UA123929C2 - Листова сталь з високою формованістю для виготовлення легких за масою конструкційних деталей і спосіб виготовлення - Google Patents

Листова сталь з високою формованістю для виготовлення легких за масою конструкційних деталей і спосіб виготовлення Download PDF

Info

Publication number
UA123929C2
UA123929C2 UAA201910442A UAA201910442A UA123929C2 UA 123929 C2 UA123929 C2 UA 123929C2 UA A201910442 A UAA201910442 A UA A201910442A UA A201910442 A UAA201910442 A UA A201910442A UA 123929 C2 UA123929 C2 UA 123929C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel
sheet steel
semi
finished product
allocations
Prior art date
Application number
UAA201910442A
Other languages
English (en)
Inventor
Фредерік Боне
Фредерик Боне
Мануель Бобаділа
Мануель Бобадила
Бертран Бель
Валері Дешлер
Валери Дешлер
Original Assignee
Арселорміттал
Арселормиттал
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Арселорміттал, Арселормиттал filed Critical Арселорміттал
Publication of UA123929C2 publication Critical patent/UA123929C2/uk

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/46—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling metal immediately subsequent to continuous casting
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
    • B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/12—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ
    • B22D11/1206—Accessories for subsequent treating or working cast stock in situ for plastic shaping of strands
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/16—Controlling or regulating processes or operations
    • B22D11/22—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould
    • B22D11/225—Controlling or regulating processes or operations for cooling cast stock or mould for secondary cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving particular fabrication steps or treatments of ingots or slabs
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
    • C21D8/041—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0415—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Continuous Casting (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

Листова сталь, яка демонструє композицію, яка містить, мас. %: 0,0100СС0,080, 0,060Мnn3, SiS1,5, 0,0050Аll1,5, SS0,030, РР0,040, Ті і В так, що: 3,3ТіТ7,5 і (0,45(Ті)-1,35ТВВ(0,45(Ті)-0,43, необов'язково NiN1, MoM1, CrC3, NbN0,1, VV0,1, при цьому решта являє собою залізо і неминучі домішки, які є результатом плавки. Листова сталь має структуру, яка складається з фериту щонайбільше 10 % аустеніту і виділень, при цьому виділення включають евтектичні виділення ТіВ2, причому об'ємна часткова концентрація виділень ТіВ2 відносно сукупної структури становить щонайменше 9 %, при цьому частка виділень ТіВ2, які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм, становить щонайменше 96 %.

Description

Винахід належить до виготовлення листових сталей або конструкційних деталей, які поєднують високий модуль пружності Е при натягу, низьку густину й і високу придатність до обробки, особливо, високі ливарні якості і високу придатність до деформації і пластичність.
Механічні експлуатаційні характеристики за наявності жорсткості конструкційних елементів, як це відомо, варіюються у вигляді Ей, при цьому коефіцієнт х залежить від режиму програми зовнішнього навантаження (наприклад, при натягу або при згинанні) і від геометрії елементів (пластини, прутки). Таким чином, високі механічні експлуатаційні характеристики демонструють сталі, які характеризуються як високим модулем пружності, так і низькою густиною.
Ця вимога, кажучи найбільш конкретно, належить до автомобільної промисловості, де надання легкості і безпека транспортного засобу є постійними предметами особливої уваги.
В цілях виробництва сталевих деталей, які характеризуються збільшеним модулем пружності і зменшеною густиною, було запропоновано включення в сталь керамічних частинок, які належать до різних типів, таких як-от карбіди, нітриди, оксиди або бориди. Дійсно, такі матеріали характеризуються великим модулем пружності, який лежить в діапазоні приблизно від 250 до 550 ГПа, ніж модуль пружності базових сталей, який становить приблизно 210 ГПа, і які їх включають. Досягнення зміцнення досягають в результаті перенесення навантаження між сталевою матрицею і керамічними частинками під дією напруження. Це зміцнення додатково збільшується внаслідок подрібнення розміру зерен матриці в результаті наявності керамічних частинок. Для виготовлення таких матеріалів, які включають керамічні частинки, які однорідно розподілені у сталевій матриці, відомі способи, які базуються на порошковій металургії: спочатку виробляють порошкоподібну кераміку, яка описується контрольованою геометрією, при цьому їх змішують з порошкоподібними сталями, що, тим самим, відповідає сталі з привнесеним додаванням керамічних частинок. Порошкоподібну суміш ущільнюють в ливарній формі, а після цього нагрівають до температури, такої щоб ця суміш спікалася. В одному варіанті способу порошкоподібні метали змішують так, щоб під час фази спікання утворити керамічні частинки.
Однак цьому типу способу властиві кілька обмежень. Особливо, для нього потрібне ретельне дотримання умов плавки і обробки в цілях недопущення стимулювання проходження реакції з атмосферою, беручи до уваги високу площу питомої поверхні порошкоподібних
Зо металів. Додатково до цього, навіть після операцій ущільнення і спікання може зберігатися залишкова пористість, при цьому така пористість відіграє роль центрів ініціювання пошкодження під час циклічного прикладення напруження. Крім того, за наявності забруднення поверхні порошків перед спіканням (присутність оксидів і вуглецю) важко контролювати хімічний склад поверхні поділу матриця/частка і тому їхню когезію. На додаток до цього, у разі додавання керамічних частинок у великій кількості або у разі присутності певних великих частинок погіршуються характеристики відносного подовження. На закінчення, цей тип способу є придатним для використання при дрібносерійному виробництві, але не може задовольнити вимогам масового виробництва в автомобільній промисловості, через високі виробничі витрати, пов'язані з цим типом способу виготовлення.
Також були запропоновані способи виготовлення на основі привнесеного додавання порошкоподібної кераміки в рідкий метал. Однак, таким способам властива більшість вищезгаданих недоліків. Говорячи більш конкретно, може бути згадана ускладненість гомогенного диспергування частинок, при цьому таким частинкам властива тенденція до агломерації та до осідання або спливання в рідкому металі.
До відомої кераміки, яка могла б бути використана для покращення властивостей сталі, входить, зокрема, диборид титану ТіВ», якому властиві такі власні характеристики:
Модуль пружності: 583 ГПа;
Відносна густина: 4,52.
Для виробництва листової сталі або сталевої деталі, які характеризуються збільшеним модулем пружності і зменшеною густиною при одночасному уникненні виникнення вищезазначених проблем, було запропоновано виробництво листових сталей, які демонструють композицію, яка характеризується рівнями вмісту С, Ті і В, такими, щоб при розливанні утворювалися б виділення ТіВ», Ее2В і/або ТісС.
Наприклад, у публікації ЕР 2 703 510 розкривається спосіб виготовлення листової сталі, яка демонструє композицію, яка містить мас. 95 від 0,21 до 1,5 С, від 4 до 12 Ті і від 1,5 до З В, при цьому 2,227"В-Ті, причому сталь містить виділення ТІісС і ТіВ», які мають середній розмір, який не перевищує 10 мкм. Листові сталі виробляють шляхом розливання сталі у форми напівфабрикату, наприклад, злитка, подальшого повторного нагрівання, гарячої прокатки і необов'язково холодної прокатки для одержання листової сталі. З використанням такого бо способу може бути одержаний модуль пружності при натягу, в межах від 230 до 255 ГПа.
Однак, такому рішенню також властиві кілька обмежень, які зумовлені як композицією, так і способом виготовлення і призводять до виникнення проблем, пов'язаних з ливарними властивостями, а також проблем, пов'язаних з придатністю до деформації, в ході способу виготовлення і під час наступних стадій формування, які проводяться відносно листової сталі для виробництва деталі:
По-перше, такі сталі характеризуються низькою температурою ліквідуса (приблизно 13002) таким чином, що затвердіння починається при відносно низькій температурі. На додаток до цього, виділення ТіВг, ТіС і/або Бе2В8 утворюються на ранній стадії способу розливання, на початку затвердіння. Присутність цих виділень і низька температура в результаті призводять до зміцнення сталі і спричиняють виникнення реологічних проблем не тільки в ході здійснення способу розливання, але також і під час додаткових операцій рубки гільйотиною і прокатки.
Зокрема, виділення збільшують твердість у гарячому стані для затверділої скоринки, яка контактує з ливарною формою, що призводить до виникнення дефектів поверхні і збільшення ризиків прориву стінок виливка. Отже, в ході здійснення способу виготовлення виникають дефекти поверхні, як-от прориви рідкого металу з виливка і тріщини. На додаток до цього, внаслідок високої твердості на діапазон досяжних розмірів для гарячекатаних або холоднокатаних листових сталей накладаються обмеження. Як приклад, листові сталі, що мають ширину 1 метр і товщину, яка не перевищує 3,5 мм, не можуть бути одержані на деяких станах гарячої прокатки штрипса внаслідок накладання обмежень на потужність прокатки.
По-друге, незважаючи на відносно маленький середній розмір виділень розподіл виділень за розмірами є широким. Таким чином, сталь характеризується істотною частковою концентрацією великих виділень, що надає негативний вплив на придатність до деформації, особливо, пластичність і в'язкість сталі, як в ході здійснення способу виготовлення листа, так і під час наступних операцій формування для виробництва деталі.
Додатково до цього, в публікації ЕР 1 897 963 розкривається спосіб виготовлення листової сталі, який демонструє композицію, яка містить мас. 9о від 0,010 до 0,20 С, від 2,5 до 7,2 Тіїі 0,45хті-0,35 ух В-0,45х Ті--0,70 95, при цьому сталь містить виділення ТіВг2. Однак, цей документ не розглядає вищезазначеної проблеми, пов'язаної з придатністю до обробки.
Тому винахід має своєю метою вирішення вищезгаданих проблем, зокрема, шляхом
Зо пропозиції листової сталі, яка характеризується збільшеним питомим модулем пружності при натягу разом з високою придатністю до деформації, особливо, високою пластичністю і високою в'язкістю. Винахід також має своєю метою пропозицію способу виготовлення такої листової сталі, в якому не стикаються з вищезазначеними проблемами.
У цьому випадку термін "модуль пружності при натягу" позначає модуль Юнга у поперечному напрямку згідно з вимірюванням в ході вимірювання динамічного модуля Юнга, наприклад, з використанням метода резонансної частоти.
В цьому випадку термін "питомий модуль пружності при натягу" належить до співвідношення між модулем пружності при натягу і густиною сталі. Густину, наприклад, визначають з використанням гелієвого пікнометра.
З цією метою винахід належить до листової сталі, виготовленої із сталі, яка демонструє композицію, яка містить при вираженні в масових відсотках: 0,010-с-0,080, 0,06-МпЗ,
Зіс1,5, 0,0052АЇст1,5,
З-0,030,
Р-О0,040,
Тії В так, що:
Зак, (0,45х11)-1,35:58-:(0,45х Т1)-0,43, необов'язково один або кілька елементів, вибраних з:
Міст,
Мо-1,
Сі-З,
МО,
М01, при цьому залишок являє собою залізо і неминучі домішки, які є результатом плавки, причому зазначена листова сталь має структуру, яка складається з фериту, щонайбільше, 10 95 аустеніту і виділень, при цьому зазначені виділення включають евтектичні виділення ТіВ»г,
причому об'ємна часткова концентрація виділень ТіВ?2 по відношенню до сукупної структури становить щонайменше 9 95, при цьому частка виділень ТіВ», які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм", становить щонайменше 96 95.
Дійсно, як це встановили автори, за наявності цієї композиції рівень вмісту вільного елемента Ті у сталі становить щонайменше 0,95 905, і внаслідок наявності такого рівня вмісту вільного елемента Ті структура сталі залишається головним чином феритною при будь-якій температурі, меншої, ніж температура ліквідусу. В результаті твердість у гарячому стані для сталі значно зменшується у порівнянні з тією, яка має місце для сталей сучасного рівня техніки, тому сильно покращуються ливарні властивості і придатність до деформації в гарячому стані.
На додаток до цього, як це встановили автори, контролювання розподілу за розмірами виділень ТіВг2 призводить до одержання високої придатності до деформації, особливо, високими пластичністю і в'язкістю, при високій і низькій температурах так, що покращується здатність до прокатки сталі в гарячому і холодному станах, і можуть бути вироблені деталі складного профілю.
Переважно частка виділень ТіВ», яка характеризуються площею поверхні, яка не перевищує
З мкм, становить щонайменше 80 95.
Переважно частка виділень ТіВ», яка характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 25 мкм, становить 100 95.
Переважно в області середини листової сталі частка виділень ТіВвг, яка характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм", становить щонайменше 96 95, частка виділень ТіВ», яка характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 3 мкм?, переважно становить щонайменше 80 95, і частка виділень ТіВ», яка характеризуються площею поверхні, перевищує мкм-, переважно становить 100 95.
Переважно листова сталь не містить виділень ТіС або містить виділення ТісС, які 25 характеризуються об'ємною частковою концентрацією, яка не перевищує 0,5 95, (по відношенню до сукупної структури).
У загальному випадку листова сталь не містить виділень ЕегВ.
Відповідно до одного варіанту здійснення рівні вмісту титану, бору і марганцю є такими, що: (0,45х11)-1,355В(0,45х11)-(0,2617Мп)-0,414.
Зо Відповідно до одного варіанту здійснення рівні вмісту титану і бору є такими, що: (0,45х11)-1,35:58-:(0,45х Т1)-0,50.
Згідно з одним варіантом здійснення композиція є такою, що С-е0,050 9.
Переважно композиція сталі є такою, що АїЇс1,3 9о.
Переважно листова сталь характеризується роботою руйнування за Шарпі Ксм, яка перевищує 25 Дж/см: при - 4026.
У загальному випадку листова сталь характеризується рівнем вмісту вільного елемента Ті, який становить щонайменше 0,95 95.
Винахід належить до способу виготовлення листової сталі, при цьому спосіб включає наступні послідовні стадії: - одержання сталі, яка демонструє композицію, що містить при вираженні у масових відсотках: 0,0105:0-:0,080, 0,06-МпЗ,
Зіс1,5, 0,0052АЇст1,5,
З-0,030,
Р-О0,040,
Тії В так, що:
Зак, (0,45х11)-1,35:58-:(0,45х Т1)-0,43, необов'язково один або кілька елементів, вибраних з:
Міст,
Мо-1,
Сі-З,
МО,
М01, при цьому решта являє собою залізо і неминучі домішки; - розливання сталі у формі напівфабрикату, при цьому температура розливання є меншою або рівною І ідцаю-402С, причому Гідціаш позначає температуру ліквідусу сталі, при цьому напівфабрикат відливають у вигляді тонкого напівфабрикату товщиною не перевищує, 110 мм, причому сталь твердне під час розливання зі швидкістю затвердіння, укладеної в межах від 0,03 до 5 см/с, в кожному місці напівфабрикату.
Дійсно, як це встановили автори, контролювання охолодження при затвердінні так, щоб швидкість затвердіння становила б щонайменше 0,03 см/с у кожному місці продукту, особливо всередині продукту, уможливлює контролювання розподілу за розмірами для виділень ТіВ». На додаток до цього, розливання відповідно у вигляді тонкого напівфабрикату, що демонструє композицію винаходу, уможливлює досягнення таких високих швидкостей затвердіння.
Згідно з одним варіантом здійснення напівфабрикат відливають у вигляді тонкого сляба, який має товщину, меншу або рівну 110 мм, переважно меншу або рівну 70 мм.
В одному варіанті здійснення напівфабрикат відливають у вигляді тонкого сляба товщиною, яка лежить в межах від 15 до 110 мм, переважно від 15 до 70 мм, наприклад, від 20 до 70 мм.
Переважно напівфабрикат відливають з використанням ливарно-прокатного модуля.
Відповідно до ще одного варіанта здійснення напівфабрикат відливають у вигляді тонкого штрипса, який має товщину, меншу або рівну 6 мм, при цьому швидкість затвердіння лежить в межах від 0,2 до 5 см/с в кожному місці напівфабрикату.
Переважно напівфабрикат відливають шляхом прямого виливання штрипса між валками, які обертаються у протилежних напрямках.
У загальному випадку після розливання і затвердіння напівфабрикат піддають гарячій прокатці для одержання гарячекатаної листової сталі.
Переважно між розливанням і гарячою прокаткою температура напівфабрикату залишається більшою 70026.
Переважно до гарячої прокатки з напівфабрикату видаляють окалину при температурі, що становить щонайменше 1050260.
Згідно з одним варіантом здійснення після гарячої прокатки гарячекатану листову сталь піддають холодній прокатці для одержання холоднокатаної листової сталі, яка має товщину, меншу або рівну 2 мм.
Переважно рівні вмісту титану, бору і марганцю є такими, що: (0,45х11)-1,355В(0,45х11)-(0,2617Мп)-0,414.
Зо Переважно композиція сталі є такою, що АїЇс1,3 9о.
Винахід належить до способу виготовлення конструкційної деталі, при цьому цей спосіб включає: - вирізання щонайменше однієї заготовки з листової сталі, яка відповідає винаходу або виробленої з використанням способу, відповідного винаходу, і - деформування згаданої заготовки в межах температурного діапазону від 20 до 90020.
Згідно з одним варіантом здійснення спосіб включає перед деформацією заготовки стадію зварювання заготовки з ще однією заготовкою.
Винахід належить до конструкційної деталі, яка включає щонайменше частину, виготовлену із сталі, яка демонструє композицію, яка містить при вираженні у масових відсотках: 0,010-с-0,080, 0,06-МпЗ,
Зіс1,5, 0,0052АЇст1,5,
З-0,030,
Р-О0,040,
Тії В так, що:
Зак, (0,45х11)-1,35:58-:(0,45х Т1)-0,43, необов'язково один або кілька елементів, вибраних з:
Міст,
Мо-1,
Сі З,
МО,
М01, при цьому залишок являє собою залізо і неминучі домішки, які є результатом плавки, причому зазначена частина має структуру, яка складається з фериту, щонайбільше, 10 95 аустеніту і виділень, при цьому зазначенні виділення включають евтектичні виділення ТіВ»г, причому об'ємна часткова концентрація виділень ТіВ?2 по відношенню до сукупної структури зазначеної частини становить щонайменше 995, при цьому частка виділень ТіВг, яка характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм", становить щонайменше 96 95.
Переважно композиція сталі є такою, що АїЇс1,3 9о.
Переважно конструкційну деталь одержують з використанням способу, відповідного винаходу.
Інші ознаки і переваги винаходу стануть очевидними у ході викладення наданого нижче опису винаходу, наведеного в порядку необмежувального прикладу і зверненні до прикладених фігур, в числі яких:
Фіг. 1 являє собою мікрофотографію, яка ілюструє механізм пошкодження окремих великих виділень ТіВ»,
Фіг. 2 являє собою мікрофотографію, яка ілюструє механізм пошкодження окремих дрібних виділень ТіВ»,
Фіг. З являє собою мікрофотографію, що ілюструє дрібні виділення ТіВ» після зіткнення цих виділень,
Фіг. 4 являє собою мікрофотографію, яка ілюструє великі виділення ТіВ» після зіткнення цих виділень,
Фіг. 5 являє собою графік, який ілюструє зменшення площі поверхні, одержане в результаті випробування на розтяг при високих температурах для сталі винаходу і порівняльної сталі,
Фіг. б являє собою мікрофотографію, яка ілюструє структуру листової сталі, відповідної винаходу, вздовж поздовжньої площини, розташованої на 1/4 товщини листової сталі,
Фіг. 7 і 8 являють собою мікрофотографію, що ілюструє структуру порівняльних листових сталей вздовж поздовжньої площини, розташованої на 1/4 товщини листових сталей,
Фіг. 9 являє собою мікрофотографію, яка ілюструє структуру листової сталі з Фіг. б вздовж поздовжньої площини, розташованої на половині товщини листової сталі,
Фіг. 10 ії 11 являють собою мікрофотографію, яка ілюструє структуру порівняльних листових сталей з Фіг. 7 і 8 вздовж поздовжньої площини, розташованої на половині товщини листових сталей,
Фіг. 12 ілюструє криві граничної зміни форми для листових сталей з Фіг. 6-11,
Фіг. 13 ії 14 являють собою мікрофотографії, які ілюструють пошкодження листової сталі з
Фіг. 7 і 10 після холодної прокатки, відповідно, ввдовж поздовжньої площини, розташованої на поверхні холоднокатаної листової сталі, і вздовж поздовжньої площини, розташованої на половині товщини холоднокатаної листової сталі,
Фіг. 15 являє собою графік, який ілюструє роботу руйнування за Шарпі Ксм для листової сталі з Фіг. б і 9 і листової сталі з Фіг. 8 і 11.
Стосовно хімічного складу сталі, то рівень вмісту вуглецю адаптують для досягнення бажаного рівня міцності. З цієї причини рівень вмісту вуглецю становить щонайменше 0,010 95.
Однак, на рівень вмісту С має бути накладено обмеження для уникнення виникнення первинних виділень ТіС і/або Ті(С, М) в рідкій сталі і виділень ТіС і/або Ті(С, М) під час евтектичного затвердіння і у фракції твердої фази, які в іншому випадку могли б виникати внаслідок наявності високого рівня вмісту Ті у сталі. Дійсно, утворення виділень ТісС і/або Ті(С,
М) в рідкій сталі погіршувало б ливарні властивості в результаті збільшення твердості в гарячому стані для затверділої скоринки під час розливання і призводило б до виникнення тріщин у відлитому продукті. На додаток до цього, наявність виділень ТіС зменшує рівень вмісту вільного елемента Ті в сталі і тому інгібує роль Ті як елемента, що утворює альфа-фазу. За цих причин рівень вмісту С має становити, щонайбільше, 0,080 95. Переважно рівень вмісту С становить, найбільше, 0,050 95.
При рівні вмісту, що становить щонайменше 0,06 95, марганець збільшує зміцнення і дає свій вклад у твердо-розчинне зміцнення і тому збільшує границю міцності на розтяг. Він об'єднується з будь-якою кількістю присутньої сірки, зменшуючи, таким чином, ризик розтріскування в гарячому стані. Однак, у разі рівня вмісту Мп, який перевищує З 95, структура сталі не буде в основному феритною при всіх температурах, так що твердість сталі в гарячому стані буде надмірно високою згідно з поданим нижче більш детальним роз'ясненням винаходу.
Кремній ефективно дає свій внесок у збільшення границі міцності на розтяг в результаті твердо-розчинного зміцнення. Однак, надмірне додавання 5і спричиняє утворення оксидів, які щільно пристають до основи, і які складно видаляти шляхом травлення, і уможливлює формування дефектів поверхні внаслідок, зокрема, відсутності змочуваності при операціях гальванізації шляхом занурення у розплав. Для забезпечення наявності хорошої придатності до нанесення покриття рівень вмісту 5і не повинен перевищувати 1,5 95.
При рівні вмісту, який становить щонайменше 0,005 95, алюміній являє собою дуже бо ефективний елемент для розкислення сталі. Однак, при рівні вмісту, що перевищує 1,5 95,
виникає надмірне утворення первинних виділень оксиду алюмінію, що погіршує ливарні властивості сталі.
Переважно рівень вмісту АЇ є меншим або рівним 1,3 956 так, щоб домогтися досягнення додатково покращених ливарних властивостей.
При рівні вмісту, який становить більше, ніж 0,030 95, сірка має тенденцію до утворення виділень у надмірно великих кількостях у формі сульфідів марганцю, що в значній мірі зменшує придатність сталі до деформування в гарячому і холодному станах. Тому рівень вмісту 5 становить, щонайбільше, 0,030 об.
Фосфор являє собою елемент, який зазнає ліквацію на міжзеренних границях. Рівень його вмісту не повинен перевищувати 0,040 95 так, щоб зберігати достатню пластичність в гарячому стані тим самим, забезпечуючи уникнення виникнення розтріскування, і запобігати розтріскуванню в гарячому стані під час операцій зварювання.
Необов'язково можуть бути додані нікель і/або молібден, при цьому ці елементи збільшують границю міцності сталі на розтяг. З причин собівартості на кожне додавання Мі і Мо накладають обмеження значенням в 1 95.
Необов'язково може бути доданий хром для збільшення границі міцності на розтяг, при цьому з причин собівартості на рівень вмісту Сг накладають обмеження, яке становить, щонайбільше, 3 95. Ст також промотує утворення виділень боридів. Однак, додавання Сг у кількості, що перевищує 0,080 95, може промотувати утворення виділень боридів (Бе, Сг) на шкоду виділенням ТіВ». Тому рівень вмісту Ст переважно становить, щонайбільше, 0,080 95.
Також необов'язково можуть бути додані ніобій і ванадій у кількості, що дорівнює або меншому 0,1 95, так, щоб одержати додаткове зміцнення у формі утворених дрібних виділень карбонітридів.
Титан і бор відіграють важливу роль у винаході. Дійсно, Ті і В утворюють виділення відповідно до форми виділень ТіВ», які значно збільшують модуль пружності сталі при натягу Е.
ТіІВ2 може утворювати виділення на ранньому ступені способу виготовлення, особливо відповідно до форми первинних виділень ТіВг, які утворюються в рідкій сталі, і/або у вигляді евтектичних виділень.
Однак, як це встановили автори, виділення Тів? можуть спричиняти збільшення твердості в
Зо гарячому стані для затверділої скоринки під час розливання і, тим самим, в результаті призводять до утворення тріщин у відлитому продукті, до виникнення дефектів поверхні і до зменшення придатності до прокатки сталі в гарячому стані, що накладає обмеження на доступний діапазон товщин для листової гарячекатаної сталі.
Як це на свій подив встановили автори, у разі коригування рівня вмісту Ті і В так, щоб рівень вмісту вільного елемента Ті (нижче в цьому документі Ті") був би більшим або рівним 0,95 95, значно зменшиться твердість сталі в гарячому стані. Дійсно, як це встановили автори, за цих умов сталь залишається в основному феритною, тобто містить, щонайбільше, 10 95 аустеніту, якою б не була температура (нижче ліквідусу), особливо під час затвердіння і гарячої прокатки, що призводить до зменшення твердості сталі в гарячому стані у порівнянні зі сталлю, яка зазнає алотропних перетворень на більш, ніж 10 95 при охолодженні. Таким чином, ливарні властивості і пластичність сталі в гарячому стані у великій мірі покращуються незважаючи на утворення ТіВ2 в сталі під час твердіння.
В цьому випадку термін "вільний елемент Ті" позначає рівень вмісту елемента Ті, не пов'язаного відповідно з формою виділень.
На додаток до цього, рівень вмісту Ті", який становить щонайменше 0,95 95, значно зменшує і навіть пригнічує утворення ЕРегВ, що погіршує пластичність.
Переважно рівень вмісту Ті" є більшим або рівним 0,920,58 " Мп, де Мп позначає рівень вмісту Мп в сталі. Дійсно, Мп являє собою елемент, що утворює гамма-фазу, і який може сприяти присутності аустеніту в структурі. Таким чином, Ті" переважно коригують залежно від рівня вмісту Мп так, щоб забезпечити збереження сталлю в основному феритною форми, якою б не була температура.
Однак, рівень вмісту Ті" має залишатися меншим, ніж З 95, оскільки від рівня вмісту Ті", який перевищує 395, будь-якого значного вигідного технічного ефекту одержано б не було незважаючи на збільшену собівартість додавання титану.
Для забезпечення достатнього утворення виділень ТіВ?2 і одночасно уможливлення досягнення рівнем вмісту Ті" 0,95 95 рівень вмісту Ті має становити щонайменше 3,2 9б5. У разі, якщо рівень вмісту Ті не перевищує 3,295, утворення виділень ТівВ?г буде недостатнім, що, виключає значне збільшення модуля пружності при натягу, який залишається таким, що не перевищує 220 ГПа.
Однак, у разі рівня вмісту Ті, який перевищує 7,5 95, в рідкої сталі може виникати утворення великих первинних виділень ТіВг, яке може спричиняти виникнення проблем, пов'язаних з ливарними властивостями, у напівфабрикаті а також зменшення пластичності сталі, що призводить до одержання незадовільної придатності до прокатки в гарячому і холодному станах.
Тому рівень вмісту Ті лежить в межах від 3,2 95 до 7,5 95.
Додатково до цього, для забезпечення наявності рівня вмісту Ті", який становить щонайменше 0,95 95, рівень вмісту бору має становити щонайбільше, (0,45х Ті)-0,43, при цьому
Ті позначає рівень вмісту Ті при вираженні в масових відсотках.
У випадку В»2(0,45х Гі)-0,43 рівень вмісту Ті" не досягатиме 0,95 95. Дійсно, рівень вмісту Ті" може бути оцінений у вигляді Ті"-Ті-2,215хВ, при цьому В позначає рівень вмісту В у сталі. Як наслідок у випадку В»(0,45хТ1і)-0,43 структура сталі не буде в основному феритною під час розливання і операцій гарячої прокатки так, що її пластичність в гарячому стані буде зменшена, що може призводити до утворення тріщин і/або дефектів поверхні під час операцій розливання і гарячої прокатки.
У разі досягнення цільового рівня вмісту Ті", більшого або рівного 0,92-0,58 " Мп, рівень вмісту бору має становити щонайбільше, (0,45хТ1)-(0,261"Мп) - 0,414, при цьому Ті і Мп позначають рівень вмісту Ті і Мп при вираженні в масових відсотках.
У випадку В» (0,45х11)-(0,261"Мп) - 0,414 рівень вмісту Ті" не досягатиме 0,92ж0,587Мп.
Однак, рівень вмісту бору має бути більшим або рівним (0,45хТ1)-1,35 для забезпечення достатнього утворення виділень ТіВге. На додаток до цього, рівень вмісту В, не перевищує (0,45х11)-1,35, буде відповідати рівню вмісту Ті", який перевищує З 95.
Решта являє собою залізо і залишкові елементи, які являють собою результат виробництва сталі.
Згідно з винаходом структура сталі є в основному феритною, якою б не була температура (нижче Тідціаиє). Під терміном "в основному феритною" необхідно розуміти те, що структура сталі складається з фериту, виділень (особливо, виділень ТіВг) і, щонайбільше, 10 95 аустеніту.
Таким чином, листова сталь, відповідна винаходу, має структуру, яка є в основному феритною при всіх температурах, особливо, при кімнатній температурі. Структура листової
Зо сталі при кімнатній температурі в загальному випадку є феритною, тобто, не містить аустеніт.
Розмір феритних зерен в загальному випадку не перевищує 6 мкм.
Об'ємна часткова концентрація виділень ТіВ? становить щонайменше 995 так, щоб одержати модуль пружності при натягу Е, який перевищує 230 ГПа.
Об'ємна часткова концентрація виділень Тів»г переважно становить щонайменше 12 95 так, щоб одержати модуль пружності при натягу Е, який перевищує 240 ГПа.
Виділення ТіВ2 в основному являють собою результат утворення дуже дрібних евтектичних виділень при затвердінні, при цьому середня площа поверхні виділень ТіВ? переважно не перевищує 8,5 мкм7, ще більш переважно не перевищує 4,5 мкм", ще більш переважно менша
З мкм".
Як це встановили автори, розмір виділень ТіВ2 в сталі впливає на властивості сталі, зокрема, на стійкість до пошкоджень продукту під час його виготовлення, особливо, її придатність до прокатки в гарячому і холодному станах, на стійкість до пошкоджень листової сталі, особливо, під час операції формування, її опір втоми, її опір руйнуванню і її в'язкість.
Однак, як це встановили автори, основним фактором для забезпечення високої стійкості до пошкоджень і тому високої придатності до деформації є розподіл за розмірами виділень ТіВ».
Дійсно, як це встановили автори, в сталі, яка містить виділення ТіВ», пошкодження, які виникають під час виготовлення, особливо, на стадіях гарячої і/або холодної прокатки і додаткових операцій формування, можуть являти собою результат ушкоджень, яких зазнають окремі виділення, і зіткнень між виділеннями.
Зокрема, ініціювання пошкодження для окремих виділень ТіВг походить від скупчення дислокацій на поверхні розділу між феритом і виділеннями ТіВ» і залежить від розміру виділень
ТіВ». Зокрема, напруження руйнування для виділень Тів?2 являє собою спадну функцію розміру виділень ТіВге. У разі збільшення розміру деяких з виділень ТіВ?2 так, щоб напруження руйнування для цих виділень ставало б меншим, ніж напруження порушення зчеплення на поверхні розділу, механізм пошкодження буде змінюватися в діапазоні від порушення зчеплення на поверхні розділу до руйнування виділень ТіВг, що призведе до значного зменшення пластичності, придатності до деформації і в'язкості.
Ця зміна механізму пошкодження ілюструється на фіг. 1 і 2.
Фіг. 1 ілюструє пошкодження великого виділення ТіВ» при дії напруження стиснення під час холодної прокатки: в даному випадку виділення ТіВвг руйнується вздовж напрямку, паралельного напруженню стиснення, при дії відносно маленького напруження.
На противагу цьому, Фіг. 2 ілюструє порушення зчеплення на поверхні розділу для менших виділень ТіВг під час холодної прокатки виходячи з виникнення порожнин на поверхні розділу між феритною матрицею і виділеннями ТіВ».
Отже, у разі вмісту листовою сталлю, незважаючи на наявність виділень ТіВ», які характеризуються зменшеним середнім розміром, великих виділень ТіВг» ці великі виділення
ТІВ» стимулюватимуть зміну механізму пошкодження сталі і погіршення механічних властивостей сталі.
Додатково до цього, як це встановили автори, ушкодження, одержані в результаті зіткнень між виділеннями ТіВг, є тим більш важливими, коли буде великим розмір цих виділень.
Зокрема, в той час, як зіткнення між великими виділеннями ТіВг2 в результаті призводить до руйнування цих виділень, зіткнення маленьких виділень ТіВ?2 не призводить до виникнення такого руйнування.
Фіг. З і 4 ілюструють виділення різних розмірів за результатами зіткнення.
Особливо, на Фіг. З і 4 ілюструються, відповідно, дрібні виділення і великі виділення ТіВ2 після зіткнення. Як це демонструють ці фігури, зіткнення великих виділень призвело до руйнування одного з виділень, які стикаються, у той час як зіткнення дрібних виділень не призводило до виникнення будь-якого пошкодження.
Як це встановили автори, з метою забезпечення наявності високої пластичності, придатності до деформації і в'язкості розподіл за розмірами для виділень ТіВвг має бути таким, щоб частка виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм, становила б щонайменше 96 95.
Крім цього, частка виділень ТіВ»г, які характеризується площею поверхні, яка не перевищує З мкм, переважно має становити щонайменше 8095, а частка виділень ТіВо, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує 25 мкм, переважно має становити 100 95.
Частки виділень ТіВг, які характеризується, площею поверхні, яка не перевищує З мкм,
Зо 8 мкм? або 25 мкм", визначають як кількості виділень ТіВг, які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує З мкм, 8 мкм? або 25 мкм", поділені на кількість виділень ТівВ»5 і помножені на коефіцієнт 100.
Частку виділень ТіВг, які характеризується площею поверхні, яка не перевищує З мкм, 8 мкм2г або 25 мкм, переважно визначають відносно зразка, одержаного з використанням стандартної металографічної методики для підготовки поверхні і підданого декапіруванню з використанням реагенту ніталю, шляхом проведення аналізу зображень з використанням сканувального електронного мікроскопа (СЕМ).
Особливо, всередині листа розподіл за розмірами для виділень ТіВ» має бути таким, щоб частка виділень ТівВг, яка характеризується площею поверхні, яка становить менш, ніж 8 мкм, становила б щонайменше 096595, а переважно таким, щоб частка виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, яка становить менш, ніж З мкм-, становила б щонайменше 80 965, ще більш переважно таким, щоб частка виділень ТіВвВг, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує 25 мкм, становила б 100 95.
При розгляді листа, який характеризується в загальному випадку прямокутним профілем, і має довжину ІЇ в поздовжньому напрямку, ширину 1 у поперечному напрямку і товщину М в напрямку товщини, середину листа визначають як частину листа, яка простягається на довжину
И ї на ширину м/1, у напрямку товщини листа від першого краю, розташованого на 45 95 сукупної товщини МИ листа до другого краю, розташованого на 55 95 сукупної товщини Й листа.
Дійсно, як це встановили автори, в цьому стані пошкодження виникають в результаті порушення зчеплення на поверхні розділу, тому кінетика пошкодження уповільнюється.
Додатково до цього, в цьому стані в значній мірі зменшуються пошкодження, які можуть являти собою результат зіткнень між виділеннями ТіВ».
Як наслідок в значній мірі покращуються придатність до деформації і пластичність листової сталі під час її виготовлення і при її використанні.
Зокрема, збільшується ступінь обтискання, яка досягається в результаті холодної прокатки, і збільшується придатність до деформації так, що можуть бути сформовані деталі із складними профілями.
Наявність частки виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм2, і яка становить щонайменше 9695, являє собою критичний момент. Дійсно, як це бо встановили автори, нижче цього значення великі виділення ТіВ»2 придатністю до деформації зміну механізму пошкодження у відповідності з наданим вище роз'ясненням винаходу, що кардинально зменшує стійкість сталі до пошкоджень.
Додатково до цього, листова сталь, відповідна винаходу, характеризується відсутністю або лише наявністю маленької часткової концентрації виділень ТіС, при цьому об'ємна часткова концентрація виділень ТіС в структурі залишається такою, яка не перевищує 0,595, в загальному випадку не перевищує 0,36 95.
Дійсно, у відповідності з наданим вище роз'ясненням винаходу виділення ТіС у разі присутності такої, у рідкій сталі утворювалися б й погіршувалися б ливарні властивості сталі таким чином, що часткова концентрація виділень ТіС в структурі, перевищувала 0,5 95, що в результаті приводило б до виникнення у листової сталі тріщин і/або дефектів поверхні.
Присутність виділень ТіС додатково зменшує пластичність сталі.
На додаток до цього, внаслідок наявності високого рівня вмісту Ті" листова сталь не містить будь-яких виділень Рег2В, при цьому об'ємна часткова концентрація виділень Рег2В в структурі становить 0 95. Відсутність виділень Ре2В збільшує пластичність листової сталі.
Листова сталь, чи то гарячекатана чи то холоднокатана, характеризується дуже високою в'язкістю, навіть при низькій температурі. Особливо, температура переходу від режиму пластичності до змішаного режиму становить менш, ніж -202С, а робота руйнування за Шарпі
Ксу для листової сталі в загальному випадку є більшою або рівною 25 Дж/см? при -402С і більшою або рівною 20 Дж/см? при -602С.
Листова сталь характеризується модулем пружності при натяжінні Е, який становить щонайменше 230 ГПа, в загальному випадку щонайменше 240 ГПа, границею міцності на розтяг
Т5, яка становлять щонайменше 640 МПа, і границею плинності, яка становлять щонайменше 250 МПа, для будь-якої прокатки у валках дресирувальної кліті. Таким чином, лист, не підданий прасувальній прокатці і відповідний винаходу, в загальному випадку характеризується границею плинності, яка становлять щонайменше 250 МПа.
Досягнення високої границі міцності на розтяг, становить щонайменше 640 МПа, зокрема домагаються внаслідок наявності маленького розміру і розподілу за розмірами для виділень
ТіВг2 в сталі винаходу, що зумовлюється ефектом Холла-Петча і збільшеним механічним зміцненням.
Зо Модуль пружності при натягу являє собою зростаючу функцію для часткової концентрації виділень ТіВ».
Особливо, досягнення модуля пружності при натягу Е, який становить щонайменше 230
ГПа, домагаються використанням часткової концентрації виділень ТіВг, яка становить 9 95 і більше. У переважному варіанті здійснення, в якому об'ємна часткова концентрація виділень
ТіВ» становить щонайменше 12 95, домагаються досягнення модуля пружності при натягу Е, який становить щонайменше 240 ГПа.
До того ж, присутність виділень ТіВг2 призводить до зменшення густини сталі.
Як наслідок листова сталь винаходу характеризується дуже високим питомим модулем пружності при натягу.
Спосіб виготовлення листової сталі, відповідної винаходу, здійснюють наступним чином.
Пропонується сталь, яка демонструє композицію, відповідну винаходу, і після цього сталь розливають у вигляді напівфабрикату.
Розливання проводять при температурі, меншій або рівній Т|іідціамв--402С, при цьому Тідціаив позначає температуру ліквідуса сталі.
Дійсно, температура розливання, яка перевищує Тіздціаие-409С, могла б привести до утворення великих виділень ТіВ».
Температура ліквідуса Тідціаиє ДЛЯ сталі винаходу в загальному випадку лежить в межах від 1290 до 13102ФСб. Тому температура розливання в загальному випадку має складати, щонайбільше, 135020.
Розливання проводять так, щоб одержати після розливання тонкий продукт товщиною, щонайбільше, 110 мм, особливо, тонкий сляб або тонкий штрипс.
Для цього розливання переважно проводять з використанням ливарно-прокатного модуля для одержання тонкого сляба, який має товщину, меншу або рівну 110 мм, переважно, щонайбільше, 70 мм, або в результаті прямого виливання штрипса між валками, які обертаються у протилежних напрямках, для одержання тонкого штрипса, який має товщину, меншу або рівну 6 мм.
У будь-якому випадку товщина напівфабрикату має становити, щонайбільше, 110 мм, а переважно, щонайбільше, 70 мм.
Наприклад, напівфабрикат відливають у вигляді тонкого сляба, який має товщину, в межах 60 від 15 до 110 мм, переважно від 15 до 70 мм, наприклад, від 20 до 70 мм.
Виливання напівфабрикату відповідно у вигляді напівфабрикату, наприклад, тонкого сляба або штрипса, покращує придатність до обробки сталі в результаті накладення обмежень на пошкодження сталі під час операцій прокатки і формування.
Дійсно, виливання напівфабрикату відповідно у вигляді тонкого напівфабрикату, наприклад, тонкого сляба або штрипса, уможливлює використання під час наступних стадій прокатки зменшеного ступеню обтиснення для досягнення бажаної товщини.
Зменшення ступеня обтиснення накладає обмеження на пошкодження сталі, яке може являти собою результат зіткнень виділень ТіВ» під час операцій гарячої і холодної прокатки.
Найбільше, розливання у вигляді тонкого напівфабрикату уможливлює досягнення одержання дуже дрібних виділень ТіВ2 так, що у відповідності з наданим вище роз'ясненням винаходу зменшуються пошкодження, яке може являти собою результат зіткнень виділень ТіВ», і пошкодження окремих виділень ТіВ».
Особливо, розливання відповідно у вигляді тонкого напівфабрикату уможливлює тонке контролювання швидкості затвердіння при охолодженні на всій товщині листа, що забезпечує одержання досить високої швидкості затвердіння в сукупному продукті і мінімізує відмінність у швидкості затвердіння між поверхнею продукту і серцевиною продукту.
Дійсно, досягнення достатньої і гомогенної швидкості затвердіння необхідно для одержання дуже дрібних виділень ТівВг не лише на поверхні продукту, але також і всередині напівфабрикату. При розгляді напівфабрикату, який характеризується в загальному випадку прямокутним профілем, який має довжину І2 в поздовжньому напрямку, ширину м2 в поперечному напрямку і товщину 2 в напрямку товщини, середину (або область середини) напівфабрикату визначають як частини напівфабрикату, яка простягається на довжину 12 і на ширину м/2, у напрямку товщини напівфабрикату від першого краю, розташованого на 45 95 сукупної товщини Ї2 напівфабрикату, до другого краю, розташованого на 55 95 сукупної товщини напівфабрикату.
Як це, крім того, встановили автори, для одержання дуже дрібних виділень ТіВг, в таких частка виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм, становила б щонайменше 96 95, умови охолодження під час затвердіння мають бути такими, щоб сталь ставала твердою б при швидкості затвердіння, рівної або більшої 0,03 см/с, аж до
Зо 5 см/с, у кожному місці напівфабрикату.
Внаслідок зменшення швидкості затвердіння від поверхні до середини продукту швидкість затвердіння, становить щонайменше 0,03 см/с, в кожному місці розуміється те, що швидкість затвердіння всередині продукту становить щонайменше 0,03 см/с, аж до 5 см/с.
Додатково до цього, в разі виливки напівфабрикату відповідно у вигляді тонкого штрипса, особливо, в результаті прямого виливання штрипса між валками, які обертаються у протилежних напрямках, для одержання тонкого штрипса, який має товщину, меншу або рівну б мм, швидкість затвердіння буде знаходитися в межах від 0,2 до 5 см/с в кожному місці напівфабрикату.
Дійсно, як це встановили автори, швидкість затвердіння, становить щонайменше 0,03 см/с, в кожному місці, особливо, всередині продукту, уможливлює одержання дуже дрібних виділень
ТіВ2 не тільки на поверхні продукту, але також на всій сукупній товщині продукту так, щоб середня площа поверхні перевищувала 8,5 мкм", і частка виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм-, становила б щонайменше 96 95. На додаток до цього, частка виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує З мкм, становить щонайменше 80 95, і частка виділень ТіВ», яка характеризується площею поверхні, не перевищує 25 мкм, становить 100 95.
Зокрема, швидкість затвердіння, становить щонайменше 0,03 см/с, в області середини продукту уможливлює одержання дуже дрібних виділень ТіВ?2 в області середини напівфабрикату так, щоб середня площа поверхні не перевищувала 8,5 мкм, і частка виділень
ТІВ», яка характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм-, становила б щонайменше 96 95. На додаток до цього, частка виділень ТіВ2, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує З мкм?, становить щонайменше 80 95, і частка виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, не перевищує 25 мкм", становить 100 95.
На противагу цьому, у разі, якщо швидкість твердіння для щонайменше деяких частин продукту становить менш ніж 0,03 см/с, під час затвердіння будуть утворюватися виділення ТіС і/або великі виділення ТіВ».
Досягнення контролю швидкостей охолодження і затвердіння на рівні вищезгаданих значень домагаються внаслідок розливання сталі у вигляді тонкого напівфабрикату товщиною не більше 110 мм, і за рахунок композиції сталі.
Зокрема, розливання у вигляді тонкого напівфабрикату призводить до одержання високої швидкості охолодження на всій товщині продукту і покращеною гомогенністю швидкості затвердіння від поверхні до середини продукту.
На додаток до цього, внаслідок наявності високого рівня вмісту Ті" сталі, сталь твердіє в основному в якості фериту. Особливо, затверділа сталь має в основному феритну структуру від початку затвердіння і під час сукупного процесу затвердіння, при цьому часткова концентрація аустеніту в сталі залишається, щонайбільше, 10 95. Таким чином, під час охолодження не виникає фазового перетворення або фазове перетворення відбувається в дуже обмеженій мірі.
В результаті сталь може бути охолоджена шляхом повторного змочування, а не в результаті плівкового кипіння, що уможливлює досягнення дуже високих швидкостей затвердіння.
Плівкове кипіння являє собою режим охолодження, при якому між поверхнею сталі і рідким холодоагентом прокладається тонкий шар пари холодоагенту, який характеризується низькою теплопровідністю. При плівковому кипінні коефіцієнт теплопередачі є малим. На противагу цьому, охолодження шляхом повторного змочування буде мати місце у випадку руйнування парового шару і входження холодоагенту в контакт зі сталлю. Цей режим охолодження матиме місце в разі температури поверхні сталі, меншої, ніж температура Лейденфроста. Коефіцієнт теплопередачі, який досягається шляхом повторного змочування, є більшим, ніж коефіцієнт теплопередачі, який досягається шляхом плівкового кипіння, тому швидкість затвердіння збільшується. Однак, у разі проходження фазових перетворень під час охолодження в результаті повторного змочування зв'язок між повторним змочуванням і фазовим перетворенням буде індукувати виникнення великих деформацій сталі, що спричиняє виникнення тріщин і дефектів поверхні.
Тому сталі, які проходять через значні алотропні перетворення під час затвердіння, не можуть бути охолоджені шляхом повторного змочування.
На противагу цьому, в сталях винаходу, які містять, щонайбільше, 10 95 аустеніту при будь- якій температурі, при затвердінні фазове перетворення відбувається в незначній мірі, або фазового перетворення не виникає взагалі і тому сталь може бути охолоджена шляхом повторного змочування.
В такий спосіб, можуть бути досягнуті дуже високі швидкості затвердіння.
Зо Наприкінці затвердіння структура сталі є в основному феритною і містить дуже дрібні евтектичні виділення ТіВ».
На додаток до цього, внаслідок наявності в основному феритної структури сталі, як тільки починається затвердіння, під час затвердіння не виникає фазового перетворення б-фериту на аустеніт або це перетворення відбувається незначною мірою (тобто, найбільше, 10 95 б-фериту перетворюється на аустеніт під час затвердіння), що дозволяє уникнути виникнення локальних стиснень, які являли б собою результат такого перетворення, що могло б призвести до виникнення тріщин у напівфабрикаті.
Зокрема, за відсутності значного перетворення б-фериту на аустеніт під час затвердіння не виникає перитектично-індукованого утворення виділень. Таке перитектично-індуковане утворення виділень, яке виникає в дендритах, могло б призвести до зменшення пластичності в гарячому стані і індукування тріщин, особливо під час подальшої гарячої прокатки.
Тому затверділий напівфабрикат характеризується дуже хорошою якістю поверхні і демонструє відсутність або лише наявність дуже малої кількості тріщин.
Крім цього, затвердіння сталі, в основному феритної, у зіставленні зі структурою, яка містить більш, ніж 10 95 аустеніту при затвердінні, що в значній мірі зменшує твердість затверділої сталі, зокрема, твердість затверділої скоринки.
Особливо, твердість сталі приблизно на 40 95 менша, ніж у порівнянній сталі, яка мала б структуру, яка містить більш, ніж 10 95 аустеніту під час твердіння.
Маленька твердість у гарячому стані затверділої сталі призводить до зменшення ролі реологічних проблем, які включають затверділу скоринку, особливо, забезпечує уникнення виникнення дефектів поверхні, вм'ятин і проривів рідкого металу відлитого продукту.
На додаток до цього, маленька твердість затверділої сталі в гарячому стані також гарантує наявність великої пластичності сталі в гарячому стані у зіставленні з алотропними марками.
Внаслідок великої пластичність продукту в гарячому стані уникають формування тріщин, які в іншому випадку виникали б під час операцій згинання і правки для технологічного процесу розливання і/або під час наступної гарячої прокатки.
Після затвердіння напівфабрикат охолоджують до температури закінчення охолодження, яка переважно не перевищує 7009С. Наприкінці охолодження структура напівфабрикату залишається в основному феритною.
Після цього напівфабрикат піддають нагріванню від температури закінчення охолодження до приблизно 12002С, видаленню окалини і після цього гарячій прокатці.
Під час видалення окалини температура поверхні сталі переважно становить щонайменше 10502С. Дійсно, нижче 10502С на поверхні напівфабрикату будуть тверднути рідкі оксиди, що може призводити до виникнення дефектів поверхні.
Переважно напівфабрикат безпосередньо піддають гарячій прокатці, тобто, не охолоджують до температури, яка не перевищує 7009С, до гарячої прокатки, так, щоб температура напівфабрикату залишалася б у будь-який час більшою або рівною 7002С між розливанням і гарячої прокаткою. Безпосередня гаряча прокатка напівфабрикату уможливлює зменшення часу, необхідного для гомогенізації температури напівфабрикату до гарячої прокатки і тому накладає обмеження на утворення рідких оксидів на поверхні напівфабрикату.
На додаток до цього, напівфабрикат безпосередньо після розливання в загальному випадку є крихким при низьких температурах так, що безпосередня гаряча прокатка напівфабрикату уможливлює уникнення виникнення тріщин, що в іншому випадку може мати місце при низьких температурах внаслідок крихкості напівфабрикату безпосередньо після розливання.
Гарячу прокатку, наприклад, проводять в температурному діапазоні, який знаходиться в межах від 11002 до 9002С, переважно від 10502 до 90026.
У відповідності з наданим вище роз'ясненням винаходу пластичність напівфабрикату в гарячому стані є дуже великою внаслідок наявності в основному феритної структури сталі.
Дійсно, в сталі під час гарячої прокатки не виникає фазового перетворення (або таке фазове перетворення відбувається в незначній мірі), що зменшує пластичність.
Як наслідок придатність до прокатки напівфабрикату в гарячому стані є задовільною, навіть при температурі завершення гарячої прокатки 9002С, що запобігає виникненню тріщин у листової сталі під час гарячої прокатки.
Наприклад, одержані гарячекатані листові сталі, мають товщину, яка лежить в межах від 1,5 мм до 4 мм, наприклад, лежить в межах від 1,5 до 2 мм.
Після гарячої прокатки листову сталь переважно скочують в рулон. Після цього гарячекатану листову сталь переважно піддають травленню, наприклад, у ванні з НОСІ, для гарантованого одержання хорошої якості поверхні.
Зо Необов'язково у разі бажання одержання меншої товщини гарячекатану листову сталь піддають холодній прокатці так, щоб одержати холоднокатану листову сталь, яка має товщину меншу 2 мм, наприклад, яка лежить в межах від 0,9 до 1,2 мм.
Досягнення таких товщин домагаються без створення будь-якого значного внутрішнього пошкодження. Така відсутність значного пошкодження особливо зумовлюється розливанням відповідно у вигляді тонкого напівфабрикату і композицією сталі.
Дійсно, внаслідок виробництва холоднокатаного листа з тонкого продукту зменшуються ступень обтиснення на гарячому і холодному станах, які необхідні для досягнення заданої товщини. Тому зменшується виникнення зіткнень між виділеннями ТіВ», які могли б призвести до пошкодження.
Крім того, внаслідок наявності розподілу за розмірами для виділень ТіВг2, що досягається завдяки маленькій товщині напівфабрикату і композиції, можуть бути досягнуті ступені обтиснення при холодній прокатці, які доходять аж до 40 95 і навіть аж до 50 95, без утворення будь-якого значного внутрішнього пошкодження.
Дійсно, оскільки сталь не містить великих виділень ТіВ?, пошкодження виникають в результаті порушення зчеплення на поверхні розділу так, що кінетика пошкодження уповільнюється. До того ж, зіткнення виділень ТіВ?2 внаслідок їх маленьких розмірів не призводить до виникнення будь-якого значного пошкодження.
Як наслідок, значно зменшується виникнення пошкоджень під час холодної прокатки.
Після холодної прокатки холоднокатана листова сталь може бути піддана відпалу. Відпал, наприклад, проводять шляхом нагрівання холоднокатаної листової сталі при середній швидкості нагрівання, переважно укладеної в межах від 2 до 42С/с, до температури відпалу, укладеної в межах від 8002С до 9002С і витримування холоднокатаної листової сталі при даній температурі відпалу протягом часу відпалу, в загальному випадку укладеного в межах від 45 до 90 с.
Листова сталь, одержана в такий спосіб, може бути піддана гарячій прокатці або холодній прокатці, ії мати в основному феритну структуру, тобто, складається з фериту, щонайбільше, 10 95 аустеніту і виділень. У загальному випадку листова сталь, одержана в такий спосіб, має феритну структуру при кімнатній температурі, тобто структуру, яка складається з фериту і виділень за відсутності аустеніту.
Листова сталь, одержана в такий спосіб, містить виділення ТіВ», які є евтектичними виділеннями ТівВг, при цьому об'ємна часткова концентрація виділень ТіВ?» становить щонайменше 9 95.
Частка виділень ТіВ»5 в листовій сталі, яка характеризується площею поверхні, яка становить менш, ніж 8 мкм, становить щонайменше 96 95. На додаток до цього, частка виділень ТіВг, яка характеризується площею поверхні, яка не перевищує 3 мкм", переважно становить щонайменше 80 95, і частка виділень ТіВг у листовій сталі, яка характеризується площею поверхні, яка становить менше ніж 25 мкм-, переважно становить 100 95.
Це зокрема має місце в області середини листа.
Листова сталь, одержана в такий спосіб, містить дуже малу кількість виділень ТіС внаслідок наявності низького рівня вмісту С в сталі, внаслідок використання цього способу виготовлення і внаслідок відсутності перитектично-індукованого утворення виділень під час твердіння. Об'ємна часткова концентрація виділень ТіС в структурі становить, зокрема, менш, ніж 0,595, в загальному випадку менш, ніж 0,36 95.
Листова сталь, одержана в такий спосіб, не містить виділень ЕРегВ.
Використанням цього способу виготовлення уникають утворення дефектів поверхні і тріщин у відлитому продукті і листовій сталі.
Зокрема, зменшення твердості, яке досягається внаслідок високого рівня вмісту Ті", уможливлює запобігання виникнення дефектів поверхні, вм'ятини і проривів рідкого металу у відлитому продукті.
На додаток до цього, листова сталь, одержана в такий спосіб, характеризується дуже високими придатністю до деформування, в'язкістю і опором втоми так, що з таких листів можуть бути зроблені деталі складної геометрії.
Зокрема, мінімізуються пошкодження листової сталі, які можуть являти собою результат проведення гарячої і/або холодної прокатки, тому, що сталь характеризується покращеною пластичністю під час наступних операцій формування і покращеною в'язкістю.
Крім того, високий модуль пружності при натягжінні сталі, відповідної винаходу, зменшує пружність після операцій формування і, тим самим, покращує точність розмірів готових деталей.
При виробництві деталі сталевий лист розрізують для виробництва заготовки і заготовку
Зо деформують, наприклад, шляхом витягування або гнуття, в температурному діапазоні, який лежить в межах від 20 до 90020.
У вигідному випадку конструкційні елементи виготовляють шляхом зварювання листової сталі або заготовки, відповідних винаходу, з іншою листовою сталлю або заготовкою, які характеризуються ідентичною або відмінною композицією і мають ідентичну або відмінну товщину, таку, щоб одержати зварену збірну конструкцію, яка має механічні властивості, які варіюються, і яка може бути додатково деформована для виробництва деталі.
Наприклад, листова сталь, відповідна винаходу, може бути зварена з листовою сталлю, виготовленою зі сталі, яка демонструє композицію, яка містить при вираженні у масових відсотках: 0015 0,25, 0,055:Мпсг, і-0,4,
АСОМ,
Тік 1,
МО,
М01,
Сі-З,
Мо-1,
Міст,
В-0,003, при цьому решта являють собою залізо і неминучі домішки, які є результатом плавки.
Приклади
В якості прикладів і в порядку зіставлення виготовляли листи, утворені з композицій сталей, відповідних Таблиці 1, при цьому елементи виражені у масових відсотках.
Таблиця 1 с | Мп | 5 | А | 5 | Р | ті | в | Сг | тпи-т-2о1в в 004 |009),|014|0146|0,0015| 0,009 6,34 | 234 | 0,075| б (сі 0036 | 007 | 015 |0,065| 0001 | 001 | 53 | |005
В Таблиці 1 підкреслене значення не відповідає винаходу.
Ці сталі розливали у формі напівфабрикатів: - сталь А безперервно розливали у формі сляба товщиною 65 мм, (зразок 11), - сталь В розливали у формі злитка масою 300 кг і перерізом 130 мм х 130 мм, (зразок КІ), - сталь С розливали у вигляді тонкого сляба товщиною 45 мм, (зразок НК2).
Швидкості затвердіння під час затвердіння відлитих продуктів оцінювалися на поверхні і всередині продуктів і наводяться у наведеній нижче Таблиці 2.
Таблиця 2
ПП А111111171171117171711о31111111117111111110061щ вв ГГ нини и Пи з ПК ЗОН ПОЛО
У таблиці 2 підкреслені значення. які не відповідають винаходу.
Зразок І1 розливали у вигляді тонкого сляба товщиною меншою 110 мм.
На додаток до цього, композиція (А) зразка І1 відповідає винаходу і тому характеризується рівнем вмісту вільного елементу Ті, який становить щонайменше 0,95 95, так, щоб під час затвердіння не відбувалося фазового перетворення або фазове перетворення відбувалося в незначній мірі, що уможливлює охолодження шляхом повторного змочування.
Внаслідок наявності маленької товщини відлитого продукту і охолодження шляхом повторного змочування швидкість твердіння для зразка І! могла б становити більше 0,03 см/с, навіть всередині напівфабрикату.
На противагу цьому, зразок К1 демонструє композицію (В), відповідну винаходу, але його не розливали у вигляді тонкого напівфабрикату, при цьому його товщина була більше 110 мм.
Як наслідок швидкість затвердіння не могла досягати цільових значень ані всередині, ані на поверхні напівфабрикату.
Зразок К2 демонструє композицію (С), не відповідну винаходу, при цьому рівень вмісту В у ньому перевищує (0,45х11)-0,43. Таким чином, зразок К2 характеризується рівнем вмісту вільного елемента Ті, який становить менш, ніж 0,95 Фо (0,75 Фо).
Таким чином, навіть у разі розливання сталі у вигляді тонкого штрипса під час затвердіння відбувалося важливе фазове перетворення так, що охолодження не могло бути проведено
Зо шляхом повторного змочування. В результаті швидкість затвердіння не досягала 0,03 см/с всередині продукту.
Автори досліджували придатність до деформації в гарячому стані для зразків І1 і К2.
Зокрема, придатність до деформації в гарячому стані для зразків безпосередньо після розливання І1 і К2 оцінювали в результаті проведення випробувань на плоске деформоване стиснення в гарячому стані з різними швидкостями деформації при температурах в діапазоні від 9502С до 120026.
З цією метою із зразків безпосередньо після розливання Ії і К2 відбирали зразки
Растєгаєва. Зразки нагрівали до температури 9502С, 10002, 11002С або 12002С, а після цього стискали з використанням двох пуансонів, розташованих на протилежних сторонах зразка, при різних швидкостях деформування у вигляді 0,1 с, 01 с, 10 с або 50 с". Визначали напруження і для кожного випробування оцінювали максимальне напруження.
У наданій нижче Таблиці З наводяться для кожної температури і для кожного із зразків І! і
К2 часткова концентрація аустеніту в структурі при даній температурі і максимальне напруження, визначене при кожній температурі для кожної швидкості деформування.
Таблиця З дн 777117710777777.. | 199 | 270 | 169 | 253 | 125 | 212 | 90 | 153
Як демонструють ці результати, максимальне напруження, що досягається для зразка 1, є набагато меншим, ніж для зразка К2, якою б не була температура, укладена в межах від 95020 до 12002С, і якою б не була швидкість деформування, при цьому максимальне напруження для сталі І1 є на 67 95 меншим, ніж максимальне напруження, що досягається для сталі К2.
Таке зменшення максимального напруження являє собою, зокрема, результат відмінності між структурою зразка Ії, яка є в основному феритною при всіх температурах, і структурою зразка К2, яка зазнає фазового перетворення і стає аустенітною при високих температурах. Як передбачається це зменшення, при високих температурах твердість сталі винаходу зменшується у великій мірі у зіставленні з тим, що має місце для сталі, яка характеризується рівнем вмісту Ті", який не перевищує 0,9595, що, тим самим, покращує придатність до деформації в гарячому стані.
Придатність до деформації в гарячому стані зразків безпосередньо після розливання 11 і К2 додатково оцінювали в результаті проведення високотемпературного випробування на розтяг з використанням термомеханічного симулятора Сіеебіев.
Зокрема, зменшення площі поверхні визначали при температурах в діапазоні від 600 до 110026.
Як це демонструють результати цих випробувань, проілюстровані на Фіг. 5, пластичність в гарячому стані для зразка Ії залишається високою навіть при зменшуваних температурах, особливо, при температурах, укладених в межах від 800 до 9002С, в той час як пластичність для зразка К2 кардинально зменшується при збільшенні температури.
Як наслідок зразок І1 може бути підданий обробці при менших температурах, ніж зразок К2.
Навпаки, під час способу виготовлення виникнення тріщин або проривів рідкого металу з виливка для зразка І1 буде значно зменшено у порівнянні з тим, що має місце для зразка К2.
Автори додатково охарактеризували виділення ТівВг в продуктах безпосередньо після розливання відносно зразків, відібраних з 1/4 товщини зразків І1 К1 і К2, і зразка, відібраного з половини товщини зразка І1, в результаті проведення аналізу зображень з використанням сканувального електронного мікроскопа (СЕМ). Зразки для мікроскопічного дослідження
Зо одержували з використанням стандартної металографічної методики підготовки поверхні і піддавали декапіруванню з використанням реагенту ніталю.
Розподіли за розмірами наводяться в представленій нижче Таблиці 4.
Як це продемонстровано в Таблиці 4, зразок К1 демонструє наявність високого відсоткового рівню вмісту великих виділень, які характеризуються площею поверхні, яка перевищує 8 мкм.
Зразок характеризується більш високою частковою концентрацією маленьких виділень ТіВ», ніж зразок К1. Однак, рівень процентного вмісту виділень ТіВг2, які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм, для зразка К2 не досягає 96 95.
На противагу цьому, зразок ІЇ демонструє наявність дуже високої часткової концентрації виділень ТіВг, які характеризуються площею, яка становить, щонайбільше, 8 мкм, зокрема, перевищує 96595. На додаток до цього, часткова концентрація виділень ТіВг, які характеризуються площею, яка становить, щонайбільше, З мкм-, перевищує 8095, і всі виділення ТіВг характеризуються площею, меншою або рівною 25 мкм".
Таблиця 4
Рівень процентного вмісту | Рівень процентного вмісту | Рівень процентного вмісту
Позначення виділень ТіВе»ь, які виділень ТіВе», які виділень ТіВа», які зразка характеризуються площею, |характеризуються площею, характеризуються площею, яка становить, яка становить, яка становить, щонайбільше, З мкм? щонайбільше, 8 мкм? щонайбільше, 25 мкм? пи: т ПО ТУ: ПОЯВА КОХ Те ва | 77777812 1111111111111111111111111111111111198517С21С
У таблиці 4 підкреслені значення. які не відповідають винаходу.
До того ж, після затвердіння зразок І1 піддавали нагріванню до температури 12002С, після цього гарячій прокатці при кінцевій температурі прокатки 9202С для виробництва гарячекатаного листа, який має товщину 2,4 мм.
Гарячекатану листову сталь Ії піддавали додатковій холодній прокатці при ступені обтиснення 40 95 для одержання холоднокатаного листа, який має товщину 1,4 мм.
Після холодної прокатки листову сталь І1 нагрівали при середній швидкості нагрівання 32С/с до температури відпалу 8002С і витримували при цій температурі протягом 60 с.
Після затвердіння зразки КІ і К2 піддавали охолодженню до кімнатної температури, і після цього повторному нагріванню до температури 11502 і гарячій прокатці при кінцевій температурі прокатки 9202С для виробництва гарячекатаного листа, який має товщину, відповідно, 2,2 мм і 2,8 мм.
Мікроструктури гарячекатаних листів, вироблених із зразків 1 К1 і К2, досліджували в результаті відбору зразків у містах, розташованих на 1/4 товщини листів і на половині товщини листів, так, щоб спостерігати структуру вздовж поздовжньої площини, відповідно, на половині відстані між серединою і поверхнею листів і всередині листів.
Мікроструктури спостерігали з використанням сканувального електронного мікроскопа (СЕМ) після декапірування з використанням реагенту Клема.
Мікроструктура сталей 11, КІ і К2 на 1/4 товщини продемонстровані, відповідно, на Фіг. б, 7 і 8.
Мікроструктура листових сталей І1, КІ! і К2 на половині товщини продемонстровані, відповідно, на Фіг. 9, 10 і 11.
Як це демонструють дані фігури, структура сталі І1 є дуже дрібною, як на 1/4 товщини, такі всередині продукту.
На противагу цьому, структура сталі КІ, яку охолоджували при знижених швидкостях затвердіння, включають великі зерна.
Структура сталі К2 незважаючи на включення дрібних зерен на 1/4 товщини також включає і
Зо великі зерна, особливо, всередині напівфабрикату.
В цілому структура сталі І1 є дуже гомогенною, в той час як кожна із структур сталей КІ і К2 включає зерна, які мають дуже різні розміри.
Автори, крім того, досліджували придатність до деформації в холодному стані для сталей 11
Кіа.
Придатність до деформації в холодному стані для сталей оцінювали відносно листових сталей, вироблених зі сталей безпосередньо після розливання Ії, КІ і К2, з використанням випробувань на деформування в одній площині.
Зокрема, зразки відбирали з листів, виготовлених зі сталей І1, К1 ії К2, і визначали криві граничної зміни форми для листових сталей І1, КІ і К2. Дані криві граничної зміни форми ілюструються на Фіг. 12, і результати вимірювань наводяться в представленій нижче Таблиці 5.
Як це продемонстровано на фіг. 12 і в Таблиці 5, сталь І1 характеризується покращеною придатністю до формування у зіставленні зі сталями КІ і К2.
Як це можна собі уявити без зв'язування себе теорією, присутність великих виділень ТіВ» в сталях КІ і К2, навіть у невеликій кількості, промотує локалізацію деформації під час операцій формування, у цьому разі під час згинання, що призводить до одержання гіршої придатності до деформації, ніж у випадку сталі І1. Як це, крім того, вважається, локалізація може являти собою результат раннього пошкодження від зіткнення великих виділень ТіВ».
На противагу цьому, сталь І1 не містить великих виділень, що мінімізує зіткнення виділень
ТІВ» і тому покращує придатність до деформації.
Таблиця 5
Ї
ВІ й
Для підтвердження впливу розміру виділень ТіІВ2г на придатність до деформації автори піддавали гарячекатану листову сталь КІ, одержану з використанням способу, розкритого вище, холодної прокатки при ступені обтиснення при холодній прокатці 50 95. Після холодної прокатки листову сталь К1 нагрівали при середній швидкості нагрівання 32С/с до температури відпалу 8002С і витримували при цій температурі протягом 60 с.
Після цього автори відбирали зразки з поверхні і середини холоднокатаної листової сталі К1 (після відпалу) і в рамках спостереження досліджували ці зразки з використанням сканувальної електронної мікроскопії.
Структури, які спостерігаються на поверхні і у всередині, проілюстровані, відповідно, на Фіг. 13 ї 14.
Як це можна бачити на даних фігурах, зразок, відібраний з поверхні листа, включає мало пошкоджень на відміну від зразка, відібраного з середини, для якого спостерігається утворення важливих пошкоджень.
Як це підтверджують дані спостереження, великі виділення ТіВ», які в основному локалізуються всередині листа внаслідок зниженої швидкості затвердіння в цій частині, придатністю до деформації пошкодження під час деформування і тому погіршують придатність до деформації сталі.
Здатність до згинання сталей І1 К1 і К2 оцінювали шляхом проведення випробування на згинання крайки (також званого випробуванням на 902-не фланцювання) відносно зразків, відібраних з гарячекатаних листових сталей, виготовлених із сталей 1 КІ і 2, і з холоднокатаної листової сталі (після відпалу), виготовлених із сталі 11.
Зразки утримували між притискною подушкою і матрицею і рухому матрицю пересували для згинання частини зразка, яка виступає з подушки і матриці. Випробування на вигинання проводили в напрямку прокатки (НП) і в поперечному напрямку (ПН) відповідно до стандарту
ЕМ ІЗО 7438:2005.
Здатність до згинання характеризували з використанням співвідношення КЛ між радіусом кривини К вигнутого листа (в мм) і товщиною ї зразка (в мм).
Зо Узагальнені результати наведені у наданій нижче Таблиці 6.
Таблиця 6
ПП 11111сп24111111111110811117 11111103
В цій таблиці ї позначає товщину зразка, а КЛ позначає виміряне співвідношення між радіусом кривини для вигнутого листа і товщиною.
Як демонструють ці результати, сталь, відповідна винаходу, характеризується покращеним згинанням у зіставленні зі сталями КІ і К2.
Щодо зразків, відібраних з гарячекатаних листів, при температурах в діапазоні від -80 до 202С додатково визначали роботу руйнування за Шарпі для сталей 11 і 2.
Зокрема, з гарячекатаних листових сталей, виготовлених із сталей І1 і К2, відбирали зменшений зразок для випробування на ударну в'язкість за Шарпі (10 мм х 55 мм х, товщина листа), що демонструє наявність М-подібних надрізів, які мають глибину 2 мм, при куті 452 і радіус западини 0,25 мм.
При кожній температурі вимірювали поверхневу густину Ксм роботи ударного руйнування.
При кожній температурі випробування проводили відносно двох зразків і розраховували середнє значення для двох випробувань.
Результати ілюструються на Фіг. 15 і наводяться в представленій нижче Таблиці 7.
В цій Таблиці Т позначає температуру в градусах Цельсія, а Ксм позначає поверхневу густину роботи ударного руйнування в Дж/см?. На додаток до цього, наводиться режим руйнування (пластичне руйнування, змішаний режим для пластичного і крихкого руйнування або крихке руйнування).
Як це продемонстровано в Таблиці 7 і на Фіг. 15, робота руйнування за Шарпі для сталі 1 винаходу є набагато більшою, ніж робота руйнування за Шарпі для сталі К2. Крім цього, температура переходу від пластичного до змішаного режиму руйнування для сталі І1 є меншою у порівнянні з тією, що має місце для сталі К2. Особливо, в сталі винаходу руйнування залишається на 100 95 пластичним при -20С2.
Таблиця 7 не) (товщина - 1,45 мм) (товщина - 1,8 мм) 80 | ...юрюрю33 | Змішаний. | З 0/1 Крихкий/ 60 | ..юррю33 | Змішаний. | 6 0/0 Крихкий/ 0 | ..юЮю39 | Пластичний. | 29 | Змішаний
Тому як це демонструють дані випробування, сталь винаходу характеризується покращеними придатністю до деформації, пластичністю і в'язкістю у зіставленні з: - сталлю КІ, яка характеризується рівнем вмісту Ті", який перевищує 0,95 95, але не була розлита відповідно у вигляді тонкого продукту і, таким чином, містила ТісС і великі виділення
Коо) ТІВ», - сталлю К2, яка була розлита у вигляді тонкого продукту, але характеризується рівнем вмісту Ті", який не перевищує 0,95 90, і, таким чином, містить ТіС і може містити виділення ТіВ», які характеризуються площею поверхні, яка становить більше 8 мкм".
Наприкінці, визначали механічні властивості листових сталей І1 КІ і К2. У поданій нижче
Таблиці 8 наводяться гранична плинність 5, границя міцності на розтяг Т5, рівномірне відносне подовження ШОЕ, повне відносне подовження ТЕ і модуль пружності при натягу Е, коефіцієнт деформаційного зміцнення п і коефіцієнт Ланкфорда г. В Таблиці 8 також наводиться рівень об'ємного процентного вмісту виділень ТІВ» (Ттівг) для кожної сталі.
Таблиця 8 и 300 653 | 154 | 2363 | 0214 | 007 | 9 | 232 ві | 245 | 530 | 142 | 1997 | 0292 | 008 | 12 | 240
Як це демонструють дані результати, механічні властивості сталі 1 покращуються у зіставленні з механічними властивостями сталей Кі! і К2. Це покращення, зокрема,
зумовлюється високою часткою виділень дуже маленького розміру в сталі І! у зіставленні зі сталями КІ і К2.
Тому у винаході пропонуються листова сталь і спосіб її виготовлення, при цьому вона характеризується в один і той же час високим модулем пружності при натягу, малою густиною і покращеними ливарними властивостями і придатністю до деформування. Тому листова сталь винаходу може бути використана для виробництва деталей із складними профілями, без індукування пошкоджень або дефектів поверхні.

Claims (27)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Листова сталь, яка одержана зі сталі, яка має склад, мас. 9: 0,010-с-0,080, 0,06-МпЗ, Зіс1,5, 0,0052АЇст1,5, З-0,030, Р-0,040, Тії В так, що: З,еТік,5, (0,45х11)-1,35:58-(0,45х1)-0,43, необов'язково один або кілька елементів, вибраних з Міст, Мо-1, Сі-З, МО, М01, при цьому решта являє собою залізо і неминучі домішки, причому зазначена сталь має структуру, яка складається з фериту, щонайбільше 10 95 аустеніту і виділень, причому зазначені виділення включають евтектичні виділення ТіВгь, причому об'ємна часткова концентрація Зо виділень ТівВг відносно сукупної структури становить щонайменше 9905, при цьому частка виділень ТіВг, які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм, становить щонайменше 96 95.
2. Листова сталь за п. 1, в якій частка виділень ТіВ», які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує З мкм, становить щонайменше 80 95.
З. Листова сталь за пп. 1 або 2, в якій частка виділень ТіВ»г, які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 25 мкм", становить 100 95.
4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, в якій в області середини листової сталі частка виділень ТіВ», які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 8 мкм-, становить щонайменше 96 95, частка виділень ТіВг, які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує З мкм, переважно становить щонайменше 80 95, і частка виділень ТіВг, які характеризуються площею поверхні, яка не перевищує 25 мкм", переважно становить 100 95.
5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, яка не містить виділень ТісС або містить виділення Тіс, які характеризуються об'ємною частковою концентрацією, яка не перевищує 0,5 95.
6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, яка не містить виділень ЕегВ.
7. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-6, в якій рівні вмісту титану, бору і марганцю є такими, що: (0,45х11)-1,35:58-(0,45х11)-(0,261хМп)-0,414.
8. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-7, в якій рівні вмісту титану і бору є такими, що: (0,45х11)-1,35:58-(0,45х11)-0,50.
9. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-8, в якій склад є таким, що Се0,050.
10. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-9, в якій склад є таким, що АїЇс1,3.
11. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-10, яка характеризується роботою руйнування за Шарпі Ксм, яка перевищує 25 Дж/см:? при -40 "С.
12. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-11, яка характеризується рівнем вмісту вільного елемента Ті, який становить щонайменше 0,95 95.
13. Спосіб виготовлення листової сталі, який включає наступні послідовні стадії: одержання сталі, яка має склад, який містить, мас. 9: 0,010-с-0,080, 0,06-МпЗ, Зіс1,5,
0,0055АЇт,5, З-0,030, Р-0,040, Тії В так, що: З, Тік7,5, (0,45х11)-1,35:58-(0,45х1)-0,43, необов'язково один або кілька елементів, вибраних з Міст, Мо-1,
10. Сі, МО, М01, при цьому решта являє собою залізо і неминучі домішки, розливання сталі у вигляді напівфабрикату, при цьому температура розливання є меншою або рівною (І іідшіаиве--40 "С, причому Іідцамє позначає температуру ліквідусу сталі, при цьому напівфабрикат відливають у вигляді тонкого напівфабрикату товщиною не більше 110 мм, причому сталь твердіє під час розливання зі швидкістю затвердіння, яка становить 0,03-5 см/с, в кожному місці напівфабрикату.
14. Спосіб за п. 13, в якому напівфабрикат відливають у вигляді тонкого сляба товщиною не більше 110 мм, переважно не більше 70 мм.
15. Спосіб за п. 14, в якому напівфабрикат відливають з використанням ливарно-прокатного модуля.
16. Спосіб за п. 13, в якому напівфабрикат відливають у вигляді тонкої штаби товщиною менше 6 мм, при цьому швидкість затвердіння знаходиться в межах від 0,2 до 5 см/с в кожному місці напівфабрикату.
17. Спосіб за п. 16, в якому напівфабрикат відливають шляхом прямого відливання штаби між валками, які обертаються у протилежних напрямках.
18. Спосіб за будь-яким з пп. 13-17, в якому після розливання і затвердіння напівфабрикат піддають гарячій прокатці для одержання гарячекатаної листової сталі. Зо
19. Спосіб за п. 18, в якому між розливанням і гарячою прокаткою температура напівфабрикату залишається більшою 700 "С.
20. Спосіб за будь-яким з пп. 18 або 19, в якому перед гарячою прокаткою з напівфабрикату видаляють окалину при температурі, яка перевищує щонайменше 1050 "С.
21. Спосіб за будь-яким з пп. 18-20, в якому після гарячої прокатки гарячекатану листову сталь піддають холодній прокатці для одержання холоднокатаної листової сталі товщиною не більше 2 мм.
22. Спосіб за будь-яким з пп. 13-21, в якому рівні вмісту титану, бору і марганцю є такими, що: (0,45х11)-1,35:58-(0,45х11)-(0,261хМп)-0,414.
23. Спосіб за будь-яким з пп.13-22, в якому склад є таким, що АЇ«с1,3.
24. Спосіб виготовлення конструкційної деталі, який включає: вирізання щонайменше однієї заготовки з листової сталі за будь-яким з пп. 1-12 або листової сталі, одержаної за способом за будь-яким з пп. 13-23, і деформування зазначеної заготовки в межах температурного діапазону від 20 до 900 "С.
25. Спосіб за п. 24, в якому перед деформуванням заготовки здійснюють зварювання заготовки із ще однією заготовкою.
26. Конструкційна деталь, яка містить щонайменше частину, одержану із сталі, яка має такий хімічний склад, мас. бо: 0,010-с-0,080, 0,06-МпЗ, 051,5, 0,0052АЇст1,5, З-0,030, Р-0,040, Тії В так, що: З,еТік,5, (0,45х11)-1,35:58-(0,45х1)-0,43, необов'язково один або кілька елементів, вибраних з: Міст, Мо-1,
СіеЗ, МО, і і ина має при б залізо і неминучі домішки, причому зазначена част ; при у и лою йбільше 10 95 аустеніту і виділень, причому зазначені і ВурУККУру, яка мчать евтектичні она ; ТІВ причому об'ємна часткова концентрація виділення включають евтектичні виділення Ті Р вижому становить щонайменше о с при виділень ТіВг відносно сукупної структури ються площею поверхні яка не перевищує 8 мем, цьому частка виділень ТіВ;, які характеризуют й о, становить щонайменше 96 95. б п. 24 або 25 ій ержують способом за п. й
27. Конструкційна деталь за п. 26, яку одержу оо ї х ХХХ ОХ В ї о. с щк о с В ОО ОО шах ж З М хх ЗХ хх ОК н.с п п М М В ВВ: З о. хх Сх . с. Б СО . о і. . о. с Б о. о. Ох о 5 З о о . о о. о. СХЖЕЕО ШеМКМУ МКМ. УКВ МЕМ СМ аа деки Би 222223 Й МКМ Ї Фіг. 2
Фіг. 1 тет ХО ОВ Й, КО В ВВ ОВ В В В ОВ Б 5 ЗОБОВ ОК АХ Ох ОО ОКХ КК п ОК ОКХ МО ОО ОО КЕ оо с ЕКО п В, В МЕМ ХО ОК ОО п ОО З сн СС 3 ВО п сс ЗО ОО ОО Б г о, ос о є в 5 Б ОО ОО ХЕ ОХ ОО С
Фіг. З 0 сн У о. я,» с С Но ВХ х с у мкм. п ОО Б ІІ І І ОО МОМ
Фіг. 4 во Її ! ! ! ПЕ о ВК ВК ЕК : | : : : ши КЕ ОВ ОН шен с с де 401 ї : Н ! 1 АХ ОК АКУКОО У З Бе б я: : Б КО В ОО зе Б с о: : Н : Я і Е М ХО ВО С ОО 5 ОХ ВО 700 ОО 00 1003 1100 с Кк Температура с .е й й І
Фіг. 5 Фіг. 6 ООН МО ЕК ОВ. ОХОКВ ЗБК В Ух НО МЕ я ВО КОХ ОК ОН з о: Ок г
Фіг. 7 Фіг. 8 я ее Я о ПН В М НН і и А ОО Сн о МО о В Ко НН а в. :- її ст" ою Сі ВВ (б " , : а ВО В і у па а
Фіг. 9 Фіг. 10 вк Ме я тзоиене п т п я М а а о В ОВ пд т ПЕ о а -и00Н х -- В осені дЕОстиняттнн т я ЗДЯ о нн тні пн я З бів я КА ом с. ШАФІ 0000 опа п а хе Шан нн п в Я нин німі -40 -030 020 -010 000 030 020 030 040 Найменша головна деформація Г-1
Фіг. 11 Фіг. 12 т п. о .
в . .
Фіг. 13 Фіг. 14 М и пен поп нн ЗК е ЯК - «й Пластичний в в А птн вв шини ще ГІ І г 7 потече оч ТТ ТЕТ ЕТНІЧНО тече в петеп тет ето тт нн зи нн х Змішаний Ор аитя пластичний
(5. відрив
Ав. вдрив відрив А - ненні нини 5. дк Зіни пн жилнжжтьнно в лежнчкютчтнклннл нь калнжнякнно ПАЛАТА АТАК г : с 5 -100 щДЦ-80 --0 ЦО -40 -20 0 20 40 Температура С)
Фіг. 15
UAA201910442A 2017-04-21 2018-04-20 Листова сталь з високою формованістю для виготовлення легких за масою конструкційних деталей і спосіб виготовлення UA123929C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2017/052312 WO2018193290A1 (en) 2017-04-21 2017-04-21 High formability steel sheet for the manufacture of lightweight structural parts and manufacturing process
PCT/IB2018/052748 WO2018193411A1 (en) 2017-04-21 2018-04-20 High formability steel sheet for the manufacture of lightweight structural parts and manufacturing process

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA123929C2 true UA123929C2 (uk) 2021-06-23

Family

ID=58671744

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA201910442A UA123929C2 (uk) 2017-04-21 2018-04-20 Листова сталь з високою формованістю для виготовлення легких за масою конструкційних деталей і спосіб виготовлення

Country Status (16)

Country Link
US (1) US11427898B2 (uk)
EP (1) EP3612657B1 (uk)
JP (1) JP6921228B2 (uk)
KR (1) KR102319210B1 (uk)
CN (1) CN110582588B (uk)
BR (1) BR112019021708B1 (uk)
CA (1) CA3059859C (uk)
ES (1) ES2925182T3 (uk)
HU (1) HUE059892T2 (uk)
MA (1) MA50143B1 (uk)
MX (1) MX393854B (uk)
PL (1) PL3612657T3 (uk)
RU (1) RU2717619C1 (uk)
UA (1) UA123929C2 (uk)
WO (2) WO2018193290A1 (uk)
ZA (1) ZA201906655B (uk)

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110317995B (zh) * 2019-06-03 2020-08-25 武汉钢铁有限公司 一种用csp生产表面质量良好的薄规格中碳热轧钢板的方法
WO2021123896A1 (en) * 2019-12-20 2021-06-24 Arcelormittal Metal powder for additive manufacturing
WO2022008956A1 (en) 2020-07-08 2022-01-13 Arcelormittal A method of casting a steel semi-product with high titanium content
KR102556444B1 (ko) 2020-12-29 2023-07-18 현대제철 주식회사 우수한 내덴트 특성을 가지는 내덴트성 냉연강판, 내덴트성 도금강판 및 그 제조방법
CN114015929B (zh) * 2021-09-22 2022-10-25 武安市裕华钢铁有限公司 一种含钛低碳q235b的轧制工艺
CA3256183A1 (en) * 2022-07-19 2024-01-25 Arcelormittal METHOD FOR WELDING A STEEL SHEET COMPRISING PRECIPITIES OF TIB2
CN115780812A (zh) * 2022-11-25 2023-03-14 西安近代化学研究所 一种TiB2增强Mo2NiB2基复合材料的制备方法
CN117619883A (zh) * 2023-12-01 2024-03-01 北京理工大学 一种三维砖砌复合材料及其工艺制备方法
CN119710477B (zh) * 2024-12-12 2025-08-15 东北大学 一种无碳高模量低密度轻型结构钢板及其制备方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4044305B2 (ja) * 2000-07-28 2008-02-06 株式会社神戸製鋼所 鉄基高剛性材料およびその製造方法
JP3753101B2 (ja) 2002-07-03 2006-03-08 住友金属工業株式会社 高強度高剛性鋼及びその製造方法
JP4213022B2 (ja) 2002-12-26 2009-01-21 愛知製鋼株式会社 溶製法で製造可能な高剛性鋼及びその製造方法
JP4213021B2 (ja) * 2003-11-25 2009-01-21 愛知製鋼株式会社 被削性の優れた溶製高剛性鋼
US9067260B2 (en) 2006-09-06 2015-06-30 Arcelormittal France Steel plate for producing light structures and method for producing said plate
EP1897963A1 (fr) 2006-09-06 2008-03-12 ARCELOR France Tole d'acier pour la fabrication de structures allegées et procédé de fabrication de cette tole
UA109963C2 (uk) 2011-09-06 2015-10-26 Катана сталь, яка затвердіває внаслідок виділення часток після гарячого формування і/або загартовування в інструменті, яка має високу міцність і пластичність, та спосіб її виробництва
JP6048072B2 (ja) * 2011-11-24 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 ダイクエンチ用熱延鋼板、その製造方法、およびそれを用いた成形品
EP2703510A1 (en) 2012-08-28 2014-03-05 Tata Steel Nederland Technology B.V. Particle-reinforced steel with improved E-modulus and method for producing said steel
JP6370787B2 (ja) 2012-09-14 2018-08-08 タタ、スティール、ネダーランド、テクノロジー、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｎｅｄｅｒｌａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ Ｂｖ 弾性率が改良された高強度低密度粒子強化鋼およびその製造方法
CN105838993B (zh) * 2016-04-05 2018-03-30 宝山钢铁股份有限公司 具有增强弹性模量特征的轻质钢、钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR102319210B1 (ko) 2021-10-29
BR112019021708A2 (pt) 2020-05-12
RU2717619C1 (ru) 2020-03-24
MA50143A (fr) 2020-07-29
US11427898B2 (en) 2022-08-30
US20200131607A1 (en) 2020-04-30
EP3612657B1 (en) 2022-07-13
CN110582588A (zh) 2019-12-17
EP3612657A1 (en) 2020-02-26
ES2925182T3 (es) 2022-10-14
KR20190131069A (ko) 2019-11-25
WO2018193290A1 (en) 2018-10-25
HUE059892T2 (hu) 2023-01-28
CN110582588B (zh) 2021-09-21
MA50143B1 (fr) 2022-08-31
MX393854B (es) 2025-03-24
CA3059859A1 (en) 2018-10-25
JP6921228B2 (ja) 2021-08-18
CA3059859C (en) 2022-08-30
JP2020517822A (ja) 2020-06-18
MX2019012451A (es) 2020-01-27
PL3612657T3 (pl) 2022-09-12
ZA201906655B (en) 2021-09-29
WO2018193411A1 (en) 2018-10-25
BR112019021708B1 (pt) 2024-02-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2717619C1 (ru) Листовая сталь с высокой формуемостью для изготовления легких по массе конструкционных деталей и способ изготовления
EP3124637B1 (en) High-strength hot-formed steel sheet member
US8828158B2 (en) Magnesium alloy sheet
KR101544298B1 (ko) 열간 압연 강판 및 연관된 제조 방법
RU2661692C2 (ru) Горячекатаный стальной лист для прокатанной заготовки переменной толщины, прокатанная заготовка переменной толщины и способы для их производства
EP2823905B2 (en) Warm press forming method and automobile frame component
KR101908210B1 (ko) 열간 성형 강판 부재
CN101379208B (zh) 精冲加工性优良的钢板及其制造方法
EP4095272A1 (en) Steel sheet and method for producing same
Song et al. Thermoplastic deformation behavior of a Fe-based bulk metallic glass within the supercooled liquid region
KR20170060101A (ko) 혼합 미시적 성분 구조를 가진 고연성 강철 합금
CN107532259A (zh) 马氏体不锈钢
KR20190028481A (ko) 고항복강도 강판
Hu et al. Effect of ceramic rolling and annealing on mechanical properties of AlCoCrFeNi2. 1 eutectic high-entropy alloys
JP4602210B2 (ja) 延性を有するマグネシウム基金属ガラス合金−金属粒体複合材
US11725265B2 (en) High formability steel sheet for the manufacture of lightweight structural parts and manufacturing process
JP4285869B2 (ja) Ｃｒ含有薄鋼板の製造方法
Yokoyama et al. Microsegregation in and phase stability of as-cast Ti-Zr-Hf-Ni-Pd-Pt high-entropy alloys
TWI613298B (zh) 熱軋鋼板
JP2007098407A (ja) 成形用アルミニウム合金板の製造方法
JP4224435B2 (ja) 自動車用アルミニウム合金板およびその製造方法
WO2013050397A1 (en) Steel product with improved e-modulus and method for producing said product