpand®.

Угол изгиба описывает свойство материала, которое позволяет сделать выводы относительно поведения материала в ходе операций по деформации с преобладающими процессами изгибания (например, во время фальцовки) или тогда, когда материал подвергается разрушающей нагрузке. Поэтому увеличенный угол изгиба повышает безопасность пассажирского салона.

Определение угла изгиба (α) определяется испытанием на изгиб пластины, которое изложено в стандарте VDA 238-100.

Указанные выше свойства важны для деталей, которым можно придавать форму очень сложных деталей.

Как известно, улучшенная свариваемость достигается, в частности, с помощью пониженного углеродного эквивалента.

Синонимами являются, например, «доперитектический» (UP) или уже известный термин «низкий углеродный эквивалент» (Low Carbon Equivalent - LCE). Содержание углерода обычно составляет менее 0,120 вес. %.

Кроме того, в случае низкоуглеродистых сталей с пониженным углеродным эквивалентом характер разрушения или характер излома сварного шва может быть улучшен за счет значительного добавления путем легирования элементами микролегирования.

Высокопрочные детали должны обладать достаточной устойчивостью к наведенному водородом охрупчиванию материала.

Применяемое в производстве автомобилей испытание «усовершенствованных высокопрочных сталей» (Advanced High Strength Steels - AHSS) на устойчивость к хрупкому разрушению, наведенному водородом и связанному с производством, регламентируется стандартом SEP1970, где проводится испытание на изгиб балки и испытание на раздачу отверстия.

В автомобилестроении, все больше находят применение двухфазные стали, которые состоят из ферритной базовой микроструктуры, в которую внедрена мартенситная вторая фаза. Было установлено, что, в случае низкоуглеродистых, микролегированных сталей, соотношение дополнительных фаз, таких как бейнит и остаточный аустенит, оказывает благоприятное влияние, например, на характеристику раздачи отверстия, изгибное поведение и хрупкое разрушение, наведенное водородом. Таким образом, бейнит может присутствовать в разных формах, например, верхний и нижний бейнит.

Достаточно известны характеристические технологические свойства двухфазных сталей, такие как очень низкое отношение пределов текучести при очень высокой прочности на разрыв, при этом имеет место сильное холодное затвердевание и хорошая способность к деформации в холодном состоянии.

Сочетание свойств, необходимых для стального материала, в конечном итоге представляет собой компромисс между специфическими свойствами отдельных деталей. При этом, этих свойств часто уже недостаточно для деталей с еще более сложной геометрией.

Все большее применение в автомобилестроении находят многофазные стали, такие как сложно-фазные стали, ферритно-бейнитные стали, бейнитные стали и мартенситные стали, которые характеризуются разными структурными составами. Сложно-фазные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые содержат небольшие доли мартенсита, остаточного аустенита и/или перлита в ферритно/бейнитной базовой структуре, где предельное измельчение зерна достигается путем отсроченной рекристаллизации или путем осаждения элементов микролегирования.

Такие сложно-фазные стали имеют более высокие пределы текучести, более высокое отношение пределов текучести, более низкое холодное затвердевание и более высокую способность раздачи отверстия.

Ферритно-бейнитные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые в матрице из феррита и/или упрочненного феррита содержат бейнит или упрочненный бейнит. Прочность матрицы достигается за счет высокой плотности дислокаций, измельчения зерна и осаждения элементов микролегирования.

Двухфазные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали с ферритной базовой микроструктурой, в которой мартенситная вторая фаза имеет островное расположение, возможно также с долями бейнита в качестве второй фазы. При высокой прочности на разрыв, двухфазные стали имеют низкое отношение пределов текучести и проявляют сильное холодное затвердевание.

TRIP-стали, согласно документу, EN 10346, представляют собой стали с доминирующей ферритной базовой микроструктурой с включением бейнита и остаточного аустенита, который при деформации может превращаться в мартенсит (TRIP-эффект). Благодаря сильному холодному затвердеванию, TRIP-сталь достигает высоких значений по однородному расширению и прочности на разрыв. В сочетании с эффектом термоупрочнения может быть достигнута высокая прочность деталей. Эти стали пригодны для вытяжки методом растяжения, а также для глубокой вытяжки. Однако, в процессе формования материала, требуются повышенные значения задерживающей силы листового металла и сжимающей силы. Следует учитывать сравнительно сильное упругое восстановление.

Высокопрочные стали с однофазной микроструктурой включают в себя, например, бейнитные и мартенситные стали.

Бейнитные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые отличаются очень высоким пределом текучести и прочностью на разрыв при достаточно высоком расширении для процессов холодного формования. Химическим составом обусловлена хорошая свариваемость. Микроструктура обычно состоит из бейнита. Местами, микроструктура может содержать небольшие доли других фаз, как, например, мартенсита и феррита.

Мартенситные стали, согласно документу EN 10346, представляют собой стали, которые вследствие термомеханической прокатки содержат в базовой микроструктуре мартенсита небольшие доли феррита и/или бейнита. Этот сорт стали характеризуется очень высоким пределом текучести и прочностью на разрыв при достаточно высоком расширении при процессах холодного формования. В группе многофазных сталей, мартенситные стали обладают самыми большими значениями прочности на разрыв. Их пригодность для глубокой вытяжки является ограниченной. Главным образом, мартенситные стали пригодны для процессов гибочного формования, таких как валковое профилирование.

Термически обрабатываемые стали, согласно документу EN 10083, представляют собой стали, которые приобретают высокую прочность на разрыв и усталостную прочность посредством закалки (= упрочнение и отпуск). Когда охлаждение в ходе упрочнения на воздухе приводит к появлению бейнита или мартенсита, такой способ называется «закалка на воздухе». Посредством отпуска после упрочнения можно воздействовать на отношение прочность/прочность на разрыв желаемым образом.

Такие стали в настоящее время используются в конструктивных компонентах, компонентах шасси и краш-компонентах, а также в качестве дифференцированно прокатанных холодных полос.

Такая технология облегчения конструкции, называемая Tailor Rolled Blank (TRB®) «дифференцированно прокатанная заготовка» позволяет значительно уменьшить вес, как результат подбора толщины листа в зависимости от нагрузки по длине детали.

Однако, с известными в настоящее время сплавами и имеющимися установками непрерывного отжига для сильно различающихся толщин листов, производство по технологии TRB®, при наличии многофазной микроструктуры, невозможно без ограничений, таких как, например, термообработка перед холодной прокаткой. В областях с различной толщиной листа, однородная многофазная микроструктура не может быть задана в холоднокатаных и горячекатаных стальных полосах из-за температурного градиента, который возникает в применяемых технологических окнах.

Если нужно изготовить тонкие листы, экономические причины диктуют, чтобы холоднокатаные стальные полосы обычно отжигались посредством непрерывного отжига с рекристаллизацией для получения тонкого листа, который можно будет деформировать нужным образом.

В зависимости от состава сплава и поперечного сечения полосы, технологические параметры, такие как скорость протяжки, температура отжига и скорость охлаждения, задаются в соответствии c требуемыми механико-технологическими свойствами с необходимой для этого микроструктурой.

На вышеуказанные свойства значительно влияют, например, составы стали, технологические параметры при горячей прокатке, технологические параметры при кислотной очистке (например, правка вытяжкой и гибкой) и технологические параметры при холодной прокатке даже до непрерывного отжига.

Состав стали определяется по правилам анализа, которые определяют диапазоны MIN и MAX.

Технологические параметры при горячей прокатке, такие как, например, стандартная толщина сляба, время укладки сляба, температура на выходе сляба, схема прохода при прокатке пред-полосы, стандартная толщина пред-полосы, температура при заходе на линию горячей прокатки, схема прохода при горячей прокатке, конечная температура прокатки, схема охлаждения горячей полосы, температура намотки, устанавливаются в зависимости от производимой многофазной стали.

При кислотной очистке, на последующий технологический этап влияет необязательная правка вытяжкой и гибкой (формование вытяжкой).

При холодной прокатке, толщина горячей полосы для получения толщины холодного проката уже определена стандартной степенью утончения прокаткой при преобразовании в технические характеристики (технологические параметры).

Толщина пред-полосы при процессе горячей прокатки определяет начальную толщину до входа в много-клетевой прокатный стан, где пред-полоса была изготовлена по способу реверсивной прокатки за несколько проходов (прогонов) из одного сляба, имеющего определенную стандартную толщину.

Обычно толщины слябов составляют от 250 мм до 300 мм (толщина 250 мм, упоминается здесь и далее как стандарт), толщина пред-полосы в случае многофазных сталей обычно составляет от 40 мм до 60 мм.

Как правило, толщина пред-полосы для последующей горячей прокатки является относительно постоянной в зависимости от состава материала, например, 45 мм (упоминается здесь как стандарт).

Отклонения в сторону более высоких или более низких значений приводят к изменению значений технологических характеристик горячей полосы, таких как прочность на разрыв и предел текучести, которые, в свою очередь, влияют на последующую деформацию при холодной прокатке, например, поведение при холодном затвердевании.

Для достижения конечных значений технологических характеристик тонкого листа в соответствии со стандартами, согласно предшествующему уровню техники, фиксируют зависящую от материала толщину пред-полосы, как это требуется в случае обработки с непрерывным отжигом, для обеспечения нормальной рекристаллизации. В случае с классическими сталями, отклонения в сторону более высоких или более низких значений влияют на конечные значения технологических характеристик так, что могут возникнуть значительные расхождения по партиям (разброс).

Степень утончения прокаткой при холодной прокатке описывает процентное различие по толщине горячей полосы в начале относительно толщины холодной полосы в конце, основываясь на начальной толщине горячей полосы.

Обычно степени утончения прокаткой при холодной прокатке относительно постоянны, достигая примерно 40% в случае более толстых холодных полос, более 2 мм толщиной, и примерно 60% в случае холодных полос до 1 мм толщиной.

Для достижения значений технологических характеристик в соответствии со стандартами, согласно предшествующему уровню техники, нужна средняя степень утончения прокаткой при холодной прокатке, приблизительно 50%, как это требуется в случае обработки с непрерывным отжигом, для обеспечения нормальной рекристаллизации. В случае с классическими сталями, отклонения в сторону более высоких или более низких значений приводят к колебаниям значений технологических характеристик, как это описано в случае с TRB®.

Известно, что для достижения мелкозернистой микроструктуры после процедуры непрерывного отжига, задается минимальная степень холодной прокатки в зависимости от температуры рекристаллизации, чтобы задать соответствующую плотность дислокации для отжига с рекристаллизацией.

Если степень утончения прокаткой при холодной прокатке слишком низкая (даже по локальным областям), критический порог рекристаллизации не может быть превзойден, и поэтому невозможно получить мелкозернистую и относительно однородную микроструктуру. После рекристаллизации, зерна различного размера в холодной полосе тоже задают рост зерен различного размера в конечной микроструктуре, что приводит к колебаниям в значениях характеристик. При охлаждении с температуры печи, зерна различных размеров могут превратиться в компоненты отличающейся фазы и обеспечить дополнительную неоднородность.

Для получения соответствующей требуемой микроструктуры, холодную полосу нагревают в печи непрерывного отжига до температуры, при которой, при охлаждении, достигается образование требуемой микроструктуры (например, двухфазная или сложно-фазная микроструктура).

Если вследствие жестких требований в отношении коррозионной защиты, поверхность холодной полосы должна быть оцинкована горячим способом, то обработка отжигом проводится обычно в установке непрерывной горячей оцинковки, при этом термообработка или отжиг с оцинковкой вниз по потоку осуществляется в рамках непрерывного процесса.

В случае непрерывного отжига горячекатаных или холоднокатаных стальных полос с использованием концепций сплавов, о которых известно, например, из документов ЕР 2 028 282 А1 и ЕР 2 031 081 А1, для сверхпрочных двухфазных сталей с минимальной прочностью на разрыв примерно 980 МПа, существует проблема, заключающаяся в том, что имеется только малое технологическое окно с подходящими параметрами отжига. Поэтому, даже в случае минимальных изменений поперечного сечения (толщина, ширина), требуется адаптация технологических параметров для достижения однородных механических свойств.

При расширении технологических окон, при неизменных технологических параметрах, нужные свойства полосы возможны даже в случае больших изменений поперечного сечения полос, подлежащих отжигу.

Это относится не только к гибким прокатным полосам с различной толщиной листа на протяжении длины полосы, но также в первую очередь к полосам с различной толщиной и/или различной шириной, которым необходим последовательный отжиг.

Равномерное распределение температуры трудно осуществимо как раз при разных толщинах в переходной области от одной полосы к другой. В составах сплава со слишком малыми технологическими окнами, при непрерывном отжиге это может привести, например, к тому, что более тонкая полоса будет слишком медленно проходить через печь, что снижает производительность, либо более толстая полоса будет слишком быстро проходить через печь, и температура, необходимая для отжига с получением требуемой микроструктуры, не будет достигнута. Следствием этого является увеличение количества брака.

Таким образом, соответствующий технологический параметр для материала с относительно постоянной степенью утончения прокаткой при холодной прокатке - это задание скорости во время непрерывного отжига, потому что фаза конверсии зависит от температуры и времени. Поэтому, чем более нечувствительна сталь относительно однородности механических свойств при профилях изменений температуры и времени при непрерывном отжиге, тем больше будет технологическое окно.

Особо острой становится проблема слишком узкого технологического окна при обработке отжигом холодных полос со слишком малой или слишком большой толщиной пред-полосы или со слишком низкой или слишком высокой степенями утончения холодной прокаткой, а также при обработке отжигом полос с толщиной листа, варьирующейся по длине полосы при производстве деталей с оптимизацией по нагрузке из холодной, а также из горячей полосы.

Способ изготовления стальной полосы с различной толщиной по длине полосы описан, например, в DE 100 37 867 A1.

В случае применения известных концепций сплавов для группы многофазных сталей, из-за узкого технологического окна с большим трудом возможно обеспечить при непрерывном отжиге полос различной толщины однородные механические свойства по всей длине полосы. Сложно-фазные стали также имеют даже еще более узкое технологическое окно, чем двухфазные стали.

Задание относительно однородных механико-технологических свойств различных холодных полос с переменной толщиной пред-полосы или переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке практически недостижимо с известными концепциями сплава при непрерывном отжиге. Степень утончения прокаткой при холодной прокатке, необходимая для отжига с рекристаллизацией, задает очень четкое ограничение по гибкости производства материала в рамках всей технологической цепочки. Окончательная толщина холодной полосы задает толщину горячей полосы и, тем самым, параметры производства горячей полосы.

При гибком способе холодной прокатки полос из многофазных сталей известных составов, очень малые технологические окна означают, что либо области с меньшей толщиной листа из-за процессов конверсии при охлаждении имеют слишком высокие уровни прочности, вследствие повышенного содержания мартенсита, либо области с большей толщиной листа достигают слишком низких уровней прочности, вследствие слишком малого содержания мартенсита. Однородные механико-технологические свойства по всей длине или ширине полосы практически недостижимы в рамках известной концепции сплава при непрерывном отжиге.

Известные концепции сплавов для многофазных сталей характеризуются слишком узким технологическим окном и поэтому практически неприменимы для производства холодной полосы с переменной толщиной пред-полосы и переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке, и для гибкого способа прокатки полос.

Опубликован документ DE 10 2012 002 079 A1, раскрывающий сверхпрочную многофазную сталь с минимальной прочностью на разрыв 950 МПа, где уже имеется очень широкое технологическое окно для непрерывного отжига горячих или холодных полос, и было показано, что даже с этой сталью невозможно получить переменную толщину пред-полосы или переменные степени утончения прокаткой при холодной прокатке с единой толщиной горячей полосы (главная толщина горячей полосы) и при этом иметь однородные свойства материала.

Опубликован документ DE 10 2015 111 177 A1, раскрывающий сверхпрочную многофазную сталь с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа, где уже имеется очень широкое технологическое окно для непрерывного отжига горячих или холодных полос, и также, например, при единой толщине горячей полосы (главная толщина горячей полосы), благодаря чему достигаются переменные степени утончения прокаткой при холодной прокатке, можно получить отожженные при непрерывном отжиге холодные полосы различной толщины и с однородными свойствами материала.

Опубликован документ DE 10 2014 017 274 А1, раскрывающий сверхпрочную, закаливающуюся на воздухе многофазную сталь с минимальной прочностью на разрыв 950 МПа, в незакаленном состоянии, где уже имеется очень широкое технологическое окно для непрерывного отжига горячих или холодных полос, и также, например, при единой толщине горячей полосы (главная толщина горячей полосы), благодаря чему достигаются переменные степени утончения прокаткой при холодной прокатке, можно получить отожженные при непрерывном отжиге холодные полосы различной толщины и с однородными свойствами материала, с пригодностью для последующего процесса закалки на воздухе.

Цель - достижение результирующих механико-технологических свойств в узком диапазоне по длине и ширине полосы путем управляемой установки объёмных долей компонентов микроструктуры имеет высший приоритет, и поэтому реализуема лишь за счет увеличенного технологического окна. Известные концепции сплавов характеризуются слишком узким технологическим окном, и поэтому непригодны для решения существующих проблем, в частности, применительно к дифференцированно прокатанным полосам. В настоящее время, известные концепции сплавов позволяют лишь производство сталей одного класса прочности с заданными областями поперечного сечения (толщина полосы и ширина полосы), так что для разных классов прочности и/или областей поперечного сечения необходимы измененные концепции сплавов.

Производство стали переживает тенденцию к уменьшению углеродного эквивалента для улучшения холодной обработки (холодная прокатка, холодная штамповка) и получения лучших потребительских свойств.

Однако, важным фактором оценки является свариваемость, которая характеризуется, среди прочего, углеродным эквивалентом.

Например, в следующих углеродных эквивалентах

CEV(IIW) = C + Mn/6 + (Cu + Ni)/15 + (Cr + Mo + V)/5

CET = C + (Mn + Mo)/10 + (Cr + Cu)/20 + Ni/40

PCM = C + (Mn + Cu + Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15 + V/10 + 5 B

учитываются характеристические стандартные элементы, такие как углерод и марганец, а также хром или молибден и ванадий (содержание в вес. %).

Также известно из предшествующего уровня техники, что повышение прочности достигается повышением количества углерода и/или кремния и/или марганца, и повышение прочности достигается посредством регулировки структуры и смешанным кристаллическим упрочнением.

Однако, при увеличении количества вышеупомянутых элементов, технологические свойства материала ухудшаются по нарастающей, например, при сварке, формовании и нанесении покрытия горячим погружением.

Однако, производство стали переживает тенденцию к уменьшению содержания углерода и/или марганца для улучшения холодной обработки и получения лучших потребительских свойств.

Один из примеров - это испытание на раздачу отверстия для описания и количественной характеристики поведения краевых трещин. При соответствующим образом оптимизированных качествах, потребитель стали ожидает более высоких показателей, чем у стандартного материала. Но и свариваемость, характеризующаяся углеродным эквивалентом, приобретает все большее значение.

Автомобильной промышленности всё больше требуются сорта стали, которые отвечают требованиям к отношению предела текучести (Re) или предела упругости (Rp0.2) и прочности на разрыв со значительным различием в зависимости от области применения. Это приводит к разработкам стали со сравнительно большим интервалом по пределу текучести при стандартном интервале прочности на разрыв.

Низкое отношение пределов текучести (Re/Rm) типично для двухфазной стали и способствует прежде всего способности к деформации при процессах растяжения и глубокой вытяжки.

Более высокое отношение пределов текучести (Re/Rm) является типичным для сложно-фазных сталей и указывает на устойчивость к образованию краевых трещин. Это может быть обусловлено меньшим различием в прочностях отдельных компонентов микроструктуры, что положительно сказывается на равномерном формовании в области кромки среза.

Аналитическая перспектива достижения минимальной прочности на разрыв 980 МПа для многофазных сталей очень разнообразна и содержит очень большие диапазоны легирования для элементов, повышающих прочность: углерод, марганец, фосфор, алюминий, а также хром и/или молибден, а также добавление микро-сплавов по отдельности или в сочетании, и по характеризующим материал свойствам, таким как раздача отверстия и уменьшение углеродного эквивалента, и т.п.

Спектр измерения широк, и по толщине находится в диапазоне от 0,50 до 3,00 мм, при этом диапазон между 0,80 и 2,10 мм релевантен по качеству.

Возможны диапазоны толщины ниже 0,50 и выше 3,00 мм.

В целом, в случае с известными марками стали имеется проблема, состоящая в том, что при требуемой минимальной степени утончения прокаткой при холодной прокатке для полной рекристаллизации после непрерывного отжига, при заданной толщине пред-полосы для получения главной толщины горячей полосы после горячей прокатки, ограничена какая-либо гибкость производства (см. фигуру 1, тогда необходимы технологические этапы 6, 8 и 9) в том, что касается получения холодной полосы с отличающимися толщинами. В частности, невозможно получить холодную полосу с отличающимися толщинами в случае постоянной главной толщины горячей полосы с сопоставимыми свойствами материала на полученной холодной полосе из-за слишком маленького технологического окна. Кроме того, технические характеристики пред-полосы с постоянной толщиной для получения заданной постоянной главной толщины горячей полосы ограничивают гибкость производства.

Таким образом, цель настоящего изобретения - предоставить способ изготовления стальной полосы из многофазной стали и предоставить стальную полосу, изготовленную в соответствии с этим способом, и для которой технологическое окно при непрерывном отжиге холодных полос можно расширить таким образом, чтобы из различных толщин пред-полосы, заданной толщины горячей полосы (главная толщина горячей полосы) можно было получить различные толщины холодной полосы, или из различных толщин горячей полосы можно было получить толщину холодной полосы (главная толщина холодной полосы). Кроме того, вместо постоянных толщин пред-полосы можно использовать переменные толщины пред-полосы перед горячей прокаткой.

В этом случае, наиболее однородные свойства материала холодной полосы из возможного должны достигаться независимо от заданной толщины пред-полосы и заданной степени утончения прокаткой при холодной прокатке.

В дополнение, технологическое окно для отжига, в частности, непрерывного отжига, стальных полос, холоднокатаных до конечной толщины, должно расшириться таким образом, чтобы, в дополнение к полосам с различными поперечными сечениями (скачок поперечного сечения), также можно было производить стальные полосы с толщиной (TRB®), которая варьируется по длине полосы и, по возможности, по ширине полосы, с наиболее однородными механико-технологическими свойствами из возможного.

Согласно настоящему изобретению, эта цель достигается при помощи способа изготовления стальной полосы из сверхпрочной многофазной стали с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа в незакаленном состоянии, при содержании следующих элементов в вес. %:

C	≥ 0,075 до ≤ 0,115
Si	≥ 0,400 до ≤ 0,500
Mn	≥ 1,900 до ≤ 2,350
Cr	≥ 0,250 до ≤ 0,400
Al	≥ 0,010 до ≤ 0,060
N	≥ 0,0020 до ≤ 0,0120
P	≤ 0,020
S	≤ 0,0020
Ti	≥ 0,005 до ≤ 0,060
Nb	≥ 0,005 до ≤ 0,060
V	≥ 0,005 до ≤ 0,020
B	≥ 0,0005 до ≤ 0,0010
Mo	≥ 0,200 до ≤ 0,300
Ca	≥ 0,0010 до ≤ 0,0060
Cu	≤ 0,050
Ni	≤ 0,050
Sn	≤ 0,040
H	≤ 0,0010

остальное - железо, в том числе присущие стали сопутствующие выплавке примеси, при этом общее содержание Mn-Si+Cr составляет ≥ 1,750 вес. % до ≤ 2,250 вес. % при технологическом окне, настолько широком настолько это возможно при отжиге, в частности, при непрерывном отжиге холодных полос из этой стали, отличающего тем, что пред-полосу изготавливают из многофазной стали в виде сляба, после чего стальную полосу из пред-полосы подвергают горячей прокатке с получением требуемой толщины горячей полосы, при этом, с учетом заранее выбранной толщины сляба и заранее выбранной пред-полосы, имеющей определенную, но переменную толщину, выполняют горячую прокатку горячих полос с одинаковой толщиной со степенями утончения прокаткой от 72% до 87%, с достижением требуемой конечной толщины, при этом, для получения требуемой многофазной микроструктуры, стальную полосу, холоднокатаную до конечной толщины, нагревают при непрерывном отжиге до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°C, после чего отожженную стальную полосу охлаждают с температуры отжига со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до первой промежуточной температуры примерно 300 - 500°С, затем при скорости охлаждения примерно 15 - 100°С/с до второй промежуточной температуры примерно 160 - 250°С, после чего стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры или со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°C/с c первой промежуточной температуры до комнатной температуры, или для получения требуемой многофазной микроструктуры, стальную полосу, холоднокатаную до конечной толщины, нагревают при непрерывном отжиге до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°C, с последующим охлаждением до температуры примерно 400 - 470°C, причем охлаждение останавливается перед заходом в ванну плавления, затем наносят покрытие горячим погружением и, после процедуры нанесения покрытия горячим погружением, охлаждение продолжается со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры примерно 200 - 250°С, после чего стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры, или для получения требуемой микроструктуры, стальную полосу, холоднокатаную до конечной толщины, нагревают при непрерывном отжиге до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°C, с последующим охлаждением до промежуточной температуры примерно 200 - 250°C, и перед заходом в ванну плавления температура поддерживается примерно 1 - 20 с, после чего стальную полосу нагревают до температуры примерно 400 - 470°C, затем наносят покрытие горячим погружением и, после процедуры нанесения покрытия горячим погружением, возобновляется охлаждение со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°C/с до промежуточной температуры примерно 200 - 250°C, с последующим охлаждением на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°C/с до комнатной температуры.

На математическом языке, это означает, что значения содержания Mn и Cr складываются, а значения содержания Si вычитаются, и общий полученный результат должен быть больше или равен 1,750 и меньше или равен 2,250 вес. %. То же самое относится соответственно и к другим общим содержаниям.

По способу в соответствии с настоящим изобретением, механико-технологические свойства надежно достигаются в узком диапазоне для холодных полос, имеющих переменную толщину пред-полосы перед горячей прокаткой, а также переменные степени утончения холодной прокаткой при холодной прокатке. Посредством переменных толщин пред-полосы, на процесс холодной прокатки можно положительно влиять благодаря тому факту, что этапы мягкого отжига горячей полосы выполняются перед холодной прокаткой, двойной холодной прокаткой, мягким отжигом холодной полосы перед следующим этапом холодной прокатки, без негативных последствий для производства описанных выше главной толщины горячей полосы или главной толщины холодной полосы.

Для этого очень важен выбранный и тщательно соблюдаемый состав сплава с акцентом на ограниченное и зависящее от толщины холодной полосы содержание хрома, что оказалось очень эффективным для достижения однородных свойств материала с различными толщинами пред-полосы, а также с различными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке. В дополнение, механико-технологические свойства, которые можно получить, достигаются в узком диапазоне по ширине полосы и длине полосы заданием объёмных пропорций микроструктурных фаз контролируемым образом.

В дополнение, предшествующая философия производства, где окончательная толщина холодной полосы (конечная толщина) определяет необходимую толщину горячей полосы и стандартная толщина пред-полосы может быть отброшена до той степени, где важна выбранная толщина пред-полосы и только одна выбранная главная толщина горячей полосы для различных толщин холодной полосы. Однако, также в качестве преимущества, можно получить толщину холодной полосы, которую необходимо достичь, тем же образом, но из горячей полосы с отличающимися толщинами. Это значительно повышает гибкость производства, и также снижает издержки производства.

Таким образом, пред-полоса может быть изготовлена из многофазной стали в виде сляба, после чего указанную пред-полосу подвергают горячей прокатке с получением требуемой толщины горячей полосы.

Также возможно, с учетом заранее выбранной толщины сляба, например, 250 мм и заранее выбранной пред-полосы, имеющей определенную, но переменную толщину, подвергать горячей прокатке горячие полосы с одинаковой толщиной со степенями утончения прокаткой от 72% до 87%, с достижением требуемой конечной толщины.

Преимущественным образом, в случае стальных полос различной толщины при непрерывном отжиге, сопоставимые состояния микроструктуры и механические характеристики полос могут быть установлены путем адаптации пропускной способности установки при термообработке.

В дополнение, сталь, согласно настоящему изобретению, дает преимущество значительно увеличенного технологического окна по сравнению с известными сталями. Как результат, при этом обеспечивается повышенный уровень надёжности процесса непрерывного отжига холодной полосы с многофазной микроструктурой. Поэтому, при непрерывном отжиге холодных полос можно обеспечить более однородные механико-технологические свойства полос с переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке, и в полосе или в переходной области двух полос даже с различными поперечными сечениями и другими обычно идентичными технологическими параметрами.

В соответствии с настоящим изобретением, можно использовать предлагаемую многофазную сталь для производства стальной полосы, при этом многофазная сталь используется для производства горячей полосы, из горячей полосы стальная полоса подвергается холодной прокатке с достижением требуемой конечной толщины, после чего стальную полосу подвергают отжигу, в частности, непрерывному отжигу.

Свойства многофазной стали допускают, что при переменной толщине пред-полосы, выбранной главной горячей полосе с конкретной толщиной или выбранных горячих полосах с отличающимися толщинами в широком диапазоне степеней утончения холодной прокаткой от 10% до 70%, стальные полосы проходят холодную прокатку с достижением требуемой конечной толщины.

В этом случае, согласно настоящему изобретению, химический состав многофазной стали выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы. Таким образом, в пределах выбираемых градуировок по толщине холодной полосы, которую нужно получить, можно произвести, из главной горячей полосы с толщиной, соответствующей холодным полосам с одной или несколькими конечными толщинами, или в качестве альтернативы произвести из горячих полос с отличающимися толщинами главную холодную полосу сообразной толщины.

Для достижения однородных механических свойств было доказано преимущество холодной прокатки стальной полосы до конечной толщины 0,50 мм - 3,00 мм и химический состав многофазной стали выбирается заранее, в зависимости от требуемой конечной толщины, даже при использовании переменных толщин пред-полосы, следующим образом.

Что касается возможного использования переменных толщин пред-полосы, было доказано особое преимущество того, что содержание Mn-Si+Cr выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно:

сумма Mn-Si+Cr ≥ 1,750 вес. % до ≤ 2,030 вес. %,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:

сумма Mn-Si+Cr ≥ 1,940 вес. % до ≤ 2,110 вес. %,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно:

сумма Mn-Si+Cr ≥ 2,020 вес. % до ≤ 2,220 вес. %.

Кроме того, было доказано преимущество того, что содержание Mn-Si+Cr+Mo выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно:

сумма Mn-Si+Cr+Mo ≥ 1,950 вес. % до ≤ 2,280 вес. %,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:

сумма Mn-Si+Cr+Mo ≥ 2,140 вес. % до ≤ 2,360 вес. %,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно:

сумма Mn-Si+Cr+Mo ≥ 2,220 вес. % до ≤ 2,470 вес. %.

Таким образом, требуемая конечная толщина стальной полосы связана с составом сплава пред-полосы или горячей полосы, полученной из многофазной стали.

Также было доказано преимущество того, что углеродный эквивалент CEV (IIW) выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно:

содержание C ≤ 0,100 вес. % и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,62%,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:

содержание C ≤ 0,105 вес. % и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,64%,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно:

содержание C ≤ 0,115 вес. % и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,66%.

Также было доказано преимущество того, что содержание Mn выбирается в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно:

содержание Mn ≥ 1,900 вес. % до ≤ 2,200 вес. %,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:

содержание Mn ≥ 2,050 вес. % до ≤ 2,250 вес. %,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно:

содержание Mn ≥ 2,100 вес. % до ≤ 2,350 вес. %.

Что касается использования переменных толщин пред-полосы, было доказано особое преимущество того, что содержание Cr и углеродный эквивалент CEV (IIW) выбираются в зависимости от требуемой конечной толщины холодной полосы следующим образом:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно:

содержание Cr ≥ 0,260 вес. % до ≤ 0,330 вес. %

и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,62%,

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно:

содержание Cr ≥ 0,290 вес. % до ≤ 0,360 вес. %

и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0.64%,

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно:

содержание Cr ≥ 0,320 вес. % до ≤ 0,370 вес. %

и углеродный эквивалент CEV (IIW) ≤ 0,66%.

Это применимо к непрерывному отжигу последовательных полос с различными поперечными сечениями полосы, и также к полосам с переменной толщиной листа по длине полосы или по ширине полосы. Например, можно производить холодные полосы с переменными степенями утончения прокаткой при холодной прокатке.

В соответствии с настоящим изобретением, сверхпрочные холодные полосы, которые производятся с использованием способа непрерывного отжига, производятся из многофазной стали с переменной толщиной листа, и, в качестве преимущества, возможно производить детали с оптимизацией по нагрузке из этого материала с использованием деформационной технологии.

Готовый материал может производиться в виде холодной полосы с прохождением через линию горячего цинкования или только лишь через установку для непрерывного отжига в дрессированном или не дрессированном, и в правленом вытяжкой и гибкой и в не правленом вытяжкой и гибкой состоянии (правка вытяжкой и гибкой), а также в состоянии после термообработки (старение).

Одновременно, возможно особым образом изменяя технологические параметры, задать микроструктурные пропорции таким образом, чтобы производить сталь в различных классах прочности, например, с пределами текучести между 550 МПа и 950 МПа и прочностью на разрыв между 980 МПа и 1140 МПа.

Состав сплава может использоваться для производства стальных полос посредством межкритического отжига между Ас1 и Ас3, или посредством аустенитизирующего отжига выше Ас3 при завершающем контролируемом охлаждении, с получением двухфазной или многофазной микроструктуры.

Было доказано, что температуры отжига примерно 700 - 950°С являются преимущественными. Согласно настоящему изобретению, в зависимости от всего процесса (только непрерывный отжиг или с дополнительным нанесением покрытия горячим погружением) существуют различные подходы к термообработке.

В установке непрерывного отжига без последующего нанесения покрытия горячим погружением, стальная полоса, холоднокатаная до конечной толщины охлаждается, начиная с температуры отжига, со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры примерно 160 - 250°С. В качестве опции, охлаждение можно осуществлять заранее, со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до предыдущей промежуточной температуры 300 - 500°С. Охлаждение до комнатной температуры в итоге происходит со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с (см. способ 1, фигура 15). В качестве альтернативы, охлаждение можно осуществлять со скоростью охлаждения между примерно 15 и 100°С/с с промежуточной температуры 300 - 500°С до комнатной температуры.

В случае термообработки, как части процедуры нанесения покрытия горячим погружением, имеется две опции контроля температуры. Охлаждение останавливается, как описано ранее, перед заходом в ванну плавления, и продолжается только после выхода из ванны до достижения промежуточной температуры примерно 200 - 250°С. В зависимости от температуры ванны плавления, в ванне плавления обеспечивается температура примерно 400 - 470°С. Затем осуществляется охлаждение до комнатной температуры при скорости охлаждения примерно 2 - 30°С/с (см. способ 2, фигура 16).

Второй вариант контроля температуры при процедуре нанесения покрытия горячим погружением включает в себя поддержание температуры в течение примерно 1 - 20 секунд на значении промежуточной температуры примерно 200 - 350°С с последующим повторным нагревом до температуры примерно 400 - 470°С, необходимой для процедуры нанесения покрытия горячим погружением. По окончании процедуры нанесения покрытия, полосу охлаждают примерно до 200 - 250°С. Затем осуществляется охлаждение до комнатной температуры при скорости охлаждения примерно 2 - 30°С/с (см. способ 3, фигура 17).

В случае с известными двухфазными сталями, не только углерод, но и марганец, хром и кремний отвечают за превращение аустенита в мартенсит. Только изобретенное сочетание элементов, которые добавляют в показанных пределах, углерода, кремния, марганца, азота, молибдена и хрома, а также ниобия, титана и прежде всего бора, обеспечивает, с одной стороны, требуемые механические свойства, такие как минимальную прочность на разрыв 980 МПа, и в то же время, значительно расширенное технологическое окно при процедуре непрерывного отжига.

Также характерно для материала то, что из-за добавления марганца при повышении процентного отношения по весу, ферритная область смещается к более длительным периодам времени при более низких температурах при охлаждении, а элементы углерод, хром, молибден и бор также действуют аналогичным образом. Процентное отношение феррита уменьшается в большей или меньшей степени при повышении пропорции бейнита в зависимости от технологических параметров.

При низком содержании углерода ≤ 0,115 вес. %, углеродный эквивалент может понизиться, при этом улучшится свариваемость, можно избежать чрезмерно твердых пятен при сварке. В дополнение, при контактной точечной сварке, срок службы электрода значительно увеличивается.

Эффект от элементов в сплаве будет более подробно описан далее. Сопутствующие элементы неизбежны, и, при необходимости, принимаются во внимание в рамках концепции анализа с точки зрения их эффекта.

Сопутствующие элементы - это элементы, которые уже присутствуют в железной руде или попадают в сталь в результате процесса производства. Обычно они нежелательны в основном по причине их отрицательного влияния. Делается всё возможное для их удаления до приемлемого уровня или их превращения в менее губительные формы.

Водород (Н) может диффундировать как один элемент по решетке железа, без создания напряжений в решетке. Как результат, водород в решетке железа относительно мобилен и может относительно легко поглощаться при обработке стали. Водород может поглощаться в решетку железа только в атомной (ионной) форме.

Водород значительно добавляет хрупкости и диффундирует преимущественно в места, которые удобны с точки зрения энергии (дефекты, границы зерен и т.д.). Дефекты при этом работают как ловушки для водорода и могут значительно увеличить время пребывания водорода в материале.

Холодные трещины могут создаваться посредством рекомбинации в молекулярный водород. Такое поведение имеет место в случае водородного охрупчивания или в случае коррозии трещины разрыва, вызванной водородом. Даже в случае отложенного растрескивания, так называемого отложенного состояния без трещин, которое происходит без внешних напряжений, водород часто упоминается как причина этого. Таким образом, содержание водорода в стали должно оставаться настолько низким, насколько это возможно.

По вышеуказанным причинам, содержание водорода в стали, согласно настоящему изобретению, ограничено до ≤ 0,0010 вес. % (10 ч./млн.) или предпочтительно до ≤ 0,0008 вес. %, оптимально до ≤ 0,0005 вес. %.

Более равномерная микроструктура, которая в случае со сталью согласно настоящему изобретению достигается, в том числе, посредством расширенного технологического окна, также понижает восприимчивость к водородному охрупчиванию.

Кислород (О): в расплавленном состоянии сталь относительно хорошо поглощает газы. Однако при комнатной температуре кислород растворим только в очень малых количествах. Подобно водороду кислород может диффундировать в материал только в атомной форме. Из-за выраженного эффекта охрупчивания и отрицательного воздействия на сопротивляемость старению делается всё возможное для понижения содержания кислорода при производстве.

С одной стороны используются процедурные подходы, такие как вакуумная обработка, с другой стороны используются аналитические подходы для понижения содержания кислорода. При добавлении конкретных легирующих элементов кислород можно перевести в менее разрушающие состояния. Например, общепринято удаление кислорода в процессе раскисления стали марганцем, кремнием и/или алюминием. Однако полученные оксиды могут придать отрицательные свойства, как дефекты, материалу.

Следовательно, по вышеуказанным причинам, содержание кислорода в стали должно быть настолько малым, насколько это возможно.

Фосфор (Р) - это следовой элемент из железной руды, с растворением в железной решетке, как замещающий атом. Фосфор повышает жесткость и улучшает способность к упрочнению посредством смешанного кристаллического упрочнения. Однако делается всё возможное для понижения содержания фосфора до настолько малых величин, насколько возможно, например, поскольку, среди прочего, его низкая растворимость в среде затвердевания означает, что он имеет сильную тенденцию к сегрегации и сильно понижает уровень жесткости. Присоединение фосфора к границам зерен 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 вес. %) в качестве элемента микролегирования, например, в сталях повышенной прочности без атомов внедрения, сталях с термоупрочнением или даже в некоторых концепциях сплавов для двухфазных сталей. Сталь, согласно настоящему изобретению, отличается от известных аналитических концепций, которые используют фосфор в качестве агента образования смешанного кристалла, среди прочего, в том, что фосфор в нее не добавляется, а напротив - его содержание поддерживается настолько низким, насколько это возможно.

По вышеуказанным причинам, содержание фосфора в стали, согласно настоящему изобретению, ограничено количествами, которые неизбежны при производстве стали. Предпочтительно, содержание Р должно быть ≤ 0,020 вес. %.

Сера (S), подобно фосфору, привязана, как следовой элемент в железной руде. Сера нежелательна в стали (за исключением сталей для металлорежущих станков), поскольку она проявляет сильную тенденцию к сегрегации и сильно повышает хрупкость. Поэтому, делается всё возможное для достижения низкого 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, таких как, например, выраженные линии мартенсита вместо рассеянных островков мартенсита, анизотропное поведение материала, пониженное удлинение при разрушении.

По вышеуказанным причинам, содержание серы в стали, согласно настоящему изобретению, ограничено до ≤ 0,0020 вес. % или предпочтительно до ≤ 0,0015 вес. %, оптимально до ≤ 0,0010 вес. %.

Легирующие элементы обычно добавляются к стали для влияния на конкретные свойства нужным образом. Легирующий элемент может поэтому влиять на различные свойства в различных сталях. Эффект обычно в значительной степени зависит от количества и состояния раствора в материале. Соответственно, соотношения могут сильно меняться и быть очень сложными.

Эффект легирующих элементов будет описан более подробно далее.

Углерод (С) считается наиболее важным легирующим элементом в стали. Его целевое внедрение в количестве до 2,06 вес. % превращает железо в сталь. Пропорция углерода часто сильно уменьшается при производстве стали. В случае двухфазных сталей при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением, его пропорция в соответствии с EN 10346 или VDA 239-100 составляет максимум 0,230 вес. %, при этом минимальное значение не задано.

Углерод внедряется в решетку железа благодаря его сравнительно малому атомному радиусу. Растворимость составляет максимум 0,02% в α-железе и максимум 2,06% в γ-железе. Углерод в растворенной форме значительно повышает способность стали к упрочнению и, таким образом, важен для образования достаточного количества мартенсита. Однако чрезмерно высокое содержание углерода повышает различие по жесткости между ферритом и мартенситом, ограничивая свариваемость.

Для соответствия требованиям, например, в отношении максимальной раздачи отверстия и углов изгиба, а также для улучшенной свариваемости, сталь согласно настоящему изобретению содержит углерод в количестве ≤ 0,115 вес. %.

Отличающаяся растворимость углерода в фазах обуславливает необходимость явных процедур диффузии во время фазовой конверсии, при этом процедуры могут привести к различным кинетическим условиям. В дополнение углерод повышает термодинамическую стабильность аустенита, что демонстрируется на диаграмме фазы в расширении области аустенита при пониженных температурах. По мере повышения содержания принудительно растворенного углерода в мартенсите искажения решетки и связанная с этим прочность фазы с получением без диффузии повышаются.

Углерод также образует карбиды. Микроструктурная фаза, которая возникает почти в каждой стали - это цементит (Fe₃C). Однако значительно более жесткие специальные карбиды могут образоваться с другими металлами, такими, как, например, хром, титан, ниобий, и также ванадий. Поэтому не только тип, но и распределение и степень осаждения критически важны для получаемого повышения прочности. Поэтому для обеспечения с одной стороны достаточной прочности и, с другой стороны - эффективной свариваемости, улучшенной раздачи отверстия, улучшенного угла изгиба и достаточной устойчивости к наведенному водородом образованию трещин (отложенное состояние без трещин), минимальное содержание С зафиксировано на 0,075 вес. %, а максимальное содержание С зафиксировано на 0,115 вес. %, при этом предпочтительными являются содержания, имеющие дифференциацию с зависимостью от поперечного сечения, такую как:

конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно (С ≤ 0,100 вес. %)

конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно (С ≤ 0,105 вес. %)

конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно (С ≤ 0,115 вес. %)

В дополнение предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания углерода в зависимости от толщины полосы в сочетании с углеродным эквивалентом CEV (IIW).

Конечная толщина 0,50 мм до 1,00 мм включительно (С ≤ 0,100 вес. %) с углеродным эквивалентом CEV (IIW) ≤ 0,62%,

Конечная толщина свыше 1,00 мм до 2,00 мм включительно (С ≤ 0,105 вес. %) с углеродным эквивалентом CEV (IIW) ≤ 0,64%,

Конечная толщина свыше 2,00 мм до 3,00 мм включительно (С ≤ 0,115 вес. %) с углеродным эквивалентом CEV (IIW) ≤ 0,66%.

При отливке кремний (Si) связывает кислород и поэтому используется для целей успокоения при раскислении стали. Для последующих свойств стали важно, чтобы коэффициент сегрегации был значительно ниже, чем, например, таковой марганца (0,16 в сравнении с 0,87). Сегрегация обычно приводит к линейному расположению микроструктурных компонентов, что плохо влияет на свойства при деформировании, такие как раздача отверстия и способность к изгибу.

Способом, характерным для материала, добавление кремния дает сильное смешанное кристаллическое упрочнение. При грубой оценке, добавление 0,1% кремния повышает прочность на разрыв примерно на 10 МПа, при этом в случае добавления до 2,2% кремния, удлинение понижается лишь незначительно. Это было проверено на листах различной толщины и при различной температуре отжига. Повышение кремния с 0,2% до 0,5% дало повышение прочности примерно на 20 МПа по пределу текучести и примерно на 70 МПа по прочности на разрыв. Удлинение при разрушении понижается примерно на 2%. Последняя ситуация приписывается в том числе тому факту, что кремний понижает растворимость углерода в феррите и увеличивает активность углерода в феррите, тем самым предотвращая образование карбидов, которые, как хрупкие фазы, понижают дуктильность, что, в свою очередь, улучшает деформируемость. Эффект небольшого повышения прочности от кремния в стали в соответствии с настоящим изобретением обеспечивает основу для широкого технологического окна.

Дополнительный важный эффект заключается в том, что кремний смещает образование феррита в направлении меньшего времени и температур, и поэтому позволяет получить достаточно феррита перед упрочнением закалкой. При горячей прокатке, это обеспечивает основу для лучшей холодной прокатываемости. При нанесении покрытия горячим погружением ускоренное образование феррита заставляет аустенит обогащаться углеродом и тем самым стабилизироваться. Поскольку кремний замедляет образование карбида, аустенит дополнительно стабилизируется. Таким образом при ускоренном охлаждении образование бейнита можно подавлять в пользу мартенсита.

Добавление кремния согласно настоящему изобретению привело к дополнительным неожиданным эффектам, которые будут описаны далее. Вышеупомянутая задержка при образовании карбида также может быть осуществлена, например, при помощи алюминия. Однако алюминий образует стабильные нитриды и не будет достаточно азота для образования карбонитридов с элементами микролегирования. Сплавление с кремнием устраняет эту проблему, поскольку кремний не образует ни карбидов, ни нитридов. Поэтому кремний косвенно оказывает положительный эффект на формирование осаждения микросплавов, что, в свою очередь, положительно влияет на прочность материала. Поскольку повышение температуры конверсии, вызванное кремнием, склонно способствовать огрублению зерен, микросплав с ниобием, титаном и бором особенно удобен, как и заданные характеристики по содержанию азота в стали в соответствии с настоящим изобретением.

Известно, что при горячей прокатке стали, большое содержание кремния приводит к образованию сильно прилипающей красной окалины и повышенному риску вкатанной окалины, что может повлиять на результаты последующей кислотной очистки и производительность кислотной очистки. Такого эффекта не наблюдается в стали согласно настоящему изобретению при содержании кремния 0,400 до 0,500%, когда кислотная очистка предпочтительно осуществляется при помощи соляной кислоты вместо серной кислоты.

Относительно способности к оцинковке сталей, содержащих кремний, утверждается, в том числе, в DE 196 10 675 C1, что стали, содержащие до 0,800 вес. % кремния или до 2,000 вес. % кремния, не могут быть оцинкованы горячим способом по причине очень плохой смачиваемости поверхности стали жидким цинком.

В дополнение к рекристаллизации рулонной холодной полосы атмосферные условия при обработке отжигом в установке непрерывного нанесения покрытия горячим погружением понижает оксид железа, который может образоваться на поверхности, например, при холодной прокатке, или как результат хранения при комнатной температуре. Однако для кислородно-аффинных легирующих элементов, таких как, например, кремний, марганец, хром, бор, газ атмосферы является окислителем, и как результат, может иметь место сегрегация и избирательное окисление этих элементов. Избирательное окисление может произойти и снаружи, то есть на поверхности субстрата, и внутри, в пределах металлической матрицы.

Известно, что кремний в частности диффундирует в поверхность при отжиге и образует, сам по себе или вместе с марганцем, оксиды на поверхности стали. Эти оксиды могут угнетать контакт между субстратом и расплавом и могут препятствовать или сильно ухудшать реакцию смачивания. Как результат, могут появиться не оцинкованные места, так называемые «лысые пятна», или даже большие области без какого-либо покрытия. В дополнение адгезия слоя цинка или цинкового сплава на стальном субстрате может понизиться по причине ухудшенной реакции смачивания из-за недостаточного образования слоя ингибитора.

В противоположность этому общепринятому знанию в данной области техники было неожиданно обнаружено при испытании, что эффективное нанесение покрытия горячим погружением стальной полосы и эффективная адгезия покрытия может быть достигнута исключительно посредством подходящего использования печи при отжиге с рекристаллизацией и при прохождении через ванну горячего погружения.

Для этой цели изначально необходимо убедиться, что поверхность полосы свободна от остатков окалины, эмульсии кислотной очистки или эмульсии для прокатки, или прочих загрязняющих частиц посредством осуществления химико-механической или термо-гидродинамической процедуры предварительной очистки. В дополнение для предотвращения попадания оксидов кремния на поверхность полосы необходимо прибегнуть к способам, которые способствуют внутреннему окислению легирующих элементов ниже поверхности материала. В этом случае применяются различные меры в зависимости от конфигурации установки.

Для конфигурации установки, при которой отжиг осуществляется только лишь в печи с радиационными трубами (RTF): (см. способ 3 на фигуре 17), на внутреннее окисление легирующих элементов может нужным образом влиять задание парциального давления кислорода атмосферы печи (в атмосфере защитного газа N₂-H₂). Заданное парциальное давление кислорода должно удовлетворять следующему уравнению, при этом температура печи должна быть между 700 и 950°С.

-12 > Log pO₂ ≥ -5*Si^-0,25 - 3*Mn^-0,5 -0.1*Cr^-0,5 -7*(-ln B)^0,5

В этом случае, Si, Mn, Cr, B задают соответствующие пропорции сплава в стали в вес. %, а pO₂ задает парциальное давление кислорода в мбар.

Для конфигурации установки, при которой область печи состоит из сочетания пламенной печи прямого нагрева (DFF) или неокислительной печи (NOF), и ниже по потоку печи с радиационными трубами (см. способ 2 на фигуре 16), на избирательное окисление легирующих элементов могут подобным образом влиять газовые атмосферы областей печи.

Парциальное давление кислорода и тем самым потенциал окисления железа и легирующих элементов может быть задан реакцией горения в NOF. Это должно задаваться таким образом, чтобы окисление легирующих элементов имело место внутри, под поверхностью стали, и по возможности тонкий слой оксида железа образовывался на поверхности стали после прохождения через область NOF. Это достигается, например, путем понижения значения СО ниже 4 об. %.

При атмосфере защитного газа N₂-H₂ ниже по потоку в печи с радиационными трубами возможный слой оксида железа уменьшается и подобным образом легирующие элементы дополнительно окисляются внутри. Заданное парциальное давление кислорода в этой области печи должно удовлетворять следующему уравнению, при этом температура печи должна быть между 700 и 950°С.

-18 > Log pO₂ ≥ -5*Si^-0,3 - 2,2*Mn^-0,45 -0,1*Cr^-0,4 -12,5*(-ln B)^0,25

В этом случае, Si, Mn, Cr, B задают соответствующие пропорции сплава в стали в вес. %, а pO₂ задает парциальное давление кислорода в мбар.

В переходной области между печь → цинковая ванна (Rüssel) точку росы атмосферы газа (в атмосфере защитного газа N₂-H₂) и тем самым парциальное давление кислорода необходимо задать таким образом, чтобы избежать окисления полосы перед погружением в ванну плавления. Доказано, что предпочтительно иметь точки росы в диапазоне от -30°С до -40°С.

Вышеописанные меры в области печи установки непрерывного нанесения покрытия горячим погружением препятствуют образованию оксидов на поверхности, и обеспечивают равномерную, эффективную смачиваемость поверхности полосы жидким расплавом.

Если вместо процедуры нанесения покрытия горячим погружением (в этом случае, например, оцинковка горячим погружением) выбирается технологический маршрут по способу, который включает в себя непрерывный отжиг с последующей электролитической оцинковкой (см. способ 1 на фигуре 15), то нет необходимости принимать какие-либо конкретные меры для обеспечения способности к оцинковке. Известно, что оцинковка более легированных сталей может осуществляться значительно проще посредством электро-осаждения, чем посредством способов с использованием непрерывного горячего погружения. При электролитической оцинковке чистый цинк осаждается прямо на поверхность полосы. Во избежание подавления потока электронов между стальной полосой и ионами цинка, что и вызывает оцинковку, необходимо убедиться, что нет никакого слоя оксида, покрывающего поверхность стальной полосы. Это условие обычно выполняется при помощи уменьшения атмосферы при отжиге и посредством предварительной очистки перед электролизом.

Для обеспечения самого широкого технологического окна из возможного при отжиге и возможности последующей оцинковки минимальное содержание кремния зафиксировано на 0,400 вес. %, а максимальное содержание кремния зафиксировано на 0,500 вес. %.

Марганец (Mn) добавляется почти ко всем сталям с целью десульфурации, чтобы превратить вредную серу в сульфиды марганца. В дополнение посредством смешанного кристаллического упрочнения марганец повышает прочность феррита и смещает α-/ɣ-конверсию в сторону более низких температур.

Основная причина добавления марганца посредством легирования в многофазные стали, например, в случае с двухфазными сталями - это значительное улучшение по повышению потенциального упрочнения. По причине угнетения диффузии конверсия перлита и бейнита смещается в направлении большего времени и понижается начальная температура мартенсита.

Однако в то же время добавление марганца позволяет повысить отношение твердости между мартенситом и ферритом. В дополнение улучшается образование линий микроструктуры. Большая разница по твердости между фазами и образование линий мартенсита обеспечивает более низкую раздачу отверстия, что является эквивалентом повышенной чувствительности к краевым трещинам.

Марганец подобно кремнию стремится к образованию оксидов на поверхности стали при обработке отжигом. В зависимости от параметров отжига и содержания прочих легирующих элементов (в частности, кремний и алюминий), могут образоваться оксиды марганца (например, MnO) и/или смешанные оксиды марганца (например, Mn₂SiO₄). Однако марганец считается менее критичным при малом отношении Si/Mn или Al/Mn, поскольку более вероятно образование зернистых оксидов вместо оксидных пленок. Тем не менее высокое содержание марганца может отрицательно повлиять на появление цинкового слоя и адгезию цинка. Вышеуказанные меры по заданию областей печи при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением способствуют понижению образования оксидов и смешанных оксидов марганца на поверхности стали после отжига.

По указанным причинам, содержание марганца фиксируется в диапазоне от 1,900 вес. % до 2,350 вес. %.

Для достижения требуемой минимальной прочности предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания марганца в зависимости от толщины полосы.

В случае конечной толщины от 0,50 мм до 1,00 мм включительно содержание марганца предпочтительно находится в диапазоне ≥ 1,900 вес. % до ≤ 2,200 вес. %, в случае конечной толщины от 1,00 мм до 2,00 мм включительно содержание марганца находится в диапазоне ≥ 2,050 вес. % до ≤ 2,250 вес. %, в случае конечной толщины от 2,00 мм до 3,00 мм включительно содержание марганца находится в диапазоне ≥ 2,100 вес. % до ≤ 2,350 вес. %.

Еще один отличительный признак настоящего изобретения заключается в том, что содержание марганца можно компенсировать посредством одновременного изменения содержания кремния. Повышение прочности (в этом случае предел текучести, YS) из-за марганца и кремния обычно в удобном виде описывается уравнением Пикеринга:

YS (МПа) = 53,9 + 32,34 [вес. % Mn] + 83,16 [вес. % Si] + 354,2 [вес. % N] + 17,402 d^(-1/2)

Однако это основывается в первую очередь на эффекте смешанного кристаллического упрочнения, которое согласно этому уравнению слабее для марганца, чем для кремния. Однако, как упоминалось ранее, марганец одновременно значительно повышает способность к упрочнению, как результат пропорция повышающей прочность второй фазы значительно повышается в случае многофазных сталей. Поэтому добавление 0,1% кремния должно уравновешиваться в первом приближении добавлением 0,1% марганца для повышения прочности. Для стали с составом в соответствии с настоящим изобретением и процедурой отжига, включающей в себя параметры по времени/температуре согласно настоящему изобретению, было получено следующее соотношение на эмпирической основе для предела текучести и прочности на разрыв (TS):

YS (МПа) = 185,7 + 147,9 [вес. % Si] + 161,1 [вес. % Mn]

TS (МПа) = 574,8 + 189,4 [вес. % Si] + 174,1 [вес. % Mn]

В сравнении с уравнением Пикеринга коэффициенты марганца и кремния примерно равны для предела текучести и для прочности на разрыв и тем самым доказывается возможность замены марганца кремнием.

С одной стороны, хром (Cr) в растворенном виде и даже в малых количествах может заметно повысить способность стали к упрочнению. С другой стороны, при соответствующем температурном контроле, хром в виде карбидов хрома влияет на затвердевание частиц. Связанное с этим повышение числа центров кристаллизации с одновременным уменьшением содержания углерода ведет к понижению способности к упрочнению.

В двухфазных сталях добавление хрома главным образом улучшает потенциал повышения упрочнения. Хром в растворенном состоянии сдвигает конверсию перлита и бейнита к большему времени, в то же время понижая начальную температуру мартенсита.

Дополнительным важным эффектом является то, что хром значительно повышает термостойкость, таким образом, чтобы ванна горячего погружения почти не понижала прочность.

В дополнение хром - это карбидообразующий агент. Если присутствуют смешанные карбиды хрома и железа, необходимо выбрать температуру аустенитизации перед упрочнением, достаточно высокую для того, чтобы растворить карбиды хрома. В ином случае, повышенное число ядер может привести к деградации потенциала упрочнения.

Подобным образом, хром стремится к образованию оксидов на поверхности стали при обработке отжигом, как результат, может пострадать качество нанесения покрытия при горячем погружении. Вышеуказанные меры для задания областей печи при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением способствуют понижению образования оксидов хрома или смешанных оксидов хрома на поверхности стали после отжига.

Таким образом, содержание хрома фиксируется в диапазоне от 0,250 вес. % до 0,400 вес. %.

Для достижения требуемой минимальной прочности предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания хрома в зависимости от толщины полосы, в частности, при обработке пред-полосы с переменной толщиной.

В случае конечной толщины от 0,50 мм до 1,00 мм включительно содержание хрома предпочтительно находится в диапазоне ≥ 0,260 вес. % до ≤ 0,330 вес. %, в случае конечной толщины от 1.00 мм до 2.00 мм включительно содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,290 вес. % до ≤ 0,360 вес. %, в случае конечной толщины от 2,00 мм до 3,00 мм включительно, содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,320 вес. % до ≤ 0,370 вес. %.

Для достижения требуемой минимальной прочности предпочтительно поддерживать дифференциацию содержания хрома в зависимости от толщины полосы в сочетании с углеродным эквивалентом CEV (IIW), в этом случае, в частности, также при обработке пред-полосы с переменной толщиной.

В случае конечной толщины от 0,50 мм до 1,00 мм включительно содержание хрома предпочтительно находится в диапазоне ≥ 0,260 вес. % до ≤ 0,330 вес. % в случае углеродного эквивалента CEV (IIW) ≤ 0,62%, в случае конечной толщины от 1,00 мм до 2,00 мм включительно содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,290 вес. % до ≤ 0,360 вес. % в случае углеродного эквивалента CEV (IIW) ≤ 0,64%, в случае конечной толщины от 2,00 мм до 3,00 мм включительно содержание хрома находится в диапазоне ≥ 0,320 вес. % до ≤ 0,370 вес. % в случае углеродного эквивалента CEV (IIW) ≤ 0,66%.

Содержание хрома в диапазоне ≥ 0,250 вес. % до < 0,370 вес. % можно использовать в случае конечной толщины менее 0,50 мм, а содержание хрома в диапазоне > 0,370 вес. % до ≤ 0,400 вес. % можно использовать в случае конечной толщины более 3,00 мм.

Молибден (Мо): добавление молибдена приводит так же, как и добавление хрома и марганца, к улучшению способности к упрочнению. Конверсия перлита и бейнита сдвигается к большему времени, а начальная температура мартенсита понижается. В то же время, молибден - это сильный карбидообразующий агент, который обеспечивает мелко разбросанные смешанные карбиды, в том числе, с титаном. В дополнение, молибден значительно повышает термостойкость, поэтому не ожидается никакого понижения прочности в ванне горячего погружения. Молибден также способствует смешанному кристаллическому упрочнению, но менее эффективен, чем марганец и кремний.

Поэтому содержание молибдена задается от более, чем 0,200 вес. % до 0,300 вес. %. По экономическим причинам, содержание молибдена предпочтительно задается в диапазоне от более, чем 0,200 вес. % до 0,250 вес. %.

В качестве компромисса между требуемыми механическими свойствами и возможностью горячего погружения предпочтительно, чтобы концепция сплава, в соответствии с настоящим изобретением, имела общее содержание Mo+Cr ≤ 0,650 вес. %.

Для достижения требуемых механических характеристик, прежде всего минимальной прочности на разрыв, предпочтительно поддерживать общее содержания марганца, кремния и хрома по общей формуле Mn-Si+Cr с ограничением в диапазоне от ≥ 1,750 вес. % до ≤ 2,250 вес. %, в частности, при обработке пред-полосы с переменной толщиной.

Для достижения требуемых механических характеристик, прежде всего минимальной прочности на разрыв, было доказано, что выгодно фиксировать общее содержание марганца, кремния, хрома и молибдена по общей формуле Mn-Si+Cr+Mo, с ограничением в диапазоне от ≥ 1,950 вес. % до ≤ 2,500 вес. %, в частности, при обработке пред-полосы с переменной толщиной.

Медь (Cu): добавление меди может повысить прочность на разрыв и улучшить потенциал упрочнения. В сочетании с никелем, хромом и фосфором, медь может образовывать защитный оксидный слой на поверхности, который значительно уменьшает скорость коррозии.

В сочетании с кислородом медь может образовывать, на границах зерен, вредные оксиды, которые могут отрицательно повлиять, в частности, на процессы горячей деформации. Поэтому, содержание меди фиксируется ≤ 0,050 вес. %, и тем самым ограничивается количествами, которые неизбежны при производстве стали.

Никель (Ni): в сочетании с кислородом никель может образовывать, на границах зерен, вредные оксиды, которые могут отрицательно влиять, в частности, на процессы горячей деформации. Поэтому, содержание никеля фиксируется ≤ 0,050 вес. %, и тем самым ограничивается количествами, которые неизбежны при производстве стали.

Ванадий (V): в случае с настоящей концепцией сплава содержание ванадия зафиксировано на ≥ 0,005 вес. % до ≤ 0,020 вес. %, оптимально ограничено диапазоном от ≥ 0,005 вес. % до ≤ 0,015 вес. %.

Олово (Sn): поскольку, в случае с настоящей концепцией сплава добавление олова не является необходимым, содержание олова зафиксировано на ≤ 0,040 вес. %, и тем самым ограничивается количествами, которые неизбежны при производстве стали.

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 двухфазной стали. Он также подавляет образование карбида и тем самым обеспечивает отложенную конверсию аустенита. По этой причине алюминий также используется как легирующий элемент в сталях с остаточным аустенитом (TRIP-стали) для замещения части кремния. Причина такого подхода основывается на том, что алюминий несколько менее критичен при реакции оцинковки, чем кремний.

Поэтому, содержание алюминия ограничено диапазоном от 0,010 вес. % до максимум 0,060 вес. %, и добавление осуществляется для цели успокоения стали.

Ниобий (Nb): ниобий в стали ведет себя иначе. При горячей прокатке на производственной линии он задерживает рекристаллизацию посредством образования очень мелко разбросанных осаждений, при этом плотность центров кристаллизации повышается, и после конверсии образуется более тонкое зерно. Пропорция растворенного ниобия также подавляет рекристаллизацию. Осаждения способствуют повышению прочности конечного продукта. Это могут быть карбиды или карбонитриды. Часто это смешанные карбиды, в которые внедрен также титан. Этот эффект начинается при 0,005 вес. %, наиболее выражен начиная с 0,010 вес. % ниобия. В дополнение осаждения предотвращают рост зерна при (частичной) аустенитизации при оцинковке горячим погружением. Выше 0,060 вес. % ниобия, дополнительные эффекты не ожидаются. Доказано, что предпочтительно содержание от 0,025 вес. % до 0,045 вес. %.

Титан (Ti): по причине его высокого химического сродства с азотом титан обычно осаждается при затвердевании как TiN. В дополнение он появляется вместе с ниобием как смешанный карбид. TiN очень важен для стабильности размера зерна в проходной печи. Осаждения имеют очень высокий уровень температурной стабильности, в отличие от смешанных карбидов, они присутствуют при 1200°С в первую очередь как частицы, которые угнетают рост зерен. Титан также задерживает рекристаллизацию при горячей прокатке, но менее эффективен для этого, чем ниобий. Титан способствует дисперсионному упрочнению. Большие частицы TiN менее эффективны, чем более мелко разбросанные смешанные карбиды. Наибольшая эффективность достигается в диапазоне от 0,005 вес. % до 0,060 вес. % титана; таким образом, это характерно для сплава согласно настоящему изобретению. Доказано, что для этой цели предпочтительно содержание от 0,025 вес. % до 0,045 вес. %.

Бор (В): бор - это чрезвычайно эффективный легирующий элемент для достижения переменных степеней утончения холодной прокаткой. Неожиданно испытания показали, что диапазон для добавления бора, который является весьма узким в соответствии с настоящим изобретением, имеет выраженный эффект с точки зрения однородности механических свойств произведенных холодных полос с переменной степенью утончения холодной прокаткой при последующей обработке. Этот выраженный эффект изначально дает возможность задать, вместо относительно постоянной степени утончения холодной прокаткой, конкретные диапазоны значений характеристик после технологических этапов (фигуры 15, 16 или 17) также и для материала с переменными степенями утончения холодной прокаткой, основываясь на главной толщине горячей полосы или на главной толщине холодной полосы.

В дополнение, бор - это эффективный элемент для повышения способности к упрочнению, эффективный даже в очень малых количествах. Начальная температура мартенсита при этом остается без изменений. Для того, чтобы стать эффективным, бор должен присутствовать в твердом растворе. Поскольку он имеет высокое химическое сродство с азотом, азот прежде нужно удалить, предпочтительно при помощи нужного стехиометрического количества титана. По причине низкой растворимости в железе, растворенный бор предпочтительно присоединится к границам аустенитных зерен. В таком положении он частично образует карбиды Fe-B, которые сцеплены и понижают энергию границ зерен. Оба эффекта способствуют тому, чтобы задержать образование феррита и перлита, тем самым повысив способность стали к упрочнению. Однако, чрезмерно высокое содержание бора опасно, поскольку борид железа может иметь отрицательное влияние на способность материала к упрочнению, деформации и жесткость материала. Бор также стремится образовать оксиды или смешанные оксиды, когда отжиг осуществляется при процедуре непрерывного нанесения покрытия горячим погружением, и это понижает качество оцинковки. Вышеупомянутые меры по заданию областей печи при непрерывном нанесении покрытия горячим погружением нужны для уменьшения образования оксидов на поверхности стали.

По вышеуказанным причинам содержание бора в концепции сплава в соответствии с настоящим изобретением зафиксировано на значениях более, чем 0,0005 вес. % до 0,0010 вес. %, предпочтительно на значениях ≤ 0,0009 вес. % или оптимально > 0,0006 вес. % до ≤ 0,0009 вес. %.

Азот (N): может быть и легирующим элементом и сопутствующим производству стали элементом. Чрезмерное содержание азота дает повышение прочности вкупе с быстрой утратой жесткости, а также эффектами старения. С другой стороны, посредством целевого добавления азота путем легирования, в сочетании с элементами микролегирования титан и ниобий, можно получить мелкозернистое упрочнение при помощи нитридов титана и (карбо)нитридов ниобия. Более того, подавляется образование грубого зерна при повторном нагреве перед горячей прокаткой.

В соответствии с настоящим изобретением, содержание азота по этой причине зафиксировано на значениях ≥ 0,0020 вес. % до ≤ 0,0120 вес. %.

Было продемонстрировано, что предпочтительно фиксировать общее количество в случае содержания водорода и азота, где оптимум для H + N составляет ≥ 0,0025 вес. % до ≤ 0,0130 вес. %.

Было доказано, что предпочтительно для поддержания требуемых свойств стали, чтобы азот добавлялся в зависимости от суммы Ti+Nb+B.

В случае общего содержания Ti+Nb+B ≥ 0,010 вес. % до ≤ 0,080 вес. %, содержание азота должно поддерживаться на значениях ≥ 0,0020 вес. % до ≤ 0,0090 вес. %. При общем содержании Ti+Nb+B ≥ 0,050 вес. %, содержание азота ≥ 0,0040 вес. % до ≤ 0,0120 вес. % оказалось предпочтительным.

Для общего содержания ниобия и титана, содержание ≤ 0,100 вес. % оказалось предпочтительным, и благодаря базовой взаимозаменяемости ниобия и титана до минимального содержания ниобия 0,005 вес. %, и по экономическим причинам, содержание ≤ 0,090 вес. % оказалось особенно предпочтительным.

При взаимодействии таких элементов микролегирования как ниобий и титан с бором, общее содержание ≤ 0,102 вес. % оказалось предпочтительным, а общее содержание ≤ 0,092 вес. % оказалось особенно предпочтительным. Более высокое содержание уже не несет эффекта улучшения в рамках настоящего изобретения.

В дополнение, максимальное содержание ≤ 0,365 вес. % оказалось удачным, как общее содержание Ti+Nb+V+Mo+B по вышеназванным причинам.

Кальций (Са): добавление кальция в виде кальций-кремниевых смешанных соединений вызывает раскисление и десульфурацию фазы расплава при производстве стали. Например, продукты реакции конвертируются в шлак и сталь очищается. В соответствии с настоящим изобретением, повышенный уровень чистоты улучшает свойства конечного продукта.

По указанным причинам, задается содержание Са ≥ 0,0010 вес. % до ≤ 0,0060 вес. %. Содержание ≤ 0,0030 вес. % оказалось предпочтительным.

Испытания пред-полосы с переменной толщиной, проведенные с использованием стали согласно настоящему изобретению показали, что при межкритическом отжиге между Ас1 и Ас3, или аустенитизирующем отжиге выше Ас3, с завершающим контролируемым охлаждением, может производиться двухфазная сталь с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа при толщине 1,50 мм, начиная с главной толщины горячей полосы 2,30 мм, а также может производиться при толщине 0,50 до 3,00 мм, что характеризуется адекватной терпимостью к колебаниям процесса.

Поэтому в соответствии с настоящим изобретением предоставляется заметно расширенное технологическое окно для состава сплава по сравнению с известными концепциями сплава.

Температуры отжига, необходимые для двухфазной микроструктуры, находятся примерно в диапазоне между 700 и 950°С для стали согласно настоящему изобретению, таким образом, в зависимости от диапазона температур, получается частично аустенитная (двухфазная область) или полностью аустенитная (область аустенита) микроструктура.

Испытания также показали, что заданные пропорции микроструктуры сохраняются после межкритического отжига между Ас1 и Ас3 или аустенитизирующего отжига выше Ас3 с последующим контролируемым охлаждением даже после дальнейшего технологического этапа с нанесением покрытия горячим погружением при температурах между 400 и 470°С, например, цинка или цинка с магнием.

Материал после непрерывного отжига и периодического нанесения покрытия горячим погружением может производиться в дрессированном или не дрессированном, и/или в правленом вытяжкой и гибкой или в не правленом вытяжкой и гибкой состоянии, а также в состоянии после термообработки (старение).

В дополнение, стальные полосы, имеющие состав сплава согласно настоящему изобретению, характеризуются при последующей обработке высокой нечувствительностью к краевым трещинам и большим углом изгиба.

Таким образом, выгодно можно производить стальные полосы, имеющие минимальное значение продукта Rm × α (прочность на разрыв x [угол изгиба в соответствии с VDA 238-100]) 100000 МПа × °, в частности, 120000 МПа × °.

В дополнение, стальные полосы согласно настоящему изобретению имеют отложенное состояние без трещин в течение по меньшей мере 6 месяцев, таким образом удовлетворяя требованиям SEP 1970 для образцов для испытаний на растяжение и сжатие отверстий после предоставления производителем стали.

Очень малое различие в характеристиках стальной полосы в продольном и поперечном направлениях относительно направления её прокатки предпочтительно при последующем использовании материала. Например, нарезка заготовок из полосы может осуществляться независимо от направления прокатки (например, поперек, вдоль или по диагонали или под углом относительно направления прокатки), и тем самым сводится к минимуму количество отходов.

Для обеспечения возможности холодной прокатки горячей полосы с получением из стали в соответствии с настоящим изобретением, горячая полоса производится согласно настоящему изобретению с конечными температурами прокатки в аустенитной области выше Аr3 и при температурах намотки выше начальной температуры бейнита.

Как часть дополнительной обработки стальной полосы в соответствии с настоящим изобретением можно изготовить упрочненную деталь, например, для автомобильной промышленности.

В этом случае заготовку вырезают из стальной полосы в соответствии с настоящим изобретением, затем указанную заготовку нагревают до температуры выше Ас3. Из нагретой заготовки формируют деталь, и затем упрочняют в пресс-форме или на воздухе, с необязательным последующим отпуском.

В качестве преимущества, сталь согласно настоящему изобретению имеет свойство, которое заключается в том, что упрочнение происходит даже при охлаждении в неподвижном воздухе, поэтому отдельное охлаждение пресс-формы можно опустить.

При упрочнении микроструктура стали переводится в аустенитный диапазон посредством нагрева, предпочтительно до температур выше 950°C в атмосфере защитного газа. При последующем охлаждении на воздухе или в защитном газе, формируется мартенситная микроструктура высокопрочной детали.

Последующий отпуск способствует уменьшению собственных напряжений в упрочненной детали. В то же время, жесткость детали понижается настолько, чтобы достигались требуемые значения ударной вязкости.

Другие отличительные признаки, преимущества и подробности настоящего изобретения будут более очевидны из последующего описания примеров осуществления, отображенных на чертежах, где:

На фигуре 1 показана (схематически) технологическая цепочка для изготовления полосы из стали согласно настоящему изобретению,

На фигуре 2 показана (схематически) кривая времени/температуры для технологических этапов горячей и холодной прокатки и непрерывного отжига (с необязательным нанесением покрытия горячим погружением), а также для изготовления деталей, необязательной закалки (закалка на воздухе) и необязательного отпуска на примере стали согласно настоящему изобретению,

На фигуре 3 показан химический состав (примеры 1 - 4) стали согласно настоящему изобретению,

На фигуре 4 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в горячекатаном состоянии (HR),

На фигуре 5 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в холоднокатаном состоянии (CR),

На фигуре 6 показано поведение при затвердевании при холодной прокатке стали согласно настоящему изобретению, характеристики поперек направления прокатки,

На фигуре 7 показано поведение при затвердевании при холодной прокатке стали согласно настоящему изобретению, кривая холодного состояния,

На фигуре 8 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии тонкого листа после оцинковки горячим погружением (HDG),

На фигуре 9 показаны результаты испытаний на раздачу отверстия в соответствии с ISO 16630 и испытания на изгиб пластины в соответствии с VDA 238-100 на примере стали согласно настоящему изобретению в состоянии тонкого листа (HDG),

На фигуре 10 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 1 (толщина пред-полосы 40 мм),

На фигуре 11 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 2 (толщина пред-полосы 45 мм),

На фигуре 12 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 3 (толщина пред-полосы 50 мм),

На фигуре 13 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG; пример 4 (толщина пред-полосы 55 мм),

На фигуре 14 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG в виде общей схемы,

На фигуре 15 показан способ 1, кривые температуры/времени (варианты отжига показаны схематически),

На фигуре 16 показан способ 2, кривые температуры/времени (варианты отжига показаны схематически),

На фигуре 17 показан способ 3, кривые температуры/времени (варианты отжига показаны схематически).

Фигура 1 схематически иллюстрирует технологическую цепочку для производства полосы из стали согласно настоящему изобретению. Показаны возможные согласно настоящему изобретению технологические маршруты. До кислотной очистки технологический маршрут один и тот же для всех сталей согласно настоящему изобретению, после этого технологические маршруты расходятся в зависимости от необходимых результатов. Например, горячая полоса после кислотной очистки может быть подвергнута холодной прокатке и процедуре нанесения покрытия горячим погружением с различными степенями утончения прокаткой. Мягко-отожженная горячая полоса или мягко-отожженная холодная полоса может также быть подвергнута холодной прокатке и процедуре нанесения покрытия горячим погружением.

Материал может, в качестве опции, также быть обработан без процедуры нанесения покрытия горячим погружением, то есть только в пределах непрерывного отжига с последующей электролитической оцинковкой и без таковой. Из материала с необязательно нанесенным покрытием может быть произведена сложная деталь. После этого может иметь место процесс закалки, например, закалка на воздухе, при котором деталь после термообработки охлаждают на воздухе. В качестве опции в завершение термообработки детали может иметь место этап отпуска.

Фигура 2 схематически иллюстрирует кривую температуры/времени для технологических этапов горячей прокатки и непрерывного отжига полос, изготовленных из состава сплава согласно настоящему изобретению. Показана зависящая от температуры/времени конверсия для процесса горячей прокатки и также для термообработки после холодной прокатки, изготовления деталей, а также необязательной закалки с необязательным отпуском.

Фигура 3 иллюстрирует на примерах 1 - 4, исходя из расплава, чтобы исключить влияние аналитических допущений в этом случае, составы сплавов стали согласно настоящему изобретению в зависимости от толщины получаемой пред-полосы. Из желаемой толщины горячей полосы 2,30 мм получают холодные полосы, имеющие желаемую толщину холодной полосы 1,50 мм. В зависимости от требуемой толщины пред-полосы, перед горячей прокаткой, пример 1 показывает состав сплава для пред-полосы толщиной 40 мм, пример 2 - для пред-полосы толщиной 45 мм, пример 3 - для пред-полосы толщиной 50 мм, пример 4 - для пред-полосы толщиной 55 мм.

На фигуре 4 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в горячекатаном состоянии (HR, Hot Rolled) на фигуре 4 и в холоднокатаном состоянии (CR, Cold Rolled) на фигуре 5.

На фигуре 5 показано поведение при затвердевании, посредством механических характеристик поперек направления прокатки, при холодной прокатке стали согласно настоящему изобретению, в таблице на фигуре 6 и на диаграмме в виде кривой холодного состояния на фигуре 7.

На фигурах 8, 9 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению, в состоянии тонкого листа, оцинкованного горячим погружением (HDG, Hot Dipped Galvanized) на фигуре 8 и результаты испытаний на раздачу отверстия в соответствии с ISO 16630 и испытания на изгиб пластины в соответствии с VDA 238-100 в состоянии тонкого листа (HDG), вдоль и поперек направления прокатки, а также соответствующие продукты с указанием прочности на разрыв, на фигуре 9.

На фигурах 10-14 показаны механические характеристики (поперек направления прокатки) стали согласно настоящему изобретению в состоянии HR, CR и HDG с использованием пред-полосы толщиной 40 мм на фигуре 10, 45 мм - на фигуре 11, 50 мм - на фигуре 12, 55 мм - на фигуре 13 и в виде общей графической схемы на фигуре 14.

На фигурах 15-17 схематически иллюстрирует три варианта кривых температуры/времени согласно настоящему изобретению для случая обработки отжигом и охлаждения и условий аустенитизации, которые отличаются в каждом случае.

Посредством различающегося контроля за температурой согласно настоящему изобретению, в указанном диапазоне, получают взаимно различающиеся характеристики и/или также различные результаты по раздаче отверстия и углам изгиба. Основные отличия относятся к параметрам температуры/времени при термообработке с последующим охлаждением.

Способ 1 (фигура 15) представляет отжиг и охлаждение произведенной стальной полосы с холодной прокаткой до конечной толщины в установке непрерывного отжига. Сначала, полосу нагревают до температуры в диапазоне примерно 700 - 950°С (Ас1 до Ас3). Отожженную стальную полосу затем охлаждают с температуры отжига со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры (ZT) примерно 200 - 250°С. Эта схематическая иллюстрация не показывает вторую промежуточную температуру (примерно 300 - 500°С).

Затем стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры (RT), или охлаждение при скорости охлаждения примерно 15 - 100°С/с сохраняется до достижения комнатной температуры.

Способ 2 (фигура 16) показывает процесс по способу 1, но охлаждение стальной полосы ненадолго прерывается при прохождении через сосуд горячего погружения для цели нанесения покрытия горячим погружением с тем, чтобы потом продолжить охлаждение со скоростью охлаждения примерно 15 - 100°С/с до промежуточной температуры примерно 200 - 250°С. Затем стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры. Способ 2 соответствует отжигу, то есть, оцинковке горячим погружением в сочетании с пламенной печью прямого нагрева и печью с радиационными трубами, как показано на фигуре 16.

Способ 3 (фигура 17) подобным образом показывает процесс по способу 1 с процедурой нанесения покрытия горячим погружением, но охлаждение стальной полосы ненадолго (примерно от 1 до 20 с) прерывается на промежуточной температуре в диапазоне примерно 200 - 400°С и осуществляется нагрев до температуры (ST), необходимой для процедуры нанесения покрытия горячим погружением (примерно 400 - 470°С). Затем стальную полосу охлаждают до промежуточной температуры примерно 200 - 250°С. Последующее охлаждение стальной полосы на воздухе осуществляется со скоростью охлаждения примерно 2 - 30°С/с до комнатной температуры.

Способ 3 соответствует, например, процессу, осуществляемому в установке непрерывного отжига, как показано на фигуре 17. В дополнение, в этом случае, посредством индукционной печи, сталь повторно нагревают, в качестве опции, непосредственно перед погружением в ванну с цинком.

Утончение от сляба до пред-полосы варьируется в последующих примерах от 78% до 84% для последующей горячей прокатки горячей полосы толщиной 2,30 мм с соответствующим утончением от 94% до 96%. На одном этапе холодной прокатки желаемая толщина холодной полосы 1,50 мм достигается при степени утончения холодной прокаткой 35%. Впечатляюще показано, что и для очень малых толщин пред-полосы, и также для больших толщин пред-полосы, и в диапазоне между ними, достигаются относительно однородные значения при обычном диапазоне колебаний для прочности на разрыв и для предела текучести, поперечно относительно направления прокатки. Сталь согласно настоящему изобретению аналогичным образом допускает использование главной толщины горячей полосы с разными степенями утончения холодной прокаткой, а также использование главной толщины холодной полосы без влияния на предыдущий факт.

В качестве примера, для промышленного производства с оцинковкой горячим погружением (HDG) по способу 3, как показано на фигуре 17, следующие примеры являются иллюстративными в рамках так называемых испытаний применимости, которые предназначены для доказательства того, что переменная толщина пред-полосы может значительно влиять на способность к холодной прокатке, например, на необходимые силы качения, без более высокой прочности горячей полосы (HR), и более высокой прочности холодной полосы (CR), с уменьшением толщины пред-полосы, что приводит к значительным колебаниям тонкого листа (HDG):

Пример 1

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 40 мм)

Состав сплава в вес. %. Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0372% Ti; 0,0332% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 40 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 84%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 94% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).

Состояние тонкого листа (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 66%.

- предел упругости (Rp0.2) 706 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1071 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 10,9%

- индекс термоупрочнения (BH2) 492 МПа

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 39%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 121°/112°

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD.

Исходное состояние (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 77%.

- предел текучести (Re) 826 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1070 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 10,0%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направлении

- предел текучести (Re) 1246 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1305 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 2,0%

Пример 2

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 45 мм)

Состав сплава в вес. %.

Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 45 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 82%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 95% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).

Состояние тонкого листа (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 67%.

- предел упругости (Rp0.2) 720 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1077 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 10,4%

- индекс термоупрочнения (BH2) 51 МПа

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 35%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 128°/114°

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD.

Исходное состояние (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 70%.

- предел текучести (Re) 725 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1030 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 10,2%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направлении

- предел текучести (Re) 1224 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1260 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 1,5%

Пример 3

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 50 мм)

Состав сплава в вес. %.

Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 50 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 80%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 96% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).

Состояние тонкого листа (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 65%.

- предел упругости (Rp0.2) 704 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1084 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 10,4%

- индекс термоупрочнения (BH2) 55 МПа

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 38%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 127°/115°

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD.

Исходное состояние (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 69%.

- предел текучести (Re) 695 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1010 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 8,8%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направлении

- предел текучести (Re) 1203 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1255 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 1,9%

Пример 4

(Холодная полоса толщиной 1,50 мм из главной горячей полосы толщиной 2,30 мм и толщина пред-полосы 55 мм)

Состав сплава в вес. %.

Сталь, в соответствии с настоящим изобретением, содержащая 0,104% C; 0,443% Si; 2,178% Mn; 0,012% P; 0,0004% S; 0,0045% N; 0,038 Al; 0,330% Cr; 0,208% Mo; 0,0344% Ti; 0,0372% Nb; 0,007% V; 0,0006% B; 0,0020% Ca; 0,027% Cu; 0,047% Ni; 0,008% Sn; 0,00038% H по способу 3 согласно фигуре 17, с нанесением покрытия горячим погружением, материал сляба толщиной 250 мм был прокатан перед горячей прокаткой на линии предварительной обработки с получением пред-полосы толщиной 55 мм, по способу реверсивной прокатки, с утончением 78%, затем подвергнут горячей прокатке на широкополосном стане горячей прокатки при требуемой конечной температуре прокатки 910°C с утончением 96% и смотан при требуемой температуре намотки 650°C при главной толщине горячей полосы 2,30 мм и прошел холодную прокатку после кислотной очистки без дополнительной термообработки (такой как, например, отжиг пакетного типа) до 1,50 мм за один проход (степень утончения холодной прокаткой 35%).

Состояние тонкого листа (HDG)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 66%.

- предел упругости (Rp0.2) 708 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1077 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 10,4%

- индекс термоупрочнения (BH2) 58 МПа

- коэффициент раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630 40%

- угол изгиба в соответствии с VDA 238-100 (продольный, поперечный) 123°/111°

Характеристики материала поперек направления прокатки соответствуют, например, HC660XD.

Исходное состояние (HR)

Отношение пределов текучести Re/Rm в поперечном направлении было 70%.

- предел текучести (Re) 679 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 967 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 9,6%

Промежуточное состояние (CR) в поперечном направлении

- предел текучести (Re) 1158 МПа

- прочность на разрыв (Rm) 1230 МПа

- удлинение при разрушении (A80) 2,5%

Выводы:

Не наблюдается значительного влияния толщины пред-полосы на механические характеристики на тонком листе (HDG).

Это утверждение относится к степени утончения холодной прокаткой 35%, используемой в примерах, но также может применяться без ограничения к разным степеням утончения холодной прокаткой.

Настоящее изобретение описано выше на примере листов из тонкой листовой стали с требуемой конечной толщиной 1,50 мм в диапазоне толщин от 0,50 до 3,00 мм. Также возможно, при необходимости, получить конечную толщину в диапазоне от 0,10 до 4,00 мм.

1. Способ изготовления стальной полосы из многофазной стали с минимальной прочностью на разрыв 980 МПа в незакаленном состоянии, содержащей, вес.%:

C ≥ 0,075 до ≤ 0,115

Si ≥ 0,400 до ≤ 0,500

Mn ≥ 1,900 до ≤ 2,350

Cr ≥ 0,250 до ≤ 0,400

Al ≥ 0,010 до ≤ 0,060

N ≥ 0,0020 до ≤ 0,0120

P ≤ 0,020

S ≤ 0,0020

Ti ≥ 0,005 до ≤ 0,060

Nb ≥ 0,005 до ≤ 0,060

V ≥ 0,005 до ≤ 0,020

B ≥ 0,0005 до ≤ 0,0010

Mo ≥ 0,200 до ≤ 0,300

Ca ≥ 0,0010 до ≤ 0,0060

Cu ≤ 0,050

Ni ≤ 0,050

Sn ≤ 0,040

H ≤ 0,0010

остальное - железо, в том числе присущие стали сопутствующие выплавке примеси,

включающий изготовление из многофазной стали в виде сляба предварительной прокаткой полосовой заготовки,

горячую прокатку полосовой заготовки с получением горячекатаной полосы требуемой толщины, при этом горячую прокатку заканчивают при температуре в аустенитной области выше Ar3,

намотку горячекатаной полосы при температуре начала образования бейнита,

холодную прокатку горячекатаной полосы с получением холоднокатаной полосы с требуемой конечной толщиной,

нагревание холоднокатаной полосы при непрерывном отжиге до температуры 700 - 950°C, охлаждение отожженной стальной полосы с температуры отжига со скоростью охлаждения 15 - 100°С/с до первой промежуточной температуры 300 - 500°С, затем со скоростью охлаждения 15 - 100°С/с до второй промежуточной температуры 160 - 250°С, а далее охлаждение на воздухе со скоростью охлаждения 2 - 30°С/с до комнатной температуры или со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с c первой промежуточной температуры до комнатной температуры,

или нагревание холоднокатаной полосы при непрерывном отжиге до температуры 700 - 950°C, охлаждение отожженной стальной полосы до температуры 400 - 470°C, причем охлаждение останавливают перед заходом в ванну плавления и осуществляют нанесение покрытия горячим погружением, продолжают охлаждение полосы со скоростью охлаждения 15 - 100°С/с до промежуточной температуры 200 - 250°С, а далее полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения 2 - 30°С/с до комнатной температуры,

или нагревание холоднокатаной полосы при непрерывном отжиге до температуры 700 - 950°C, охлаждение отожженной стальной полосы до промежуточной температуры 200 - 250°C, при этом перед заходом в ванну плавления температуру поддерживают 1 - 20 с, затем осуществляют нагревание стальной полосы до температуры 400 - 470°C и нанесение покрытия горячим погружением, продолжают охлаждение со скоростью охлаждения 15 - 100°C/с до промежуточной температуры 200 - 250°C, а далее стальную полосу охлаждают на воздухе со скоростью охлаждения 2 - 30°C/с до комнатной температуры,

отличающийся тем, что суммарное содержание Mn+Si+Cr в стальной полосе составляет 1,750 - 2,250 вес.%, перед проведением горячей прокатки осуществляют выбор толщины сляба и определенной, но переменной толщины полосовой заготовки и проводят горячую прокатку полосовой заготовки со степенью обжатия 72-87%.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что при выбранной толщине горячекатаной полосы или выбранных различных толщинах горячекатаных полос изготавливают холоднокатаные полосы требуемой конечной толщины со степенями обжатия холодной прокаткой 10-70%.

3. Способ по п.2, отличающийся тем, что при непрерывном отжиге потенциал окисления в установке, состоящей из неокислительной печи для отжига (NOF) и печи с радиационными трубами (RTF), увеличивают в печи NOF на содержание CO менее 4 об.%, при этом в атмосфере печи RTF парциальное давление кислорода удовлетворяет следующему соотношению:

-18 > Log pO₂ ≥ -5∙Si^-0,3 - 2,2∙Mn^-0,45 - 0,1∙Cr^-0,4 - 12,5∙ (-ln B)^0,25

где Si, Mn, Cr и B - содержание компонентов в стали в вес.%, а pO₂ - парциальное давление кислорода в мбар, и для предотвращения окисления полосы непосредственно перед погружением в ванну плавления точка росы атмосферы составляет -30°С или ниже.

4. Способ по п.2, отличающийся тем, что при отжиге в печи с радиационными трубами (RTF) парциальное давление кислорода атмосферы печи удовлетворяет следующему соотношению:

-12 > Log pO₂ ≥ -5∙Si^-0,25 - 3∙Mn^-0,5 - 0,1∙Cr^-0,5 - 7∙ (-ln B)^0,5

где Si, Mn, Cr и B содержание компонентов в стали в вес.%, а pO₂ - парциальное давление кислорода в мбар, и для предотвращения окисления полосы непосредственно перед погружением в ванну плавления точка росы атмосферы составляет -30°С или ниже.

5. Способ по п.1, отличающийся тем, что после отжига или нанесения покрытия горячим погружением стальную полосу подвергают дрессировке.

6. Способ по п.1, отличающийся тем, что после процедуры отжига или нанесения покрытия горячим погружением стальную полосу подвергают правке вытяжкой и гибкой.

7. Способ изготовления детали из стальной полосы, полученной способом по пп.1-6, характеризующийся тем, что из стальной полосы вырезают заготовку, нагревают ее до температуры выше Ac3, формуют в деталь и подвергают закалке в пресс-форме или на воздухе.

8. Стальная полоса, изготовленная способом по любому из пп.1-6, характеризующаяся тем, что она имеет минимальное значение раздачи отверстия в соответствии с ISO 16630, равное 20%, в частности 25%.

9. Полоса по п.8, отличающаяся тем, что она имеет минимальный угол изгиба в соответствии с VDA 238-100, равный 70° в продольном направлении или поперечном направлении, в частности 85°.

10. Полоса по п.8 или 9, отличающаяся тем, что она имеет минимальное значение Rm∙α (прочность на разрыв ∙ [угол изгиба в соответствии с VDA 238-100]) 100000 МПа∙°, в частности, 120000 МПа∙°.

11. Полоса по любому из пп.8-10, отличающаяся тем, что она имеет состояние без замедленного разрушения в течение по меньшей мере 6 месяцев в соответствии с требованиями SEP 1970 для образцов для испытаний на растяжение и сжатие отверстий.