UA129610C2 - Холоднокатаний відпалений сталевий лист і шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей - Google Patents

Холоднокатаний відпалений сталевий лист і шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей Download PDF

Info

Publication number
UA129610C2
UA129610C2 UAA202300679A UAA202300679A UA129610C2 UA 129610 C2 UA129610 C2 UA 129610C2 UA A202300679 A UAA202300679 A UA A202300679A UA A202300679 A UAA202300679 A UA A202300679A UA 129610 C2 UA129610 C2 UA 129610C2
Authority
UA
Ukraine
Prior art keywords
steel sheet
manganese
rolled
carbon
sheet according
Prior art date
Application number
UAA202300679A
Other languages
English (en)
Inventor
Астрід Перлад
Канінь Чжу
Фредерік Кеґель
Original Assignee
Арселорміттал
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 filed Critical Арселорміттал
Publication of UA129610C2 publication Critical patent/UA129610C2/uk

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B23—MACHINE TOOLS; METAL-WORKING NOT OTHERWISE PROVIDED FOR
    • B23K—SOLDERING OR UNSOLDERING; WELDING; CLADDING OR PLATING BY SOLDERING OR WELDING; CUTTING BY APPLYING HEAT LOCALLY, e.g. FLAME CUTTING; WORKING BY LASER BEAM
    • B23K11/00—Resistance welding; Severing by resistance heating
    • B23K11/10—Spot welding; Stitch welding
    • B23K11/11—Spot welding
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • 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
    • C21D8/0247—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 heat treatment
    • C21D8/0263—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 heat treatment following 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
    • C21D8/0247—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 heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/14—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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16B—DEVICES FOR FASTENING OR SECURING CONSTRUCTIONAL ELEMENTS OR MACHINE PARTS TOGETHER, e.g. NAILS, BOLTS, CIRCLIPS, CLAMPS, CLIPS OR WEDGES; JOINTS OR JOINTING
    • F16B5/00—Joining sheets or plates, e.g. panels, to one another or to strips or bars parallel to them
    • F16B5/08—Joining sheets or plates, e.g. panels, to one another or to strips or bars parallel to them by means of welds or the like
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B7/00—Layered products characterised by the relation between layers; Layered products characterised by the relative orientation of features between layers, or by the relative values of a measurable parameter between layers, i.e. products comprising layers having different physical, chemical or physicochemical properties; Layered products characterised by the interconnection of layers
    • B32B7/04—Interconnection of layers
    • B32B7/05—Interconnection of layers the layers not being connected over the whole surface, e.g. discontinuous connection or patterned connection
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

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)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

Цей винахід належить до холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, виготовленого із сталі, що має склад, який містить у масових відсотках: C - 0,03-0,18, Mn - 6,0-11,0, Al - 0,2-3, Mo - 0,05-0,5, B - 0,0005-0,005, S≤0,010, P≤0,020, N≤0,008, Ti≤0,050, і, необов'язково, містить один або кілька з наступних елементів, в масових відсотках: Si≤1,20, Nb≤0,050, Cr≤0,5, V≤0,2, при цьому решта складу є залізом і неминучими домішками, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка містить у собі, в частках поверхні, від 25 до 55 % залишкового аустеніту, від 45 до 75 % фериту, менше 5 % свіжого мартенситу, вміст вуглецю [C]A і марганцю [Mn]A в аустеніті, виражений в масових відсотках, такий, що відношення ([C]A×[Mn]²A)/(C%×Mn%) становить від 19,0 до 41, при цьому C% і Mn% являють собою номінальні значення вмісту вуглецю і марганцю в масових % і щільність карбідів нижче 3×106/мм², і неоднорідне повторне виділення марганцю характеризується розподілом марганцю з відхиленням не менше -30.

Description

А - 0,2-3,
Мо - 0,05-0,5, в - 0,0005-0,005, 5:0,010,
Рах0,020,
М-20,008,
Тіх0,050, і, необов'язково, містить один або кілька з наступних елементів, в масових відсотках: і«1,20,
Мра0,050,
Сте0,5,
М«0,2, при цьому решта складу є залізом і неминучими домішками, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка містить у собі, в частках поверхні, від 25 до 55 95 залишкового аустеніту, від 45 до 75 95 фериту, менше 5 95 свіжого мартенситу, вміст вуглецю |С|д ії марганцю |Мп|д в аустеніті, виражений в масових відсотках, такий, що відношення (ІСІАх|Мп|"А)/ (Со хМпоо) становить від 19,0 до 41, при цьому СУо і МпУю являють собою номінальні значення вмісту вуглецю і марганцю в масових 95 і щільність карбідів нижче 3х106/ммУ, і неоднорідне повторне виділення марганцю характеризується розподілом марганцю з відхиленням не менше -30. я : | Що Й сів Бипробрязних ЗХ ек : : шк і «фе июревбувнеюх 1 я я І г у
В Ж ' . . Не У .
Вами Ма еле МВ ріг. 2
Цей винахід відноситься до високоміцного сталевого листа, що має хороші характеристики зварюваності, і способу одержання такого сталевого листа.
Для виробництва різних виробів, таких як-от деталі конструкційних елементів і панелей кузова автомобільних транспортних засобів, відомо застосування листів, виготовлених з ЮР- (двофазних) сталей або ТКІР-сталей (з пластичністю, зумовленою перетворенням).
Одна з головних проблем автомобільної промисловості полягає у зменшенні маси транспортних засобів для підвищення ефективності використання ними палива, без нехтування вимог безпеки і у світлі охорони глобального довкілля. З метою досягнення відповідності зазначеним вимогам у сталеливарній промисловості постійно розробляються нові високоміцні сталі для того, щоб мати листи з підвищеною границею плинності і міцністю на розрив, а також з хорошою тягучістю і формовністю.
Сутність однієї з розробок, виконаних для покращення механічних властивостей, полягає у збільшенні вмісту марганцю в сталі. Присутність марганцю сприяє підвищенню тягучості сталей завдяки стабілізації аустеніту. Однак ці сталі демонструють погіршення властивостей, зумовлене крихкістю. Для подолання згаданої проблеми додають такі елементи, як бор.
Зазначені хімічні композиції з додаванням бору є дуже в'язкими на стадії гарячої прокатки, а гаряча смуга є надто твердою для подальшої переробки. Найбільш ефективним способом пом'якшення гарячої смуги є періодичний відпал, але він призводить до втрати в'язкості.
На додаток до згаданих вимог стосовно механічних властивостей, такі сталеві листи повинні показувати хорошу стійкість до рідкометалевого окрихчування (МЕ). Сталеві листи, вкриті цинком або цинковим сплавом, є дуже ефективними відносно корозійної стійкості і, тому, широко застосовуються в автомобільній промисловості. Однак на практиці було виявлено, що дугове зварювання або зварювання електроопором певних сталей може спричиняти виникнення конкретних тріщин внаслідок явища, званого рідкометалевим окрихчуванням
СІМЕ"), або утворенням тріщин, спричинених впливом рідкого металу (ІМАС"). Це явище характеризується проникненням рідкого 7п по границях зерен лежачої нижче сталевої основи під дією прикладених напружень або внутрішніх напружень, які виникають в результаті жорсткого закріплення, теплового розширення або перетворення фаз. Відомо, що додавання елементів, подібних до вуглецю або кремнію, шкідливо впливає на стійкість до І МЕ.
В автомобільній промисловості зазвичай визначають таку стійкість шляхом введення верхнього граничного значення так званого показника схильності до І МЕ, який розраховується за наступним рівнянням:
Показник схильності до І МЕ - 95б-- У6551/4, де дос і 9о5і позначають, відповідно, масові відсотки вуглецю і кремнію в сталі.
Публікація УМО 2020011638 стосується способу одержання холоднокатаної сталі із вмістом марганцю від середнього до проміжного (Мп від 3,5 до 12 965) і зниженим вмістом вуглецю.
Описані два технологічні маршрути. Перший маршрут включає міжкритичний відпал холоднокатаного сталевого листа. Другий маршрут включає подвійний відпал холоднокатаного сталевого листа, причому перший маршрут є повністю аустенітним, а другий маршрут є міжкритичним. Завдяки вибору температури відпалу досягається оптимальне співвідношення між міцністю на розрив і подовженням. Шляхом зниження температури відпалу досягається збагачення аустенітом, яке має на увазі наявність високого значення величини напруження зламу по товщині. Однак мала кількість вуглецю і марганцю, що використовуються у винаході, обмежує міцність сталевого листа на розрив величинами не вище 980 МПа.
З урахуванням вищесказаного, мета цього винаходу полягає у вирішенні вищезгаданої проблеми і одержанні холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, який поєднує дуже хороші механічні властивості, і при цьому міцність на розрив становить не менше 950 МПа, однорідне подовження, ОЕ, становить не менше 12 95 подовження, ТЕ становить не менше 1595, причому У5, ОЕ, Т5 і ТЕ задовольняють такому виразу (5 х ОЕТ5 х ТЕ)ДСО» х Мпоб) » 34 000, при цьому ТЕ представляє загальне подовження листа, виражене в 95; міцність на розрив Т5, виражена в МПа; границя плинності 5, виражена в МПа; однорідне подовження ШОЕ, виражене в 95; де Соб і Мп9Уо представляють номінальні значення в масових 95 С і Мп в сталі.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується границею плинності, не менше 780 МПа.
Переважно, холоднокатаний, відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується показником схильності І МЕ менше 0,36.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент визначають таким чином: 60 Секв - Суо--5іУв/554-СтУ0/20-Мпув/1 9-АЇ/1 8-22 Рус-3,248В95-0,133"МпУо" Мо при цьому кількості елементів виражені у масових відсотках.
Переважно, шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей з холоднокатаного і відпаленого сталевого листа, відповідного винаходу, характеризується значенням са рівним, щонайменше 30 данН/мм-.
Мета цього винаходу досягається одержанням сталевого листа за п. 1. Сталевий лист може включати будь-які характеристики пп. 2-8, взяті індивідуально або у поєднанні.
Іншою метою даного винаходу є шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей за п. 9.
Далі винахід буде докладно описаний і проілюстрований прикладами без введення обмежень.
Згідно винаходу, вміст вуглецю становить від 0,03 95 до 0,1895 для забезпечення характеристик задовільної міцності і хорошої зварюваності. При вмісті вуглецю вище 0,18 95 можуть знижуватися зварюваність сталевого листа і стійкість до МЕ. Від вмісту вуглецю залежить температура томління: що вище вміст вуглецю, то нижча температура томління для стабілізації аустеніту. Якщо вміст вуглецю нижче 0,03 95, після томління фракція аустеніту не стабілізується в ступеню, достатньому для досягнення бажаної міцності на розрив і подовження. У кращому варіанті здійснення винаходу вміст вуглецю становить від 0,05 до 0,15 95. В іншому варіанті здійснення винаходу вміст вуглецю становить від 0,05 95 до 0,12 95.
Вміст марганцю становить від 6,0 до 11,0 95. При додаванні понад 11,0 95 може знижуватися зварюваність сталевого листа і продуктивність складання деталей. Крім того, ризик появи осьової сегрегації підвищується до рівня шкідливого впливу на механічні властивості. Оскільки температура томління значною мірою залежить від вмісту марганцю, визначається мінімальна кількість марганцю для стабілізації аустеніту, з метою одержання після томління заданої мікроструктури і міцності. Переважно вміст марганцю становить від 6,0 905 до 9 9».
Згідно винаходу, вміст алюмінію становить від 0,2 до З 95 для зменшення сегрегації марганцю при розливанні. Алюміній є дуже ефективним елементом для розкислення сталі при обробці рідкої фази. При додаванні понад З 95 може знижуватися зварюваність сталевого листа, в стані безпосередньо після лиття. До того ж, важко досягати міцності на розрив понад 980
МПа. Крім того, що вищий вміст алюмінію, то вища температура томління для стабілізації аустеніту. Алюміній додають у кількості, щонайменше 0,2 95 для підвищення стійкості продукту до змін шляхом збільшення міжкритичного діапазону, а також для покращення зварюваності.
Крім того, алюміній додають, щоб уникнути виникнення проблем, пов'язаних з утворенням включень і окисненням. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст алюмінію становить від 0,7 У до 2,2 9ов.
Вміст молібдену становить від 0,05 95 до 0,595 для зменшення сегрегації марганцю при розливанні. Крім того, додавання щонайменше 0,05 95 молібдену забезпечує стійкість до окрихчування. При введенні понад 0,5 956 додавання молібдену є коштовним і неефективним з точки зору необхідних властивостей. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст молібдену становить від 0,1 до 0,3 9».
Згідно винаходу, вміст бору становить від 0,0005 95 до 0,005 95 для покращення в'язкості сталевого гарячекатаного листа і зварюваності холоднокатаного сталевого листа при точковому зварюванні. При вмісті вище 0,005 95 активується утворення карбідів бору на попередніх границях зерен аустеніту, що робить сталь більш крихкою. У переважному варіанті здійснення винаходу вміст бору становить від 0,001 95 до 0,003 9.
До композиції сталі, відповідної винаходу, необов'язково, можна додавати деякі елементи.
Максимальна добавка кремнієвого вмісту для підвищення стійкості до ЇМЕ обмежується величиною 1,20 95. На додаток до цього, зазначений низький вміст кремнію забезпечує можливість спрощення процесу за рахунок виключення стадії травлення сталевого гарячекатаного листа перед відпалом гарячої смуги. Переважно, максимальний вміст додаваного кремнію становить 0,5 95.
Титан можна додавати до досягнення концентрації 0,050 95 для забезпечення дисперсійного зміцнення. Переважно, додають мінімум 0,010 95 титану на додаток до бору, щоб запобігти утворенню бором сполуки ВМ.
Ніобій, необов'язково, можна додавати до досягнення концентрації 0,050 95 для витончення зерен аустеніту в ході гарячої прокатки і з метою забезпечення дисперсійного зміцнення.
Переважно, мінімальна кількість доданого ніобію становить 0,010 95.
Хром і ванадій, необов'язково, можна додавати до досягнення відповідно 0,5 95 ї 0,2 95 для забезпечення підвищеної міцності.
Решта складу сталі є залізо і домішки, що утворюються в результаті виплавляння. Стосовно цього, щонайменше Р, 5 і М вважаються залишковими елементами, які є неминучими домішками. Їх вміст не перевищує 0,010 95 для 5; 0,020 95 для Р і 0,008 95 для М.
Далі буде описана мікроструктура холоднокатаного і відпаленого сталевого листа згідно винаходу. Вона містить, в частках поверхні: - від 25 95 до 55 96 залишкового аустеніту, - вміст вуглецю |С|А і марганцю (|Мп|д в аустеніті, виражений в масових відсотках, такий, що відношення (ІСІ х (Мпа) / (Со х Мпоб) становить від 19,0 до 41,0 95 мас., при цьому Сб ії МпУо представляють номінальні значення вмісту вуглецю і марганцю у масових 55 і - від 45 95 до 75 Уо фериту, - менше 5 95 свіжого мартенситу, - щільність карбідів нижче З х 106/мм: і - неоднорідне повторне виділення марганцю, яке характеризується розподілом марганцю з відхиленням, не менше -30.
Мікроструктура сталевого листа, відповідного винаходу, містить від 25595 до 5595 залишкового аустеніту, а переважно, від 30 до 50 95 аустеніту. При концентраціях аустеніту нижче 25 95 або вище 55 95 однорідне і загальне подовження, СЕ і ТЕ, не можуть досягати відповідних мінімальних величин, 12 9б і 15 95.
Такий аустеніт утворюється в ході міжкритичного відпалу сталевого гарячекатаного листа, а також протягом першого і другого міжкритичного відпалу холоднокатаного сталевого листа. Під час міжкритичного відпалу гарячекатаного сталевого листа утворюються області, які мають вміст марганцю вище за номінальне значення, і області, які мають вміст марганцю нижче за номінальне значення, створюючи неоднорідний розподіл марганцю. Відповідно, разом із марганцем сегрегується вуглець. Зазначену неоднорідність марганцю вимірюють за допомогою відхилення розподілу марганцю для сталевого гарячекатаного листа, яке повинно дорівнювати - або більше, як показано на Фіг. 2 і пояснюється нижче.
Внаслідок неоднорідного повторного виділення марганцю в аустеніті після відпалу гарячої смуги і низької швидкості дифузії марганцю в аустеніті, неоднорідність марганцю, утворюваного в ході відпалу гарячої смуги, як і раніше, є наявною після першого і другого міжкритичного 30 відпалу холоднокатаного сталевого листа. Про це може свідчити відхилення розподілу марганцю в мікроструктурі, яке є не меншим -30.
Концентрації вуглецю |С|д Її марганцю |Мп|А в аустеніті, виражені в масових відсотках, є такими, що відношення (ІСІ|д х |Мп|А) / (СУюо х Мп») становить від 19,0 до 41,0 95 мас. Коли це відношення менше 19,0, залишковий аустеніт не є достатньо стабільним, що призводить і до зниження границі плинності і скорочення подовження внаслідок швидкого перетворення залишкового аустеніту на мартенсит. Коли зазначене відношення перевищує 41,0, залишковий аустеніт є надто стабільним для проявлення адекватного ТКІР-ТМ/ІР-ефекту при деформації.
Такий ефект ПТУМІР-ТКІР пояснюється, зокрема, в роботі "ОБзегуайоп-ої-Іпе- ГМІР-ТВІР-Ріавіїсіту-
Еппапсетепі-Меспапізпт-іп-АІ-Адава-6-УМ-Реі-Меаішт-Мп-еїее!", БОЇ: 10.1007/511661-015-2854- 7, Те Міпега!5, Меїа!5 4 МаїегтіаІ5 босієїу апа АЗМ Іпіегпайіопа! 2015, р. 2356 Моїште 46А, дипе 2015(5.1ЕЕ, К.Г ЕЕ, апа В. б. ОЕ СООМАМ).
Мікроструктура сталевого листа, відповідного винаходу, містить від 45 95 до 75 95 фериту, переважно від 45 до 7095 фериту. Такий ферит утворюється в ході міжкритичного відпалу сталевого гарячекатаного листа, а також в ході першого і другого міжкритичного відпалу холоднокатаного сталевого листа.
Свіжий мартенсит може бути присутнім у кількості до 5 95 у частках поверхні, але він не є фазою, бажаною в мікроструктурі сталевого листа, що відповідає винаходу. Він може утворюватися на кінцевій стадії охолодження до кімнатної температури внаслідок перетворення нестабільного аустеніту. Справді, згаданий нестабільний аустеніт з низьким вмістом вуглецю і марганцю призводить до того, що початкова температура утворення, мартенситу М5 перевищує 20"Сб. З метою досягнення кінцевих механічних властивостей вміст свіжого мартенситу обмежується кількістю максимум 595, переважно, максимум 395 або більш переважно зменшеним до 0.
Нарешті, щільність карбідів повинна зберігатися нижче 3 х 105/мм? для забезпечення того, щоб універсальний показник сполучення властивостей (5 х ЦОЕ-Т5 х ТЕС х Мпоб) залишався вищим за 34 000. Такі карбіди можуть утворюватися в ході першого відпалу після холодної прокатки, якщо температура ТІ є надто низкою.
Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, відповідний винаходу, характеризується міцністю на розрив, Т5 не менше 950 МПа, однорідним подовженням ШОЕ, не менше 12 95, і 60 загальним подовженням ТЕ, не менше 15 95.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується границею плинності, не менше 780 МПа.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується показником схильності до МЕ нижче 0,36.
Переважно, холоднокатаний і відпалений сталевий лист характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,495 для покращення зварюваності. Вуглецевий еквівалент визначається таким чином: Секв - Сб БІОв/55--Стг95/20-М поь 9-АЇ9/18-2, 2 Рус-3,24В9р6- 0,133"Мпо"Мо, при цьому концентрації елементів виражені у масових відсотках.
Зварну конструкцію можна виготовляти шляхом одержання двох деталей з листів холоднокатаної і відпаленої сталі, які відповідають винаходу, а потім здійснення контактного точкового зварювання цих двох сталевих деталей.
Шви контактного точкового зварювання, що з'єднують перший лист з другим, відрізняються високою стійкістю у випробуванні на розтяг хрестоподібного зразка, яка визначається величиною а, яка дорівнює, щонайменше 30 даН/мм-.
Сталевий лист, що відповідає винаходу, можна одержувати будь-яким відповідним способом виготовлення, і його може визначати фахівець в цій галузі техніки. Однак переважно використовувати спосіб згідно винаходу, який включає наступні стадії:
Одержують напівпродукт, здатний піддаватися подальшій гарячій прокатці, зі складом сталі, описаним вище. Цей напівпродукт нагрівають до температури від 1150 "С до 1300 "С для можливості полегшення гарячої прокатки, при цьому кінцева температура гарячої прокатки КТП становить від 800 "С до 1000 "С. Переважно температура КТП становить від 850 "С до 950 "С.
Потім гарячекатану сталь охолоджують і змотують в рулон при температурі Трулон, яка становить від 20 до 650 "С, переважно від 300 до 500 "С.
Після цього сталевий гарячекатаний лист охолоджують до кімнатної температури, і його можна піддавати травленню.
Потім сталевий гарячекатаний лист нагрівають до температури відпалу, Твгл, яка знаходиться в значень діапазоні від Тс1 до 680 "С. Тс1 є температурою, при якій розчиняються всі карбіди гарячекатаного листа, який характеризується однорідним номінальним розподілом вуглецю і марганцю. Температура Тс1 вище температури Асі, оскільки значення Тс1 є граничною лінією між трифазною областю ферит/аустеніт/карбіди і двофазною областю ферит/аустеніт, яка знаходиться вище температури Ас1, оскільки значення Асі є граничною лінією між областю ферит/карбід і областю ферит/аустеніт/карбіди. Температура Твгл переважно становить від 580 до 680 "С.
Сталевий лист витримують при зазначеній температурі Твгл протягом періоду часу витримування, івгл, від 0,1 до 120 год., для активування дифузії марганцю. Крім того, зазначена термообробка гарячекатаного сталевого листа дозволяє знижувати твердість сталевого гарячекатаного листа при одночасному збереженні в'язкості вище 0,4 Дж/мм.
Потім гарячекатаний і термооброблений сталевий лист охолоджують до кімнатної температури, і його можна піддавати травленню для усунення окиснення.
Після цього здійснюють холодну прокатку гарячекатаного і термообробленого сталевого листа зі ступенем обтискання від 20 95 до 80 95.
Далі холоднокатаний сталевий лист піддають першому відпалу при міжкритичній температурі Т1, яка знаходиться в діапазоні від Тс2 до Твгл протягом періоду часу витримування, М, який становить від 1 до 120 год. Тс2 є температурою, при якій розчиняються всі карбіди холоднокатаного листа, який характеризується неоднорідним розподілом вуглецю і марганцю. Температура Тс2 зазвичай нижче температури Тс1 внаслідок наявності зони, збагаченої С і Мп. Якщо значення Т1 нижче Тс2, залишатиметься висока щільність карбідів, які можуть повністю розчинятися під час другого відпалу. Вуглець і марганець, пов'язані у формі карбідів, не можуть сприяти утворенню і стабілізації залишкового аустеніту. Крім того, температура першого відпалу має бути нижче Твгл для збільшення концентрації вуглецю і марганцю в аустеніті. З урахуванням вищесказаного наявність високої щільності карбідів призводить до зниження універсального показника сполучення властивостей (5 х ОЕ-Т5 х
ТЕС» х Мп) до величини менше 34000.
Міжкритична температура Т1 переважно становить від 500 до 650 "С і більш переважно від 540 "С до 630 "С, а час М евитримування становить від 1 до 30 год. Такий перший відпал можна виконувати в режимі періодичного відпалу.
Потім холоднокатаний сталевий лист піддають другому відпалу при міжкритичній температурі 12, яка становить від 650 до 750 "С протягом періоду часу витримування, 12, який становить від 10 до 1000 с.
Другий відпал здійснюють при вищій температурі, ніж перший, для збільшення частки залишкового аустеніту і розведення вуглецю і марганцю в залишковому аустеніті, з метою надання доцільної механічної стабільності аустеніту, що забезпечує стійкий ТКІР-ТУМ/ІР-ефект при деформації.
Переважно, міжкритична температура Т2 становить від 670 до 720 "С, а період часу 2 становить від 80 до 500 с. Такий другий відпал можна виконувати в режимі безперервного відпалу.
Потім холоднокатаний і відпалений сталевий лист охолоджують до температури нижче 80 "С, переважно до кімнатної температури. В ході охолодження певна частка аустеніту, менш збагаченого марганцем і вуглецем, може перетворюватися на свіжий мартенсит.
Після цього на лист можна наносити покриття будь-яким відповідним способом, включаючи нанесення покриття зануренням у розплав, електроосадження або вакуумне напилення цинку або сплавів на його основі, або алюмінію або сплавів на його основі.
Далі винахід буде проілюстровано наступними прикладами, які жодним чином не є обмежувальними.
Приклади
Сталі трьох марок, склади яких наведені в таблиці 1, відливали у вигляді напівпродуктів і переробляли на сталеві листи.
Таблиця 1. Склади
Випробувані склади зведені в наступній таблиці, в якій вміст елементів виражений в масових відсотках. секс (мія ее 51811811 т ев
А 0,090 9,53) 1,69 | 0,32 | 0.002 | 0,002 0,01010,003/ 0 |0,031Щ|0,01510,17 | 550 | 845 в 052 772| 094 | 0,22 0,003 Ц10,002 0,01210,003І10,02| 0 1|0,01810,93 | 560 | 820
Температури Ас! і Ас3 визначені шляхом дилатометричних випробувань на холоднокатаному листі і металографічного аналізу.
Таблиця 2. Параметри процесу одержання гарячекатаних і термооброблених сталевих листів
Безпосередньо після виливання сталеві напівпродукти повторно нагрівали при 1200 "С, здійснювали гарячу прокатку, а потім змотували в рулони при 450 "С. Після цього гарячекатані і змотані в рулони сталеві листи піддають термообробці при температурі Твгл і витримують при зазначеній температурі протягом періоду часу витримування, ївгл. Для одержання гарячекатаних і термооброблених сталевих листів застосовували такі конкретні умови: 00711171 ктпсс) | тзРОС) | Тедос) | вт(год) 217117 А ЇЇ 777171711790077777 450 | .-.юЮюЙмвю 7 |гло1 у 72 | А ЇЇ .ЮюЮюКжв800 | 450 | (баб | 7 /ло 7783 | А ЇЇ щв900 2 щ | 450 | 60 | 0 774 А щЮК900 Б | 450 | 60 | 0 ( 75 А щКРФ 900 | 450 | -(|м 60 | ло у 776 ГАЇ щКМ 900 | 450 | 60 | 0 277 А ЇЇ 77778900... 450 | 2 .-:.|КхБ: 60 7 | 7777ло1 у 7778 | А щК 8900 щ | 450 | 60 | 0 779 А ЦБ 900 | 450 | (Р Об4б | 777 /ло 10 | в'Її щ(,рРвоо 7 450 | 2 щ-:|Х« 60 | ло у 171 в'ї 71180071 7111450 | 77777171 6407777777 |у 712 | в'Ї в00 | 450 | щ-ХхБ 60 | 0 13 | в'Ї щ-(,л8в00 7 450 | щ-:Х(м 60 -: | ло 774 |в щющющрРвоо0 | 450 | -(х 640 | 77 /ло 715. | в Ї щмв0о | 450 | щ-МмБ 60 щ(- |! ло 16 | в'Ї щХх8в50 | 450 | (м 60 | ло у 217 с717771111800111 111450 ЇЇ -1111111171Ї111111- 718. | с .....в8600 2 2 юЮюЮЇ 40 | - | - 719 ЇЇ с 7177777777900777 | 450 | (: - Її 77717 -
Проводили аналіз гарячекатаних і термооброблених сталевих листів, і відповідні характеристики наведені в таблиці 3.
Таблиця 3. Мікроструктура гарячекатаного і термообробленого сталевого листа
Визначали відхилення розподілу марганцю.
Термообробка гарячекатаного сталевого листа дозволяє марганцю дифундувати в аустеніт: повторне виділення марганцю є неоднорідним, і таким, що включає області з низьким вмістом марганцю і області з високим вмістом марганцю. Зазначена неоднорідність марганцю сприяє досягненню певних механічних властивостей і може бути виміряна з допомогою концентрації марганцю.
На Фіг. 1 представлені вирізані зразки гарячекатаних і термооброблених сталевих листів випробування 17 і випробування 1. Чорна область відповідає зоні з нижчою кількістю марганцю, сіра область відповідає підвищеній кількості марганцю.
Зазначену фігуру одержують в такий спосіб: з гарячекатаного і термообробленого сталевого листа на товщини 7: вирізають зразок для випробувань і полірують його.
Потім знімають характеристики вказаного зазначеного зразка з допомогою електронно- зондового мікроаналізатора з емісійною польовою гарматою ("РЕС") при збільшенні більше 10000х для визначення кількості марганцю. Складають три карти розподілу розміром 10 мкм"10 мкм для різних частин вирізаного зразка. Зазначені карти складаються з пікселів розміром 0,01 мкм2. В кожному пікселі обчислюють кількість марганцю у масових відсотках, а потім наносять точки на криву, яка представляє сукупну частку площі за даними трьох карт як функцію кількості марганцю.
Зазначена крива побудована на Фіг. 2 для випробування 17 і випробування 1: 100 95 зрізаного зразка листа містять більше 1 95 марганцю. У разі випробування 1, 20 95 вирізаного зразка листа міститься більше 10 95 марганцю.
Потім обчислюють відхилення одержаної кривої між точкою, яка представляє 80 95 сукупної частки площі, і точкою, яка представляє 20 95 сукупної частки площі.
У разі випробування 1 зазначене відхилення перевищує -30, показуючи, що повторне виділення марганцю є неоднорідним тобто таким, що містить області з низьким вмістом марганцю і області з високим вмістом марганцю.
На противагу цьому, у разі випробування 17 відсутність термообробки після гарячої прокатки зумовлює той факт, що повторне виділення марганцю не є неоднорідним, і це можна бачити за величиною відхилення розподілу марганцю, яке не перевищує -30. 61 8 8
Підкреслені значення: не відповідають заданим величинам
Таблиця 4. Технологічні параметри одержання холоднокатаних і відпалених сталевих листів
Потім здійснюють холодну прокатку одержаного гарячекатаного і термообробленого сталевого листа. Після цього холоднокатаний сталевий лист спочатку відпалюють при температурі Т1 і витримують при зазначеній температурі протягом періоду часу витримування
НИ, перед охолодженням до температури нижче 80 "С. Потім сталевий лист відпалюють вдруге при температурі 12 і витримують при зазначеній температурі протягом періоду витримування 2, перед охолодженням до кімнатної температури. Для одержання холоднокатаних і відпалених сталевих листів застосовували такі конкретні умови: 11111111) тл(год)| т20с) | го) 11115011 |1бго1116 1711700 | 150 221 177711111111111115011111111111111|115601116 1-0 | - 281 177711111111111115011111717171717171717171171|111560 17116 171700 | 150 77174 7177771111111111150111111111111171 11501116 1-1 - 251 177711111111111115011111717171717171717171171|1115Ю 171716 | 700 | 150 7767 17777717111711111115011111717171717171717171171|11150 171716 | 700 | зо 27111150 540 17116 17170 | 150 287 1777771111111111150111111171717117171171|11150 171716 171720 | 150 29 177771111111111115011111717171717171717171171|1115Ю 1717176 1 730 | 150 207 177777111111111115011117171717171717171717171 11630116 | 670 | 120 и 111115о1111111117171717171|11630 17116 1 690 | 120 2127 17777711111111111501111171717171717171717171 11630116 | 70 | 120 213 177777117171717171711115011117171717171717171717171 16001116 1 670 | 120 727147177777111111111115о0111117171717171717171717171 16001716 11690 | 120 2151 17771111111111111501111171717171717171717171 16001116 1 о | 20 21611151 11101 | то 21471151 111725,11 017 | 5БО | 900 218 177771111111111115011117171717171711111|111725. 1017. | 52о | 900 19 Ї777777171717171711111150111717171717171717171717111Ї711750 1 ооло | 550 | 900
Підкреслені значення: параметри, які не дозволяють досягати заданих властивостей
Потім виконували аналіз холоднокатаних і відпалених листів, і відповідні дані відносно елементів мікроструктури, механічних властивостей і характеристик зварюваності, наведені, відповідно, в таблицях 5, 6 і 7.
Таблиця 5. Мікроструктура холоднокатаного і відпаленого сталевого листа
Визначали відсоткові вмісти фаз мікроструктур холоднокатаних і відпалених сталевих листів, одержаних після другого відпалу.
Величини |Сід і |Мп|д відповідають кількості вуглецю і марганцю в аустеніті, вираженому у масових відсотках. Їх вимірюють методом дифракції рентгенівських променів у випадку вуглецю і при використанні електронно-зондового мікро аналізатора з польовою емісійною гарматою у випадку марганцю.
Частки фаз на поверхні мікроструктури визначають в такий спосіб для виявлення мікроструктури з холоднокатаного і відпаленого сталевого листа вирізають зразок для випробувань, полірують і піддають травленню реагентом, відомим в цій якості. Після цього вирізаний зразок досліджують з допомогою електронного сканувального мікроскопа, наприклад, сканувального електронного мікроскопа з польовою емісійною гарматою ("БЕС-5БЕМ") при збільшенні більше 5000", в режимі реєстрації вторинних електронів.
Визначення частки фериту на поверхні здійснюють з допомогою досліджень методом СЕМ після травлення реагентами ніталь або пікраль/ніталь.
Визначення об'ємної частки залишкового аустеніту виконують методом дифракції рентгенівських променів.
Щільність карбідів визначають через посередництво вирізаного з листа зразка, досліджуваного з допомогою сканувального електронного мікроскопа з польовою емісійною гарматою ("РЕС-5ЕМ") і аналізу зображень зі збільшенням більше 15000.
НД . . Відхилення - Свіжий ІСІк о Щільність
Випробування зустеніт (95) т мартенсит / (5 Мне ь |сіахІМиі (Сех Мис) карбідів 2 в (90) мас.) «Зх 105/мм 77771117 17з30 | 701 ЮюЮющфщ0 |0б25| 121 | 2 щющЦ-Х 427. | так. | 25 | 725 73 | 38 | 621 0 |020| 13 | щ 258 | так. | 25 | 728 14 | 25 | 751 що |029| 123 | 52 | так. | 128 | 7-28 75 5Ю | 34 | 661 0 |022| 115 | ющ 3359 | так | -ж28 | 73 6 | 37 | 631 що |0б20| 113 | 298 | так. | 28 | 130 77 | 40 | 601 що ол її | 273 | так. | 128 | 133 78 ЇЇ 48 | 501 Бюжюкф|2 об! 108 | 278 | так | -28 | «37 9 | 48 | 431 9 |ол4| 106 | 183 2 щ| так. | 28 | «4 710 | 38 | 621 0 031, 96 | 253 | так | 25,5 | 235 71171711 42 | 58 1.юЮюжБКм0 10301 95 | 2 Юющ 231 | так | 235 | -23,7 712. | 46 | 541 що0 |028| 95 | ющ юКЗ 275 | так. | 25,5 | -24л 377136 | 61 0 10830, 971 21 | но | 225 255 14. 44 | 561 2 Юющ 0 |025| 93 | 184 | нн | 225 | -22 756-172 1501 6 1023, 921 166.1 но | 225 | 232 717. | 719 | 351 що 015186 | 274 | так. | з2 | 0 718 | 716 | 351 2 щ 0 07, 87 | 322 2 | так. | 52 | з
І 19 | 718 | 20 | що |0л5| 88 | щ 250 | так | 60 | 5
Підкреслені значення: не відповідають винаходу, н/о: не визначали
На додаток до залишкового аустеніту і фериту, результати випробувань 17-19 включають повторно виділений мартенсит у відповідних кількостях, 46, 49 і 62 9».
Неоднорідність розподілу марганцю, одержана після відпалу сталевого гарячекатаного листа, зберігається в максимально можливій мірі після обох стадій відпалу холоднокатаних сталевих листів. Це можна бачити при зіставленні відхилення розподілу марганцю, одержаного після відпалу сталевого гарячекатаного листа (в таблиці 3), і відхилення розподілу марганцю, одержаного після стадій першого і другого відпалу холоднокатаного сталевого листа (таблиця 5).
Таблиця 6. Механічні властивості одержаних холоднокатаних і відпалених листів
Механічні властивості одержаних холоднокатаних і відпалених листів визначені і наведені в наступній таблиці нижче.
Границя плинності, 5, міцність на розрив, Т5, а також загальне і однорідне подовження ТЕ,
ОЕ, вимірювали відповідно до стандарту ІЗО 6892-1, опублікованого у жовтні 2009 р. 7776 | 17108 | 132 | 16,65 | 2 -( 36628... | 9955 7777 | 11938 1 144 | 16,07 | -.-./у/"/юЮИр/ о 38376.4.6Й..ююю..С:/!| 966 Щ 77778... 1195 | 13 | 164 | щ-Ф о 35725....:/( | 83 777779 | 1231 | 176 113,9, | 2 ..-./-НфКл, 28768,.77.....:С/У . Ц.Е,, | 65 713. 995 | 97 | 1666 | щ - 22086 | 969 718777 | 1157 1 99 | 7121 | - о бегої | пов
Підкреслені значення: не відповідають заданим величинам
У випробуваннях 2 і 4 листи не піддавали другому відпалу для розрідження марганцю і вуглецю в аустеніті. З урахуванням вищесказаного, одержаний аустеніт є надто стабільним після першого відпалу, що призводить до малого подовження.
У випробуванні лист 9 піддавали впливу температури 12 другого відпалу, яка була занадто високою, що призводить до утворення занадто великої частки аустеніту, частина якого при охолодженні перетворюється на свіжий мартенсит, що призводить до зниження границі плинності. Крім того, залишковий аустеніт також не є достатньо стабільним, що призводить до зниження границі плинності і зменшення подовження.
У випробуваннях 13, 14 і 15 листи піддавали першому відпалу, температура якого була недостатньо високою, що призводить до формування високої щільності карбідів, які не можуть легко розчинятися під час другого відпалу. Вуглець і марганець, пов'язані у формі карбідів, не можуть сприяти утворенню і стабілізації залишкового аустеніту. З урахуванням вищесказаного наявність високої щільності карбідів призводить до зниження універсального показника сполучення властивостей (5 х ОЕ-Т5 х ТЕ) Со х Мпоб), який є занадто низьким.
У випробуванні 16 лист не піддавався першому відпалу і не показує достатньої кількості фериту в своїй мікроструктурі. Крім того, він містить 5 95 свіжого мартенситу, а залишковий аустеніт не достатньо стабільний. Зазначені відхилення від мети винаходу призводять до досягнення значення універсального показника поєднання властивостей, яке є надто низьким.
Таблиця 7. Характеристики зварюваності холоднокатаного і відпаленого сталевого листа
На холоднокатаних і відпалених сталевих листах виконували точкове зварювання в умовах стандарту ІЗО 18278-2.
У застосовуваному випробуванні зразки складаються з двох листів сталі у формі звареного хрест-на-хрест еквівалента. Для руйнування точки зварювання надається сила. Зазначена сила, відома як міцність на розтяг хрестоподібного зразка (СТ5), виражається в одиницях дан. Вона залежить від діаметра зварної точки і товщини металу, тобто товщини сталі і металевого покриття. Це забезпечує можливість обчислення коефіцієнта а, який є відношенням величини
СТ5 до добутку діаметра зварної точки і товщини основи. Зазначений коефіцієнт виражається в одиницях дан/мм".
Характеристики зварюваності одержаного холоднокатаного і відпаленого листа визначені і зведені в наступній таблиці: т 681171Ї11111111111111111111111110091С1 21111176 Ї11111111111111111111111111009СсС1 81111116 Ї1111111111111111111111111009СсС1 22747116 Ї11111111111111111111111111009СсС1
С 65111111117681Ї1111111111111111111111111009СсС1 26171711117681Ї111111111111111111111111009СсС1 71116817 Ї11111111111111111111111110091СсС1 28171716 Ї11111111111111111111111111009СсС1 28111116 Ї1111111111111111111111111009СсС1 21851 Ї11111111111111111111111111006ССсС1С 2718 71711117851Ї1111111111111111111111111006ССсС1С 2719 717711111785Ї1111111111111111111111111006ССсС1С
Показник схильності до ГМЕ - 95 --9551/4 в У5 мас.

Claims (10)

ФОРМУЛА ВИНАХОДУ
1. Холоднокатаний і відпалений сталевий лист, виконаний зі сталі, що має склад, який містить, у масових відсотках: С -0,03-0,18,
Мп - 6,0-11,0, АЇ - 0,2-3, Мо - 0,05-0,5, в - 0,0005-0,005, 5:0,010, Рах0,020, Мм20,008, Тіх0,050, при цьому решта складу є залізом і неминучими домішками, що утворюються при плавці, зазначений сталевий лист має мікроструктуру, яка містить, в частках поверхні: від 25 до 55 95 залишкового аустеніту, від 45 до 75 95 фериту, менше 5 95 свіжого мартенситу, вміст вуглецю |СіІд ї марганцю |Мп|д в залишковому аустеніті, виражений в масових відсотках, є таким, що відношення (ІСІАх|Мп|гА)С95 хМпоб) становить від 19,0 до 41,0 мас. 95, при цьому С9о і Мп9о являють собою номінальні значення вмісту вуглецю і марганцю в масових 95, а щільність карбідів нижче 3х106/ммуУ, і неоднорідне повторне виділення марганцю характеризується розподілом марганцю з відхиленням не менше -30.
2. Сталевий лист за п. 1, в якому склад сталі додатково містить один або кілька з таких елементів, у масових відсотках: 5і«1,20, МЬ2х0,050, Ст«0,5, (М«0,2.
3. Сталевий лист за п. 1 або 2, в якому вміст вуглецю становить від 0,05 до 0,15 95.
4. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-3, в якому вміст марганцю становить від Є до 9 95.
5. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-4, в якому вміст алюмінію становить від 0,7 до 2,2 9.
6. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-5, в якому міцність на розрив становить не менше 950 Мпа, однорідне подовження ШОЕ становить не менше 12 95, загальне подовження ТЕ становить не менше 1595, і в якому У5, ПЕ, Т5 і ТЕ задовольняють такому виразу (5хОЕ-ТехТЕ)СУюхМпов)» 34000, при цьому СУо і Мп9о є номінальними значеннями вмісту вуглецю і марганцю в масових 95.
7. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-6, в якому границя плинності становить не менше 780
МПа.
8. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-7, в якому показник схильності до ЇМЕ нижче 0,36.
9. Сталевий лист за будь-яким з пп. 1-8, сталь якого характеризується вуглецевим еквівалентом Секв нижче 0,4 95, причому вуглецевий еквівалент визначається таким чином: Секв- Сов -5ІУв/55--Стг90/20--М пУв/19-АЇ6/18-2,2Руб-3,248В95-0,133хМпо хМобо, при цьому кількості елементів виражені у масових відсотках.
10. Шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей, виконаних з холоднокатаного і відпаленого сталевого листа за будь-яким із пп. 1-9, який характеризується значенням а, яке становить щонайменше 30 дан/мм.
UAA202300679A 2020-07-24 2021-07-12 Холоднокатаний відпалений сталевий лист і шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей UA129610C2 (uk)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/IB2020/057000 WO2022018501A1 (en) 2020-07-24 2020-07-24 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
PCT/IB2021/056243 WO2022018567A1 (en) 2020-07-24 2021-07-12 Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
UA129610C2 true UA129610C2 (uk) 2025-06-11

Family

ID=71895050

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
UAA202300679A UA129610C2 (uk) 2020-07-24 2021-07-12 Холоднокатаний відпалений сталевий лист і шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей

Country Status (10)

Country Link
US (1) US12473620B2 (uk)
EP (1) EP4185729A1 (uk)
JP (2) JP2023534111A (uk)
KR (1) KR102840671B1 (uk)
CN (1) CN115552050B (uk)
BR (1) BR112022020656A2 (uk)
MX (1) MX2023000954A (uk)
UA (1) UA129610C2 (uk)
WO (2) WO2022018501A1 (uk)
ZA (1) ZA202210973B (uk)

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022018501A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018497A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018500A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and double annealed steel sheet
WO2022018499A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018498A1 (en) * 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2025056959A1 (en) * 2023-09-15 2025-03-20 Arcelormittal Cold rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same

Family Cites Families (34)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4854976A (en) 1988-07-13 1989-08-08 China Steel Corporation Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet
KR100985322B1 (ko) * 2002-12-28 2010-10-04 주식회사 포스코 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법
JP4707771B1 (ja) 2009-08-03 2011-06-22 トピー工業株式会社 磁歪膜、磁歪素子、トルクセンサ、力センサ、圧力センサおよびその製造方法
JP2011153336A (ja) * 2010-01-26 2011-08-11 Nippon Steel Corp 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
KR20150112508A (ko) 2014-03-28 2015-10-07 현대제철 주식회사 고강도 냉연강판 제조 방법
KR101561007B1 (ko) 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 재질 불균일이 작고 성형성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판, 및 그 제조 방법
US20160312323A1 (en) 2015-04-22 2016-10-27 Colorado School Of Mines Ductile Ultra High Strength Medium Manganese Steel Produced Through Continuous Annealing and Hot Stamping
MX2017014796A (es) 2015-05-20 2018-05-15 Ak Steel Properties Inc Acero avanzado de alta resistencia de tercera generacion de baja aleacion.
KR101758522B1 (ko) * 2015-12-23 2017-07-17 주식회사 포스코 항복강도 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
WO2017125773A1 (en) * 2016-01-18 2017-07-27 Arcelormittal High strength steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2017212885A1 (ja) * 2016-06-06 2017-12-14 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6837372B2 (ja) * 2016-06-06 2021-03-03 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN106244918B (zh) 2016-07-27 2018-04-27 宝山钢铁股份有限公司 一种1500MPa级高强塑积汽车用钢及其制造方法
WO2018055425A1 (en) 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
JP6811690B2 (ja) * 2017-07-05 2021-01-13 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびその製造方法
JP6811694B2 (ja) * 2017-08-24 2021-01-13 株式会社神戸製鋼所 鋼板およびその製造方法
CN107858586B (zh) * 2017-11-07 2019-05-03 东北大学 一种高强塑积无屈服平台冷轧中锰钢板的制备方法
WO2019122961A1 (en) 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
CN111771009A (zh) 2018-01-05 2020-10-13 香港大学 一种汽车钢及其制造方法
JP7354119B2 (ja) 2018-02-08 2023-10-02 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップ 亜鉛または亜鉛合金でコーティングされた鋼のブランクから物品を成形する方法
EP3594368A1 (de) 2018-07-13 2020-01-15 voestalpine Stahl GmbH Medium-mangan-kaltband-stahlzwischenprodukt mit reduziertem kohlenstoff-anteil und verfahren zum bereitstellen eines solchen stahlzwischenproduktes
KR102089170B1 (ko) * 2018-08-28 2020-03-13 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조방법
KR102109265B1 (ko) 2018-09-04 2020-05-11 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
CN110066964B (zh) 2019-04-09 2021-06-01 东北大学 一种超高强度中锰钢及其温轧制备方法
CN111218621A (zh) 2020-01-08 2020-06-02 湖南科技大学 一种超高强塑积trip钢及其制备方法
WO2022018500A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and double annealed steel sheet
WO2022018504A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Hot rolled and heat-treated steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018502A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018499A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018498A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018503A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet
WO2022018497A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same
WO2022018501A1 (en) 2020-07-24 2022-01-27 Arcelormittal Cold rolled and annealed steel sheet and method of manufacturing the same

Also Published As

Publication number Publication date
JP2025084855A (ja) 2025-06-03
WO2022018501A1 (en) 2022-01-27
MX2023000954A (es) 2023-02-22
JP2023534111A (ja) 2023-08-08
KR20230004741A (ko) 2023-01-06
US20230279528A1 (en) 2023-09-07
US12473620B2 (en) 2025-11-18
EP4185729A1 (en) 2023-05-31
CN115552050B (zh) 2023-12-22
CN115552050A (zh) 2022-12-30
BR112022020656A2 (pt) 2023-01-31
ZA202210973B (en) 2023-07-26
KR102840671B1 (ko) 2025-07-31
CA3180637A1 (en) 2022-01-27
WO2022018567A1 (en) 2022-01-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP7820314B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
UA129610C2 (uk) Холоднокатаний відпалений сталевий лист і шов контактного точкового зварювання двох сталевих деталей
JP7541123B2 (ja) 冷間圧延焼鈍され、焼戻された鋼板及びその製造方法
JP7541122B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
JP7729844B2 (ja) 冷間圧延焼鈍鋼板及びその製造方法
JP7757320B2 (ja) 冷間圧延二重焼鈍鋼板
KR102912154B1 (ko) 열간압연 및 열처리된 강 시트 및 그 제조 방법
JP7541124B2 (ja) 冷間圧延焼鈍され、分配処理された鋼板及びその製造方法
RU2804512C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2804574C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2804576C1 (ru) Холоднокатаный и отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2809296C1 (ru) Холоднокатаный отожжённый стальной лист и способ его изготовления
RU2809295C1 (ru) Холоднокатаный и подвергнутый двойному отжигу стальной лист
RU2802328C1 (ru) Горячекатаный и термообработанный стальной лист и способ его изготовления
RU2810466C1 (ru) Холоднокатаный, отожжённый стальной лист или горячепрессованная, отожжённая стальная деталь
RU2812256C1 (ru) Холоднокатаный, отожжённый и подвергнутый перераспределению стальной лист и способ его изготовления