Сталевий лист з високими показниками міцності, пластичності і твердості, спосіб його виготовлення (варіанти) та застосування (варіанти)

1. Гарячекатаний сталевий лист, який характеризується міцністю на розрив, більшою за 1200МПа, відношенням ударна міцність/міцність на розрив Re/Rm, меншим за 0,75, і видовженням при розриві, більшим за 10%, склад сталі містить, мас.%: 0,10 С 0,25 1 Mn 3 Al 0,015 Si 1,985 Mo 0,30 Cr 1,5 S 0,015 P 0,1 Co 1,5 В 0,005, при цьому 1 Si+Аl 2 Cr+(3 Mо) 0,3, 2 (19) 1 3 13. Сталевий лист за будь-яким з пп.1-12, який відрізняється тим, що містить включення карбідів між бейнітними пластинками, а кількість N зазначених міжпластинкових включень карбідів із розміром, більшим за 0,1 м на одиницю поверхні, дорівнює 50000/мм2 або менше. 14. Сталевий лист за будь-яким із пп.1-13, який відрізняється тим, що містить острівці мартенсит/залишковий аустеніт, а кількість NMA на одиницю поверхні зазначених острівців мартенсит/залишковий аустеніт, які мають максимальний розмір Lmax, більший за 2μм, і характеризуються фактором видовження Lmax/Lmin, меншим від 4, є меншою від 14000/мм2. 15. Спосіб виробництва гарячекатаного сталевого листа, який характеризується міцністю на розрив, більшою від 1200МПа, відношенням Re/Rm, меншим від 0,75, і видовженням при розриві, більшим за 10%, у якому: - одержують сталь, яка має склад за будь-яким з пп.1-11; - відливають із цієї сталі напівпродукт; - нагрівають зазначений напівпродукт до температури, вищої за 1150°С; - піддають зазначений напівпродукт гарячій прокатці в температурному інтервалі, у якому мікроструктура сталі є повністю аустенітною, після чого одержаний у такий спосіб лист охолоджують від температури TDR, вищої від Аr3, до температури перетворення TFR таким чином, що швидкість первинного охолодження VR від TDR до TFR становить від 50 до 90°С/сек., а температура ТFR лежить між В' та Ms +50°С, де В' позначає температуру, визначену відносно температури BS початку бейнітного перетворення, a MS позначає температуру початку мартенситного перетворення, після чого зазначений лист охолоджують від температури TFR зі швидкістю вторинного охолодження V'R від 0,08 °С/хв. до 600°С/хв. до кімнатної температури; - при цьому температура В' дорівнює BS, коли швидкість V'R становить від 0,08 до 2°С/хв.; і - зазначена температура В' дорівнює BS +60°С, коли швидкість V'R є більшою від 2°С/хв., але не перевищує 600°С/хв. 16. Спосіб за п.15, який відрізняється тим, що початкову температуру TDR первинного охолодження, що лежить вище, ніж Аr3, кінцеву температуру ТDR первинного охолодження, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR та швидкість V'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб кількість вуглецю в остаточному аустеніті була більше ніж 1мас.%. 17. Спосіб за будь-яким з пп.15, 16, який відрізняється тим, що початкову температуру TDR первинного охолодження, що лежить вище, ніж Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження від TDR до TFR, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR та швидкість V'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб утворити міжпластинкові включення карбідів з розміром більше ніж 0,1 м, кількість яких на одиницю площі не перевищувала б 50000/мм2. 18. Спосіб за будь-яким з пп.15-17, який відрізняється тим, що початкову температуру TFR первинного охолодження, що лежить вище, ніж Аr3, кін 92075 4 цеву температуру ТFR, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR та швидкість V'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб утворити острівці мартенсит-залишковий аустеніт, які мали б максимальний розмір Lmax більше ніж 2 м та фактор подовження Lmax/Lmin менше ніж 4, а їх кількість NMA на одиницю площі була менше ніж 14000/ мм2. 19. Спосіб виробництва гарячекатаного сталевого листа, який характеризується міцністю на розрив, більшою від 1200МПа, відношенням Re/Rm, меншим від 0,75, і видовженням при розриві, більшим за 10%, при якому: - одержують сталь, яка має склад за будь-яким з пп.1-11; - відливають із цієї сталі напівпродукт; - нагрівають зазначений напівпродукт до температури, вищої за 1150°С; - піддають зазначений напівпродукт гарячій прокатці в температурному інтервалі, у якому мікроструктура сталі є повністю аустенітною, після чого одержаний у такий спосіб лист охолоджують від температури TDR, вищої за Аr3, до проміжної температури ТI зі швидкістю охолодження VR1, рівною 70°С/сек. або вище, де температура ТІ не перевищує 650 °С; після чого - зазначений лист охолоджують від зазначеної температури ТI до температури TFR, де ця температура TFR знаходиться в інтервалі між В' та MS +50 °С, де В' позначає температуру, визначену відносно температури BS початку бейнітного перетворення, a MS позначає температуру початку мартенситного перетворення, таким чином, що швидкість охолодження від зазначеної температури TDR до зазначеної температури TFR становить від 20 до 90°С/сек., після чого - зазначений лист охолоджують від температури ТFR зі швидкістю вторинного охолодження V'R від 0,08 до 600°С/хв. до кімнатної температури; - при цьому зазначена температура В' дорівнює BS, коли зазначена швидкість V'R становить від 0,08 до 2°С/хв.; і - зазначена температура В' дорівнює BS +60°С, коли зазначена швидкість V'R є більшою від 2°С/хв., але не перевищує 600 °С/хв. 20. Спосіб виробництва гарячекатаного сталевого листа, який характеризується міцністю на розрив, більшою від 1200 МПа, відношенням Re/Rm, меншим від 0,75, і видовженням при розриві, більшим за 10%, у якому: - одержують сталь, яка має склад за будь-яким з пп.1-11; - відливають із цієї сталі напівпродукт; - нагрівають зазначений напівпродукт до температури, вищої за 1150°С; - піддають зазначений напівпродукт гарячій прокатці в температурному інтервалі, у якому мікроструктура сталі є повністю аустенітною, після чого - початкову температуру TDR первинного охолодження, яка є вищою за Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR і швидкість V'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб мікроструктура сталі складалася на щонайменше 75об.% із бейніту, залишкового аустеніту в 5 92075 6 кількості, рівній або більшій за 5об.%, і мартенситу в кількості, рівній або більшій за 2об.%. 21. Спосіб за п.20, який відрізняється тим, що початкову температуру TDR первинного охолодження, яка є вищою від Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR і швидкість V'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб вміст вуглецю в залишковому аустеніті був більшим від 1мас.%. 22. Спосіб за будь-яким із пп.20, 21, який відрізняється тим, що початкову температуру TDR первинного охолодження, яка є вищою від Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження від TDR до ТFR, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR і швидкість V'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб утворити міжпластинкові включення карбідів із розміром, більшим за 0,1 м, кількість яких на одиницю площі не перевищувала б 50000/мм2. 23. Спосіб за будь-яким із пп.20-22, який відрізняється тим, що початкову температуру TDR первин ного охолодження, яка є вищою від Аr3, кінцеву температуру ТFR, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR і швидкість V'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб утворити острівці мартенсит/залишковий аустеніт, які мають максимальний розмір Lmax, більший за 2 м, і фактор видовження Lmax/Lmin, менший від 4, а їх кількість NMA на одиницю площі була меншою за 14000/мм2. 24. Застосування гарячекатаного сталевого листа за будь-яким із пп.1-14 або виготовленого способом за будь-яким з пп.15-23, в автомобільній промисловості для виготовлення елементів конструкції або арматурних елементів. 25. Застосування гарячекатаного сталевого листа за будь-яким із пп.1-14 або виготовленого способом за будь-яким із пп.15-23, для виготовлення елементів конструкцій в промисловій галузі. 26. Застосування відповідно до п.25 для виготовлення арматурних елементів в промисловій сфері. 27. Застосування відповідно до п.25 для виготовлення зносостійких деталей в промисловій галузі. Винахід відноситься до виробництва гарячекатаного листа, виконаного зі сталі, що називається «багатофазною» сталлю, яка характеризується одночасно дуже високою міцністю на розрив і здатністю до деформації, що дозволяють проведення операцій холодного формування. Більш конкретно, винахід відноситься до сталей із переважно бейнітною мікроструктурою, яка характеризується міцністю на розрив вищою за 1200МПа та відношенням ударна міцність (ударна в'язкість)/міцність на розрив меншим за 0,75. Галузями застосування для такого гарячекатаного листа є, зокрема, автомобільний сектор і промисловість у цілому. В автомобільній промисловості, зокрема, існує постійна потреба полегшення транспортних засобів і підвищення безпеки. Із цієї причини були запропоновані кілька родин сталі, які характеризуються різними рівнями міцності. Насамперед, були запропоновані сталі, які мають елементи мікролігатури, зміцнення яких відбувається одночасно за рахунок процесу виділення й за рахунок зменшення розміру зерна. Після розробки таких сталей відбувалась розробка «двофазних» сталей, у яких присутність мартенситу у феритній матриці дозволяє одержувати міцність на розрив вищу за 450МПа одночасно з високою здатністю до холодного формування. З метою одержання ще більш високих рівнів міцності на розрив були розроблені сталі, які проявляють характеристики TRIP (пластичність, індукована перетворенням) з дуже вигідними комбінаціями властивостей (міцність на розрив/здатність до деформації). Ці властивості пов'язані зі структурою таких сталей, яка утворена феритною матрицею, яка містить бейніт і залишковий аустеніт. Залишковий аустеніт стабілізують додаванням кремнію або алюмінію, причому ці елементи гальмують виділення карбідів в аустеніті й у бейніті. Присутність залишкового аустеніту надає недеформованому листу високої пластичності. Під впливом наступної деформації, наприклад, при прикладанні навантаження уздовж однієї осі, залишковий аустеніт деталі, виконаної з TRIP-сталі, поступово перетворюється на мартенсит, наслідком чого стає значне зміцнення й затримка появи звуження. Для одержання ще більш високої міцності на розрив, тобто рівня більш високого ніж 8001000МПа, були розроблені багатофазні сталі, які мають переважно бейнітну структуру. Такі сталі з успіхом використовуються в автомобільній промисловості або в промисловості в цілому для елементів конструкції, таких як поперечні елементи бамперів, стійки, різні арматури та зносостійкі деталі тертя. Однак здатність до формування цих деталей вимагає достатнього видовження (більшого, ніж 10%) і одночасно не занадто високого відношення границя текучості/міцність на розрив для того, щоб мати достатній запас пластичності. У патенті US 6364968 розкривається виробництво гарячекатаного листа, виконаного зі сталі, мікролегованої ніобієм або титаном, яка має міцність на розрив більшу за 780МПа, з бейнітною структурою, або бейніт/мартенситною структурою, та яка містить, принаймні, 90% бейніту, і з розміром зерна меншим за 3цм. Варіанти здійснення в патенті показують, що отримана міцність на розрив ледь перевищує 1200МПа, при цьому відношення Re/Rm є більшим за 0,75. Слід також зазначити, що карбіди, які містяться в цьому типі структури, в яких значно переважає бейніт, при прикладенні навантаження призводять до механічного пошкодження, наприклад, у тестах на збільшення отворів. У патенті US 4472208 також розкривається виробництво гарячекатаного листа, виконаного зі сталі, мікролегованої титаном, яка має переважно бейнітну структуру, яка містить, щонайменше, 10% фериту, краще від 20 до 50% фериту, і виділений карбід титану (ТіС). Однак через велику кількість 7 фериту міцність на розрив сортів, виготовлених відповідно до цього винаходу, є меншою за 1000МПа - значення, яке може бути недостатнім для деяких застосувань. У татенті JP 2004332100 розкривається виробництво гарячекатаного сталевого листа, який має міцність на розрив більшу від 800МПа, з бажано бейнітною структурою, яка містить менше 3% залишкового аустеніту. Однак для одержання високих значень міцності на розрив необхідно добавляти дорогий ніобій. У патенті JP 2004190063 розкривається виробництво гарячекатаного сталевого листа, який має високу міцність на розрив і характеризується величиною добутку міцності на розрив на видовження, яка перевищує 20000МПа-%, який містить аустеніт. Однак така сталь потребує додавання дорогої міді, пов'язаного зі вмістом сірки. Завданням даного винаходу є розв'язання окреслених вище проблем. Його мета полягає у створенні гарячекатаної сталі, яка характеризується міцністю на розрив більшою від 1200МПа одночасно з високою здатністю до деформації на холоді, відношенням Re/Rm меншим від 0,75 і видовженням при розриві більшим за 10%. Метою винаходу є також створення сталі, яка б була власне не чутливою до ушкоджень при різанні механічним способом. Метою винаходу є також створення сталі, яка б характеризувалася гарною ударною міцністю, що дозволяло б запобігати швидкому поширенню якого-небудь дефекту, особливо в стані динамічної напруги. Метою є також досягнення енергії руйнування в тесті Шарпі з V-подібним надрізом вищої за 28Дж при 20°С. Метою винаходу є також створення сталі, яка б характеризувалася гарною здатністю до зварювання при зварюванні за допомогою стандартних методів з'єднування у діапазоні товщин від 1мм до більше 30мм, зокрема, при точечному контактному зварюванні або дуговому зварюванні, наприклад, при зварюванні металевим електродом у середовищі газу (MAG). Метою винаходу є також створення сталі, у складі якої не було б дорогих мікролегуючих елементів таких як титан, ніобій або ванадій. При такому підході виробничі витрати були б знижені, а термомеханічні технологічні схеми спрощені. Метою винаходу є також сталі, які характеризуються дуже високою межею утоми. Крім того, метою винаходу є створення способу виробництва, у якому невеликі варіації в параметрах не приводили б до істотнихзмін мікроструктури або механічних властивостей. Для зазначеної мети одним із предметів винаходу є гарячекатаний сталевий лист, який характеризується міцністю на розрив більшою від 1200МПа, відношенням Re/Rm меншим від 0,75 і видовженням при розриві більшим за 10%, до складу якого входять (вміст подано за вагою): 0,10% С 0,25%, 1% Мn 3%, Аl 0,015%, Si 1,985%, Mo 0,30%, Cr 1,5%, S 0,015%, P 0,1%, Co 1,5%, В 0,005%, при цьому варто мати на увазі, що 1% Si+Аl 2%, Сr+(3 Мо) 0,3%, решту становить залізо й неминучі домішки, які виникають у процесі плавки, причому мікроструктура сталі утворена, щонайменше, на 75% з бейні 92075 8 ту, залишкового аустеніту в кількості рівній або більшій за 5% і мартенситу в кількості рівній або більшій за 2%. Бажано, щоб вміст вуглецю в сталевому листі був таким, щоб: 0,10% С 0,15%. Бажано також, щоб вміст вуглецю був таким, щоб: 0,15% С 0,17%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, вміст вуглецю є таким, щоб: 0,17% С 0,22%. Бажано, щоб вміст вуглецю був таким, щоб: 0,22% С 0,25%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, до складу сталі входить марганець, у кількості: 1% Мn 1,5%. Бажано також, щоб склад сталі був таким, щоб: 1,5% Мn 2,3%. Бажано, щоб до складу сталі входив марганець, у кількості: 2,3% Мn 3%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, до складу сталі входить кремній, у кількості: 1,2% S 1,8% Бажано також, щоб склад сталі включав алюміній, у кількості: 1,2% АІ 1,8%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, склад сталі є таким, щоб: Мо 0,010 %. Ще одним предметом винаходу є сталевий лист, вміст вуглецю в залишковому аустеніті якого є більшим від 1% ваги. Ще одним предметом винаходу є сталевий лист, який містить карбіди між пластинками бейніту, причому кількість N міжпластинкових карбідів із розміром більшим за 0,1μм на одиницю площі дорівнює 50000/мм2 або менше. Ще одним предметом винаходу є сталевий лист, який містить острівці мартенсит/залишковий аустеніт, причому кількість NMA на одиницю площі острівців мартенсит/залишковий аустеніт, що мають максимальний розмір Lmax більший за 2 цм і характеризуються фактором видовження Lmax/Lrain меншим від 4, менше 14000/мм2. Ще одним предметом винаходу є спосіб виробництва гарячекатаного сталевого листа, який характеризується міцністю на розрив більшою за 1200МПа, відношенням Re/Rm меншим від 0,75 і видовженням при розриві більшим за 10%, при якому: - одержують сталь зазначеного вище складу; - відливають із цієї сталі напівпродукт; - нагрівають напівпродукт до температури вищої за 1150°С; - піддають напівпродукт гарячому прокату в температурному інтервалі, у якому структура сталі є повністю аустенітною; - після цього отриманий у такий спосіб лист охолоджують від температури TDR, вищої від Аr3, до температури перетворення TFR таким чином, щоб швидкість первинного охолодження VR від TDR до TFR становила від 50 до 90°С/сек., а температура TFR лежить між B's та Ms +50°С, де в'3 позначає температуру, яка визначається відносно температури Bs початку бейнітного перетворення, a Ms позначає температуру початку мартенситного перетворення, після чого 9 - лист охолоджують від температури TFR зі швидкістю вторинного охолодження v'R від 0,08°С/хв. до 600°С/хв. до кімнатної температури; - при цьому температура в'3 дорівнює Bs, коли швидкість V'R становить від 0,08 до 2°С/хв.; і - температура В s дорівнює Bs +60°С, коли швидкість V'R є більшою за 2°С/хв., але не перевищує 600°С/хв. Ще одним предметом винаходу є спосіб виробництва гарячекатаного сталевого листа, який характеризується міцністю на розрив більшою від 1200МПа, відношенням Re/Rm меншим за 0,75 та видовженням при розриві більшим за 10%, при якому: - одержують сталь зазначеного вище складу; - відливають із цієї сталі напівпродукт; - нагрівають напівпродукт до температури вищої за 1150°С та піддають гарячій прокатці в температурному інтервалі, у якому мікроструктура сталі є повністю аустенітною; після чого - отриманий у такий спосіб лист охолоджують від температури TDR, вищої від Аr3, до температури Тх зі швидкістю охолодження VR1 рівною 70°С/сек. або вище, де температура Т1 не перевищує 650°С, після чого - лист охолоджують від температури Ті до температури TFR, де температура TFR лежить між B'3 та Ms +50°С, де B's позначає температуру, яка визначається відносно температури Bs початку бейнітного перетворення, a Ms позначає температуру початку мартенситного перетворення, таким чином, щоб швидкість охолодження від температури TDR до температури TFR становила від 20 до 90°С/сек.; після чого - лист охолоджують від температури TFR зі швидкістю вторинного охолодження V'R від 0,08°С/хв. до 600°С/хв. до кімнатної температури; - при цьому температура B'3 дорівнює Bs, коли швидкість V'R становить від 0,08 до 2°С/хв.; і - температура в'3 дорівнює Bs +60°С, коли швидкість V'R є більшою за 2°С/хв., але не перевищує 600°С/хв. Ще одним предметом винаходу є спосіб виробництва гарячекатаного сталевого листа, при якому: - одержують сталь зазначеного вище складу; - відливають із цієї сталі напівпродукт; - нагрівають напівпродукт до температури вищої за 1150°С; - піддають напівпродукт гарячому прокату в температурному інтервалі, у якому структура сталі є повністю аустенітною; і - початкову температуру TDR первинного охолодження, яка лежить вище Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR і швидкість VR вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб мікроструктура сталі складалася з бейніту на, щонайменше, 75%, залишкового аустеніту на 5% та більше й мартенситу на 2%, і більше. Ще одним предметом винаходу є спосіб виробництва, у якому початкову температуру TDR первинного охолодження, яка лежить вище Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження, швидкість VR первинного охолодження від TDR до 92075 10 TFR та швидкість VR вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб вміст вуглецю в залишковому аустеніті був більшим за 1ваг.%. Ще одним предметом винаходу є спосіб, при якому початкову температуру TDR первинного охолодження, яка лежить вище Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR та швидкість VR вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб кількість міжпластинкових карбідів із розміром більшим за 0,1μм на одиницю площі не перевищувала 50000/мм2. Ще одним предметом винаходу є спосіб, при якому початкову температуру TDR первинного охолодження, яка лежить вище Аr3, кінцеву температуру TFR первинного охолодження, швидкість VR первинного охолодження від TDR до TFR та швидкість v'R вторинного охолодження регулюють таким чином, щоб кількість NMA на одиницю площі острівців мартенсит/залишковий аустеніт, які мають максимальний розмір Lmax більший від 2μм і фактор видовження Lmax/Lmin менший за 4, було менше 14000/мм2. Ще одним предметом винаходу є застосування гарячекатаного сталевого листа відповідно до описаних вище ознак або виготовленого способом відповідно до одного з названих вище варіантів здійснення для виготовлення елементів конструкції або арматурних елементів в автомобільній галузі. Ще одним предметом винаходу є застосування гарячекатаного сталевого листа відповідно до описаних вище ознак або виготовленого способом відповідно до одного з названих вище варіантів здійснення для виробництва арматурних елементів і елементів конструкції для промислової сфери в цілому й для зносостійких деталей. Інші ознаки та переваги винаходу стануть очевидними з наведеного нижче опису, який дається у вигляді приклада з посиланнями на прикладені до нього фігури, на яких: Фіг.1 - схематичне подання одного з варіантів здійснення способу виробництва, за допомогою діаграми перетворення виходячи з аустеніту; і Фіг.2 - приклад мікроструктури сталевого листа відповідно до винаходу. За стандартних умов охолодження після гарячої прокатки відбувається перетворення сталі, яка містить приблизно 0,2% С та 1,5% Мn, при охолодженні з аустеніту на бейніт, який складається з феритових пластинок та карбідів. Крім того, мікроструктура може містити відносно велику кількість доевтектоїдного фериту, який утворюється за відносно високої температури. Однак границя текучості цієї складової є низькою, у результаті чого у випадку присутності цієї складової неможливо одержати дуже високий рівень міцності на розрив. Сталі запропоновані винаходом не містять доевтектоїдного фериту. Таким чином, міцність на розрив значно зростає, перевищуючи 1200МПа. Завдяки складу запропонованому винаходом виділення міжпластинкових карбідів також гальмується й внаслідок цього мікроструктура складається з бейніту, залишкового аустеніту та мартенситу, які утворюються в результаті перетворення аустеніту. 11 При цьому структура зовні, складається із дрібних бейнітних пакетів (пакет означає складання паралельних пластинок усередині того самого вихідного аустенітного зерна), міцність на розрив і пластичність якої перевищують міцність на розрив і пластичність полігонального фериту. Розмір бейнітних пластинок має порядок декількох сотень нанометрів, а розмір пакетів пластинок має порядок декількох мікронів. Що стосується хімічного складу сталі, вуглець відіграє дуже важливу роль в утворенні мікроструктури й у формуванні механічних властивостей. Виходячи з аустенітної структури, яка утворюється за високої температури після гарячої прокатки листа, відбувається бейнітне перетворення й у ще переважно аустенітній матриці на початку утворюються бейнітно-феритні пластинки. Через дуже низьку розчинність вуглецю у фериті у порівнянні з його розчинністю в аустеніті вуглець виштовхується в простір між пластинками. Завдяки деяким елементам сплаву у складі запропонованому винаходом, зокрема, завдяки поєднаному додаванню кремнію та алюмінію має місце дуже обмежене виділення карбідів, зокрема, цементиту. Таким чином, усе ще не перетворений міжпластинковий аустеніт поступово збагачується вуглецем практично без якого-небудь значного виділення карбідів, яке відбувається на поверхні розділення аустеніт/бейніт. Це збагачення є таким, що аустеніт стабілізується, тобто мартенситне перетворення більшої частини цього аустеніту практично не відбувається при охолодженні до кімнатної температури. Невелика кількість мартенситу з'являється у формі острівців, сприяючи, тим самим підвищенню міцності на розрив. Вуглець гальмує також утворення доевтектоїдного фериту, присутності якого варто уникати, щоб одержувати високі рівні міцності на розрив. Відповідно до винаходу, вміст вуглецю становить від 0,10 до 0,25 вагових %. Якщо він нижчий за 0,10%, достатньої міцності на розрив одержати не можна, а стабільність залишкового аустеніту незадовільна. Якщо він вищий за 0,25%, погіршується здатність до зварювання через утворення мікроструктур із низькою ударною міцністю в зонах, які зазнали впливу тепла або в зоні, розплавленій за умов автогенного зварювання. Відповідно до першого кращого варіанта здійснення, вміст вуглецю становить від 0,10 до 0,15%. У цих межах здатність до зварювання є досить задовільною, а отримана ударна міцність є особливо високою. Виробництво способом безперервного лиття є особливо легким завдяки сприятливому режиму затвердіння. Відповідно до другого кращого варіанта здійснення, вміст вуглецю є більшим за 0,15%, але не перевищує 0,17%. У цих межах здатність до зварювання є задовільною, а отримана ударна міцність є високою. Відповідно до третього кращого варіанта здійснення, вміст вуглецю є більшим за 0,17%, але не перевищує 0,22%. Цей інтервал вмістів оптимальним чином поєднує властивість міцності на розрив, з одного боку, із властивостями пластичності, уда 92075 12 рної міцності та здатності до зварювання, з іншого боку. Відповідно до четвертого кращого варіанта здійснення, вміст вуглецю є більшим за 0,22%, але не перевищує 0,25%. У цьому випадку найбільш високі рівні міцності на розрив одержують за рахунок дуже невеликого зниження ударноі міцності. Будучи доданим у кількості від 1 до 3 вагових %, марганець, елемент, який промотує утворення у-фази стабілізує аустеніт шляхом зниження температури перетворення Аr3. Марганець також сприяє розкисленню сталі під час плавки в рідкій фазі. Додавання марганцю сприяє також ефективному зміцненню твердого розчину й одержанню більш високої міцності на розрив. Вміст марганцю становить бажано від 1 до 1,5%. У цьому випадку задовільне зміцнення не супроводжується ризиком утворення шкідливої смугасчатої структури. Бажано також, щоб вміст марганцю був більшим за 1,5%, але не перевищував 2,3%. У цьому випадку одержують зазначені вище бажані ефекти без відповідного надлишкового підвищення гартівного зміцнення у зварених складах. Бажано також, щоб вміст марганцю був більшим за 2,3%, але не перевищував 3%. У тому випадку, коли він є вищий за 3%, ризик виділення карбіду або ризик утворення руйнівних смугастих структур стає занадто великим. За умов, визначених відповідно до винаходу, при поєднаному додаванні молібдену та/або хрому можна одержати міцність на розрив більшу за 1300МПа. Відповідно до винаходу, кремній і алюміній спільно відіграють важливу роль. Кремній гальмує виділення цементиту з аустеніту при охолодженні, значно затримуючи ріст карбідів. Причиною цього є те, що розчинність кремнію в цементиті дуже мала, і те, що цей елемент підвищує активність вуглецю в аустеніті. У цьому випадку, якщо який-небудь зародок цементиту повинен був би утворитися на поверхні розділення ферит/аустеніт, кремній виявився б видавленим на цю поверхню розділу. Після цього активність вуглецю в цій збагаченій кремнієм аустенітній зоні підвищується. Ріст цементиту при цьому уповільнюється, тому що градієнт вуглецю між цементитом та аустенітною зоною, яка з ним межує, зменшується. Таким чином, додавання кремнію сприяє стабілізації достатньої кількості залишкового аустеніту у формі тонких плівок, які локально підвищують стійкість до ушкодження та перешкоджає утворенню крихких карбідів. Алюміній є дуже ефективним елементом для розкислення сталі. Із цією метою його вміст дорівнює 0,015% або більше. Подібно до кремнію він має дуже малу розчинність у цементиті й Стабілізує залишковий аустеніт. Було продемонстровано, що ефекти алюмінію та кремнію на стабілізацію аустеніту подібні. Якщо вміст алюмінію та кремнію такі, що 1% Si+А1 2%, досягається задовільна стабілізація аустеніту, що уможливлює утворення бажаних мікроструктур, зберігаючи задовільні споживчі властивості. Через те, що мінімальний вміст алюмінію дорівнює 0,015%, вміст кремнію не перевищує 1,985%. 13 Вміст кремнію становить бажано від 1,2 до 1,8%. У цьому випадку уникають виділення карбіду та досягають прекрасної здатності до зварювання - при MAG-зварюванні не спостерігається розтріскування в досить широкому діапазоні параметрів зварювання. Шви, які утворюються при точечному контактному зварюванні, не мають дефектів. Крім того, оскільки кремній стабілізує феритну фазу, його кількість рівна 1,8% або менше запобігає утворенню небажаного доевтектоїдного фериту. Надлишкове додавання кремнію приводить також до утворення високоадгезійних оксидів і можливої появи дефектів поверхні, результатом чого стає, зокрема, відсутність здатності до змочування в операціях цинкування гарячим зануренням. Бажано також одержання зазначених ефектів при вмісті алюмінію від 1,2 до 1,8%. При еквівалентному вмісті ефекти алюмінію є дуже близькими до ефектів, які були зазначені вище у випадку кремнію. Однак небезпека появи дефектів поверхні знижена. Молібден уповільнює бейнітне перетворення, сприяє зміцненню твердого розчину, а також зменшує розмір бейнітних пластинок, які утворюються. Відповідно до винаходу, щоб уникнути зайвого утворення зміцнюючих структур, вміст молібдену не повинен перевищувати 0,3%. У кількості меншій від 1,5% хром створює ефект, дуже схожий на ефект молібдену, тому що він також запобігає утворенню доевтектоїдного фериту та сприяє зміцненню й рафінуванню бейнітної мікроструктури. Відповідно до винаходу, вмісти хрому та молібдену є такими, що Сr+(3×Мо) 0,3%. Коефіцієнти при хромі та молібдені в цій залежності є наслідком відносно високої відповідної здатності цих двох елементів уповільнювати феритне перетворення - коли зазначена вище нерівність виконується, відвертається утворення доевтектоїдного фериту за специфічних умов охолодження відповідно до винаходу. Однак молібден є дорогим елементом. Винахідниками показано, що можна робити сталь особливо економічно, обмежуючи вміст молібдену до 0,010% і компенсуючи це зменшення додаванням хрому в такій кількості, щоб задовольнялася залежність: Сr+3×Мо) 0,3%. Сірка в кількості вищій за 0,015% має тенденцію до надлишкового випадання у формі сульфідів марганцю, що сильно погіршує здатність до формування. Відомо, що фосфор є елементом, який сегрегує на границях зерен. Для підтримки достатньої пластичності в гарячому стані вміст фосфору повинен бути обмежений до 0,1%. Обмеження сірки та фосфору дозволяє також одержати гарну здатність до зварювання при точковому зварюванні. Сталь може також містити кобальт. У кількості, яка не перевищує 1,5%, цей зміцнюючий елемент дозволяє підвищити вміст вуглецю в залишковому аустеніті. Однак кількість кобальту також повинна бути обмежена через його високу вартість. Сталь може також містити бор у кількості, яка не перевищує 0,005%. Така добавка підвищує змі 92075 14 цнення при загартуванні та сприяє усуненню доевтектоїдного фериту. Вона допомагає також підвищити рівні міцності на розрив. Решту складу складають неминучі домішки, які з'являються при плавці, таких, наприклад, як азот. Відповідно до винаходу, мікроструктура сталі складається, щонайменше, на 75% із бейніту, залишкового аустеніту в кількості рівній або більшій за 5% і мартенситу в кількості рівній або більшій за 2% (процентні вмісти на одиницю площі). Така переважно бейнітна структура без доевтектоїдного фериту має дуже високу стійкість до можливого згодом механічного ушкодження. Мікроструктура гарячекатаного листа відповідно до винаходу включає залишковий аустеніт у кількості не меншій за 5 %, який повинен переважно мати великий вміст вуглецю та бути стабілізованим за кімнатної температури, зокрема, добавками кремнію та алюмінію. Залишковий аустеніт присутній у формі міжпластинкових плівок або острівців у бейніті, розмір яких становить від декількох сотень мікронів до декількох мікронів. Кількість залишкового аустеніту менша за 5% не дозволяє міжпластинковим плівкам значно підвищити стійкість до ушкодження. Вміст вуглецю в залишковому аустеніті бажано перевищує 1%, що має на меті знизити утворення карбідів і одержати залишковий аустеніт, який є досить стабільним за температури навколишнього середовища. Фіг.2 демонструє приклад мікроструктури сталевого листа відповідно до винаходу. Залишковий аустеніт А, частка площі якого в цьому випадку дорівнює 7%, виглядає білим у формі острівців або плівок. Мартенсит М, частка площі якого в цьому випадку дорівнює 15%, перебуває у формі дуже темної складової в бейнітній матриці В, яка виглядає сірою. Усередині деяких острівців локальний вміст вуглецю й, отже, локальне зміцнення при загартовуванні можуть відрізнятися. Потім залишковий аустеніт локально з'єднується з мартенситом усередині цих острівців, для назви яких використовують термін М-А-острівці, у яких мартенсит поєднаний із залишковим аустенітом. У рамках контексту винаходу було продемонстровано, що потрібна специфічна морфологія М-А-острівців. Морфологія М-А-острівців може бути виявлена за допомогою відповідних відомих хімічних реагентів. Після хімічного травлення М-А-острівці виглядають, наприклад, білими у відносно темній бейнітній матриці. Ці острівці спостерігають за допомогою оптичної мікроскопії зі збільшенням у межах від 500х до 1500х на площі, яка має статистично репрезентативну популяцію. Максимальний розмір Lmax та мінімальний розмір Lmin кожного з острівців визначають, наприклад, за допомогою якої-небудь відомої комп'ютерної програми аналізу зображень, такої, наприклад, як Visilog® від Noesis. Відношення максимального розміру до мінімального розміру Lmax/Lmіn характеризує фактор видовження даного острівця. Відповідно до винаходу, особливо високу пластичність одержують при зменшенні числа NMA М-А-острівців, у яких максимальна довжина Lmax є більшою від 2μм, а фактор видовження менший за 15 4. Ці великі об'ємні острівці при наступному механічному навантаженні виявилися зонами переважного ініціювання. Відповідно до винаходу, кількість острівців NMA на одиницю площі повинна бути не 2 меншою від 14000/мм . Структура сталей запропонованих винаходом також включає, на додачу до бейніту та залишкового аустеніту, мартенсит у кількості рівній або більшій за 2%. Ця особливість уможливлює додаткове зміцнення, у результаті чого міцність на розрив стає більшою від 1200МПа. Кількість карбідів, розташованих у міжпластинкових положеннях, які, як правило, є більшими з розміром більшим за 0,1μм, переважно обмежена. Ці карбіди можна спостерігати, наприклад, за допомогою оптичного мікроскопа зі збільшенням 1000× або вище. Було показано, що число N міжпластинкових карбідів із розміром більшим за 0,1μм на одиницю площі повинне бути меншим від 50000мм2 - у протилежному випадку ушкодження при наступному прикладенні навантаження стає надмірним, наприклад у тестах на збільшення отворів. Крім того, надлишкова присутність карбідів може стати причиною передчасного ініціювання тріщин та зменшення ударної міцності. Спосіб виробництва гарячекатаного листа відповідно до винаходу здійснюється таким шляхом: - одержують сталь запропонованого винаходом складу; - із цієї сталі відливають напівпродукт. Лиття може відбуватися в злитки або безперервно у формі слябів із товщиною приблизно 200мм. Напівпродукт може також відливатися у формі тонких слябів із товщиною в кілька десятків міліметрів або тонкої смуги, яка відливається між валками, які обертаються в протилежних напрямках; - відлиті напівпродукти спочатку нагрівають до температури вищої за 1150°С, досягаючи при цьому у всіх точках температури, сприятливої для гарячих деформацій, яких сталь буде зазнавати при прокаті. Є очевидним і зрозумілим, що у випадку безпосереднього відливання тонких слябів або тонкої смуги між валками, які обертаються в протилежних напрямках, операція гарячої прокатки цих напівпродуктів, яка починається за температури вищої за 1150°С, може бути проведена безпосередньо після лиття, завдяки чому в цьому випадку немає необхідності в стадії повторного нагрівання; - напівпродукт піддається гарячому прокату в інтервалі температур, у якому структура сталі є повністю аустенітною аж до температури кінця прокату TFL, як це демонструється на прикладеній Фіг.1. На цій фігурі наведена термомеханічна технологічна схема 1 відповідно до винаходу й діаграма перетворення, на якій зазначені область 2 феритного перетворення, область 3 бейнітного перетворення й область 4 мартенситного перетворення; і - потім проводиться операція регульованого охолодження, яке починається за температури TDR, що лежить вище Аr3 (температура початку перетворення аустеніту у ферит), і закінчується за температури TFR (температура кінця охолодження). Середня швидкість охолодження від TDR до 92075 16 TFR дорівнює VR. Це охолодження й пов'язана з ним швидкість VR носять назви первинного охолодження й первинної швидкості охолодження. Відповідно до винаходу, VR становить від 50 до 90°С/сек. Якщо швидкість охолодження є нижчою від 50°С/сек., утворюється доевтектоїдний ферит, який перешкоджає отриманню властивостей високої міцності. Відповідно до винаходу, у такий спосіб запобігають перетворенню аустеніту на ферит. Якщо ж VR вища від 90°С/сек., існує небезпека утворення мартенситу, що може привести до появи гетерогенної структури. Інтервал охолодження відповідно до винаходу вигідний із промислової точки зору, оскільки немає необхідності охолоджувати лист дуже швидко після гарячого прокату, наприклад, зі швидкістю приблизно 200°С/сек. Це усуває необхідність дорогих спеціальних установок. Інтервал швидкостей охолодження відповідно до винаходу може бути отриманий за допомогою розпорошування води, або водно-повітряної суміші, залежно від товщини листа. Спосіб може бути також здійснений відповідно до наступного варіанта. Сталь швидко охолоджують від температури TDR до температури ТI рівної 650°С або нижчої. Швидкість VRi цього швидкого охолодження є вищою від 70°С/сек. Сталь після цього охолоджують до температури TFR таким чином, щоб середня швидкість охолодження від TDR до TFR становила від 20 до 90°С/сек. Перевага цього варіанта полягає в тому, що для нього потрібно в середньому більш повільне охолодження від TDR до TFR за умови, що більш швидке охолодження відбувається зі швидкістю VR1 від TDR, для того, щоб гарантувати відсутність доевтектоїдного фериту. Після цієї фази першого швидкого охолодження, проведеної відповідно до одного з названих вище двох варіантів, здійснюється фаза більш повільного охолодження, яке називається вторинним охолодженням, і яке починається за температури TFR, яка перебуває в межах від В's до Ms +50°C, і закінчується за температури навколишнього середовища. Швидкість вторинного охолодження позначається VR'. Температура початку мартенситного перетворення позначається Ms. Температура B's визначається відносно Bs - температури початку бейнітного перетворення в такий спосіб: - якщо дуже повільне вторинне охолодження проводиться зі швидкістю V' від 0,08°С/хв. до 2°С/хв., B's=Bs - температури початку бейнітного перетворення. Цю температуру Bs можна визначити експериментально або оцінити на основі складу за допомогою відомих формул. Фіг.1 демонструє цей перший спосіб виробництва; - якщо гарячекатаний лист охолоджують від TFR зі швидкістю більшою від 2°С/хв., але яка не перевищує 600°С/хв., B's=Bs +60°C. Перший випадок відповідає виробництву самих тонких листів, аж до 15мм, які скручують у гарячому стані й потім, після операції скрутки, повільно охолоджують. Другий випадок відповідає виробництву більше товстих листів, які не скручують у гарячому стані. Залежно від товщини листа швидкості охолодження є вищими за 2°С/хв., але 17 92075 які не перевищують 600°С/хв., відповідають дещо прискореному охолодженню або повітряному охолодженню. Якщо температура кінця охолодження вища від B's, збагачення аустеніту вуглецем є недостатнім. Після повного охолодження утворюються карбіди або мартенситні острівці. У цьому випадку можна одержувати сталь, яка має двофазну структуру, але поєднання властивостей (міцність/пластичність) якої гірше поєднання властивостей винаходу. Ці структури також мають більшу чутливість до ушкодження в порівнянні зі структурами винаходу. Якщо температура кінця охолодження нижча від Ms +50°С, збагачення аустеніту вуглецем є надлишковим. За певних промислових умов існує небезпека утворення вираженої смугастої структури й надмірного мартенситного перетворення. Таким чином, за умов відповідно до винаходу спосіб характеризується малою чутливістю до зміни виробничих параметрів. Вторинне охолодження, яке має відношення до температури TFR у межах від B's до Ms +50°С, дозволяє регулювати перетворення аустеніту на бейніт, який локально збагачує цей аустеніт, стабілізуючи його, і дозволяє одержувати необхідне відношення бейніт/залишковий аустеніт/мартенсит. У рамках контексту винаходу можна також регулювати швидкість первинного охолодження VR від TDR до TFR, температуру кінця охолодження TFR і швидкість вторинного охолодження V таким чином, щоб мікроструктурасталі складалася, щонайменше, на 75% із бейніту, залишкового аустеніту в кількості рівній 5% або більше й мартенситу в кількості рівній 2% або більше. Параметри TDR, TFR, VR і VR', підібрані таким чином, щоб одержати, щонайменше, 75% бейніту, щонайменше, 5% аустеніту й, щонайменше, 2% мартенситу, підбираються в такий спосіб: - TDR варто підбирати так, щоб вона була вищою від Аr3 із тією метою, щоб уникнути утворення доевтектоїдного фериту, одночасно запобігаючи надмірному росту аустенітного зерна, і щоб рафінувати кінцеву мікроструктуру; - швидкість охолодження VR варто підбирати так, щоб вона була як можна більш високою з тією метою, щоб уникнути перлітного перетворення (яке б привело до недостатнього вмісту залишкового аустеніту) і феритного перетворення, залишаючись при цьому в межах можливостей контро 18 лю промислової лінії так, щоб мікроструктура була гомогенною в поздовжньому й поперечному напрямках гарячекатаного листа. Однак швидкість охолодження VR варто обмежувати в такому ступені, щоб уникнути утворення мікроструктури, яка б була гетерогенною по товщині листа; - швидкість охолодження V'R суттєво залежить від виробничих можливостей промислових центрів і від товщини листа; - V'R і TFR варто підбирати незалежно таким чином, щоб вони були досить низькими для того, щоб уникнути перлітного перетворення, яке б привело до неповного бейнітного перетворення й вмісту залишкового аустеніту меншого за 5%; - крім того, якщо швидкість охолодження V'R є високою, температуру TFR варто підбирати так, щоб вона була досить високою, щоб залишалося досить часу для проходження бейнітного перетворення над мартенситною областю. Таким чином, запобігають утворенню більше 20% мартенситу в результаті занадто швидкого перетворення в мартенситну область. Останнє перетворення проходило б за рахунок бейнітного перетворення й стабілізації залишкового аустеніту; і - якщо швидкість охолодження V'R є низькою, зміни температури TFR у межах від B's до Ms +50°C впливають на кінцеву мікроструктуру. Ці параметри можуть також регулюватися таким чином, щоб одержати особливу морфологію й природу М-А-острівців, зокрема, підбиратися таким чином, щоб число NMA острівців мартенсит/залишковий аустеніт, які мають розмір більший від 2μм і характеризуються фактором видовження меншим за 4, було менше 14000/мм2. Ці параметри можуть також регулюватися таким чином, щоб вміст вуглецю в залишковому аустеніті був більшим від 1 вагових %. Зокрема, щоб уникнути надлишкового утворення великих М-А-острівців, не слід обирати занадто високу швидкість охолодження VR. Параметри VR, TFR і V'R можна також підбирати таким чином, щоб кількість N бейнітних карбідів із розміром більшим від 0,1μм на одиницю площі не перевищувала 50000/мм2. Приклад Виплавлені сталі які мають склад, вказаний в приведеній нижче таблиці й виражений у вагових відсотках. Крім сталей із номерами від I-1 до I-9, які були використані для виготовлення листів відповідно до винаходу, у таблиці для порівняння подано склад сталей від R-1 до R-9, які були використані для виготовлення листів порівняння. Таблиця 1 Склад сталі (вагові %) запропоновані винаходом, R - порівняння Сталь I-1 I-2 I-3 I-4 I-5 I-6 I-7 I-8 I-9 С (%) 0,21 0,185 0,185 0,215 0,22 0,16 0,19 0,10 0,20 Мn (%) 1,56 2,29 2 2, 05 2, 28 1, 59 2,29 2,23 2, 00 Si (%) 1,46 1,49 1,5 1,5 1,5 1,43 1, 49 1, 46 1,5 АІ (%) 0,025 0,025 0,025 0,025 0,025 0,025 0,025 0,019 0,025 Si+Al (%) 1,485 1,515 0,525 1, 525 1,5 1,455 1,515 1,479 1,525 Mo (%) 0,245 0,26 0,25 0,245 0,255 0,24 0,26 0,255 0, 14 Cr (%) 1, 49 1,49 1,49 0,76 0,645 0,34 Cr+(3×Mo) (%) 2,21 0,78 2,24 2,25 0,765 1,56 0,78 1,41 0,76 S (%)