Високоміцний холоднокатаний сталевий лист і спосіб його виготовлення

 

Область техніки, до якої належить винахід

Даний винахід відноситься до високоміцному холоднокатаного сталевого листа, що володіє чудовою здатністю до формоизменению і невластивому для виготовлення штампованих елементів силової конструкції автомобілів, а також відноситься до способу виготовлення зазначеного листа. Згідно з цим винаходу в металографічного структурі сталевого листа регулюють зміст аустенітної фази і відпущеної мартенситної фази, створюючи гомогенну дрібнозернисту мікроструктуру сталевого листа без введення до складу сталі дорогих елементів, таких як Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo і т. д. Даний винахід спрямовано на отримання високоміцного холоднокатаного сталевого листа з межею міцності (TS) 1180 МПа або вище з чудовим відносним подовженням (El), хорошу придатність до отбортовке (оцінюється, як правило, по мірі (λ) роздачі отвори) і з хорошими властивостями при вигині.

Відомий рівень техніки

Протягом останніх років з метою підвищення паливної економічності допомогою зниження ваги автомобільних кузовів і для підвищення рівня безпеки при аваріях стимулюється застосування стальниВ останнім часом вивчалася можливість застосування сталевих листів з ще більш високою міцністю.

Високоміцні сталеві листи з межею міцності TS 1180 МПа або вище, як правило, застосовуються для виготовлення деталей, що обробляються звичайним способом, таких як ребра жорсткості бампера і підсилювачі дверей. Нещодавно зазначені сталеві листи були вивчені в плані використання для виготовлення штампованих елементів складної конфігурації для силової конструкції автомобілів з метою забезпечення додаткової безпеки при аваріях, а також для підвищення паливної економічності за рахунок зниження ваги кузовів. Слід зазначити, що сталеві листи, що володіють чудовою здатністю до формоизменению, користуються великим попитом.

Проте в результаті підвищення міцності сталевих листів, як правило, знижується їх здатність до формоизменению. Таким чином, щоб стимулювати застосування високоміцних сталевих листів, необхідно вирішити нагальну проблему виникнення тріщин у процесі штампування. Крім того, для підвищення TS стали до 1180 МПа або вище, зокрема, потрібно введення дорогих рідкісних елементів,≥ таких як Nb, V, Cu, Ni, Cr і Mo, на додаток до C і Μn.

До традиційних технологій виготовлення високоміцного холоднокатаного сталевого листа, що має чудову�го сталевого листа, у мікроструктурі якого мартенситна фаза або залишкова аустенітна фаза є конституентной фазою через обмеження вмісту компонентів сталі, регулювання мікроструктури сталевого листа, оптимізації гарячої прокатки, оптимізації умов відпалу, як розкрито в документах: PTL 1 (JP 2004-308002 A), PTL 2 (JP 2005-179703 A), PTL 3 (JP 2006-283130 A), PTL 4 (JP 2004-359974 A), PTL 5 (JP 2010-285657 A), PTL 6 (JP 2010-059452 A) і PTL 7 (JP 2004-068050 A).

Перелік посилань

Патентна література

PTL 1: документ JP 2004-308002 A

PTL 2: документ JP 2005-179703 A

PTL 3: документ JP 2006-283130 A

PTL 4: документ JP 2004-359974 A

PTL 5: документ JP 2010-285657 A

PTL 6: документ JP 2010-059452 A

PTL 7: документ JP 2004-068050 A

Розкриття винаходу

Технічна проблема

Згідно з документом PTL 1 до складу PTL 1 стали не введені дорогі елементи, однак сталь має високий вміст C, а саме, C≥0,3%, що негативно впливає на зварюваність сталі методом точкового зварювання. Крім того, в документі PTL 1 представлені отримані дані, що свідчать про те, що сталь з високим вмістом С має високе відносне подовження (El), однак не наведено дані щодо балансу між придатністю до отбортовке і властивостями при вигині, а також щодо відносного удлинедостаток, складається в необхідності введення в склад сталі Cu або Νi в якості елемента, що стабілізує аустеніт. У документі PTL 2 представлено отримані дані, що свідчать про високий рівень відносного подовження El сталі, що має межу міцності TS від 780 МПа до 980 МПа і містить у структурі залишковий аустеніт. Однак, наприклад, високоміцна сталь з межею міцності TS 1180 МПа або вище і високим вмістом не може володіти необхідною придатністю до отбортовке. Крім того, в документі PTL 2 наведені дані, що свідчать про поліпшення властивостей сталі при вигині.

Згідно з документом PTL 3 в мікроструктурі стали об'ємна частка відпущеної мартенситної фази є великий, тому важко досягти оптимального балансу між межею міцності TS і відносним подовженням El у високоміцному сталевому аркуші з межею міцності TS 1180 МПа або вище. Крім того, в документі PTL 3 відсутні дані про поліпшення придатності до отбортовке і властивостей при вигині.

Згідно з документом PTL 4 необхідне введення до складу сталі дорогого Mo або V.

Сталевий лист, описуваний в документі PTL 5, містить залишковий аустеніт в невеликій кількості і має високий межа міцності, конкретно�приписується технологія отримання холоднокатаного сталевого листа з хорошим відносним подовженням, гарними властивостями при вигині і рівнем міцності TS, становить 780 МПа або вище. Однак об'ємна частка мартенситної фази у сталевому листі була невеликою; згідно із зазначеним документом рівень міцності TS становив менше 1100 МПа, при цьому максимальне відносне подовження становило приблизно 18%. Відповідно, з допомогою розкритої технології можна забезпечити хороший баланс між межею міцності TS і відносним подовженням El високоміцного сталевого листа, що має міцність TS 1180 МПа або вище.

У документі PTL 7 розкрита технологія, що дозволяє отримати хороші властивості при вигині високоміцної сталі з межею міцності TS 780 МПа або вище. Однак згідно розкритої інформації межа міцності TS сталі становить, зокрема, менше 1100 МПа, і максимальне відносне подовження становить, зокрема, приблизно 18%. Відповідно, з допомогою розкритої технології можна забезпечити хороший баланс між межею міцності TS і відносним подовженням El високоміцного сталевого листа, що має міцність TS 1180 МПа або вище.

У зв'язку з вищевикладеним завдання цього винаходу полягає в тому, щоб отримати високоміцний холоднокатаний сталевий лист, має межа проѵ властивості; при вигині через створення необхідної металографічного структури сталевого листа при хімічному складі сталі без дорогих елементів, таких як Nb, V, Cu, Ni, Cr або Mo. Також завданням цього винаходу є розробка перспективного способу виготовлення зазначеного сталевого листа.

Рішення проблеми

Для вирішення вищезазначених проблем з метою досягнення гарної зварюваності і здатності до формоизменению автори цього винаходу провели ряд досліджень і встановили, що міцний сталевий лист, що має межу міцності TS 1180 МПа або вище, чудове відносне подовження, хорошу здатність до отбортовке і необхідні властивості при вигині, можна отримати, не вдаючись до підвищення в сталі змісту або дорогих рідкісних металів, а строго регулюючи металлографическую структуру, говорячи конкретніше, регулюючи об'ємну частку бейнітною фази, що утворюється при низькотемпературному перетворенні аустеніту, об'ємну частку відпущеної мартенситної фази і об'ємну частку залишкової аустенітної фази.

Даний винахід засноване на результатах проведених досліджень.

Конкретно, основними ознаками даного винаходу є дотримуюся�>p>Si: від 0,8% до 1,8%;

Μn: від 2,2% до 3,2%;

P: 0,020% або менше;

S: 0,0040% або менше;

Al: від 0,005% до 0,08%;

Ν: 0,008% або менше;

Ti: від 0,001% до 0,040%;

B: від 0,0001% до 0,0020%;

решта Fe і неминучі домішки,

причому сталевий лист має мікроструктуру, що включає (у об'ємних частках) ферритную фазу: від 40% до 60%, бейнитную фазу: від 10% до 30%, відпущену мартенситную фазу: від 20% до 40% і залишкову аустенитную фазу: від 5% до 20% і задовольняє умові, згідно з яким відношення частки відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі ≤5 мкм, до загальної об'ємної частці відпущеної мартенситної фази становить від 80% до 100%.

2. Спосіб виготовлення високоміцного холоднокатаного сталевого листа, що має хімічний склад згідно з пунктом 1, який включає такі етапи обробки сталевого сляба: гарячу прокатку, декапирование, перший відпал при температурі в діапазоні від 350°C до 650°C, холодну прокатку, другий відпал при температурі в діапазоні від 820°C до 900°C, третій відпал при температурі в діапазоні від 720°C до 800°C, охолодження зі швидкістю від 10°C/сек до 80°C/сек до температури витримки, складової від 300°C до 500°C, причому тривалість витримки при температурі в зазначеному діапазоні становить від 10>p>Завдяки цьому винаходу можна отримати високоміцний холоднокатаний сталевий лист, що має чудову відносне подовження, хорошу придатність до отбортовке, необхідні властивості при вигині і межа міцності 1180 МПа або вище, не вдаючись до введення дорогих легуючих елементів в хімічний склад сталі. Високоміцний холоднокатаний сталевий лист, отриманий способом відповідно до цього винаходу, підходить, зокрема, для виготовлення штампованих елементів силової конструкції автомобілів.

Опис цього винаходу

Даний винахід буде описуватися докладно нижче.

Автори винаходу з метою поліпшення здатності до формоизменению високоміцних холоднокатаних сталевих аркушів провели ряд досліджень і встановили, що поставлені завдання можна успішно вирішити за допомогою регулювання об'ємних часток феритної фази, бейнітною фази, відпущеної мартенситної фази, залишкової аустенітної фази і відпущеної мартенситної фази з дрібнозернистою однорідною структурою, не вдаючись до введення в хімічний склад сталі дорогих елементів, таких як Nb, V, Cu, Ni, Cr або Mo.

Причини встановлення меж вмісту компонентів хімічної згідно з цим винаходу будуть докладно описуватися нижче.

Кращі діапазони вмісту компонентів хімічного складу сталі згідно з цим винаходу та причини встановлення бажаних діапазонів змісту зазначених компонентів будуть описані нижче. Хоча зміст кожного елемента, що входить до складу сталі, прийнято виражати в «мас. %», в подальшому описі винаходу буде використовуватися тільки символ «%», якщо не зазначено інакше.

C: від 0,12% до 0,22%

Вуглець (C) при регулюванні мікроструктури ефективно підвищує міцність сталі за допомогою зміцнення твердого розчину при низькотемпературному фазовому перетворенні. Крім того, вуглець відіграє істотну роль у забезпеченні достатнього вмісту в мікроструктурі залишкової аустенітної фази. Також від вмісту вуглецю залежить розмір об'ємної частки мартенситної фази, твердість мартенситної фази і придатність до отбортовке сталі. У цьому зв'язку при утриманні C менше 0,12% важко отримати необхідну об'ємну частку мартенситної фази, тоді як при утриманні C, перевищує 0,22%, значно погіршується зварюваність сталі методом точкового зварювання, а також відбувається надмірне зміцнення мартенситної фази і збільшення об'ємної частки мартенситної фази, соп�тственно, погіршується придатність до отбортовке. Отже, зміст має перебувати в діапазоні від 0,12% до 0,22%, переважно в діапазоні від 0,16% до 0,20%.

Si: від 0,8% до 1,8%

Кремній (Si) є істотним елементом, що сприяє підвищенню концентрації вуглецю в аустенітної фази для придушення утворення карбідів, тобто є елементом, стабілізуючим залишкову аустенитную фазу. Для отримання вищевказаного ефекту зміст Si має становити щонайменше 0,8%». Однак, якщо вміст Si в сталі перевищує 1,8%, сталевий лист стає крихким і сприйнятливим до утворення тріщин. Крім того, також погіршується здатність стали до формоизменению. Отже, зміст Si в сталі повинно знаходитися в діапазоні від 0,8% до 1,8%, переважно в діапазоні від 1,0% до 1,6%.

Μn: від 2,2% до 3,2%

Марганець (Μn) є елементом, поліпшує прожарювана стали і полегшує низькотемпературне фазове перетворення, яке сприяє наданню сталі високої міцності. Для одержання зазначеного ефекту вміст марганцю в сталі має становити щонайменше 2,2%. З іншого боку, при вмісті Μn, що перевищує 3,2%, створюється залізиста структура сталі з-за сегрегації, �ня Μn в сталі повинно знаходитися в діапазоні від 2,2% до 3,2%, переважно в діапазоні від 2,6% до 3,0%.

P: 0,020% або менше

Фосфор (P) не тільки робить негативний вплив на зварюваність методом точкового зварювання, а також виділяється по границях зерен, що призводить до утворення тріщин по межах зерен, в результаті чого погіршується здатність до формоизменению. Таким чином, переважно, знизити вміст P сталі, наскільки це можливо, хоча зміст P до 0,020% є допустимим. Однак при зниженні вмісту фосфору до надзвичайно низького рівня зменшується економічна ефективність виробництва сталі і підвищується її собівартість. Отже, переважний нижня межа вмісту фосфору в сталі становить приблизно 0,001%.

S: від 0,0040% або менше

Сірка (S) формує сульфидное включення, наприклад, MnS. При холодній прокатці сульфидное включення MnS витягується в напрямку прокатки і дає початок розтріскування при деформації, тобто знижує локальну деформованість сталі. Таким чином, доцільним є зниження вмісту сірки в сталі, наскільки це можливо, хоча вміст S до 0,0040% є допустимим. Однак у промислових умовах зниження вмісту сірки в сталі до надзвичайно низького рівня �, переважний нижня межа вмісту сірки становить приблизно 0,0001%. Переважний діапазон змісту S становить від 0,0001% до 0.0030%.

Al: від 0,005% до 0,08%

Алюміній (Al) додають, головним чином, з метою розкислення сталі. Крім того, Al ефективно сприяє створенню залишкової аустенітної фази, оскільки пригнічує утворення карбідів, до того ж Al оптимізує баланс між міцністю і відносним подовженням. На підставі вищесказаного зміст Al має становити 0,005% або більше. Проте при утриманні Al, перевищує 0,08%, стали присутня велика кількість включень, таких як оксид алюмінію, в результаті чого погіршується здатність до формоизменению. Отже, зміст Al повинно знаходитися в діапазоні від 0,005% до 0,08%, переважно у діапазоні від 0,02% до 0,06%.

N: 0,008% або менше

Азот (N) є елементом, ухудшающим опір старінню. При вмісті Ν, перевищує 0,008%, опір старінню значно погіршується. Крім того, N взаємодіє з вводиться бором, N зв'язується з B, в результаті чого формується ΒΝ для зв'язування B і погіршується прожарювана стали, оскільки B знаходиться у зв'язаному стані. При цьому важко забезпечити задану обсяг�, викликаючи деформаційне старіння сталі. Таким чином, зміст N стали, переважно, має бути низьким, хоча зміст N до 0,008% є допустимим. Однак зниження вмісту азоту до надзвичайно низького рівня в процесі виробництва сталі є надзвичайно витратним. Таким чином, нижня межа вмісту Ν, переважно, становить приблизно 0,0001%. Отже, переважний діапазон змісту N становить від 0,001% до 0,006%.

Ti: від 0,001% до 0,040%

Титан (Ti) формує в сталі карбонитриди або сульфіди, ефективно сприяючи таким чином підвищенню міцності сталі. Титан пов'язує азот у вигляді TiN, пригнічуючи таким чином формування BN при введенні в склад сталі бору. Отже, Ti є елементом, який ефективно сприяє прогартованості сталі, забезпечуваною B. У зв'язку з вищесказаним зміст Ti в сталі має становити 0,001% або більше. Однак, якщо вміст Ti в сталі перевищує 0,040%, відбувається надмірне осадження Ti в феритної фази, що призводить до погіршення подовження у зв'язку з надмірним дисперсійним твердінням. Отже, вміст титану в сталі повинно знаходитися в діапазоні від 0,001% до 0,040%», переважно в діапазоні від 0,010% до 0,030%.

мпературному фазовому перетворенню, наприклад освітою мартенситної фази і залишкової аустенітної фази, крім того, бор є корисним елементом для отримання оптимального балансу між міцністю і відносним подовженням. У зв'язку з вищесказаним вміст B має становити 0,0001% або більше. Проте при утриманні B, перевищує 0,0020%, спостерігається ефект насичення. Отже, вміст бору повинно знаходитися в діапазоні від 0,0001% до 0,0020%.

До складу сталевого листа згідно з цим винаходу, крім перерахованих вище компонентів, входить залізо (Fe) і неминучі домішки. Причому відповідно до цього винаходу не виключається введення додаткового компонента в хімічний склад сталі, що містить вищеописані компоненти, за умови, що він не чинить негативного впливу на характеристики сталевого листа відповідно до цього винаходу.

Далі стосовно утворення мікроструктури сталі будуть описуватися кращі діапазони об'ємної частки кожної фази та причини встановлення зазначених діапазонів, причому згідно винаходу має істотне значення дотримання зазначених діапазонів.

Об'ємна частка феритної фази: від 40% до 60%

У мікроструктурі стали феритної фаза є �инения об'ємна частка феритної фази повинна складати 40% або більше. Коли в мікроструктурі стали об'ємна частка феритної фази становить менше 40%, збільшується об'ємна частка високотвердою мартенситної фази, в результаті чого надмірно підвищується міцність сталі, при цьому погіршується відносне подовження і придатність до отбортовке. З іншого боку, коли в мікроструктурі стали об'ємна частка феритної фази становить понад 60%, досить важко забезпечити міцність 1180 МПа або вище. Отже, об'ємна частка феритної фази повинна знаходитися в діапазоні від 40% до 60%, переважно в діапазоні від 40% до 55%.

Об'ємна частка бейнітною фази: від 10% до 30%

Збільшення концентрації З аустенітної фази сприяє бейнитному перетворення. Для забезпечення необхідної кількості залишкової аустенітної фази, яка в кінцевому рахунку сприяє подовженню, об'ємна частка бейнітною фази повинна складати 10% або більше. З іншого боку, якщо об'ємна частка бейнітною фази становить більше 30%, TS стали надмірно збільшується і досягає значень, що перевищують 1180 МПа, в результаті чого неможливо отримати необхідне відносне подовження сталі. Отже, об'ємна частка бейнітною фази повинна знаходитися в діапазоні від 10% до 30%, переважно в диапазолученная при повторному нагріванні твердої мартенситної фази, сприяє підвищенню міцності сталі. Для забезпечення TS 1180 МПа або вище об'ємна частка відпущеної мартенситної фази повинна становити 20% або більше. Проте надмірно велика об'ємна частка відпущеної мартенситної фази надто збільшує міцність сталі, в результаті чого знижується відносне подовження сталі. Отже, об'ємна частка відпущеної мартенситної фази повинна складати 40% або менше. Якщо у мікроструктурі стали об'ємна частка відпущеної мартенситної фази знаходиться в діапазоні від 20% до 40%, може бути отриманий збалансований матеріал, що має гарну міцність, відносне подовження, придатність до отбортовке, і необхідні властивості при вигині. Таким чином, об'ємна частка відпущеного мартенсіту повинна перебувати, переважно, в діапазоні від 25% до 35%.

Об'ємна частка залишкової аустенітної фази: від 5% до 20%

Коли залишкова аустенітна фаза піддається перетворенню, індукованого деформацією, тобто під дією напруг, викликаних деформацією, частина залишкової аустенітної фази перетворюється в мартенситную фазу, деформована частина матеріалу зміцнюється, в результаті чого запобігає концентрація напруг і поліпшується пластичність стктуре стали, повинна складати 5% або більше. Проте із-за високої концентрації З залишкова аустенітна фаза є твердою; таким чином, коли об'ємна частка залишкової аустенітної фази в сталевому листі є надмірно великий, тобто перевищує 20%, сталевий лист локально зміцнюється. Локальне зміцнення сталевого листа порушує рівномірність деформації при розтягуванні і отбортовке, в результаті чого важко забезпечити хороше відносне подовження і хорошу придатність до отбортовке. Щодо придатності до отбортовке слід відзначити, що кращим є невеликий вміст залишкового аустеніту в мікроструктурі сталі. Отже, об'ємна частка залишкової аустенітної фази в мікроструктурі стали повинна складати від 5% до 20%, переважно, повинна перебувати в діапазоні від 7% до 18%.

Частка відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі ≤5 мкм, становить від 80% до 100% загальної об'ємної частки відпущеної мартенситної фази.

Відпущена мартенситна фаза є більш твердим у порівнянні з феритної фази. Якщо в загальній об'ємній частці відпущеної мартенситної фази частка відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі, що становить 5 мкм або менше, явл� досягнута рівномірна деформація, а придатність до отбортовке буде нижче, ніж при дрібнозернистою і гомогенною структурою, при якій забезпечується рівномірна деформація сталі. Таким чином, бажано, щоб частка грубої відпущеної мартенситної фази була малою, а частка дрібнозернистою відпущеної мартенситної фази була великою. Отже, частка відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі ≤5 мкм, щодо загальної об'ємної частки відпущеної мартенситної фази повинна знаходитися в діапазоні від 80% до 100%, переважно в діапазоні від 85% до 100%.

Слід зазначити, що термін «основна вісь» в описі відноситься до максимальної протяжності відпущеної мартенситної фази мікроструктури, досліджуваної на шлифе, вирізаному з сталевого листа уздовж напрямку прокатки.

Далі буде описуватися спосіб виготовлення високоміцного холоднокатаного сталевого листа відповідно до цього винаходу.

Згідно з цим винаходу гарячекатаний сталевий лист, що надійшов після гарячої прокатки з подальшим декапированием, піддають відпалу при температурі в діапазоні від 350°C до 650°C (першому відпалу), холодної прокатці, відпалу при температурі в діапазоні від 820°C до 900°C (другого відпалу), відпалу при тедо температури витримки від 300°C до 500°C, витримці при температурі в зазначеному діапазоні протягом від 100 с до 1000 сек і подальшого відпалу при температурі від 100°C до 300°C (четвертого відпалу). Таким чином може бути отриманий високоміцний холоднокатаний сталевий лист, який є метою цього винаходу. Згодом сталевий лист може бути підданий дресируванню.

Обмеження діапазонів режимів виготовлення та причини зазначених обмежень будуть докладно описуватися нижче.

Температура відпалу (першого): від 350°C до 650°C

Згідно з цим винаходу перший відпал виконують після гарячої прокатки і декапирования листа; якщо температура відпалу становить менше 350°C, не забезпечується відпустку стали після гарячої прокатки, що призводить до неоднорідності мікроструктури, що містить ферит, мартенсит і бейніт. Гарячекатаний сталевий лист, який має зазначену мікроструктуру, має неоднорідними властивостями. Після проведення четвертого відпалу остаточно відпаленому матеріалі збільшується частка грубого мартенсіту, у зв'язку з чим мікроструктура сталі стає неоднорідною і, як наслідок, придатність до отбортовке остаточно відпаленого матеріалу погіршується.

З іншого боку, перший отжи�іт і мартенсит або ферит і перліт, яка є неоднорідною і зміцненої, тобто перед холодною прокаткою мікроструктура є неоднорідною. Таким чином, остаточно отожженний матеріал містить грубий мартенсит, негативно впливає на придатність до отбортовке остаточно відпаленого матеріалу. Отже, щоб отримати однорідну мікроструктуру сталі, температура відпалу першого після гарячої прокатки повинна знаходитися в діапазоні від 350°C до 650°C.

Температура відпалу (другого): від 820°C до 900°C

Якщо другий відпал, що виконується після холодної прокатки, проводиться при температурі нижче 820°C, в аустенітної фази надмірно зростає концентрація C, в результаті чого занадто зміцнюється мартенситна фаза. Таким чином, навіть після остаточного відпалу мікроструктура сталевого листа є твердою і неоднорідною, в результаті чого знижується придатність стали до отбортовке. З іншого боку, в результаті проведення другого відпалу при високій температурі, складовою вище 900°C, в області однофазного аустеніту створюється гомогенна мікроструктура, але зерно аустеніту має надмірно великий розмір. Таким чином, остаточно отожженний матеріал містить велику частку грубої мартенвательно, температура відпалу другого повинна знаходитися в діапазоні від 820°C до 900°C.

Крім обмеження температури, інші умови відпалу конкретно не обмежені і відпал може бути виконаний звичайним способом. Однак з причин, вказаних нижче, переважними є такі умови: швидкість охолодження від 10°C/сек до 80°C/сек до температури витримки в діапазоні від 300°C до 500°C, тривалість витримки від 100 с до 1000 сек при температурі в зазначеному діапазоні. Зокрема, якщо середня швидкість охолодження після відпалу становить менше 10°C/сек, надмірно посилюється утворення феритної фази і стримується освіта бейнітною фази і мартенситної фази, в результаті чого мікроструктура сталевого листа стає разупрочненной і неоднорідною. Таким чином, остаточно отожженний матеріал має неоднорідну мікроструктуру; отже, здатність до формоизменению, відносне подовження і придатність до отбортовке стали, по всій ймовірності, погіршуються. З іншого боку, якщо середня швидкість охолодження після відпалу становить більше 80°C/сек, відбувається надмірне утворення мартенсіту і, відповідно, надмірне зміцнення сталевого листа, що призводить до надмірного уЌ до формоизменению отриманої сталі, зокрема відносне подовження і придатність до отбортовке.

Для охолодження сталі при відпалі, переважно, застосовують газове охолодження; однак можна застосовувати охолодження з піччю, охолодження туманом, охолодження валків, водяне охолодження і т. п. або їх поєднання. Слід зазначити, якщо витримка при охолодженні в процесі відпалу проводиться при температурі нижче 300°C, пригнічується утворення залишкової аустенітної фази і, відповідно, надмірно утворюється мартенситна фаза, в результаті чого сталевий лист набуває надмірно високу міцність, при цьому важко забезпечити необхідне відносне подовження остаточно відпаленого матеріалу. З іншого боку, якщо температура витримки при охолодженні перевищує 500°C, пригнічується утворення залишкової аустенітної фази і важко отримати хорошу пластичність остаточно відпаленого матеріалу. Температура витримки при охолодженні в процесі відпалу знаходиться, переважно, в діапазоні від 300°C до 500°C, щоб мікроструктура остаточно відпаленого матеріалу мала ферритную фазу в якості основної фази і заданий відносний вміст відпущеної мартенситної фази і залишкової аустенітної фази, завдяки чому доригодность до отбортовке. Якщо тривалість витримки складає менше 100 с, не забезпечується накопичення З аустенітної фази і остаточно відпаленому матеріалі важко отримати необхідну об'ємну частку залишкової аустенітної фази. Таким чином погіршується відносне подовження сталевого листа. З іншого боку, тривалість витримки, складова понад 1000 сек, не призводить до збільшення кількості залишкового аустеніту і до поліпшення відносного подовження. У цьому випадку буде спостерігатися ефект насичення подовження. Таким чином, тривалість витримки повинна бути, переважно, в діапазоні від 100 с до 1000 сек.

Температура відпалу (третього): від 720°C до 800°C

Якщо температура третього відпалу становить нижче 720°C, об'ємна частка феритної фази в мікроструктурі є надмірно високою, в результаті чого не досягається TS стали 1180 МПа або вище. З іншого боку, якщо температура відпалу перевищує 800°C, тобто є температурою двофазної області, об'ємна частка аустенітної фази збільшується, а концентрація З в аустенітної фази знижується. Відповідно, буде зменшена міцність утворюється мартенситної фази, у зв'язку з чим важко забезпечити TS стали 1180 МПа або вище. �області, можна забезпечити TS стали 1180 МПа; однак об'ємна частка феритної фази в мікроструктурі буде менше, а об'ємна частка мартенситної фази буде більше, відповідно, важко досягти необхідного відносного подовження El. Отже, температура третього відпалу повинна знаходитися в діапазоні від 720°C до 800°C.

Швидкість охолодження: від 10°C/сек до 80°C/сек

Швидкість охолодження після третього відпалу має велике значення для отримання необхідної об'ємної частки фази, що утворюється при низькотемпературному перетворення. Якщо середня швидкість охолодження становить менше 10°C/сек, може одержання необхідної кількості бейнітною фази і мартенситної фази. У такому разі утворюється надмірна кількість феритної фази, що призводить до разупрочнению сталевого листа. Відповідно, важко забезпечити необхідну міцність сталевого листа. З іншого боку, якщо швидкість охолодження після третього відпалу перевищує 80°C/сек, відбувається надмірне утворення мартенсіту і сталь надто зміцнюється, в результаті чого погіршується здатність стали до формоизменению, наприклад погіршується відносне подовження і придатність до отбортовке.

Для охолодження сталі, переважно, застосовують р�охолодження і т. п. або їх поєднання.

Охолодження до температури витримки: від 300°C до 500°C

Якщо в процесі охолодження температура витримки після третього відпалу становить менше 300°C, пригнічується утворення залишкової аустенітної фази і відбувається надмірне утворення мартенситної фази. В результаті сталь має надмірно високу міцність і важко забезпечити необхідне відносне подовження сталі. З іншого боку, якщо температура витримки при охолодженні перевищує 500°C, пригнічується утворення залишкової аустенітної фази, таким чином неможливо отримати хорошу пластичність сталевого листа. Отже, температура витримки при охолодженні повинна знаходитися в діапазоні від 300°C до 500°C, щоб мікроструктура сталевого листа мала ферритную фазу в якості основної фази і заданий відносний вміст відпущеної мартенситної фази і залишкової аустенітної фази, завдяки чому досягається міцність TS стали 1180 МПа або вище, а також оптимальний баланс між міцністю і відносним подовженням і придатністю до отбортовке.

Тривалість витримки: від 100 с до 1000 сек

При охолодженні стали тривалість витримки менше 100 сек при вищезгаданої температурі є нолучить необхідну об'ємну частку залишкової аустенітної фази. Таким чином погіршується відносне подовження і придатність до отбортовке сталевого листа, оскільки відбувається надмірне утворення мартенситної фази і, відповідно, надмірне зміцнення сталі. З іншого боку, якщо тривалість витримки складає більше 1000 с, об'ємна частка залишкової аустенітної фази не збільшується і не поліпшується відносне подовження сталі. У цьому випадку, ймовірно, буде спостерігатися ефект насичення. Отже, тривалість витримки повинна знаходитися в діапазоні від 100 с до 1000 сек. Охолодження після витримки конкретно не обмежена і охолодження до необхідної температури може бути виконано вказаним способом. Температура відпалу (четвертого): від 100°C до 300°C.

Якщо четвертий відпал проводиться при температурі нижче 100°C, знеміцнення мартенситної фази при відпустці є недостатнім і, як наслідок, сталь стає надмірно зміцненої. Таким чином погіршується придатність до отбортовке, а також погіршуються властивості сталі при вигині. З іншого боку, якщо температура відпалу перевищує 300°C, знеміцнення мартенситної фази є надмірним і важко отримати міцність TS стали 1180 МПа або вище. Крім того, відбу�му не може бути досягнута необхідна об'ємна частка залишкової аустенітної фази. Відповідно, важко отримати сталевий лист з оптимальним балансом між межею міцності і відносним подовженням TS - El. Таким чином, температура четвертого відпалу повинна знаходитися в діапазоні від 100°C до 300°C.

Слід зазначити, що кожен з описаних отжигом (від першого до четвертого) може бути проведено будь-яким способом при дотриманні вищезгаданих умов, при цьому відпал може бути як безперервним, так і в контейнерах.

Нижче будуть показані інші бажані умови виготовлення сталевого листа.

Відлитий сляб може бути у вигляді плоскої заготовки або злитка; причому, щоб зменшити сегрегацію, сляб виготовляють, переважно, методом безперервного лиття.

Температура нагріву перед гарячою прокаткою становить, переважно, 1100°C або вище. Щодо зменшення утворення окалини і зниження інтенсивності витрати палива слід зазначити, що верхня межа температури нагріву, переважно, становить 1300°C.

Гаряча прокатка є, переважно, чистової прокаткою, яка проводиться при температурі 850°C або вище, щоб при низькотемпературному перетворення фаз, таких як ферит і перліт, не відбувалося утворення лускатої ст�тури стали, а також для зниження утворення окалини верхня межа температури гарячої прокатки, переважно, повинен складати 950°C.

Після гарячої прокатки до намотування листа проводять відповідне охолодження, причому умови охолодження конкретно не обмежені.

Температура намотування після гарячої прокатки становить, переважно, від 450°C до 600°C в залежності від характеристики намотувальних валків і якості поверхні. Після намотування сталевого листа проводять декапирование, вищеописаний відпал (перший), холодну прокатку і вищеперелічені отжиги (від другого до четвертого). Декапирование після гарячої прокатки може бути виконано звичайним способом. При проведенні холодної прокатки ступінь обтиснення становить, переважно, більш 20%, щоб при рекристалізації в процесі відпалу не відбувалося укрупнення зерен і не створювалася неоднорідна мікроструктура. Незважаючи на те що допускається високий ступінь обтиснення, переважно, обмежуються ступенем обтиснення 60% або менше, щоб не збільшувалася доріжка кочення валків.

Холоднокатаний сталевий лист, отриманий вищеописаним способом, може бути підданий прогладке (дресирування) для поліпшення площинності і регулир�ивает кристалічні зерна в напрямку прокатки. Крім того, може погіршитися пластичність сталевого листа. Отже, дресирування проводять, переважно, при обтисненні від 0,05% до 0,5%.

Приклади

Сталеві зразки, що мають хімічний склад, представлений в таблиці 1, були переплавлені для отримання слябів. Кожен з слябів був підданий нагріванню до температури 1220°C, гарячої прокатки при температурі подачі обробної кліті 880°C і охолодження зі швидкістю 50°C/сек безпосередньо після прокатки, потім проводили намотування при температурі 550°C, декапирование в хлористо-водневої кислоти, перший відпал при умовах, представлених в таблиці 2, і подальшу холодну прокатку. Таким чином, з слябів були отримані холоднокатані сталеві листи товщиною 1,6 мм

Далі проводили відпал холоднокатаних сталевих аркушів, отриманих описаним способом, конкретно другий, третій і четвертий відпал при умовах, представлених у таблиці 2. Охолодження після другого відпал проводили при вищеописаних кращих умовах: швидкість охолодження від 10°C/сек до 80°C/сек до температури витримки становила від 300°C до 500°C, тривалість витримки при температурі в зазначеному діапазоні становила від 100 с до 1000 сек. Для визначення властивостей мат�питания, які будуть показані нижче.

Отримані результати представлені в таблиці 3. Слід зазначити, що підкреслені величини в таблицях 2 і 3 є величинами, що виходять за рамки обсягу цього винаходу.

(1) Структура сталевого листа

Дослідження структури стали з допомогою скануючого електронного мікроскопа (SEM) проводили на мікрошліфе, вирізаному уздовж напрямку прокатки з кожного зразка холоднокатаних сталевих аркушів, причому структуру стали досліджували на глибині, яка становить 1/4 товщини листа. Дослідження проводили у п'яти точках (N=5) (тобто досліджували п'ять областей). На шлифе при збільшенні ×2000 була виконана мікрофотографія, з допомогою аналізу зображення на мікрофотографії в квадратній області 50 мкм × 50 мкм була визначена площа, зайнята феритної фазою (полігональної феритної фази), в якій не спостерігалося осадження, наприклад, карбідів. Як описано вище, об'ємну частку феритної фази визначали розрахунковим шляхом.

Об'ємну частку залишкової аустенітної фази визначали методом рентгенівської дифракції з використанням рентгенівського випромінювання МоКα. Точніше кажучи, об'ємну частку залишкової аустенітної фази в зразках сталі обчислювали на основ, �роводя дослідження шліфа на глибині, яка становить 1/4 від товщини листа.

Щоб визначити об'ємну частку відпущеної мартенситної фази, за допомогою скануючого електронного мікроскопа (SEM) досліджували мікроструктуру сталі до і після четвертого відпалу, причому до загартування з наступним відпусткою проводили пом'якшувальний відпал для згладжування мікроструктури. Коли було встановлено, що в мікроструктурі осідають дрібні карбіди, зазначену мікроструктуру розглядали як містить відпущену мартенситную фазу. Виміряна відносна площа, займана відпущеної мартенситної фазою, розглядалася як об'ємна частка відпущеної мартенситної фази. На шлифе при збільшенні ×2000 була виконана мікрофотографія, з допомогою аналізу зображення на мікрофотографії кожного із зразків в квадратній області 50 мкм × 50 мкм була визначена площа, зайнята відпущеної мартенситної фази. Якщо четвертий заключний був проведений відпал при температурі нижче 100°C, то досліджувана мікроструктура була гладкою без точкових карбідів і розглядалася як суміш залишкової аустенітної фази і мартенситної фази. Різниця між загальною об'ємною часткою змішаної фази і об'ємною часткою залишкового аустеніту�ї фази.

Частка відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі 5 мкм або менше, визначали розрахунковим шляхом після визначення частки відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі понад 5 мкм. Конкретно, була виконана мікрофотографія при збільшенні ×2000 мікроструктури шліфа, вирізаного з листа уздовж напрямку прокатки, з допомогою аналізу зображення на мікрофотографії в квадратній області 50 мкм × 50 мкм була визначена відносна площа, зайнята відпущеної мартенситної фазою, що має довжину основної осі понад 5 мкм. Таким чином, щоб визначити об'ємну частку відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі 5 мкм або менше, із загальної площі, займаної відпущеної мартенситної фазою, була вирахувана відносна площа, займана відпущеної мартенситної фазою, що має довжину основної осі понад 5 мкм. Термін «основна вісь» тут відноситься до максимальної протяжності відпущеної мартенситної фази.

Насамперед виявили відміну феритної фази від фази, що утворилася в результаті низькотемпературного перетворення, і визначили об'ємну частку феритної фази. Потім визначили об'ємну частку залишкової аустенітної фази методом рентгенівської дифракції, а такжнной мартенситної фази. Інше розглядалося як бейнитная фаза. Таким чином була визначена об'ємна частка кожної фази.

(2) Властивості при розтягуванні

Випробування на розтяг проводили згідно стандарту JIS Ζ 2241, оцінюючи властивості при розтягуванні 5 випробувальних зразків, підготовлених згідно стандарту JIS Ζ 2201, поздовжній напрямок розтягування) яких орієнтована під кутом 90° до напрямку прокатки. Оціночним критерієм при випробуванні на розтяг була величина TS×El≥20000 МРа·% (де TS - межа міцності (МПа) і El - загальне відносне подовження (%)), яка свідчила про хороші властивості випробовуваних зразків при розтягуванні.

(3) Ступінь роздачі отвори

Випробування проводили на основі Стандарту Федерації заліза і сталі Японії JFS Τ 1001. У кожному зразку пробивали отвір з початковим діаметром d0=10 мм. З допомогою конічного прошивня, має вертикальний кут 60°, розширювали отвір до виникнення тріщини по товщині аркуша. Для обчислення ступеня розширення отвори (%)={(d-do)/do}×100 вимірювали діаметр d прошивня, викликав виникнення тріщини. Для отримання середньої величини ступеня (λ) роздачі отвори мали по три зразки кожного сталевого листа. За а про позитивному результаті випробування.

(4) Властивості при вигині

З сталевого листа товщиною 1,6 мм були вирізані зразки таким чином, щоб гребінь вигину кожного зразка розташовувався паралельно напряму прокатки. Зразки мали розмір 40 мм × 100 мм (поздовжній напрямок кожного зразка перпендикулярно напрямку прокатки). З використанням клинових згинального металевого штампу, що має на кінці радіус кривизни R=1,0 мм, виконували V-подібний вигин (90°) з нижньої навантаженням, складової в нижній мертвій точці 3 т; після чого візуально встановлювали наявність або відсутність тріщин у вершині вигину. Відсутність тріщин у зразках служило свідченням добрих властивостей при вигині.

Нижче описуються результати, представлені в таблиці 3.

Кожен з ілюстративних зразків №1-5 високоміцного холоднокатаного сталевого листа згідно винаходу показав чудове відносне подовження, хорошу придатність до отбортовке і хороші властивості при вигині. Зазначені зразки холоднокатаних сталевих аркушів мали межа міцності TS≥1180 МПа і улюдалось виникнення тріщин.

Якщо говорити про порівняльних зразках, то компоненти хімічного складу сталі зразка №6 перебували поза меж, визначених у цьому винаході; температура другого відпалу зразка №9 була низькою; швидкість охолодження зразка №14 була надмірно високою; температура витримки зразка №15 була низькою; тривалість витримки зразка №17 була короткою, при цьому кожен із зазначених зразків мав надмірно велику об'ємну частку відпущеної мартенситної фази, надмірно високу міцність, а також низьке відносне подовження і погану придатність до отбортовке.

Температура відпалу першого зразка №7 після прокатки була низькою; температура відпалу зразка №8 була високою і температура другого відпалу зразка №10 була високою, при цьому спостерігалася висока об'ємна частка грубої відпущеної мартенситної фази, що призвело до поганої придатності до отбортовке.

Температура третього відпалу зразка №11 була низькою, а швидкість охолодження зразка №13 була малою, при цьому кожен із зазначених зразків мав велику об'ємну частку феритної фази, в результаті чого не могла бути отримана міцність TS≥1180 МПа.

Температура третього відпалу зразка №12 була високою, в результаті чого объеудлинении і поганий придатності до отбортовке.

При третьому відпалі температура витримки зразка №16 при охолодженні була високою; температура пом'якшувального відпалу (четвертого відпалу) зразка №19 була високою, в результаті чого об'ємна частка залишкового аустеніту була низькою, що стало причиною поганої пластичності сталі. Крім того, в структурі зразка №19 була надмірно разупрочнена мартенситна фаза, в результаті чого не могла бути отримана міцність TS≥1180 МПа.

Температура пом'якшувального відпалу (четвертого відпалу) зразка №18 була низькою, в результаті чого об'ємна частка відпущеної мартенситної фази була невеликою, що стало причиною надмірної міцності сталі і поганий придатності до отбортовке.

Промислова придатність

Згідно з цим винаходу високоміцний холоднокатаний сталевий лист, що має межу міцності (TS) 1180 МПа або вище і чудову здатність до формоизменению, може бути отриманий низьковитратних способом, включає регулювання об'ємних часток феритної фази, відпущеної мартенситної фази, залишкової аустенітної фази і бейнітною фази, без необхідності введення в хімічний склад сталевого листа дорогих елементів, таких як Nb, V, Cu, Ni, Cr, Mo і т. д.

Високоміцний холоднокатаний сталевий конструкції автомобілів. До того ж зазначений високоміцний холоднокатаний сталевий лист може успішно застосовуватися в таких областях, як архітектура і побутове електрообладнання, що вимагають суворої точності розмірів і гарної здатності до формоизменению.

1. Високоміцний холоднокатаний сталевий лист, що має хімічний склад, мас. %:
З від 0,12 до 0,22
Si від 0,8 до 1,8
Μn від 2,2 до 3,2
Р 0,020 або менше
S 0,0040 або менше
Al від 0,005 до 0,08
N 0,008 або менше
Ti від 0,001 до 0,040
Від 0,0001 до 0,0020
Fe та
неминучі домішки інше,
причому сталевий лист має мікроструктуру, що включає в об'ємних частках ферритную фазу від 40% до 60%, бейнитную фазу від 10% до 30%, відпущену мартенситную фазу від 20% до 40% і залишкову аустенитную фазу від 5% до 20% і задовольняє умові, згідно з яким відношення частки відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі ≤5 мкм, до загальної об'ємної частці відпущеної мартенситної фази становить від 80% до 100%.

2. Спосіб виготовлення високоміцного холоднокатаного сталевого листа за п. 1, що включає етапи обробки сталевого сляба: гарячу прокатку, декапирование, перший відпал при температурі в діапазоні від 350°С до 650°С, холодну прокатку, другий відпал при температурі в діапазоні від 820°С до 900°С, т�атури витримки, складової від 300°С до 500°С, причому тривалість витримки при температурі в зазначеному діапазоні складає від 100 с до 1000 с, і четвертий відпал при температурі від 100°С до 300°С з отриманням сталевого листа, що має мікроструктуру, що включає в об'ємних частках ферритную фазу від 40% до 60%, бейнитную фазу від 10% до 30%, відпущену мартенситную фазу від 20% до 40% і залишкову аустенитную фазу від 5% до 20%, та який задовольняє умові, згідно з яким відношення частки відпущеної мартенситної фази, що має довжину основної осі ≤5 мкм, до загальної об'ємної частці відпущеної мартенситної фази становить від 80% до 100%.



 

Схожі патенти:

Азотсодержащая, низконикелевая спеченная нержавіюча сталь

Винахід відноситься до галузі металургії, а саме до розпорошеному водою порошку нержавіючої сталі і до спеченному конструктивного елементу. Заявлений розпилений водою порошок нержавіючої сталі, що містить, мас.%: 10,5-30,0 Cr, 0,5-9,0 Ni, 0,01-2,0 Mn, 0,01-3,0 Sn, 0,1-3,0 Si, >0,059-0,4 N, при необхідності, макс. 7,0 Мо, при необхідності, макс. 7,0 Cu, при необхідності, макс. 3,0 Nb, при необхідності, макс. 6,0 V, решта - залізо і макс. 0,5 неминучих домішок. Порошкова композиція на основі розпиленого водою порошку нержавіючої сталі містить розпилений водою порошок нержавіючої сталі, який змішаний з 0,05-2,0 вага.% мастил і, при необхідності, з макс. 3 вагу.% З, при необхідності, з макс. 7,0 вага.% Мо, при необхідності, з макс. 7,0 вага.% Cu, при необхідності, з макс. 3 вагу.% Nb, при необхідності, з макс. 6,0 вага.% V, при необхідності, з макс. 0,5 вага.% В, при необхідності, з твердофазними матеріалами і поліпшують оброблюваність різанням агентами, такими як MnS, MoS2, CaF2. Отримані спечені конструктивні елементи характеризуються високими характеристиками механічних властивостей і корозійної стійкості. 4 н. і 8 з.п. ф-ли, 5 іл., 9 табл., 2 пр.

Спосіб отримання текстурованого листа електротехнічної сталі

Винахід відноситься до галузі металургії. Для усунення дефектів форми листа, що утворюються при остаточному відпалі, і збільшення виходу придатної продукції рулон листа текстурованої електротехнічної сталі після холодної прокатки піддають первинному рекристаллизационному відпалу, наносять на нього сепаратор відпалу і проводять остаточний відпал. Нагрівання рулону під первинний рекристалізаційне відпал ведуть зі швидкістю не менше 80°C/з від 500°C до 700°C, час нагріву, а при нагріванні під остаточний відпал здійснюють витримку від 2 до 100 годин при температурі від 700°C до 1000°C. Остаточний відпал рулону виконують у отжиговой печі, при цьому на верхню поверхню станини, підтримуючої рулон, укладають теплоізолюючий матеріал, концентрично від зовнішньої периферії станини, підтримуючої рулон, і по області не менше 20% радіуса станини, підтримуючої рулон. 2 з.п. ф-ли, 5 іл., 1 табл., 1 пр.

Композиційний сплав на основі заліза для гальмівної колодки залізничного вагона

Винахід відноситься до порошкової металургії, зокрема до порошковим фрикційним сплавів на основі заліза, і може бути використане у вузлах тертя гальмівної колодки і залізничного колеса. Композиційний сплав на основі заліза для гальмівної колодки залізничного вагона містить, мас.%: мідь 5-20, хром 0,1-5,0, вуглець 3-20, окис алюмінію 1-10, оксид кремнію 0,5-5, залізо - інше. Сплав складається з залізної матриці і фрикційного наповнювача, просочений кремнійорганічним гідрофобізатором. Основа залізної матриці має дрібнозернисту структуру з розміром зерна 15-70 мкм, що складається з мелкопластинчатого перліту з межпластинчатим відстанню 0,3-2,0 мкм, по межах яких розподілені включення цементиту, карбіду хрому і вільного графіту. Збільшується зносостійкість фрикційної пари «гальмівна колодка-колесо», підвищується стабільність і величина коефіцієнта тертя, знижується знос вагонного колеса в процесі гальмування. 2 з.п. ф-ли, 2 іл., 1 табл.

Труба з аустенітного сплаву і спосіб її отримання

Винахід відноситься до галузі металургії, зокрема виробництву труб нафтопромислового сортаменту. Для забезпечення низької анізотропії межі текучості труби при додатку до неї різних напруг, що залежать від середовища використання, отримують трубу з аустенітного сплаву, має межа текучості при розтягуванні YSLT щонайменше 689,1 МПа. Межа текучості при розтягуванні YSLT і межа плинності при стисненні YSLC в осьовому напрямку труби, межа текучості при розтягуванні YSCT в периферійному напрямку труби і межа плинності при стисненні YSCC в периферійному напрямку труби задовольняють формулами(1)-(4): 0,90≤YSLC/YSLT≤1,11(1),0,90≤YSCC/YSCT≤1,11(2),0,90≤YSCC/YSLT≤1,11 (3),0,90≤YSCT/YSLT≤1,11(4). 2 н. і 7 з.п. ф-ли,10 іл.,2 табл.,1 пр.

Спосіб загартування сталевої труби

Винахід відноситься до галузі термічної обробки. Для запобігання утворення гартівних тріщин у сталевій трубі здійснюють загартування труби (1) з середньо - або високовуглецевої сталі або з мартенситною нержавіючої сталі, що включає нагрівання матеріалу сталевої труби до температури вище Ас3, охолодження за допомогою водяного охолодження від зовнішньої поверхні сталевої труби, причому кінцеві ділянки сталевої труби піддають повітряному охолодженню, а принаймні частина основного тіла, не є кінцевими ділянками труби, піддають водяного охолодження, забезпечуючи зміст мартенсіту в матеріалі сталевої труби, за винятком кінцевих ділянок, 80% про. або вище. В осьовому напрямку щонайменше в частині основного тіла, відмінною від кінцевих ділянок труби, передбачена зона або зони, які не піддаються прямому водяного охолодження по всьому їх периметру, пуск і зупинку водяного охолодження періодично повторюють щонайменше в частині процесу загартування. Здійснюють посилене водяне охолодження зовнішньої поверхні труби до температури вище точки Ms, після чого проводять помірне водяне охолодження або повітряне охолодження зовнішньої поверхні шляхом пер�е. 9 з.п. ф-ли, 11 іл., 3 табл.
Винахід відноситься до способу виробництва текстурованою листової електротехнічної сталі. Для отримання листа з високою щільністю магнітного потоку здійснюють виплавку сталі, що містить, мас.%: З - 0,035-0,065, Si - 2,9-4,0, Mn - 0,05-0,20, S - 0,005-0,01, Al - 0,015-0,035, N - 0,004-0,009, Sn - 0,005-0,090, Nb - 0,200-0,800, залізо Fe і неминучі домішки - інше, в обертовій печі або електричної печі, вторинне рафінування розплавленої сталі і виливок сляба, потім проводять гарячу прокатку сляба, нормалізацію, холодну прокатку, обезуглероживающий відпал листа, нанесення на лист покриття з MgO, високотемпературний відпал листа при нагріванні спочатку до 700-900°C, а потім зі швидкістю нагріву 9-17°C/ч до 1200°C з витримкою при протягом 20 год для очищення листа і нанесення шару ізоляційного покриття. В процесі високотемпературного відпалу сталеві листи можуть бути повністю нитрировани при більш низькій температурі. 3 табл.

Металевий лист на основі заліза і спосіб його виготовлення

Винахід відноситься до галузі металургії, а саме до отримання листів, виготовлених зі сплаву на основі заліза, що використовуються для магнітних сердечників електродвигунів, електрогенераторів і трансформаторів. Литу плоску заготовку, що містить менше ніж 0,02 мас.% C, піддають гарячої прокатки при температурі на рівні температури A3 або вище. Потім піддають прокатці в α-області при температурі, що становить 300°C або вище і нижче температури A3, з отриманням основного металевого листа, має текстуру {100} частини поверхневого шару. Після цього шляхом здійснення термічної обробки у заданих умовах отримують металевий лист, в якому для співвідношення інтенсивностей відповідних напрямків {001}<4 7 0> {116}<6 12 1> {223}<6 9 2> в площині листа за рентгенівської дифрактограмах, позначених A, B і C відповідно, виконується умова Z=(A+0,97 B)/0,98 C, де значення Z становить не менше ніж 2,0 і не більше ніж 200. Забезпечується зменшення втрат електроенергії при зменшенні розмірів магнітних сердечників. 3 н. і 12 з.п. ф-ли, 5 іл., 11 табл., 4 пр.

Ножиці для різання прокату та спосіб їх виготовлення

Винахід відноситься до ножиць для різання довгомірного прокату. Ножиці містять принаймні одне лезо, виготовлене з сталі, хімічна композиція якої, виражена в масових відсотках, складається з 0,45-0,55% вуглецю, 0,10-0,30% кремнію, 0,20-0,50% марганцю, 4,00-5,50% хрому, 2,00-3,00% молібдену, 0,45-0,65% ванадію, решта - залізо і неминучі домішки і мікроструктура якої складається з відпущеного мартенсіту. В результаті забезпечується зменшення затуплення ріжучої кромки і збільшення терміну служби лез. 3 н. і 1 з.п. ф-ли, 2 іл., 4 пр.

Гарячекатаний, холоднокатаний і плакований сталевий лист, який має поліпшену рівномірну і локальну пластичність при високій швидкості деформації

Винахід відноситься до гарячекатаного, холоднокатаного і плакированному сталевому листу, що мають поліпшені рівномірну пластичність і локальну пластичність при високій швидкості деформації. Гарячекатаний сталевий лист відповідно до одного варіанту здійснення винаходу має металлографическую структуру, що включає основну фазу з фериту з середнім діаметром зерен не більше 3,0 мкм і другу фазу, яка включає щонайменше одну з мартенсіту, бейніта і аустеніту. У поверхневому шарі середній діаметр зерен другої фази становить не більше 2,0 мкм, різниця (ΔnHav) між середньою нанотвердостью (nHαav) основної та середньої нанотвердостью (nH2nd av) другої фази становить 6,0-10,0 ГПа, різниця (ΔσnH) середньоквадратичного відхилення нанотвердости другої фази і середньоквадратичного відхилення нанотвердости фериту становить не більше 1,5 ГПа, і в центральній частині різниця (ΔnHav) між середніми нанотвердостями становить від щонайменше 3,5 ГПа до не більше 6,0 ГПа, і різниця (ΔσnH) між среднеквадратичними відхиленнями нанотвердостей становить щонайменше 1,5 ГПа. Отримують сталевий лист з відносним подовженням щонайменше 23%, локальним відносним подовженням щонайменше 10% пр�

Високоміцний сталевий лист, отриманий методом гарячої прокатки, має хорошу формуемость, і спосіб його виготовлення

Винахід відноситься до галузі металургії. У цьому винаході запропоновано сталевий лист, отриманий методом гарячої прокатки, який має поліпшене властивість подовження при збереженні задовільно високої міцності, що становить щонайменше 590 МПа. Сталевий лист отримано методом гарячої прокатки і містить у мас.%: З від 0,03 до 0,15, Si 1,5 або менше, Mn від 0,5 до 2,0, Р 0,04 або менше, S 0,005 або менше, Al від 0,005 до 0,10, N 0,007 або менше і залишок у вигляді Fe і неминучих домішок, причому різниця в твердості по Віккерсу в сталевому листі між ділянкою поверхневого шару і центральною ділянкою в напрямку товщини аркуша становить 50 або менше, а його межа міцності на розрив становить щонайменше 590 МПа. 2 н. і 12 з.п. ф-ли, 2 табл.

Високоміцний сталевий лист і високоміцний оцинкований сталевий лист з чудовою формуванням, і способи їх отримання

Винахід відноситься до галузі металургії, а саме до отримання високоміцного сталевого листа. Лист виготовлений із сталі, яка містить, мас.%: З: від 0,075 до 0,30, Si: від 0,30 до 2,50, Mn: від 1,30 до 3,50, Р: від 0,001 до 0,030, S: від 0,0001 до 0,010, Al: від 0,005 до 1,50, Cu: від 0,15 до 2,0, N: від 0,0001 до 0,010, Про: від 0,0001 до 0,010, додатково, при необхідності, Ti: від 0,005 до 0,15, Nb: від 0,005 до 0,15, В: від 0,0001 до 0,010, Cr: від 0,01 до 2,0, Ni: від 0,01 до 2,0, Mo: від 0,01 до 1,0, W: від 0,01 до 1,0, V: від 0,005 до 0,15 і один або більше з ра, Се, Mg і REM: в сумі від 0,0001 до 0,5, інше залізо і неминучі домішки. Лист має мікроструктуру, що включає ферритную фазу і мартенситную фазу. Частка частинок Cu, не когерентних з об'ємно-центрованої кубічної гратами (bcc) заліза, становить 15% або більше відносно всіх частинок Cu, щільність частинок Cu в феритної фази становить 1,0×1018/м3 або більше, а середній розмір частинок Cu в феритної фази становить 2,0 нм або більше. Забезпечується висока міцність з максимальним межею міцності на розрив 900 МПа або більше і висока формуемость. 5 н. і 5 з.п. ф-ли, 22 табл.

Спосіб виробництва гарячекатаного плоского сталевого прокату

Винахід відноситься до способів одержання гарячекатаного плоского сталевого прокату. Спосіб включає стадії: отримання сталевого розплаву (S), що містить, мас.%: C 0,5-1,3, Mn 18-26, Al 5,9-11,5, S менше ніж 1, Cr менш ніж 8, Ni менш ніж 3, Mo менш ніж 2, N менш ніж 0,1, B менше ніж 0,1, Cu менш ніж 5, Nb менше ніж 1, Ti менше ніж 1, V менш ніж 1, Ca менше ніж 0,05, Zr менш ніж 0,1, P менш ніж 0,04, S менш ніж 0,04, залізо і неминучі домішки - інше. Відливають сталевий розплав (S) в відлиту смугу (G), при цьому товщина відлитої смуги (G) становить не більше 5 мм Нагрівають відлиту смугу (G) до початкової температури процесу гарячої прокатки, складовою 1100-1300°C, зі швидкістю нагрівання, що становить щонайменше 20 К/с, здійснюють гарячу прокатку нагрітій до початкової температури процесу гарячої прокатки відлитої смуги (G) з отриманням гарячекатаної смуги (W), охолоджують горячекатаную смугу (W) зі швидкістю охолодження щонайменше 100 K/c до температури <400°C. Причому охолодження починають протягом 10 с після гарячої прокатки. Намотують охолоджену горячекатаную смугу (W) в рулон (C) при температурі намотування до 400°C. Технічний результат полягає в отриманні гарячекатаного плоского сталевого прокату малої товщини, що має гомо

Гарячий рулон для застосування в трубопроводі і спосіб його виготовлення

Винахід відноситься до галузі металургії, а саме до отримання рулону сталевої гарячекатаної смуги для виготовлення трубопроводу. Хімічний склад сталі містить, мас.%: C від 0,03 до 0,10, Si від 0,01 до 0,50, Mn від 0,5 до 2,5, P від 0,001 до 0,03, S від 0,0001 до 0,0030, Nb від 0,0001 до 0,2, Al від 0,0001 до 0,05, Ti від 0,0001 до 0,030, B від 0,0001 до 0,0005, залізо і неминучі домішки - інше. Толстолістовую сталь витримують протягом заздалегідь визначеного часу між проходами прокатки в діапазоні температур рекристалізації, а охолодження після гарячої прокатки виконують у дві стадії. Структура стали в центральній частині товщини смуги має ефективний розмір кристалічних зерен від 3 до 10 мкм. Сума часток площі бейніта і голчастого фериту становить від 60 до 99%. Товщина смуги становить від 7 до 25 мм, а абсолютне значення різниці А-В сум часток площі бейніта і голчастого фериту на будь-яких двох ділянках смуги становить від 0 до 30%, де суми часток площі бейніта і голчастого фериту на цих двох ділянках позначають відповідно як А і В. Забезпечується зменшення відхилення міцності при звичайній температурі і підвищується низькотемпературна ударна в'язкість. 3 н. і 4 з.п. ф-ли, 2 іл., 6 табл., 1 пр.

Холоднокатаний сталевий лист та спосіб його одержання

Винахід відноситься до галузі металургії, а саме до холоднокатаного сталевого листа, використовуваного в автомобілебудуванні. Лист виготовлений із сталі, яка містить, мас.%: З від 0,01 до 0,4, Si від 0,001 до 2,5, Mn від 0,001 до 4,0, Al від 0,001 до 2,0, P 0,15 або менше, S 0,03 або менше, N 0,01 або менше, O 0,01 або менше, Fe і неминучі домішки інше. Середня полюсная щільність орієнтаційної групи від {100}<011> до {223}<110> складає від 1,0 до 5,0, а полюсная щільність орієнтації кристала {332}<113> складає від 1,0 до 4,0 на центральному ділянці товщини, в діапазоні товщини від 5/8 до 3/8 від підстави поверхні сталевого листа. Величина rC Лэнкфорда в напрямку, перпендикулярному напрямку прокатки, становить від 0,70 до 1,50, а величина r30 Лэнкфорда в напрямку під кутом 30° до напряму прокатки становить від 0,70 до 1,50. Структура листа складається з: від 30% до 99% ферит і бейніт, від 1% до 70% мартенсит. Забезпечуються підвищені рівномірна і локальна деформованості. 2 н. і 22 з.п. ф-ли, 26 табл., 1 пр.

Способи для зменшення порушень площинності у виробах із сплавів

Винахід відноситься до способів для зменшення порушень площинності виробів зі сплаву. Спосіб правки виробів із сплавів, вибраних з листів і пластин, включає нагрівання вироби з сплаву до першого значення температури, щонайменше, рівного температури початку мартенситного перетворення даного сплаву, додаток механічного зусилля до зазначеного виробу зі сплаву при першому значенні температури для усунення зазначених механічним зусиллям порушення площинності на поверхні даного виробу, повітряне охолодження зазначеного вироби з сплаву до другого значення температури, що не перевищує значення температури закінчення мартенситного перетворення даного сплаву. При цьому зазначене механічне зусилля продовжують прикладати до зазначеного виробу зі сплаву протягом, щонайменше, частини етапу повітряного охолодження вироби зі сплаву від першого значення температури до другого значення температури. У варіанті здійснюють спосіб правки виробів із сплавів, вибраних з листів і пластин з гартує на повітрі високоміцної сталі, що включає нагрівання вироби з гартує на повітрі високоміцної сталі, виконаного у вигляді листа або пластини. Технічно�пр.

Високоміцний холоднокатаний сталевий лист з покращеною здатністю до локальної деформації та спосіб його одержання

Винахід відноситься до галузі металургії, а саме до отримання високоміцного холоднокатаного сталевого листа, використовуваного в автомобілебудуванні. Лист виготовлений із сталі, яка містить, мас.%: C: 0,02-0,20, Mn: 0,01-4,0, P: 0,001-0,15, S: 0,0005-0,03, N: 0,0005-0,01 O: 0,0005-0,01, Al і Si у кількостях не менше 0,001, причому сумарний вміст Si+Al становить менше 1,0%, решту становлять залізо і неминучі домішки. Частка площі бейніта в структурі стали більше або дорівнює 95%, у центральній по товщині частині аркуша, віддаленій від поверхні на відстань від 5/8 до 3/8 товщини листа, середнє значення полюсної щільності групи орієнтацій від {100}<011> до {223}<110> складає 4,0 або менше, полюсная щільність орієнтації кристалів {332}<113> менше або дорівнює 5,0, а середній об'ємний діаметр кристалічних зерен в структурі стали менше або дорівнює 7 мкм. Виготовляються листи володіють високою здатністю до локальної деформації. 2 н. і 11 з.п. ф-ли, 8 іл., 5 табл., 1 пр.

Спосіб виробництва смуг з низьколегованої зварюваної сталі

Винахід відноситься до галузі металургії і використовується для виготовлення зварних нафто - і газопроводів, придатних до експлуатації в умовах Крайньої Півночі. Для підвищення корозійної стійкості, холодостійкості і виходу придатного смугового прокату гарячекатаного прокатку в чорновій групі клітей ведуть до товщини розкату не менше 4,3 від товщини готової смуги, чистову прокатку ведуть при температурі початку прокатки, рівній від Ar3+70°С до Ar3+170°С, а температуру змотування визначають залежно від температури кінця прокатки зі співвідношення: Тк.чистий-370°C≤Тсм≤Тк.чис-270°С. Сталь містить, мас.%: C = 0,05-0,11, Si = 0,30-0,65, Mn = 0,40-0,70, V = 0,04-0,12, Nb≤0,04, Al = 0,02-0,06, Ti≤0,03, Mo≤0,30, N≤0,008, Cr≤0,30, Ni≤0,30, Cu≤0,30, S≤0,005, P≤0,018, Ca = 0,001-0,006, Fe і домішки інше при виконанні співвідношень: Cr+Ni+Cu≤0,6 мас.%, Nb+V+Ni≤0,15 мас.%, Ca/S≥1. При цьому сталь містить в структурі ферит з номером зерна не менше 9 при полосчатости не більше 2 балів і неметалеві включення не більше 2,5 бала. 4 з.п. ф-ли, 3 табл., 1 пр.

Спосіб виготовлення надміцних мартенситної сталі і лист, отриманий цим способом

Винахід відноситься до галузі металургії. Для підвищення механічної міцності і забезпечення межі пружності понад 1300 МПа напівфабрикат з сталі містить, мас.%: 0,15≤C≤0,40, 1,5≤Mn≤3, 0,005≤Si≤2, 0,005≤L≤0,1, S≤0,05, P≤0,1, 0,025≤Nb≤0,1 і необов'язково: 0,01≤Ti≤0,1, 0≤Сг≤4, 0≤Мо≤2, 0,0005≤У≤0,005, 0,0005≤W≤0,005, інше залізо і неминучі домішки нагрівають до температури T1, складової від 1050° до 1250°C, потім роблять чорнову прокатку при температурі T2, складової від 1050° до 1150°C, із загальним коефіцієнтом обтиснення εa більше 100% з отриманням листа з не повністю рекристаллизованной аустенітної структурою з середнім розміром зерна менше 40 мікрометрів. Лист охолоджують до температури T3, складової від 970° до Ar3+30°C, зі швидкістю VR1, що перевищує 2°C/з, потім виробляють гарячу чистову прокатку зазначеного охолодженого листа при температурі T3 із загальним коефіцієнтом обтиснення εb більше 50% для отримання листа, потім лист охолоджують зі швидкістю VR2, що перевищує критичну швидкість гартування на мартенсит. 3 н. і 2 з.п. ф-ли, 1 пр.

Спосіб виробництва рулонного прокату з високоміцної хладостойкой стали

Винахід відноситься до галузі металургії і може бути застосоване для отримання штрипсов з категорією міцності К60 (Х70), використовуваних при будівництві магістральних нафтогазопроводів. Для забезпечення морозостійкості прокату при температурах до -20°C, поліпшення зварюваності та отримання прокату товщиною 8-20 мм з ферито-бейнітною мікроструктурою виплавляють сталь, що містить, мас.%: З 0,03-0,010, Mn 1,2-1,8, Si 0,1-0,5, Nb 0,01-0,10, V 0,05-0,10, Ti 0,005-0,04, Мо не більше 0,04, Cr не більш,30, Ni не більше 0,30, Cu не більше 0,30%>, Al 0,01-0,05, N 0,007-0,012, S не більше 0,005, P не більше 0,015, Fe - інше, при цьому сумарний вміст V+Nb+Ti≤0,15, Се≤0,41 і здійснюють безперервне розливання сталі в сляб. Отриманий сляб нагрівають до 1190-1280°С і проводять чорнову прокатку в області рекристалізації аустеніту з відносним обтисненням 45-85%, потім гуркіт охолоджують зі швидкістю охолодження 0,7÷1,8°C/с до температури початку чистової прокатки 980÷900°C, здійснюють чистову прокатку в області відсутності рекристалізації з сумарною деформацією 60-80% і з завершенням деформації в нижній частині γ-області при температурі кінця чистової прокатки Ткп=Ar3+(30÷80)°C, виробляють прискорене охолодження в дві стадії, при цьому на першій стадії смугу охолоджують зі швидкістю 4-12°C/с до ті�олоси в рулони. 2 табл.

Спосіб виробництва товстолистового прокату класів міцності к65, х80, l555 для виготовлення труб магістральних трубопроводів

Винахід відноситься до галузі металургії, зокрема до виробництва на реверсивному товстолистовому стані листового прокату товщиною 15-34 мм для виготовлення труб магістральних трубопроводів діаметром до 1420 мм Спосіб виробництва товстолистового прокату для виготовлення труб магістральних трубопроводів включає одержання сталі, що містить, мас.%: З - 0,03-0,08, Si - 0,12-0,35, Mn - 1,65-2,10, Cr - 0,01-0,30, Ni - 0,01-0,40, Cu - 0,01-0,30, Мо - 0,01-0,30, Al - 0,02-0,05, Nb - 0,03-0,09, V - 0,001-0,10, Ti - 0,010-0,035, S - 0,0005-0,003, P - 0,002-0,015, N - 0,001-0,008, залізо і неминучі домішки - інше, при цьому 0,08<(Mn+Cr+Cu)/20+Si/30+Ni/60+Mo/15+V/10<0,16, -2,7<lg[Nb][C+8N]<-2 і Cr+Ni+Cu+Мо<0,8%. Безперервно-литу заготовку піддають аустенітізації при температурі не менше 100°С нижче температури Ts (TiN) розчинення нітридів титану у відповідності із співвідношенням Ts(TiN)=14400/(5,0-lg[Ti][N]), де Ti і N - вміст титану та азоту в сталі, мас.%, але не нижче температури Ts(Nb(C,N)) розчинення карбонитридов ніобію у відповідності із співвідношенням: Ts(Nb(C,N))=(10100-27[Mn]+200[Si])/(4.85-lg[Nb][C+8N]), де Mn, Si, Nb, С, N - вміст марганцю, кремнію, ніобію, вуглецю та азоту в сталі. Вибір часу t витримки в томильной зоні здійснюють у відповідності з рівнянням: t = 10 1314 - T 77 ± 40, де t - час витримки, хв, Т - обрана темпераие обтиснення зростають за законом: εi=(1,05...1,35)εi-1±2, (%), де εi і εi-1 - обтиску в наступному та попередньому проході. Температура Тно(°З) початку прискореного охолодження дорівнює: Во=977-54Mn-102Ni-20Mo-866C-2,2 Vохл±30, де Vохл - швидкість охолодження прокату від завершення прокатки до початку прискореного охолодження, °С/с, а температурний інтервал Δ(°С) між температурою Ткп завершення прокатки і температурою Тно початку прискореного охолодження визначають: Δ=-2,5 Н+92±20, де Н - товщина листа в мм. Технічний результат полягає в забезпеченні вимог по міцності, пластичним і в'язким властивостям, характерним для прокату міцності К65, Х80, L555. 3 з.п. ф-ли, 3 табл.
Up!