Результат интеллектуальной деятельности: СПОСОБ ИЗГОТОВЛЕНИЯ ПОДВЕРГНУТОЙ ВОЗВРАТУ ЛИСТОВОЙ СТАЛИ, ИМЕЮЩЕЙ АУСТЕНИТНУЮ МАТРИЦУ

Настоящее изобретение относится к способу производства подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу. Изобретение является в особенности хорошо подходящим для использования при изготовлении автомобильных транспортных средств.

Как это известно, с учетом экономии массы транспортных средств для изготовления автомобильного транспортного средства используют высокопрочные стали. Например, для изготовления конструкционных деталей механические свойства таких сталей должны быть улучшены. Однако, даже в случае улучшения прочности стали относительное удлинение и поэтому деформируемость высокопрочных сталей ухудшались. В целях преодоления данных проблем появились подвергнутые возврату листовые стали, в частности, стали, характеризующиеся пластичностью, индуцированной двойникованием (ТВИП-стали), демонстрирующие хорошую деформируемость. Даже в случае демонстрации данным продуктом очень хорошей деформируемости механические свойства, такие как предел прочности при растяжении и напряжение при пределе текучести, не могут быть достаточно высокими для удовлетворения потребностям в автомобильной области применения.

Как это известно, для улучшения прочности данных сталей при одновременном сохранении хорошей обрабатываемости индуцируют получение высокой плотности двойников в результате холодной прокатки со следующей далее обработкой для возврата, устраняющей дислокации, но сохраняющей двойники.

Однако, в результате использования таких способов имеет место риск неполучения ожидаемых механических свойств. Действительно, специалист в соответствующей области техники может только следовать известным способам, а после этого измерять механические свойства полученной листовой стали для выяснения того, были ли достигнуты желательные механические свойства. Адаптирование условий способа в целях получения ожидаемых механических свойств является невозможным.

Таким образом, задача изобретения заключается в устранении вышеупомянутых недостатков в результате предложения способа изготовления подвергнутой возврату листовой стали, обнаруживающей, по меньшей мере, одно ожидаемое механическое свойство, при этом такое механическое свойство является улучшенным. Еще одна цель заключается в предложении подвергнутой возврату листовой стали, обладающей такими улучшенными механическими свойствами.

Достижения данной задачи добиваются в результате предложении способа изготовления листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 1 формулы изобретения. Способ также может включать характеристики из пунктов от 2 до 20 формулы изобретения.

Достижения еще одной задачи добиваются в результате предложения листовой ТВИП-стали, соответствующей пункту 21 формулы изобретения.

Исходя из следующего далее подробного описания изобретения станут очевидными и другие характеристики и преимущества изобретения.

Должны быть определены следующие далее термины:

- М: механическое свойство,

- М_target: целевое значение механического свойства,

- М_{recrystallisation}: механическое свойство после рекристаллизационного отжига,

- М_cold-roll: механическое свойство после холодной прокатки,

- UTS: предел прочности при растяжении,

- ТЕ: совокупное относительное удлинение,

- Р: величина PAREQ,

- Р_target: целевое значение величины PAREQ,

- FWHM: полная ширина на половине высоты максимума в спектре рентгеновской дифракции, и

- FWHM_target: целевое значение полной ширины на половине высоты максимума в спектре рентгеновской дифракции.

Изобретение относится к способу изготовления подвергнутой возврату листовой стали, включающей аустенитную матрицу и обнаруживающей, по меньшей мере, одно механическое свойство (М), равное или более высокое в сопоставлении с целевым значением M_target, состав которой содержит при расчете на массу:

0,1 < C < 1,2%,

13,0 ≤ Mn < 25,0%,

S ≤ 0,030%,

P ≤ 0,080%,

N ≤ 0,1%,

Si ≤ 3,0%

и исключительно в необязательном порядке один или несколько элементов, таких как

Nb ≤ 0,5%,

B ≤ 0,005%,

Cr ≤ 1,0%,

Mo ≤ 0,40%,

Ni ≤ 1,0%,

Cu ≤ 5,0%,

Ti ≤ 0,5%,

V ≤ 2,5%,

Al ≤ 4,0%,

при этом остаток состава составляют железо и неизбежные примеси, получающиеся в результате разработки,

причем такой способ включает стадии, заключающиеся в:

А. стадии калибровки, где:

I. получают, по меньшей мере, 2 образца упомянутой стали, подвергшейся термообработкам в диапазоне от 400 до 900°С в течение от 40 секунд до 60 минут в соответствии с величинами PAREQ P,

II. указанные образцы подвергают исследованию рентгеновской дифракции в целях получения спектров, включающих основной пик, у которого измеряют ширину на середине высоты FWHM,

III. измеряют значение M для таких образцов,

IV. проводят измерение для состояния возврата или рекристаллизации каждого образца,

V. вычерчивают кривую зависимости М от FWMH в домене, где образцы подвергаются возврату в диапазоне от 0 до 100%, но не рекристаллизации,

В. стадии вычисления, где:

I. определяют значение FWHM_target, соответствующее значению M_target,

II. определяют величину PAREQ P_target для термообработки, проводимой в целях достижения такого значения M_target, и

III. выбирают время t_target и температуру T°_target, соответствующие значению P_target,

С. стадии подачи рекристаллизованной листовой стали, характеризующейся значением M_{recrystallization},

D. стадии холодной прокатки в целях получения листовой стали, характеризующейся значением M_cold-roll, и

Е. стадии отжига, проводимой при температуре T°_target в течение времени t_target

Как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, при использовании способа, соответствующего настоящему изобретению, становится возможным получение технологических параметров стадии отжига Е) в целях получения подвергнутой возврату листовой стали, в частности, листовой ТВИП-стали, обладающей ожидаемыми улучшенными механическими свойствами.

Что касается химического состава стали, то С играет важную роль при получении микроструктуры и механических свойств. Он увеличивает энергию дефекта упаковки и промотирует стабильность аустенитной фазы. При объединении с уровнем содержания Mn в диапазоне от 13,0 до 25,0% (масс.) данная стабильность достигается для уровня содержания углерода, составляющего 0,5% и более. В случае присутствия карбидов ванадия высокий уровень содержания Mn может увеличить растворимость карбида ванадия (VC) в аустените. Однако, для уровня содержания С, составляющего более, чем 1,2%, имеет место риск уменьшения пластичности вследствие, например, наличия избыточных выделений карбидов или карбонитридов ванадия. Предпочтительно уровень содержания углерода находится в диапазоне от 0,4 до 1,2%, более предпочтительно от 0,5 до 1,0%, (масс.) в целях получения достаточной прочности.

Mn также представляет собой существенный элемент для увеличения прочности, для увеличения энергии дефекта упаковки и для стабилизации аустенитной фазы. В случае его уровня содержания, составляющего менее, чем 13,0%, будет иметь место риск образования мартенситных фаз, что очень ощутимо уменьшает способность деформироваться. Помимо этого, в случае уровня содержания марганца, составляющего более, чем 25,0%, будет подавляться образование двойников, и, в соответствии с этим, несмотря на увеличение прочности ухудшится пластичность при комнатной температуре. Предпочтительно уровень содержания марганца находится в диапазоне от 15,0 до 24,0%, а более предпочтительно от 17,0 до 24,0%, в целях оптимизирования энергии дефекта упаковки и предотвращения образования мартенсита под воздействием деформирования. Помимо этого, в случае уровня содержания Mn, составляющего более, чем 24,0%, режим деформирования в результате двойникования будет менее благоприятным в сопоставлении с режимом деформирования в результате скольжения совершенной дислокации.

Al представляет собой в особенности эффективный элемент для раскисления стали. Подобно С он увеличивает энергию дефекта упаковки, что уменьшает риск образования деформационного мартенсита, тем самым, улучшая пластичность и стойкость к замедленному разрушению. Однако, Al будет представлять собой недостаток в случае его присутствия в избытке в сталях, характеризующихся высоким уровнем содержания Mn, поскольку Mn увеличивает растворимость азота в жидком железе. В случае присутствия в стали избыточно большого количества Al элемент N, который объединяется с Al, образует выделения в форме нитридов алюминия (AlN), которые препятствуют мигрированию границ зерен во время горячей конверсии, и очень ощутимо увеличивает риск появления трещин при непрерывной разливке. В дополнение к этому, как это будет разъясняться ниже, в целях образования мелких выделений, в особенности карбонитридов, должно быть доступным достаточное количество N. Предпочтительно уровень содержания Al является меньшим или равным 2%. В случае уровня содержания Al, составляющего более, чем 4,0%, будет иметь место риск подавления образования двойников, что уменьшает пластичность. Предпочтительно количество Al составляет более, чем 0,06%, а более предпочтительно более, чем 0,7%.

В соответствии с этим, уровень содержания азота должен составлять 0,1% и менее в целях предотвращения образования выделений AlN и образования объемных дефектов (вздутий) во время затвердевания. В дополнение к этому, в случае элементов, способных образовывать выделения в форме нитридов, таких как ванадий, ниобий, титан, хром, молибден и бор, уровень содержания азота не должен превышать 0,1%.

В соответствии с настоящим изобретением количество V является меньшим или равным 2,5%, предпочтительно находящимся в диапазоне от 0,1 до 1,0%. Предпочтительно V образует выделения. Предпочтительно объемная доля таких элементов в стали находится в диапазоне от 0,0001 до 0,025%. Предпочтительно элемент ванадий главным образом локализуется при расположении внутри зерен. В выгодном случае, элемент ванадий характеризуется средним размером, составляющим менее, чем 7 нм, предпочтительно находящимся в диапазоне 1-5 нм, а более предпочтительно от 0,2 до 4,0 нм.

Кремний также представляет собой эффективный элемент для раскисления стали и для твердофазного упрочнения. Однако, выше уровня содержания 3% он уменьшает относительное удлинение и имеет тенденцию к образованию нежелательных оксидов во время определенных технологических процессов сборки, и поэтому он должен выдерживаться ниже данного предельного значения. Предпочтительно уровень содержания кремния является меньшим или равным 0,6%.

Сера и фосфор представляют собой примеси, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующие уровни содержания не должны превышать 0,030 и 0,080% в целях сохранения достаточной пластичности в горячем состоянии.

Может быть добавлено некоторое количество бора, доходящее вплоть до 0,005%, предпочтительно вплоть до 0,001%. Данный элемент подвергается ликвации на границах зерен и увеличивает их когезию. Как это можно себе представить без намерения связывать себя теорией, это приводит к уменьшению остаточных напряжений после профилирования в результате прессования и к получению лучшей стойкости к коррозии под напряжением для тем самым профилированных деталей. Данный элемент подвергается ликвации на границах аустенитных зерен и увеличивает их когезию. Бор образует выделения, например, в форме борокарбидов и боронитридов.

Никель может быть использован необязательно для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора. Однако, помимо всего прочего по причинам, связанным с издержками, желательным является ограничение уровня содержания никеля максимальным уровнем содержания, составляющим 1,0% и менее, а предпочтительно менее, чем 0,3%.

Подобным образом, необязательно добавление меди при уровне содержания, не превышающем 5%, представляет собой одно средство обеспечения твердения стали в результате образования выделений металлической меди. Однако, выше данного уровня содержания медь несет ответственность за появление поверхностных дефектов на горячекатаном листе. Предпочтительно количество меди составляет менее, чем 2,0%. Предпочтительно количество Cu составляет более, чем 0,1%.

Титан и ниобий также представляют собой элементы, которые необязательно могут быть использованы для достижения твердения и упрочнения в результате образования выделений. Однако, в случае уровня содержания Nb или Ti, составляющего более, чем 0,50%, будет иметь место риск возможного стимулирования избыточным образованием выделений уменьшения вязкости, чего необходимо избегать. Предпочтительно количество Ti находится в диапазоне от 0,040 до 0,50% (масс.) или от 0,030% до 0,130% (масс.). Предпочтительно уровень содержания титана находится в диапазоне от 0,060% до 0,40 и, например, от 0,060% до 0,110%, (масс.). Предпочтительно количество Nb составляет более, чем 0,01%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 0,070 до 0,50% (масс.) или от 0,040 до 0,220%. Предпочтительно уровень содержания ниобия находится в диапазоне от 0,090% до 0,40%, а в выгодном случае от 0,090% до 0,200%, (масс.).

В качестве необязательного элемента для увеличения прочности стали вследствие упрочнения в результате образования твердого раствора могут быть использованы хром и молибден. Однако, вследствие уменьшения хромом энергии дефекта упаковки его уровень содержания не должен превышать 1,0%, а предпочтительно должен находиться в диапазоне от 0,070% до 0,6%. Предпочтительно уровень содержания хрома находится в диапазоне от 0,20 до 0,5%. Молибден может быть добавлен в количестве, составляющем 0,40% и менее, предпочтительно в количестве в диапазоне от 0,14 до 0,40%.

Кроме того, как это можно себе представить без желания связывать себя какой-либо теорией, выделения ванадия, титана, ниобия, хрома и молибдена могут уменьшить восприимчивость к замедленному трещинообразованию и осуществить это без ухудшения характеристик пластичности и вязкости. Таким образом, в стали присутствует, по меньшей мере, один элемент, выбираемый из титана, ниобия, хрома и молибдена, в форме карбидов, нитридов и карбонитридов.

В соответствии с настоящим изобретением способ включает стадию калибровки А.I), где получают, по меньшей мере, 2 образца листовой стали, подвергшейся термообработкам в диапазоне от 400 до 900°С в течение от 40 секунд до 60 минут в соответствии с величинами PAREQ P. На данной стадии определяют параметр, обозначаемый как PAREQ, для получения возможности сопоставления различных термообработок, проводимых при различных температурах в течение различных времен, его определяют в виде:

PAREQ = – 0,67 * log(∫– ΔH/RT) * dt)

При этом ΔН: энергия диффундирования железа в железе (равная 300 кДж/моль), Т = температура цикла, и проводят интегрирование по времени термообработки. Чем более высокотемпературной или продолжительной будет термообработка, тем меньшим будет значение PAREQ. Две различные термообработки, характеризующиеся идентичным значением PAREQ, будут приводить к получению одного и того же результата в отношении одной и той же марки стали. Предпочтительно значение PAREQ составляет более, чем 14,2, более предпочтительно находится в диапазоне от 14,2 до 25, а более предпочтительно от 14,2 до 18.

После этого в ходе стадии А.II) образцы подвергают исследованию рентгеновской дифракции в целях получения спектров, включающих основной пик, у которого измеряют полную ширину на половине высоты максимума FWHM. Исследование рентгеновской дифракции является неразрушающей аналитической методикой, которая обеспечивает получение подробной информации в отношении внутренней решетки кристаллических веществ, в том числе параметров элементарной ячейки, длин связей, валентных углов и деталей упорядоченности узлов решетки. Непосредственно с этим связано монокристальное уточнение, при котором данные, наработанные при использовании рентгеновского анализа, интерпретируют и уточняют для получения информации о кристаллической структуре. Обычно рентгеноструктурная кристаллография представляет собой средство, использующееся для идентифицирования такой кристаллической структуры. В соответствии с настоящим изобретением листовая сталь включает аустенитную матрицу, при этом аустенитная матрица описывается гранецентрированной кубической сингонией. Таким образом, предпочтительно основной пик, у которого измеряют полную ширину на половине высоты максимума FWHM, соответствует индексу Миллера [311]. Действительно, как это представляется, данный пик, будучи характеристическим для аустенитной структуры, является наилучшим представителем воздействия плотности дислокаций.

После этого в ходе стадии А.III) измеряют величину М для таких образцов. Предпочтительно М представляет собой предел прочности при растяжении (UTS), совокупное относительное удлинение (ТЕ) или обе данные величины (UTS * TE).

После этого проводят измерение для состояния возврата или рекристаллизации каждого образца в ходе стадии А.IV). Предпочтительно измерения для таких состояний проводят при использовании сканирующего электронного микроскопа (СЭМ) и метода ДОРЭ (дифракции обратно-рассеянных электронов) или просвечивающего электронного микроскопа (ПЭМ).

После этого в ходе стадии А.V) вычерчивают кривую зависимости М от FWMH в домене, где образцы подвергаются возврату в диапазоне от 0 до 100%, но не рекристаллизации.

В соответствии с настоящим изобретением проводят стадию вычисления В). Вычисление включает стадию В.I), где определяют значение FWHM_target, соответствующее значению M_target. Предпочтительно значение FWHM_target составляет более, чем 1,0°, а в выгодном случае находится в диапазоне от 1,0 до 1,5°.

В одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой UTS, определения значения FWHM добиваются при использовании следующего далее уравнения:

UTS_target = UTS_cold-roll – (UTS_cold-roll – UTS_{recrystallization}) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1)⁴)

В данном случае предпочтительно UTS_target является большим или равным 1430 МПа, а более предпочтительно находится в диапазоне от 1430 до 2000 МПа.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой TЕ, определения значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) добиваются при использовании следующего далее уравнения:

TE_target = TE_cold-roll – (TE_{recrystallization}– UTS_cold-roll) * (exp((– FWHM + 2,3)/2,3) – 1)^2,5)

В данном случае предпочтительно TЕ_target является большим или равным 15%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 15 до 30%.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, где М представляет собой UTS * TЕ, определения значения FWHM в ходе стадии вычисления В.I) добиваются при использовании следующего далее уравнения:

UTS_target * TE_target = 100000 * (1 – 0,5FWHM)

В данном случае предпочтительно UTS_target * TE_target является большим, чем 21000, а более предпочтительно находится в диапазоне от 21000 до 60000, при этом TE_target составляет как максимум 30%.

После этого проводят стадию В.II), где определяют величину PAREQ P_target для термообработки, проводимой в целях достижения такого значения M_target. Предпочтительно P_target составляет более, чем 14,2, более предпочтительно находится в диапазоне от 14,2 до 25, а более предпочтительно от 14,2 до 18.

После этого проводят стадию В.III), состоящую в выборе времени t_target и температуры T°_target, соответствующих значению P_target. Предпочтительно T°_target находится в диапазоне от 400 до 900°С, а t_target находится в диапазоне от 40 секунд до 60 минут.

После этого способ, соответствующий настоящему изобретению, включает стадию подачи рекристаллизованной листовой стали, характеризующейся величиной М_{recrystallization}. Действительно, предпочтительно листовая сталь подвергается рекристаллизации после рекристаллизационного отжига, проводимого при температуре в диапазоне от 700 до 900°С. Например, рекристаллизацию проводят в течение от 10 до 500 секунд, предпочтительно от 60 до 180 секунд.

В одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой UTS, UTS_{recrystallization} составляет более, чем 800 МПа, предпочтительно находится в диапазоне от 800 до 1400 МПа, а более предпочтительно от 1000 до 1400 МПа.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ, TЕ_{recrystallization} составляет более, чем 20%, предпочтительно более, чем 30%, а более предпочтительно находится в диапазоне от 30 до 70%.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ * UTS, TЕ_{recrystallization} * UTS_{recrystallization} составляет более, чем 16000, более предпочтительно более, чем 24000, а в выгодном случае находится в диапазоне от 24000 до 98000.

После этого проводят стадию холодной прокатки D) в целях получения листовой стали, характеризующейся значением M_cold-roll. Предпочтительно степень обжатия находится в диапазоне 1-50%, предпочтительно 1-25% или от 26 до 50%. Это делает возможным уменьшение толщины стали. Помимо этого, листовая сталь, изготовленная в соответствии с вышеупомянутым способом, может характеризоваться увеличенной прочностью в результате деформационного упрочнения вследствие проведения данной стадии прокатки. В дополнение к этому, данная стадия индуцирует получение высокой плотности двойников, улучшающей, таким образом, механические свойства листовой стали.

В одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой UTS, UTS_cold-roll составляет более, чем 1000 МПа, предпочтительно более, чем 1200 МПа, а в выгодном случае более, чем 1400 МПа.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ, TЕ_cold-roll составляет более, чем 2%, более предпочтительно находится в диапазоне от 2 до 50%.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления, когда М представляет собой TЕ * UTS, TЕ_cold-roll * UTS_cold-roll составляет более, чем 2000, предпочтительно 2400, а более предпочтительно находится в диапазоне от 2400 до 70000.

После этого проводят стадию отжига Е) при температуре Т°_target в течение времени t_target.

После второй холодной прокатки может быть проведена стадия нанесения покрытия в результате погружения в расплав G). Предпочтительно стадию G) проводят при использовании ванны на алюминиевой основе или ванны на цинковой основе.

В одном предпочтительном варианте осуществления стадию нанесения покрытия в результате погружения в расплав проводят при использовании ванны на алюминиевой основе, которая содержит менее, чем 15% Si, менее, чем 5,0% Fe, необязательно от 0,1 до 8,0% Mg и необязательно от 0,1 до 30,0% Zn, при этом остаток представляет собой Al.

В еще одном предпочтительном варианте осуществления стадию нанесения покрытия в результате погружения в расплав проводят при использовании ванны на цинковой основе, которая содержит 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, при этом остаток представляет собой Zn.

Расплавленная ванна также может содержать неизбежные примеси и остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне. Например, необязательно примеси выбирают из Sr, Sb, Pb, Ti, Ca, Mn, Sn, La, Ce, Cr, Zr или Bi, при этом массовый уровень содержания каждого дополнительного элемента уступает 0,3% (масс.). Остаточные элементы от подачи слитков или от прохождения листовой стали в расплавленной ванне могут представлять собой железо при уровне содержания, доходящем вплоть до 5,0%, предпочтительно 3,0%, (масс.).

Например, после осаждения покрытия может быть проведена стадия отжига в целях получения отожженной и гальванизированной листовой стали.

Таким образом, при использовании способа, соответствующего изобретению, получают подвергнутую возврату листовую сталь, включающую аустенитную матрицу, характеризующуюся, по меньшей мере, одним ожидаемым и улучшенным механическим свойством.

Пример

В данном примере использовали листовые стали, характеризующиеся следующим далее массовым составом:

В данном примере подвергнутая возврату листовая сталь характеризовалась целевым значением механического свойства M_target, представляющим собой UTS_target 1512 МПа. Благодаря стадии калибровки А определяли значение FWHM_target, соответствующее UTS_target, FWHM_target составлял 1,096. Определяли P_target для термообработки, проводимой для достижения UTS_target, данная величина составляла 14,39. После этого выбранное время t_target составляло 40 секунд, а выбранная температура T°_target составляла 650°С.

Таким образом, сначала пробы 1 и 2 подвергали нагреванию и горячей прокатке при температуре 1200°С. Конечную температуру горячей прокатки устанавливали равной 890°С и после горячей прокатки проводили скатывание в рулон при 400°С. После этого проводили 1-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 50%. Вслед за этим проводили рекристаллизационный отжиг при 825°С в течение 180 секунд. Полученное значение UTS_{recrystallization} составляло 980 МПа. После этого проводили 2-ую холодную прокатку при степени обжатия в ходе холодной прокатки 30%. Полученное значение UTS_cold-roll составляло 1540 МПа.

После этого пробу 1 отжигали при 650°С в течение 40 секунд в соответствии с настоящим изобретением. После данного отжига проба 1 подвергалась возврату. UTS для пробы 1 составлял 1512,5 МПа.

После этого пробу 2 отжигали при 650°С в течение 90 секунд, то есть, величины t_target и T°_target, определяемые для способа настоящего изобретения, не соблюдались. После данного отжига проба 2 подвергалась рекристаллизации. UTS для пробы 2 составлял 1415,5 МПа. FWHM для пробы 2 составлял 0,989, а Р составлял 14,12, то есть, вне диапазона настоящего изобретения.

Как это демонстрируют результаты, в случае использования способа, соответствующего настоящему изобретению, может быть получена подвергнутая возврату листовая сталь, обладающая ожидаемыми механическими свойствами.