Результат интеллектуальной деятельности: СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ХОЛОДНОКАТАНОГО ВЫСОКОПРОЧНОГО ПРОКАТА ДЛЯ ХОЛОДНОЙ ШТАМПОВКИ

Изобретение относится к области металлургии, конкретнее к технологии производства холоднокатаного проката повышенной прочности из низколегированной стали с высокими показателями пластичности, и может быть использовано для изготовления деталей, применяемых в автомобилестроении.

В настоящее время наблюдается рост производства и потребления высокопрочных сталей, спроектированных для обеспечения лучших механических свойств, а именно сочетания высоких показателей прочности (340 МПа и более) и пластичности (общее удлинение не менее 35%), а также штампуемости, одной из характеристик которой является отношение предела текучести к временному сопротивлению σ_т/σ_в (оптимальное значение должно составлять 0,60-0,75), применяемых в энергопоглощающих элементах конструкции автомобиля. Исследуемая сталь относится к классу автолистовых сталей повышенной прочности. Учитывая сложность одновременного обеспечения указанных значений свойств, необходима разработка новых технологий производства высокопрочных микролегированных автолистовых сталей различных категорий прочности с целью обеспечения требований по механическим характеристикам.

Известен способ производства листовой стали для холодной штамповки, включающий непрерывную разливку стальных слябов следующего химического состава, мас.%: C 0,002-0,007; Mn 0,08-0,16; Si 0,005-0,05; P не более 0,015; Al 0,01-0,05; N не более 0,006; S не более 0,01; Ni не более 0,04; Cu не более 0,04; Cr не более 0,04; Ti 0,05-0,12; остальное Fe, их нагрев до температуры 1150-1240°C, горячую прокатку с температурой конца прокатки не ниже 870°C, охлаждение полос водой до 550-730°C, смотку в рулон, холодную прокатку с суммарным обжатием не менее 70%, отжиг при 700-750°C с выдержкой при этой температуре 11-34 часов. Дрессировку полос ведут с обжатием 0,4-1,2% (Патент РФ 2197542, МПК C21D 8/04, C21D 9/48, опубл. 27.01.2003 г.)

Недостатки известного способа состоят в том, что он не обеспечивает требуемого уровня механических свойств, в частности значений временного сопротивления 340 МПа и более. Кроме того, для листов, получаемых в соответствии с данным способом, получают слишком низкие значения предела текучести и значения σ_т/σ_в (менее 0,60).

Наиболее близким по технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства холоднокатаного проката повышенной прочности из низколегированной стали для холодной штамповки, включающий выплавку и непрерывную разливку в слябы стали следующего химического состава, мас.%: С 0,05-0,10; Si не более 0,30; Mn 0,25-1,20; Al 0,01-0,07; N не более 0,009; Nb и/или Ti 0,01-0,08 каждого; остальное Fe и неизбежные примеси, при этом горячую прокатку проводят с температурой конца прокатки 820-875°C, смотку горячекатаных полос ведут при температуре 510-640°C, рекристаллизационный отжиг осуществляют при температуре 600-700°C, продолжительность рекристаллизационного отжига составляет 9-21 ч, дрессировку полос производят с обжатием 0,8-2,1% (Патент РФ 2358025, МПК C21D 8/04, C21D 9/48, С22С 38/06, опубл. 10.06.2009).

Способ обеспечивает получение удовлетворительных значений временного сопротивления, но при этом не обеспечивается получение заданного уровня относительного удлинения.

Техническим результатом предлагаемого изобретения является повышение пластичности и штампуемости холоднокатаного проката при сохранении прочности.

Указанный результат достигается тем, что в способе производства холоднокатаного высокопрочного проката для холодной штамповки, включающем выплавку стали, разливку, горячую прокатку, смотку полос в рулоны, холодную прокатку, рекристаллизационный отжиг, дрессировку, согласно изобретению выплавляют сталь, содержащую следующие компоненты, мас. %:

горячую прокатку проводят с температурой металла перед началом прокатки в чистовой группе клетей Т₆≤1000°C, температурой конца прокатки 845-880°C, смотку горячекатаных полос ведут при температуре 510-560°C, рекристаллизационный отжиг проводят при температуре 630-670°C, при этом продолжительность отжига составляет 15-28 часов, дрессировку проводят с обжатием не менее 1,2%.

Сущность изобретения заключается в том, что для обеспечения требуемых значений всего комплекса свойств, а именно стабильного получения высоких показателей штампуемости и пластичности при сохранении прочности, требуется формирование определенной структуры, что достигается корректировкой химического состава и технологических параметров производства.

Углерод - один из упрочняющих элементов в стали. Увеличение содержания углерода свыше 0,08% приводит к дополнительному упрочнению за счет образования частиц карбонитрида ниобия. При уменьшении содержания углерода ниже 0,05% снижаются прочностные характеристики.

Присутствие в стали хрома, никеля и меди приводит к смещению рекристаллизационных процессов в область более высоких температур. Увеличение суммарного содержания хрома, никеля и меди более 0,15% упрочняет сталь, при этом в большей степени возрастает предел текучести, чем предел прочности, а также снижается пластичность.

Ограничение содержания азота не более 0,006%, кремния не более 0,03%, марганца не более 0,65% и фосфора не более 0,015% связано с необходимостью ограничения твердорастворного упрочнения, которое приводит к снижению пластичности и штампуемости стали.

Сера является вредной примесью, ухудшающей механические свойства. Однако при содержании серы не более 0,020% ее вредное влияние проявляется слабо, а при содержании серы более 0,020% ухудшается пластичность.

Ограничение нижнего предела содержания марганца 0,30% связано с необходимостью связать серу в частицы MnS.

Алюминий введен в сталь как раскислитель. При содержании алюминия менее 0,015% снижается пластичность и штампуемость стали. Увеличение содержания алюминия более 0,050% приводит к ухудшению комплекса механических свойств.

Ввод в состав стали ниобия как легирующего элемента основан на его упрочняющей роли за счет образования дисперсных частиц, преимущественно вследствие связывания атомов углерода и азота и за счет измельчения ферритного зерна подката. Использование ниобия обеспечивает высокую однородность механических свойств по длине рулона. При содержании ниобия менее 0,005% требуемый уровень механических свойств не достигается. Увеличение содержания ниобия более 0,015% нецелесообразно, так как не наблюдается заметного увеличения прочностных характеристик, однако снижается относительное удлинение.

Ограничение температуры металла перед началом горячей прокатки в чистовой группе клетей Т₆≤1000°C обусловлено тем, что в процессе горячей прокатки начинается выделение нитрида алюминия, а при снижении Т₆ данные процессы усиливаются, за счет чего содержание азота в твердом растворе снижается, что подавляет выделение карбонитрида ниобия при прокатке, приводящее к торможению рекристаллизационных процессов и к измельчению зерна.

При температуре конца прокатки 845-880°C происходит большее пересыщение твердого раствора элементами, входящими в состав избыточных фаз (ниобием, азотом и углеродом), что приводит к большей интенсивности дисперсионного твердения из-за большей объемной доли наноразмерных частиц, выделяющихся при отжиге. Снижение температуры конца прокатки нежелательно, так как при этом преимущественно формируются субмикронные частицы карбонитрида ванадия, приводящие к измельчению зерна. При повышении заявленного температурного предела технический результат не достигался.

Использование температуры смотки в интервале 510-560°C связано с тем, что наноразмерные частицы карбонитрида ниобия будут формироваться не при охлаждении смотанного рулона, а только при отжиге, после завершения рекристаллизации, что будет положительно влиять на относительное удлинение. Снижение температуры смотки ниже 510°C технологически нецелесообразно. Увеличение температуры смотки более 560°C будет приводить к снижению прочностных характеристик из-за уменьшения количества и увеличения размеров наноразмерных частиц карбонитрида ниобия.

При температуре отжига 630-670°C (температура по металлу) продолжительностью 15-28 часов происходит полное прохождение рекристаллизационных процессов без укрупнения дисперсных частиц карбонитрида ниобия и без развития собирательной рекристаллизации, что обеспечивает получение требуемых значений предела текучести, отношения пределов и относительного удлинения.

Благодаря дрессировке снижается возможность образования на металле при холодной штамповке линий сдвига, портящих поверхность изделий. При увеличении степени обжатия при дрессировке более 1,2% снимается площадка текучести и повышается пластичность.

Примеры выполнения способа.

В кислородном конвертере ОАО «Северсталь» выплавили четыре плавки стали, химический состав которых приведен в таблице 1. Выплавленную сталь разливали на установке непрерывного литья в слябы сечением 260×1280 мм, из которых на стане горячей прокатки «2000» получали полосы толщиной 2,75 мм. Горячекатаные полосы на отводящем рольганге охлаждали водой и сматывали в рулоны. Охлажденные рулоны подвергали кислотному травлению. Затем травленые полосы прокатывали на стане холодной прокатки со степенью обжатия 64% до толщины 1,0 мм. Холоднокатаный металл подвергали рекристаллизационному отжигу в колпаковых печах с водородной защитной атмосферой в течение 24 часов. Отожженные полосы дрессировали со степенью обжатия 1,3%. Технологические параметры и механические свойства опытных плавок приведены в таблице 2.

Были опробованы следующие варианты сталей и технологических параметров.

Вариант 1 - сталь, содержащая 0,023% ниобия, что не соответствует формуле изобретения. Горячую прокатку проводили с температурой металла перед началом прокатки в чистовой группе клетей 990°C, температурой конца прокатки 860°C и температурой смотки 545°C. Температура отжига составляла 650°C. Данный вариант не соответствовал формуле изобретения по значению содержания ниобия.

Вариант 2 - сталь, химический состав которой соответствовал формуле изобретения. Горячую прокатку проводили с температурой металла перед началом прокатки в чистовой группе клетей 1112°C, температурой конца прокатки 855°C и температурой смотки 545°C. Температура отжига составляла 645°C. Данный вариант не соответствовал формуле изобретения по температуре металла перед началом прокатки в чистовой группе клетей при горячей прокатке.

Вариант 3 - сталь, химический состав которой соответствовал формуле изобретения. Горячую прокатку проводили с температурой металла перед началом прокатки в чистовой группе клетей 985°C, температурой конца прокатки 865°C и температурой смотки 542°C. Температура отжига составляла 640°C. Данный вариант соответствовал формуле изобретения.

Вариант 4 - сталь, химический состав которой соответствовал формуле изобретения. Горячую прокатку проводили с температурой металла перед началом прокатки в чистовой группе клетей 989°C, температурой конца прокатки 835°C и температурой смотки 570°. Температура отжига составляла 635°C. Данный вариант не соответствовал формуле изобретения по температуре конца прокатки и смотки.

Вариант 5 - сталь, химический состав которой соответствовал формуле изобретения. Горячую прокатку проводили с температурой металла перед началом прокатки в чистовой группе клетей 985°C, температурой конца прокатки 865°C и температурой смотки 542°C. Температура отжига составляла 690°C. Данный вариант не соответствовал формуле изобретения по температуре отжига.

Механические характеристики исследуемых сталей определяли при испытаниях на растяжение на универсальной электромеханической испытательной машине INSTRON-1185 в полуавтоматическом режиме с тензометром продольной деформации (база тензометра 26 мм). Скорость растяжения составляла 20 мм/мин, скорость деформирования ≈10^-3 с^-1. Относительная погрешность измерений составляла 0,5%. Испытания проводили в соответствии с рекомендациями ГОСТ 11701-84.

При отсутствии на кривой растяжения площадки текучести величину условного предела текучести σ_0,2 определяли по показаниям тензометра с учетом линейного участка диаграммы растяжения (кроме этого, для контроля, использовали анализ машинной диаграммы растяжения).

Видно, что для вариантов 1, 2 получены высокие значения предела текучести и, соответственно, слишком высокие значения отношения пределов, а также низкие значения относительного удлинения, а для варианта 4 - низкое значение относительного удлинения и высокое значение отношения пределов.

Для варианта 1 это связано с упрочнением за счет образования дисперсных частиц из-за повышенного содержания ниобия, для варианта 2 - с сохранением азота в твердом растворе, что способствует преимущественному выделению карбонитрида ниобия при прокатке, что приводит к торможению рекристаллизационных процессов и измельчению зерна, для варианта 4 - с выделением при низких температурах конца прокатки субмикронных частиц Nb (С, N), их коагуляцией при смотке и снижению вклада в упрочнение дисперсионного твердения.

Для варианта 5 получены низкие значения относительного удлинения и прочности, при этом значения отношения пределов высокие, что связано с формированием крупных выделений карбонитрида ниобия при отжиге, менее эффективных с точки зрения дисперсионного твердения, а также с укрупнением зерна. При этом низкие значения относительного удлинения свидетельствуют о развитии процессов собирательной рекристаллизации.

Таким образом, варианты 1, 2, 4, 5 не удовлетворяют условию формулы изобретения, при этом не получены значения удовлетворительной штампуемости.

Прокат, полученный по варианту 3, который полностью соответствовал формуле изобретения, имеет высокий уровень временного сопротивления, высокую пластичность и отношение пределов в диапазоне 0,60-0,75. Следовательно, использование данного способа обеспечивает получение всего комплекса свойств, а именно высоких значений прочности с сохранением высоких показателей штампуемости, при соблюдении низких значений отношения пределов.