UA126092C2 - Холоднокатана і термооброблена листова сталь, спосіб її виробництва і використання такої сталі у виготовленні деталей транспортних засобів - Google Patents

Abstract

Винахід належить до холоднокатаної і термообробленої листової сталі, яка характеризується композицією, яка містить такі наступні елементи, мас. %: 0,1 вуглецьв0,6, 40марганецьм20, 52алюмінійа15, кремній12, алюміній+кремній+нікельл6,5 і, можливо, здатна містити один або кілька наступних необов'язкових елементів: 0,01еніобійн0,3, 0,010титант0,2, 0,010ванадійв0,6, 0,010мідьм2,0, 0,012нікельн2,0, церій20,01, борр0,01, магній00,05, цирконій00,05, молібден02,0, тантал22,0, вольфрам22,0, при цьому решту утворюють залізо і неминучі домішки, зумовлені переробкою, причому мікроструктура зазначеної листової сталі містить у поверхневих часткових концентраціях 10-50 % аустеніту, причому зазначена фаза аустеніту необов'язково містить внутрішньозернові каппа-карбіди, при цьому решта є правильним феритом і впорядкованим феритом, який має структуру D03, (Fe, Mn, Х)3Al і необов'язково містить аж до 2 % внутрішньозернових каппа-карбідів (Fe, Mn)3AlCx, причому зазначена листова сталь характеризується граничним опором на розтяг, більшим або рівним 900 МПа. Він також стосується способу виготовлення і використання такої марки сталі для виготовлення деталей транспортних засобів.

Description

часткових концентраціях 10-50 95 аустеніту, причому зазначена фаза аустеніту необов'язково містить внутрішньозернові каппа-карбіди, при цьому решта є правильним феритом і впорядкованим феритом, який має структуру ООз, (Бе, Мп, Х)зАї і необов'язково містить аж до 2 95 внутрішньозернових каппа-карбідів (Бе, Мп)зАІСх, причому зазначена листова сталь характеризується граничним опором на розтяг, більшим або рівним 900 МПа.

Він також стосується способу виготовлення і використання такої марки сталі для виготовлення деталей транспортних засобів.

Цей винахід належить до сталі низької густини, яка характеризується границею міцності на розтяг, яка перевищує 900 МПа, при рівномірному відносному подовженні, яке перевищує 9 95, і придатної для використання в автомобільній галузі промисловості, а також до способу її виготовлення.

Обмеження, які накладаються вимогами з боку охорони навколишнього середовища, стимулюють автовиробників безперервно зменшувати викиди СО» своїх транспортних засобів.

Для здійснення цього у автовиробників є кілька опцій, при цьому їхні найважливіші опції полягають у зменшенні маси транспортних засобів або покращенні коефіцієнта корисної дії систем своїх двигунів. Досягнення прогресу часто домагаються використанням комбінації цих двох підходів. Цей винахід відноситься до першої опції, а саме, до зменшення маси автотранспортних засобів. У цій дуже конкретній сфері є дві альтернативи:

Перша альтернатива полягає у зменшенні товщини сталей при одночасному збільшенні рівнів їх механічної міцності На жаль, цим рішенням властиві обмеження внаслідок недозволенного зменшення жорсткості певних автомобільних деталей і виникнення проблем, пов'язаних із звукоїзоляцією, що створюють некомфортні умови для пасажира, не кажучи нічого вже про неминучі втрати тягучості, пов'язані із збільшенням механічної міцності.

Друга альтернатива полягає у зменшенні густини сталей шляхом легування їх більш легкими металами. У числі таких сплавів привабливими механічними і фізичними властивостями володіють сплави низької густини, звані залізо-алюмінієвими сплавами, які одночасно уможливлюють значне зменшення маси. В цьому випадку термін "низька густина" позначає густину, яка не перевищує 7,4.

У публікації ОР 2005/015909 описуються сталі ТМ/ЛР (з пластичністю, наведеною двійникуванням), які характеризуються дуже високими рівнями вмісту марганцю, який перевищує 20 95, а також містять алюміній у кількості, яка досягає 1595, що в результаті призводить до одержання більш легкої сталевої матриці, але розкрита сталь демонструє високий опір деформуванню під час проведення прокатки разом із проблемами, пов'язаними зі зварюваністю.

Задача цього винаходу полягає у наданні холоднокатаних листових сталей, які одночасно характеризуються:

Ко) - густиною, меншою або рівною 7,4, - граничним опором розтягу, який є рівним або більшим 900 МПа, а переважно рівним або більшим 1000 МПа; - рівномірним відносним подовженням, більшим або рівним 9 95.

Переважно така сталь також характеризується хорошою придатністю до формування, зокрема, під час прокатки, хорошою зварюваністю, і хорошою придатністю до нанесення покриття.

Ще одна задача цього винаходу, також полягає в наданні способу виготовлення таких листів, який є сумісним зі звичайними промисловими галузевими застосуваннями при одночасній надійності стосовно відхилень виробничих параметрів.

Досягнення цієї задачі досягаються в результаті пропозиції листової сталі, яка відповідає п. 1 формули винаходу. Листова сталь також може включати характеристики п. 2-3 формули винаходу. Досягнення ще однієї мети досягають в результаті пропозиції способу, відповідного п. 4 формули винаходу. Досягнення ще одного аспекту досягають в результаті пропозиції деталей або транспортних засобів, відповідних п. 5-7 формули винаходу.

Для одержання бажаної сталі цього винаходу значну важливість має композиція; тому в наступному описі винаходу пропонується докладне роз'яснення цієї композиції.

Рівень вмісту вуглецю знаходиться в діапазоні 0,10-0,6 956, і вуглець виконує функцію елемента, який створює значне твердо-розчинне зміцнення. Він також покращує утворення каппа-карбідів (Ге, Мп)зАІСх. Вуглець являє собою елемент, який стабілізує аустеніт, і запускає значне зменшення температури мартенситного перетворення М5, так що фіксується значна кількість залишкового аустеніту, що, тим самим, збільшує пластичність. Витримування рівня вмісту вуглецю у вищезгаданому діапазоні забезпечує одержання листової сталі, яка характеризується необхідними рівнями міцності і тягучості. Це також уможливлює зменшення рівня вмісту марганцю при одночасному одержанні деякого ефекту ТКІР (пластичності наведеної перетворенням).

Рівень вмісту марганцю має бути в діапазоні 4-20 95. Цей елемент є елементом, який утворює гамма-фазу. Співвідношення між рівнем вмісту марганцю і рівнем вмісту алюмінію буде сильно впливати на структури, одержані після проведення гарячої прокатки. Призначення додавання марганцю полягає по суті в одержанні структури, яка містить аустеніт на додаток до бо фериту, і її стабілізуванні при кімнатній температурі. За рівня вмісту марганцю, який не перевищує 495, аустеніт буде недостатньо стабілізований, що тягне за собою ризик передчасного перетворення на мартенсит під час проведення охолодження на виході з технологічної лінії відпалу. Крім цього, додавання марганцю призводить до збільшення домену роз, що уможливлює утворення достатніх виділень БОз при підвищених температурах і/або при зменшених кількостях алюмінію. При вмісті більше 20 95 має місце зменшення частки фериту, що має негативний вплив на сталь цього винаходу, оскільки це може ускладнити досягнення необхідної границі міцності на розтяг. В одному переважному варіанті здійснення додавання марганцю буде обмежуватися на рівні 17 95.

Рівень вмісту алюмінію знаходиться в діапазоні 5-15 95, переважно 5,5-15 95. Алюміній являє собою елемент, який утворює альфа-фазу, і тому має тенденцію до промотування утворення фериту, а, зокрема, впорядкованого фериту (Бе, Мп, Х)зАїЇ, який має структуру 0О»з, (Х являє собою добавку у вигляді будь-якого розчиненого елемента, наприклад, Мі, який розчиняється в роз). Алюміній має густину 2,7 і має важливий вплив на механічні властивості. При збільшенні рівня вмісту алюмінію механічна міцність і границя пружності також збільшуються незважаючи на зменшення рівномірного відносного подовження внаслідок зменшення рухливості дислокацій. При рівні менше 4 95 зменшення густини внаслідок присутності алюмінію стає менш вигідним. При рівні більше 1595 присутність впорядкованого фериту збільшується понад очікувані границі і має негативний вплив на сталь цього винаходу, оскільки це починає надавати листовій сталі крихкості. Переважно рівень вмісту алюмінію буде обмежуватися значенням, яке становить менше 9 95, для запобігання утворення додаткових крихких інтерметалічних виділень.

На додаток до вищезазначених обмежень в одному варіанті здійснення рівні вмісту марганцю, алюмінію і вуглецю відповідають наступному співвідношенню: 0,3«(Мп/2АЇ)хехр(С)«2

При рівні менше 0,3 має місце ризик наявності надмірно маленької кількості аустеніту, що можливо, призведе до одержання недостатньої тягучості. При рівні більше 2 95 може виявитися можливим збільшення об'ємної часткової концентрації аустеніту до більше 49 95, що зменшує потенціал утворення виділень фази Оз.

Кремній є елементом, який уможливлює зменшення густини сталі, а також є ефективним при твердо-розчинному твердінні. Він, крім того, демонструє позитивний ефект стабілізування

Зо роз у зіставленні з фазою В2. Рівень його вмісту обмежується значенням 2,0 95, оскільки вище цього рівня цей елемент має тенденцію до утворення високо адгезійних оксидів, які формують поверхневі дефекти. Присутність поверхневих оксидів погіршує змочуваність сталі і може створювати дефекти під час проведення потенційної операції гальванізування в результаті занурення у розплав. В одному варіанті здійснення рівень вмісту кремнію переважно буде обмежуватися значенням 1,5 95.

Як це встановили автори, для одержання необхідного утворення виділень ООз, що уможливлює досягнення цільових властивостей, кумулятивні кількості кремнію, алюмінію і нікелю повинні бути, щонайменше, рівними 6,5 95.

Ніобій може бути доданий в якості необов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 до 0,395 до сталі цього винаходу для забезпечення подрібнення зерен. Подрібнення зерен уможливлює одержання хорошого балансу між міцністю і відносним подовженням і, як це представляється, вносить свій внесок у покращені втомні експлуатаційні характеристики. Але ніобій мав тенденцію до уповільнення рекристалізації під час проведення гарячої прокатки і тому не завжди є бажаним елементом. Тому його тримають в якості необов'язкового елемента.

Титан може бути доданий в якості необов'язкового елемента у кількості в діапазоні між 0,01 95 і 0,295 до сталі винаходу для подрібнення зерен подібно ніобію. Крім того, він демонструє позитивний ефект стабілізування Оз у зіставленні з фазою В2. Тому незв'язана частина титану, яка не утворює виділень в якості нітриду, карбіду або карбонітриду буде стабілізувати фазу 0Оз.

Ванадій може бути доданий в якості обов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 до 0,695. У разі додавання ванадію він може утворювати дрібні частинки карбонітридних з'єднань під час проведення відпалу, при цьому дані карбонітриди надають додаткової твердості. Крім того, він демонструє позитивний ефект стабілізування ООз у зіставленні з фазою

В2. Тому незв'язана частина ванадію, яка не утворює виділень в якості нітриду, карбіду або карбонітриду, буде стабілізувати фазу ООз.

Мідь може бути додана в якості обов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 95 до 2,0 95 для збільшення міцності сталі і для покращення протикорозійної стійкості. Для одержання таких ефектів потрібно мінімум в 0,01 95. Однак, у разі її рівня її вмісту, який перевищує 2,0 95, це може погіршити зовнішній вигляд поверхні.

Нікель може бути доданий в якості обов'язкового елемента у кількості в діапазоні від 0,01 до 2,0 95 для збільшення міцності сталі і для покращення її в'язкості. Він також дає свій внесок в утворення впорядкованого фериту. Для одержання таких ефектів потрібно мінімум в 0,01 Об.

Однак, у разі рівня його вмісту, який перевищує 2,095, він буде мати тенденцію до стабілізування В2, що було б згубним для утворення Оз.

Інші елементи, такі як церій, бор, магній або цирконій, можуть бути додані окремо або в комбінації у наступних частках: РЗМ«хО0,1 95, В-х0,01, Маш0,05 і 250,05. Аж до зазначених максимальних рівнів вмісту ці елементи уможливлюють подрібнення феритного зерна під час проходження затвердіння.

На закінчення, молібден, тантал і вольфрам можуть бути додані для додаткового стабілізування фази 0Оз. Вони можуть бути додані окремо або в комбінації аж до максимальних рівнів вмісту: Мо«2,0, Так2,0, М/«2,0. Понад цих рівнів погіршується тягучість.

Мікроструктура листа, заявленого у винаході, включає при вираженні в поверхневих часткових концентраціях від 10 до 50 95 аустеніту, при цьому зазначена фаза аустеніту необов'язково включає внутрішньозернові каппа-карбіди (Ге, Мп)зАІСх, при цьому решта являє собою ферит, який включає правильний ферит і впорядкований ферит, який володіє структурою роз, і необов'язково аж до 2 95 внутрішньозернових каппа-карбідів.

При рівні менше 1095 аустеніту рівномірне відносне подовження, яке становить, щонайменше, 9 95, не може бути одержане.

Правильний ферит присутній у сталі цього винаходу для надання сталі високої деформованості і відносного подовження, а також певною мірою деякої стійкості до втомного руйнування.

Упорядкований ферит О0з в рамках цього винаходу визначається інтерметалічними сполуками, стехіометрія яких являє собою (Бе, Мп, Х)зАІ. Впорядкований ферит присутній у сталі винаходу у мінімальній кількості, яка становить 0,1 96 при вираженні в поверхневих часткових концентраціях, переважно 0,595, більш переважно 1,095, а у вигідному випадку більше З 95. Переважно, щонайменше, 80 95 такого впорядкованого фериту характеризуються середнім розміром, який складає менше 30 нм, переважно менше 20 нм, більш переважно менше 15 нм, у вигідному випадку менше 10 нм або навіть менше 5 нм. Цей впорядкований

Зо ферит утворюється під час проведення стадії другого відпалу, яка надає міцності сплаву, при використанні чого можуть бути досягнуті рівні в 900 МПа. У разі відсутності впорядкованого фериту рівень міцності в 900 МПа не може бути досягнутий.

Каппа-карбід в рамках цього винаходу визначається виділеннями, стехіометрія яких являє собою (Бе, Мп)зАІСх, де х становить строго менше 1. Поверхнева часткова концентрація для каппа-карбідів всередині феритних зерен може доходити аж до 2 95. При рівні більше 2 95 зменшується тягучість, і не досягається рівномірне відносне подовження, яке перевищує 9 95.

На додаток до цього, може мати місце неконтрольоване утворення виділень каппа-карбіду в околиці кордонів феритних зерен, що, як наслідок, збільшує зусилля під час проведення гарячої і або холодної прокатки. Каппа-карбід також може бути присутнім і всередині фази аустеніту, переважно в якості нанорозмірних частинок, що мають розмір, який становить менше 30 нм.

Листові сталі, відповідні винаходу, можуть бути одержані, використовуючи будь-який відповідний для використання технологічний процес. Однак, переважним є використання способу, відповідного винаходу, який буде описуватися.

Технологічний процес, відповідний винаходу, включає одержання відлитого напівфабрикату, що характеризується хімічним складом в діапазоні винаходу відповідно до представленого вище опису винаходу. Розливання може бути проведене або в злитки, або безперервно у вигляді слябів або тонких штрипсів.

Для цілей спрощення технологічний процес, відповідний винаходу, буде додатково описуватися при взятті в якості напівфабрикату прикладу у вигляді сляба. Сляб може бути підданий прямій прокатці після проведення безперервного розливання або може бути спочатку охолоджений до кімнатної температури, а після цього повторно нагрітий.

Температура сляба, який піддають гарячій прокатці, повинна становити менше, ніж 1280 2С, оскільки вище даної температури буде мати місце ризик утворення феритних зерен неправильної форми, що призводить в результаті до одержання великих феритних зерен, що зменшує здатність цих зерен рекристалізуватися під час гарячої прокатки. Чим більшим буде початковий розмір феритних зерен, тим важче ферит буде рекристалізуватися, що означає необхідність уникнення температур повторного нагрівання, які становлять більше 1280 ес, оскільки вони є коштовними з точки зору виробництва і несприятливими стосовно до рекристалізації фериту. Великий ферит також має тенденцію до посилення явища, званого 60 "борозністю".

Бажаним є проведення прокатки при, щонайменше, одному проході прокатки у присутності фериту. Мета цього полягає в покращенні розподілу елементів, які стабілізують аустеніт, в аустеніті для запобігання насиченню вуглецем у фериті, що може призвести до одержання крихкості. Прохід чистової прокатки проводять при температурі, яка становить більш, ніж 800 2С, оскільки нижче цієї температури листова сталь демонструє значне падіння придатності до прокатки.

В одному варіанті здійснення температура сляба є досить високою, так що гаряча прокатка може бути завершена у міжкритичному діапазоні температур, і температура чистової прокатки залишається більше 850 2С. З метою одержання структури, яка є сприятливою для рекристалізації і прокатки, переважною є температура чистової прокатки в діапазоні між 850 2С і 980 "С. Переважним є початок прокатки при температурі сляба, яка перевищує 900 "С, щоб уникнути надмірного навантаження, дія якого може бути випробувана на прокатному стані.

Після цього лист, одержаний в такий спосіб, охолоджують при швидкості охолодження, яка переважно є меншою або рівною 100 2С/с, аж до температури змотування в рулон. Переважно швидкість охолодження буде меншою або рівною 60 еС/с.

Після цього гарячекатану листову сталь змотують в рулон при температурі змотування в рулон, яка становить менше 600 С, оскільки вище заданої температури має місце ризик того, що може виявитися неможливим контрольоване витримування утворення виділень каппа- карбіду всередині фериту аж до максимуму в 2 95. Температура змотування в рулон, яка становить понад 600 "С, також буде в результаті призводити до значного розпаду аустеніту, що ускладнює фіксування необхідної кількості такої фази. Тому переважна температура змотування в рулон гарячекатаної листової сталі винаходу знаходиться в діапазоні між 400 2С і 550 26.

Необов'язковий відпал гарячекатаної листової сталі може бути проведений при температурах в діапазоні між 400 С і 1000 "С для покращення прокочуваності в ході холодної прокатки. Це може бути безперервний відпал або відпал в камерній печі. Тривалість витримування залежатиме від того, чи буде це безперервний відпал (в діапазоні 50-1000 с) або відпал у камерній печі (в діапазоні 6-24 год.).

Після цього гарячекатані листи піддають холодній прокатці при стисненні за товщиною в

Зо діапазоні 35-90 Фо.

Слідом за цим одержану холоднокатану листову сталь піддають двохстадійному відпалу для надання сталі цільових механічних властивостей і мікроструктури.

На першій стадії відпалу холоднокатану листову сталь нагрівають при швидкості нагрівання, яка переважно становить більш, ніж 1 "С/с, до температури витримування в діапазоні 750-950 "С протягом часу менше, ніж 600 с, для забезпечення одержання ступеня рекристалізації, який перевищує 9095 від сильно деформаційно-зміцненої первісної структури. Після цього лист охолоджують до кімнатної температури, при цьому перевага віддається швидкості охолодження, яка перевищує 30 еС/с, в цілях контрольованого витримування каппа-карбідів всередині фериту або на поверхнях розділу аустеніт-ферит.

Слідом за цим холоднокатана листова сталь, одержана після проведення першої стадії відпалу, може бути, наприклад, ще раз повторно нагріта зі швидкістю нагрівання, яка становить, щонайменше, 10 "С/год., до температури витримування в діапазоні 150-6002С протягом часу в діапазоні між 10 с і 1000 год., переважно між 1-1000 год. або навіть 3-1000 год., а після цього охолоджена до кімнатної температури. Це здійснюють для ефективного контрольованого витримування утворення впорядкованого фериту ООз і, можливо, каппа-карбідів всередині аустеніту. Тривалість витримування залежить від використовуваної температури.

Після цього на холоднокатану листову сталь може бути нанесене металеве покриття, як-от з цинку або цинкових сплавів, в результаті здійснення будь-якого придатного для використання способу, такого як-от електроосадження або нанесення покриття у вакуумі. Один переважний спосіб нанесення покриття на сталі, відповідні винаходу, являє собою струминне осадження з парової фази.

Покриття також може бути нанесене і в результаті занурення у розплав, що припускає повторне нагрівання до температури в діапазоні 460-500 "С для покриттів з цинку або цинкових сплавів. Така обробка повинна бути проведена так, щоб не змінювати будь-які механічні властивості або мікроструктуру листової сталі.

Приклади

Наступні далі випробування, приклади, наведені на ілюстраційних прикладах і таблиці, які наводяться в цьому документі, не є обмежувальними за своєю природою і повинні розглядатися лише для цілей ілюстрування і будуть демонструвати вигідні ознаки цього винаходу.

Зразки листових сталей, відповідних винаходу і деяким порівняльним маркам, одержували при використанні композицій, зібраних у Таблиці 1 і технологічних параметрів, зібраних в

Таблиці 2. Відповідні мікроструктури даних листових сталей були зібрані в Таблиці 3.

Таблиця 1

Склади Марка| С | Мп | А | 5і | мі | Си | 5 | Р (Мп/г2А)'ехр(С)| АізбізМі 1" 101984 61 | 0911 - | - | 0005 | 0017 2 1019184) 62 | 00941 - |л1ло| 0005 | 0017 3 1022| 82 78 | 0271 - | - | «0001 | 0030 4 1029| 65 59 | 0901 - | - | 0,005 | 0,020 1030| 66 58 | ї2 | - | - | 0004 | б015 6 1041| 67 59 | 096 - | - | 0004 | б018 7 101983 61 | - | - | то | 0005 | 0017

І 8 |о0л19| 84 | 60 | - | 08 | то | 0,005 | 0,048 " - відповідні до винаходу. 5

Таблиця 2

Технологічні параметри

Параметри гарячої і холодної прокатки

Пробний Т повторного | Т чистової Швидкість Ц Обтискання при зразок нагрівання ("С) |прокатки ("С) охолодження Ізмотування в холодній

Сус) рулон СС) прокатці (90) тво | 9820 1771160 14501750 чво | 99 |. во 450 | 75 щЩ "ЛГ чво | 99 |. во 450 | 75 щЩ "ЛГ 0112 | ліво | 920 17116о1 14501750 чво | 99 |. во 450 | 75 щЩ "ЛГ чво | 99 |. во 450 | 75 щЩ "ЛГ 1180 1180 1180 200 | еБ0 17601450 750 то | 950 | во | 450 | 75 2 Щ Р««0 1150 1150 1150 1150

РИ 116 | 150 | 92017116 14501750 711 6 | мо | 920 | 60 | 45017775 в | 6 | мо | 920 | 60 | 4501775 2 тво | 92017160 145075 чво | 99 |. во 450 | 75 щЩ "ЛГ 9718 | во | 920 | 60 | 45017775 2 м 11780 50 | его 1711601 45075 х відповідні до винаходу.

Параметри відпалу легеня | е ГЕ пен, зразок нище) І (с) охолодження не) І (год.)

Сс/с)

А 17177850 77117367 лою 111 -1- 0 2 1850 | 736 | лю | 7 - а | 3 1 850 | 7136 | лю | - | - 91174 1718900, | 7136 | лю | 7 -

Кк 1774 1171800 7136, 1771100 1400 | по 15111850 7136165 1: | - м 17517800 | 71361651: 17718900, | 7136.) 65 1 400 | 72

РИ | 6 177850 | 736, | 55 2 | 400 | 48 91116 1171111850 | 7136.) 55 | 40 | 7 я 1176 1717118900 | 7136.) 55 | 450 | 7 8 7 1 800, | 7136 | лю | - | - 91781800 |71113611111ою 1-1 м 78 71800 | 736 | 700 | 400 | 168 " - відповідні до винаходу.

Таблиця З

Мікроструктури

Й дустеніт в Правильний

Пробний тому числі Каппа в ферит ж Каппа у роз ферит зразок каппа (95) аустеніті фер ОБОоз | фериті (90)

А 17117111 25 | Немає | 75 | - | Немає

В Г1171111125 | є | 775 | - | хо 11117171 25 116 111175 | .- | хо 01712 | 25 | Немає | 75 | - | Немає

ЕЕГ 712 | 25 | є" | 7 | - | хо 11111211 25 | Є | 75 | - | хол 76 1 з | 18 | Немає | 80 | 2 | Немає сн 3 111118 | є" | 80 | щ2 | хо 8111186 є" | 80 | 2 | хо 797174 | 91 | Немає | 69 | - | Немає

КГ 41711132 | Є | 68 | - | хо 1 | 5 5 | 954 | Немає | 66 | - | Немає м Ї 75 2 | 3 | є" | 66 | - | хо

Таблиця З

Мікроструктури

Й Аустеніт в Правильний

Пробний : Каппа в ферит ж Каппа у зразок тому числі | даустеніті | ферит 00з | фериті (95) 0Оз ферит каппа (95) о/; м Ї771175 2 | 95 | Немає | 65 | - | Немає 111175 | 95 | є" | 6 | - | хо

РИ 71176 141 | Немає | 59 | - | »0и155 70 6 | 40 | Немає | 60 | «2 | »0155

В 1176 | 43 | Немає | 57 | «2 | »01595 858 77 1 29 | Немає | 71 | - | Немає т Г117771711127 | 16 | 773 | - | «ол 97171178 | 28 | Немає | 72 | - | Немає м 11778171 28 | 7 єЄ | 72 | - | хол х - ранні ступені утворення каппа-виділень в аустеніті, детектовані при використанні просвічувальної електронної мікроскопії. Аустенітна мікроструктура залишається стабільною після проведення другої термообробки без проходження розпаду в інших фазах, подібних до перліту або бейніту.

Визначення для частин фаз і каппа-виділень в аустеніті і фериті проводять з використанням дифракції зворотно розсіяних електронів і просвічувальної електронної мікроскопії.

Визначення виділень ООз проводять з використанням електронного мікроскопа і дифракції нейтронів відповідно до опису в публікації "Маїегіаіїє Зсіепсе апа Епдіпеегіпд: А, Моїште 258,

Ів5це5 1-2, Оесетрег 1998, Раде5 69-74, Мешцішоп айтасноп вішйу оп 5йе оссираїйоп ої 5иБ5ійшіопа! еІетепів аї вир Іайісе5 іп РеЗ АЇ іпівптеїаїйїс5 (Зип 2идіпд, Мапд Уапдушеє, Зпеп

ПаПпеп, Ниапад Уиапаїпо, 2папд Ваї5пепод, Мапд УйПап)у".

Стосовно пробних зразків Е проводили певні аналізи мікроструктури і на Фіг. 1(а) і 1(Б) відтворені зображення структури Оз. (а) Темнопільне зображення структури Оз. (5) Відповідна дифрактограма, вісь зони |100| Оз. Стрілка вказує на відбиття, яке використовується для темнопільного зображення в (а).

Після цього оцінювали властивості цих листових сталей, при цьому результати зібрані в

Таблиці 4.

Таблиця 4

Властивості

Пробний те ОЕ ТЕ раю | Маре | хепе о мпЮ | 800) обста

В' 7 177777171 1711870 | лов 17 96 | 166 | 716 є117111111111711900 | 71034 17793 | 162 | 716 9071... 2 | 6256 | 788. | 163 | 258 | 715

Таблиця 4

Властивості

Пробний те ОЕ ТЕ зраюю | Мама | емпе мл» | 000) 0001 стина

РИ 17717176 | 962 | 71032 | 7123 | 215 | 718 е1717717117176 1711990 | 1047 | лій | ле | 78

В 17771176 | 865. | 974 | 128 | 2350 | 718 85 1 ЮюЮюЮюЮ77 | 600 | 73 | 7166 | 236 | 718 97177118 | 659. | 765 рр ю156 | 25 | 719

М 171178 11711815 | 71912 | 7125 | гол | 719

Границя текучості на розтяг У5, границя міцності на розтяг Т5 і рівномірне відносне подовження ШЕ і повне відносне подовження ТЕ вимірюють згідно з документом ІБО 5їапаага

ІБО 6892-1, опублікованому в жовтні 2009 року. Густину вимірюють з використанням пікнометрії у відповідно до документа ІБО 5іапаага 17:060.

Як це демонструють приклади, листові сталі, відповідні винаходу, являють собою єдині сталі, які демонструють всі цільові властивості, завдяки своїм конкретним композиціям і мікроструктурам.

Claims (7)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ

1. Холоднокатана і термооброблена листова сталь, яка має наступний хімічний склад, мас. 9б: 0 1освуглецьхо,6, д«марганецьхк2о0, Б«алюмінійс 15, кремнійхаг, алюмінійнкремнійвнікель2б, 5, причому решту утворюють залізо і неминучі домішки, при цьому мікроструктура зазначеної сталі містить у поверхневих часткових концентраціях 10- 50 95 аустеніту, при цьому рештою є правильний ферит і впорядкований ферит, який має структуру ООз, причому зазначена листова сталь характеризується границею міцності на розтяг, яка становить або перевищує 900 МПа.

2. Листова сталь за п. 1, яка відрізняється тим, що склад сталі додатково містить один або кілька з наступних елементів: 0,01 «ніобійсО, З, 0, 0І«ститансо 2, 0,01:ванадійсО,6, ОО емідьсг,О, Зо 0,О1енікельс2,0, церійс0О,01, бор-0,01, магнійх0О0,05, цирконійсО,05, молібденхг,0, танталег,0, вольфрамег2,0.

З. Листова сталь за п. 1 або 2, яка відрізняється тим, що кількість алюмінію, марганцю і вуглецю є такими, що 0,3«(Мп/2АЇ)хехр(С) «2.

4. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-3, яка відрізняється тим, що згадана фаза аустеніту включає внутрішньозернові каппа-карбіди.

5. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-4, яка відрізняється тим, що зазначені правильний ферит і впорядкований ферит включають аж до 2 95 внутрішньозернових каппа-карбідів (Ге, Мп)зАїСх, де х менше 1.

6. Листова сталь за будь-яким з пп. 1-5, яка відрізняється тим, що зазначена листова сталь характеризується щільністю, меншою або рівною 7,4, і рівномірним відносним подовженням,

більшим або рівним 9 95.

7. Спосіб виробництва холоднокатаної і термообробленої листової сталі, який включає такі наступні стадії, на яких: одержують холоднокатану листову сталь, яка характеризується складом за п. 1 або 3, нагрівають зазначену холоднокатану листову сталь до температури витримування в діапазоні 750-950 "С протягом часу менше 600 с, після цього проводять охолодження листа до кімнатної температури, повторно нагрівають листову сталь до температури витримування в діапазоні від 150 до 600 С протягом часу в діапазоні від 10 с до 1000 год., після цього охолоджують лист. М в рН я Зпососо ссср ЛЕК ИН ЯК ососооососпстотов ставок етика ши нн в нн З сов и пон й в и ЕН в а Ман в вн В ОО п ОК Кор КИ КО ИН КОВО о ВК М КОЖ ВУ ЕНН ЕК КН НН я о ООН пн М зх. Б попе ши я ЕХ 1 Її не

3. ши 0 Ан с п г с с ин о ОМ НН с о в ВЕ в З нн ІБН с І (в) (0)

Фіг. 1