Композиція високоміцної пластичної сталі, лист сталі та його застосування, спосіб одержання гарячекатаного та холоднокатаного листа сталі

1. Композиція сталі із пластичністю, обумовленою перетворенням (TRIP), яка містить, мас.%: 0,08 % С 0,23% 1% Мn 2% 1% Si 2% Аl 0,030% 0,1% V 0,25% Ті 0,010% S 0,015% Р 0,1% 0,004% N 0,012% залізо та домішки, які неминуче з'являються в процесі плавки - решта. 2. Композиція за п.1, яка відрізняється тим, що вона додатково містить один або більше елементів, вибраних з, мас.%: Nb 0,1% Mo 0,5% Cr 0,3% 3. Композиція за п.1, яка відрізняється тим, що вона містить, мас. %: 0,08% С 0,13%. 4. Композиція за п.1, яка відрізняється тим, що вона містить, мас. %: 0,13% С 0,18%. 5. Композиція за п.1, яка відрізняється тим, що вона містить, мас.%: 2 (19) 1 3 92039 4 - піднімають температуру зазначеного напівпродукту вище 1200°С; - піддають зазначений напівпродукт гарячій прокатці; - охолоджують одержаний у результаті цього лист; - згортають зазначений лист у рулон; який відрізняється тим, що температуру кінця зазначеної гарячої прокатки Ткп, швидкість зазначеного охолодження Vox і температуру зазначеного згортання в рулон Трул вибирають таким чином, щоб мікроструктура сталі складалася з фериту, бейніту та залишкового аустеніту. 19. Спосіб за п.17, який відрізняється тим, що мікроструктура зазначеної сталі містить мартенсит. 20. Спосіб за п.18 або 19, який відрізняється тим, що температуру кінця зазначеної гарячої прокатки Ткп, швидкість зазначеного охолодження Vox і температуру зазначеного згортання в рулон Трул підбирають таким чином, щоб мікроструктура сталі містила залишковий аустеніт у кількості від 8 до 20об.%. 21. Спосіб за будь-яким з пп.18-20, який відрізняється тим, що температуру кінця зазначеної гарячої прокатки Ткп, швидкість зазначеного охолодження Vox і температуру зазначеного згортання в рулон Трул підбирають таким чином, щоб мікроструктура сталі містила мартенсит у кількості, меншій 2об.%. 22. Спосіб за будь-яким з пп.18-21, який відрізняється тим, що температуру кінця зазначеної гарячої прокатки Ткп, швидкість зазначеного охолодження Vox і температуру зазначеного згортання в рулон Трул підбирають так, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту не перевищував 2мкм. 23. Спосіб за будь-яким з пп.18-22, який відрізняється тим, що температуру кінця зазначеної гарячої прокатки Ткп, швидкість зазначеного охолодження Vox і температуру зазначеного згортання в рулон Трул підбирають так, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту не перевищував 1 мкм. 24. Спосіб виробництва гарячекатаного листа за п.18, який відрізняється тим, що температура Ткп кінця гарячої прокатки становить не нижче 900°С, швидкість охолодження Vox становить не менше 20°С/сек. і температура згортання в рулон Трул становить нижче 450°С. 25. Спосіб за п.24, який відрізняється тим, що температура згортання в рулон Трул нижча 400°С. 26. Спосіб виробництва холоднокатаного листа сталі, яка характеризується TRIP, у якому: - одержують гарячекатаний лист, виготовлений способом за будь-яким із пп.18-25; - піддають зазначений лист травленню; - потім зазначений лист піддають холодній прокатці; - піддають зазначений лист термообробці відпалюванням, причому зазначена термообробка передбачає у собі фазу нагрівання зі швидкістю нагрівання Vнaг, фазу витримки за температури витримки Твит і часу витримки tвит із наступною фазою охолодження зі швидкістю охолодження Vox, коли температура нижча Аr3, і фазою витримки за температури витримки Т'вит і часу витримки t'вит, який відрізняється тим, що параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають так, щоб мікроструктура сталі складалася з фериту, бейніту та залишкового аустеніту. 27. Спосіб за п.26, який відрізняється тим, що мікроструктура зазначеної сталі містить мартенсит. 28. Спосіб за п.26 або п.27, який відрізняється тим, що параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб мікроструктура сталі містила залишковий аустеніт у кількості від 8 до 20об.%. 29. Спосіб за будь-яким із пп.26 або 28, який відрізняється тим, що параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб мікроструктура сталі містила мартенсит у кількості, меншій 2об.%. 30. Спосіб за будь-яким із пп.26-29, який відрізняється тим, що параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту був меншим 2 мкм. 31. Спосіб за будь-яким із пп.26-30, який відрізняється тим, що параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту був меншим 1 мкм. 32. Спосіб за п.26, який відрізняється тим, що зазначена термообробка відпалюванням передбачає фазу нагрівання зі швидкістю нагрівання Vнаг 2°С/сек. або вище, фазу витримки за температуривитримки Твит від Ас1 до Ас3 і часу витримки tвит від 10 до 200сек. з наступною фазою охолодження зі швидкістю охолодження Vox вище 15°С/сек., коли температура нижче Аr3, і фазою витримки за температури витримки Т'вит від 300 до 500°С і часу витримки t'вит від 10 до 1000 сек. 33. Спосіб за п.32, який відрізняється тим, що температура зазначеної витримки Твит становить від 770 до 815°С. 34. Застосування листа сталі за будь-яким із пп.12-17 або виготовленого способом за будьяким із пп.18-33 для виготовлення структурних компонентів або армуючих елементів в автомобільній промисловості. Винахід стосується виробництва сталевого листа, більш конкретно листа сталі із пластичністю, яка є результатом перетворення TRIP-сталі, тобто листа, у якому сталь має пластичність, зумовлену алотропічним перетворенням. В автомобільній промисловості існує постійна потреба в полегшених транспортних засобах, яка зумовлює пошук сталей із більш високою межою плинності або міцності на розтяг. Внаслідок цього були запропоновані високоміцні сталі, які містять мікролегуючі елементи. Одночасно досягається 5 підвищення твердості шляхом виділення фази та зменшення розміру зерна. З метою одержання ще більш високих рівнів міцності були розроблені TRIP-сталі, які мають вигідне поєднання таких властивостей як міцність та здатність до деформації. Ці властивості описують виходячи зі структури таких сталей, яка складається з феритної матриці, яка містить бейнітну та залишкову аустенітну фази. У гарячекатаному листі залишковий аустеніт стабілізований завдяки підвищеному вмісту таких елементів як кремній та алюміній, які сповільнюють виділення в бейніті карбідів. Холоднокатаний лист, виготовлений з TRIP-сталі, одержують шляхом повторного нагрівання сталі в процесі відпалювання в області, у якій відбувається часткова аустенізація, з наступним швидким охолодженням із метою уникнути утворення перліту та ізотермічною витримкою в бейнітній області: одна частина аустеніту перетворюється в бейніт, у той час як інша частина стабілізується в результаті підвищення вмісту вуглецю залишкових аустенітних острівців. Таким чином, початкова присутність пластичного залишкового аустеніту асоціюється з високою здатністю до деформації. Під впливом наступної деформації, наприклад, під час операції витяжки, залишковий аустеніт деталі, виготовленої з TRIPPCT/FR2006/001668 2 WO/2007/017565 сталі, поступово перетворюється в мартенсит, що призводить до значного підвищення твердості. Сталь, яка характеризується TRIP-поводженням, дозволяє, таким чином, гарантувати висока здатність до деформації та високу міцність, тобто дві властивості, які, звичайно, взаємно виключають одна одну. Це поєднання забезпечує можливість високого енергопоглинання -властивості, яка зазвичай затребувана в автомобільній промисловості для ударостійких деталей. Вуглець відіграє важливу роль у виробництві TRIP-сталей. По-перше, його присутність у залишкових аустенітних острівцях у достатній кількості необхідна для того, щоб понизити температуру мартенситного перетворення нижче температури навколишнього середовища. По-друге, його зазвичай додають із метою підвищити міцність недорогим способом. Однак таке додавання вуглецю повинне бути обмеженим для забезпечення гарантії того, що зварюваність виробів залишиться задовільною, у протилежному випадку пластичність зварених агрегатів і стійкість до холодного тріщиноутворення знижуються. Таким чином, завданням є отримання способу підвищення міцності листа TRIP-сталі, зокрема, до величини, вищої, ніж приблизно 9001100МПа при вмісті вуглецю близько 0,2ваг.% без зниження загального подовження нижче18%. Бажано підвищення міцності більш ніж на 100МПа у порівнянні з існуючими рівнями. Бажано також мати спосіб виробництва гарячекатаного та холоднокатаного сталевого листа, який був би суттєво нечутливим до невеликих відхилень, які мають місце в умовах промислового виробництва. Іншими словами, завданням є створення продукту, який би характеризувався мікроструктурою та механічними властивостями, які б 92039 6 були власне нечутливими до невеликих відхилень цих виробничих параметрів. Крім того, завданням є забезпечення високов'язкого продукту, який має відмінну стійкість до розтріскування. Метою цього винаходу є розв'язання сформульованих вище проблем. Виходячи із цього, предметом винаходу є композиція для виробництва сталі, яка характеризується TRIP-поводженням, та яка містить в %: 0,08%≤С≤0,23%, 1%≤Μn≤2%, 1%≤Si≤2%, ΑΙ≤0,030%, 0,1%≤V0,25%, Ті≤0,010%, S≤0,015%, Ρ≤0,1%, 0,004%≤Ν≤0,012% та, необов'язково, один або більше елементів, обраних з поміж: Nb≤0,1≤%, Mo≤0,5%, Cr≤0,3% та все решта залізо та домішки, які неминуче з'являються в процесі плавки. Вміст вуглецю, бажано, становить: 0,08%≤С≤0,13%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, вміст вуглецю становить: 0,13%≤С≤0,18%. Бажаним є також наступний вміст вуглецю: 0,18%≤С≤0,23%. Вміст марганцю, бажано, становить: 1,4%≤Μn≤1,8%. Бажано також, щоб вміст марганцю задовольняв наступній умові: 1,5%≤Μn≤1,7%. Вміст кремнію, бажано, становить: 1,4%≤Si≤1,7%. Вміст алюмінію, бажано, становить: АІ≤0,015%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, вміст ванадію становить: 0,12%≤V≤0,15%. Бажано також, щоб вміст титану був наступним: Ті≤0,005%. Предметом винаходу є також лист сталі із зазначеної вище композиції, мікроструктура якої складається з фериту, бейніту, залишкового аустеніту та, необов'язково, мартенситу. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, мікроструктура сталі містить від 8 до 20% залишкового аустеніту. Бажаним є коли мікроструктура сталі містить менше 2% мартенситу. Краще, коли середній розмір аустенітних острівців не перевищує 2мкм. Бажано, щоб середній розмір аустенітних острівців не перевищував 1мкм. Предметом винаходу є також спосіб виробництва гарячекатаного листа, який характеризується TRIP-поводженням, і який передбачає такі етапи: - одержують сталь, яка має будь-який із зазначених вище складів; - із цієї сталі відливають напівпродукт; - зазначений напівпродукт нагрівають до температури вищої за 1200°С; - напівпродукт піддають гарячій прокатці; - отриманий у результаті цього лист охолоджують; - лист згортають у рулон; підбираючи при цьому температуру кінця гарячої прокатки Ткп, швидкість охолодження Vox і температуру згортання в рулон Трул. таким чином, щоб мікроструктура сталі складалася з фериту, бейніту, залишкового аустеніту та, необов'язково, мартенситу. 7 Бажано, щоб, температуру кінця гарячої прокатки ТКП швидкість охолодження Vox і температуру згортання в рулон Трул підібрали таким чином, щоб мікроструктура сталі містила залишковий аустеніт у кількості від 8 до 20%. Бажано також температуру кінця гарячої прокатки Ткп, швидкість охолодження νΟχ ι температуру згортання в рулон Трул підібрати таким чином, щоб мікроструктура сталі містила мартенсит у кількості меншій від 2%. Бажано, щоб температуру кінця гарячої прокатки Ткп, швидкість охолодження Vox і температуру згортання в рулон Трул підібрали таким чином, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту не перевищував 2мкм і, а ще краще, щоб він був меншим 1мкм. Предметом винаходу є також спосіб виробництва гарячекатаного листа, який характеризується TRIP-поводженням, при якому: - напівпродукт піддають гарячій прокатці за температури кінця гарячої прокатки Ткп яка дорівнює 900°С або вище; - одержаний у результаті цього лист охолоджують зі швидкістю охолодження Vox яка дорівнює 20°С/сек. або вище; і - лист змотують у рулон за температури Трул нижче 450°С. Бажано, щоб температура згортання в рулон Трул була нижчою за 400°С. Предметом винаходу є також спосіб виробництва холоднокатаного листа, який характеризується TRIP-поводженням, у якому використовують гарячекатаний сталевий лист, виготовлений відповідно до будь-якого з описаних вище способів, лист піддають травленню, холодній прокатці та термообробці відпалюванням, причому термообробка передбачає фазу нагрівання зі швидкістю нагрівання Vнаг, фазу витримки при температурі витримки Твит і часу витримки tвит із наступною фазою охолодження зі швидкістю охолодження Vox, коли температура нижча Аr3, і фазою витримки при температурі витримки Т'вит і часу витримки t'вит, причому параметри Vнаг, Твит tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб мікроструктура сталі складалася з фериту, бейніту, залишкового аустеніту та, необов'язково, мартенситу. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб мікроструктура сталі містила залишковий аустеніт у кількості від 8 до 20%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб мікроструктура сталі містила мартенсит у кількості меншій від 2%. Відповідно до одного із кращих варіантів здійснення, параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит підбирають таким чином, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту не перевищував 2мкм і, а ще краще, щоб він був меншим за 1мкм. Предметом винаходу є також спосіб виробництва холоднокатаного листа, який характеризується TRIP-поводженням, відповідно до якого лист піддають термообробці відпалюванням, причому термообробка включає фазу нагрівання зі швидкістю нагрівання Vнаг 2°С/сек. або вище, фазу ви 92039 8 тримки при температурі витримки Твит від Ас1 до Ас3 або вище та часу витримки tвит від 10 до 200сек. з наступною фазою охолодження зі швидкістю охолодження Vох вищою від 15°С/сек., коли температура нижча Аr3, і фазою витримки при температурі витримки Т'вит від 300 до 500°С і часу витримки t'вит від 10 до 1000сек. Температура витримки Твит бажано становить від 770 до 815°С. Предметом винаходу є також застосування листа сталі, яка характеризується TRIPповодженням, відповідно до будь-якого з описаних вище варіантів здійснення або виготовленої відповідно до будь-якого з описаних вище способів, для виготовлення структурних компонентів або армуючих елементів в автомобільній промисловості. Інші ознаки та переваги винаходу стануть очевидними при ознайомленні з наведеним нижче описом, який подано на основ: приклада. Вуглець відіграє дуже важливу роль у хімічному складі для утворення мікроструктури та формування механічних властивостей. Відповідно до винаходу, бейнітне перетворення здійснюється з аустенітної структури, яка утворюється за високої температури, і при цьому утворюються бейнітноферитові рейкові структури. Через дуже низьку розчинність вуглецю у фериті в порівнянні з аустенітом вуглець аустеніту витісняється в область між рейками. Завдяки деяким легуючим елементам у складі сталі відповідно до винаходу, зокрема, кремнію або марганцю, виділення карбідів, особливо цементиту, майже не відбувається. Таким чином, міжреєчний аустеніт поступово збагачується вуглецем без протікання виділення карбідів. У результаті такого збагачення аустеніт стабілізується або, іншими словами, не відбувається мартенситного перетворення цього аустеніту при охолодженні до кімнатної температури. Відповідно до винаходу, вміст вуглецю становить від 0,08 до 0,23ваг.%. Бажано, щоб вміст вуглецю перебував у першому діапазоні від 0,08 до 0,13ваг.%. У другому кращому діапазоні вміст вуглецю є вищим від 0,13ваг.%, але не перевищує 0,18ваг.%. Вміст вуглецю перебуває в третьому кращому діапазоні, у якому він є вищим від 0,18ваг.%, але не перевищує 0,23аг.%. Оскільки вуглець є особливо важливим елементом для підвищення твердості, мінімальний вміст вуглецю в трьох кращих діапазонах дозволяє досягати мінімальної міцності 600МПа, 800МПа та 950МПа на холоднокатаному та відпаленому листі, відповідно для кожного із зазначених вище діапазонів. Максимальний вміст вуглецю в кожному із трьох діапазонів дозволяє гарантувати задовільну зварюваність, особливо у випадку точкового зварювання, якщо взяти до уваги рівень міцності, який одержують у кожному із трьох кращих діапазонів. Додавання марганцю (елемента, який індукує гамма-фазу) у кількості від 1 до 2ваг.% сприяє зниженню температури початку утворення мартенситу Ms і стабілізації аустеніту. Таке додавання марганцю сприяє також ефективному зміцненню твердого розчину й, отже, підвищенню міцності. Вміст марганцю становить бажано від 1,4 до 1,8ваг.%: у цьому випадку задовільне зміцнення 9 поєднується з поліпшеною стабільністю аустеніту без супутнього надмірного загартовування у зварених деталях. Оптимальний вміст марганцю становить від 1,5 до 1,7ваг.%. Цим шляхом бажані результати одержують без ризику утворення руйнівної смугасчастоі структури, яка здатна утворюватися при сегрегації марганцю в процесі затвердіння. Кремній у кількості від 1 до 2ваг.% інгібує виділення цементиту під час охолодження аустеніту, значно гальмуючи ріст карбіду. Причиною цього є те, що розчинність кремнію в цементиті дуже низька та при цьому цей елемент підвищує активність вуглецю в аустеніті. Будь-який зародок цементиту, який утвориться, буде, таким чином, оточений збагаченою кремнієм аустенітною областю, яка була витиснута на поверхню розділу фази, що виділилася, і матриці. Цей збагачений кремнієм аустеніт має також підвищений вміст вуглецю, а ріст цементиту гальмується через слабку дифузію, причиною чого є низький градієнт вуглецю між цементитом і сусідньою аустенітною областю. Таким чином, таке додавання кремнію сприяє стабілізації достатньої кількості залишкового аустеніту для одержання ефекту TRIP. Крім того, це додавання кремнію підвищує міцність у результаті зміцнення твердого розчину. Однак надлишкове додавання кремнію призводить до утворення щільно прилягаючих оксидів, які важко видаляються при операції травлення, і можливій появі поверхневих дефектів, обумовлених головним чином, відсутністю змочуваності при операціях гарячого цинкування. Щоб стабілізувати достатню кількість аустеніту, знизивши при цьому ризик поверхневих дефектів, варто використовувати вміст кремнію переважно в межах від 1,4 до 1,7ваг.%. Алюміній є дуже ефективним елементом для розкислення сталі. Подібно до кремнію він має дуже низьку розчинність у цементиті та міг би використовуватися завдяки цьому для запобігання виділення цементиту в процесі витримки при температурі бейнітного перетворення та для стабілізації залишкового аустеніту. Однак, відповідно до винаходу, вміст алюмінію не перевищує 0,030ваг.%, оскільки, як це буде видно далі, дуже ефективного підвищення твердості домагаються шляхом виділення карбонітриду ванадію. Якщо вміст алюмінію є вищим від 0,030ваг.%, існує небезпека виділення нітриду алюмінію, що, відповідно, знизить кількість азоту, здатного виділятися разом з ванадієм. Бажано, щоб ця кількість дорівнювала 0,015ваг.% або менше, у цьому випадку усувається небезпека виділення нітриду алюмінію та повністю досягається ефект зміцнення твердості в результаті виділення карбонітриду ванадію. З тієї ж причини, щоб не виділяти значну кількість азоту у вигляді нітридів або карбонітридів титану вміст титану не перевищує 0,010ваг.%. Через високу спорідненість титану до азоту вміст титану не перевищує 0,005ваг.%. Таким чином, такий вміст титану запобігає виділення в гарячекатаному листі (Ti, V)N. Ванадій і азот є важливими елементами для винаходу. Винахідниками було продемонстровано, що у випадку присутності цих елементів у кількос 92039 10 тях, визначених відповідно до винаходу, вони виділяються у вигляді дуже дрібних карбонітридів ванадію, що супроводжується значним зміцненням. Коли вміст ванадію є нижчим від 0,1ваг.% або коли вміст азоту є вищим від 0,004ваг.%, виділення карбонітридів ванадію обмежене та зміцнення є недостатнім. Коли ж вміст ванадію є вищим від 0,25ваг.% або коли вміст азоту є вищим від 0,012ваг.%, виділення відбувається на ранній стадії після гарячої прокатки у вигляді крупніших осадів. Розмір цих осадів не дозволяє реалізувати потенційне зміцнення ванадію, особливо в тому випадку, коли передбачається виробництво холоднокатаного та відпаленого сталевого листа. В останньому випадку, як було продемонстровано винахідниками, необхідно обмежувати виділення ванадію на стадії гарячої прокатки для того, щоб більш повно використовувати тонке зміцнююче виділення, яке відбувається при наступному відпалюванні. Крім того, шляхом обмеження виділення ванадію на цій стадії можна зменшити зусилля, які потрібні в процесі наступної холодної прокатки, і, отже, оптимізувати продуктивність промислових установок. Коли вміст ванадію становить від 0,12 до 0,1ваг.%, рівномірне подовження або подовження при розриві збільшується особливо помітно. Сірка в кількості вищій від 0,015ваг.% має тенденцію виділятися в надлишку у вигляді сульфідів марганцю, що істотно погіршує здатність до формування. Фосфор відомий як елемент, який сегрегується на границях зерен. Його вміст варто обмежувати до 0,1ваг.%, щоб зберігати достатню пластичність у гарячому стані та сприяти розриву через розшарування під час тестів на зсув-розтягування на точково зварених деталях. Можливе додавання таких елементів як хром і молібден, які гальмують бейнітне перетворення та сприяють зміцненню твердого розчину, у кількостях, які не перевищують 0,3 та 0,5ваг.%, відповідно. Можливим також є додавання ніобію в кількості, яка не перевищує 0,1ваг.%, з метою підвищення міцності за рахунок додаткового виділення карбонітриду. Спосіб виробництва гарячекатаного листа відповідно до винаходу здійснюють наступним чином: - одержують сталь зі складом запропонованим відповідно до винаходу; - із цієї сталі відливають напівпродукт, можливо у вигляді злитків або безперервно у вигляді слябів товщиною приблизно 200мм. Відливання можна також здійснювати таким чином, щоб одержувати тонкі сляби, які мають товщину кілька десятків міліметрів, або тонку смугу між сталевими валками, які обертаються в протилежному напрямку; - відлиті напівпродукти спочатку нагрівають до температури вищої за 1200°С, щоб у всіх точках досягти температури сприятливої для великих деформацій, яким сталь буде піддана під час прокатки, і для запобігання на цій стадії утворення карбонітридів ванадію. Природно, що у випадку безпосереднього виливання тонкого сляба або тонкої смуги між валками, які обертаються в про 11 тилежних напрямках, операцію гарячої прокатки цих напівпродуктів, починаючи з температури вище 1200°С, можна проводити безпосередньо після виливання, завдяки чому стадія проміжного підігріву стає непотрібною. Як ми побачимо далі, цей мінімум температури 1200°С створює також можливість задовільного проведення гарячої прокатки в повністю аустенітній фазі на безперервному стані гарячої прокатки; і - напівпродукт піддають гарячій прокатці з температурою кінця прокатки Ткп 900°С або вище. У цьому випадку прокатка здійснюється цілком в аустенітній фазі, у якій розчинність карбонітридів ванадію є вищою та у якій виділення V(CN) знижене. З тієї ж причини отриманий у такий спосіб лист після цього охолоджують зі швидкістю охолодження Vох 20°С/сек. або вище, щоб запобігти виділенню у фериті карбонітридів ванадію. Це охолодження можна проводити, наприклад, за допомогою зрошення листа водою. Якщо поставлене завдання полягає у виробництві гарячекатаного листа відповідно до винаходу, отриманий лист змотують у рулон при температурі 450°С або нижче. У цьому випадку квазизотермічна витримка, пов'язана з такою операцією згортання в рулон, призводить до утворення мікроструктури, яка складається з бейніту, фериту, залишкового аустеніту та, необов'язково, невеликих кількостей мартенситу, і призводить також до ущільнюючого виділення карбонітридів ванадію. Коли температура згортання дорівнює 400°С або нижче, відбувається збільшення загального подовження та рівномірного подовження. Більш конкретно, температуру кінця гарячої прокатки Ткп, швидкість охолодження Vox і температуру згортання Тзг варто підбирати таким чином, щоб мікроструктура містила залишковий аустеніт у кількості від 8 до 20%. Коли кількість залишкового аустеніту менша 8%, ефект TRIP не може бути в достатньому ступені продемонстрований при механічних випробуваннях. Зокрема, випробування на розтяг показують, що коефіцієнт деформаційного зміцнення η менший від 0,2 і швидко зменшується з навантаженням ε. До таких сталей можуть бути застосованими критерії Considere і відмова спостерігається при n=εісτ, У результаті чого подовження істотно обмежується. У випадку TRIPефекту в процесі деформації при n вищому за 0,2 залишковий аустеніт поступово перетворюється в мартенсит і витончення відбувається при більш високих навантаженнях. Якщо вміст залишкового аустеніту більше 20%, залишковий аустеніт, який утвориться в цих умовах має відносно низький вміст вуглецю та занадто легко дестабілізується в наступній фазі деформації або охолодження. З параметрів Ткп, Vox і Тзг, які підбираються для одержання кількості залишкового аустеніту від 8 до 20%, параметри Vox і Тзг є більш важливими параметрами: - варто підбирати найбільш високу можливу швидкість охолодження Vox, щоб запобігти перлітному перетворенню (яке б перешкоджало одержанню вмісту залишкового аустеніту від 8 до 20%), залишаючись при цьому в межах контрольованих 92039 12 можливостей промислової лінії та одержуючи мікроструктурну однорідність як у поздовжньому, так і в поперечному напрямках гарячекатаного листа; і - температуру охолодження варто обирати досить низькою, щоб запобігти перлітному перетворенню. Це могло б призвести до неповного бейнітного перетворення та вмісту залишкового аустеніту менш 8%. Бажано параметри Ткп, Vox і Тзг підбирати такими, щоб мікроструктура гарячекатаного сталевого листа містила менше 2% мартенситу. У противному випадку подовження зменшується, так само як і енергія поглинання, яка відповідає поверхні під кривою залежності деформації від напруги (кривою σ-ε). У випадку вмісту надлишкової кількості мартенситу, результуюче механічне поводження стає схожим на поводження двофазної сталі з високим початковим значенням коефіцієнта деформаційного зміцнення п, який зменшується зі збільшенням ступеня деформації. В оптимальному випадку мікроструктура не містить мартенситу. Із параметрів Ткп, Vox і Тзг, які підбираються для одержання вмісту мартенситу менше 2%, більш важливими параметрами є: - швидкість охолодження Vох, яка повинна бути по можливості більш високою, щоб запобігти перлітному перетворенню, але це охолодження не повинне доводитися до температури нижчої від температури Мs, яка є температурою початку утворення мартенситу, і яка характеризує хімічний склад використовуваної сталі; - з тих же причин температуру згортання в рулон також варто обирати вищою за Ms; - бажано також підбирати параметри Ткп, Vox і Тзг такими, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту мікроструктури не перевищував 2мкм. Причина цього полягає в тому, що коли аустеніт перетворюється в мартенсит у результаті зниження температури або в результаті деформації, острівці мартенситу із середнім розміром більше 2мкм відіграють переважну роль в ушкодженні через втрату зв'язування з матрицею; - бажано параметри Ткп, Vox і Тзг підбирати таким чином, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту мікроструктури не перевищував 1мкм із метою підвищення їхньої стабільності, щоб обмежити ушкодження поверхонь розділу матриця/острівець і повернути поперечний переріз до більш високих ступенів деформації. З метою одержання тонких острівців залишкового аустеніту потрібно зупинитися на наступному виборі: - не надто висока температура кінця прокатки Ткп в аустенітній області з метою одержання відносно малого розміру зерна аустеніту перед алотропічним перетворенням; і - як можна більш висока швидкість охолодження Vox із метою запобігання перлітного перетворення. Щоб виготовити холоднокатану сталь відповідно до винаходу, процес починають із виготовлення гарячекатаного листа відповідно до одного із представлених вище варіантів. Це пов'язано з тим, що, як було виявлено винахідниками, мікроструктури та механічні властивості, одержувані для ви 13 робничого процесу, який включає холодну прокатку та відпалювання, пояснення якого буде наведено нижче, відносно мало залежать від виробничих умов варіант: їв процесу, які були викладені вище, зокрема, від змін температури згортання в рулон Тзг. Таким чином, спосіб виробництва холоднокатаного листа має перевагою те, що він у суттєвому ступені не чутливий до випадкових змін умов виготовлення гарячекатаного листа. Однак щоб зберегти у твердому розчині більше ванадію для того, щоб він був доступний для виділення при наступному відпалюванні холоднокатаного листа, температуру згортання в рулон бажано обирати рівною 400°С або нижче. Гарячекатаний лист піддають травленню, використовуючи вже відомий спосіб, з метою надання листу необхідної для холодної прокатки поверхневої обробки. Цю прокатку проводять за стандартних умов, зменшуючи товщину холоднокатаного листа, наприклад, на величину від 30 до 75%. Далі проводять операцію відпалювання, необхідну для рекристалізації нагартованої структури та для створення особливої мікроструктури відповідно до винаходу. Цю операцію проводять переважно шляхом безперервного відпалювання, яке включає у собі наступні послідовні фази: - фазу нагрівання зі швидкістю нагрівання Vнаг 2°С/сек. або вище до температури Твит, яка перебуває в області неповного відпалювання, тобто температури між температурами перетворення Ас1 і Ас3. Під час цієї фази нагрівання відбувається наступне· рекристалізація нагартованої структури; розчинення цементиту; ріст аустеніту при температурі вищій від температури перетворення Ас1; та виділення карбонітридів ванадію у фериті. Ці карбонітридні осади після зазначеної стадії нагрівання дуже малі: звичайно, менше 5нм у діаметрі. Якщо швидкість нагрівання нижча ніж 2°С/сек., об'ємна фракція ванадію, який виділився, зменшується та, крім того, надмірно знижується продуктивність виробництва; і - фазу витримки при температурі Твит неповного відпалювання між Ас1 і Ас3 протягом часу tm від 10 до 200сек. За цих строго визначених умов, як було продемонстровано винахідниками, виділення карбонітридів ванадію у фериті триває практично без якого-небудь виділення в щойно утвореній аустенітній фазі. Об'ємна частка осадів збільшується одночасно зі збільшенням середнього діаметра цих осадів. У такий спосіб одержують ефективне зміцнення фериту в зоні неповного відпалювання. Після цього лист піддають швидкому охолодженню зі швидкістю Vox більшою від 15°С/сек. за температури нижче Аг3. Висока швидкість охолодження за температури нижчої Агз є суттєвим для обмеження утворення фериту перед бейнітним перетворенням. Цій фазі швидкого охолодження за температури нижчої від Аг3 може в деяких випадках передувати фаза повільного охолодження, яка починається з температури Твит. Під час цієї фази охолодження, як було продемонстровано винахідниками, додаткове виді 92039 14 лення карбонітридів ванадію у феритній фазі практично відсутнє. Потім проводять витримку при температурі Т'вит від 300 до 500°С протягом часу витримки t's від 10 до 1000сек. Результатом цього буде бейнітне перетворення та збагачення вуглецем острівців залишкового аустеніту в такій кількості, що цей залишковий аустеніт стабільний навіть після охолодження до кімнатної температури. Бажано, щоб температура витримки Твит знаходилась в межах від 770 до 815°С. Нижче 770°С можлива недостатня рекристалізація. За температури вище 815°С частка аустеніту, який утворився в зоні неповного відпалювання, занадто велика та зміцнення фериту в результаті виділення карбонітриду ванадію є менш ефективним. Причина цього полягає в тому, що вміст фериту в зоні неповного відпалювання менший загального вмісту ванадію, який виділився, який краще розчинний в аустеніті. Крім того, осади карбонітриду ванадію, які утворюються мають більшу тенденцію до укрупнення та коалесценції за температури високої температурі. Відповідно до одного із кращих способів здійснення винаходу, після стадії холодної прокатки лист піддають термообробці відпалюванням, параметри Vнаг, Твит, tвит, Vox, Т'вит і t'вит якого підбирають таким чином, щоб мікроструктура отриманої сталі складалася з фериту, бейніту, залишкового аустеніту та, необов'язково, мартенситу. Бажано підбирати ці параметри так, щоб вміст залишкового аустеніту був у межах від 8 до 20%. Ці параметри бажано підбирати так, щоб середній розмір острівців залишкового аустеніту не перевищував 2мкм і, в оптимальному випадку, не перевищував 1мкм. Ці параметри варто також підбирати таким чином, щоб вміст мартенситу був меншим 2%. В оптимальному випадку мікроструктура не містить мартенситу. Для досягнення таких результатів є особливо важливим підбір параметрів Твит, tвит, Vox і Т'вит: - Твит - температуру в зоні неповного відпалювання між температурами перетворення Ас1 і Ас3 (температурою початку утворення аустеніту та температурою завершення утворення аустеніту, відповідно) необхідно вибирати такою, щоб одержати щонайменше 8% аустеніту, який утворюється за високої температури. Ця умова необхідна для того, щоб структура після охолодження містила не менше 8% залишкового аустеніту. Однак температура Твит не повинна бути занадто близькою до Ас3, щоб уникнути росту зерна аустеніту за високої температури, результатом чого згодом могли б бути занадто великі острівці залишкового аустеніту; - час tвит варто підбирати настільки великим, щоб його було достатньо для здійснення часткового перетворення аустеніту; - швидкість охолодження Vox повинна бути досить високою, щоб запобігти утворенню перліту, який не дозволив би одержати передбачувані вище результати; і - температуру Т'вит варто вибирати такою, щоб перетворення аустеніту, який утворився під час витримки при температурі Твит, було бейнітним 15 92039 перетворенням і приводило до достатнього збагачення вуглецем, щоб цей аустеніт, який утворився при високій температурі, був стабілізований у кількості від 8 до 20% Наступні результати, отримані на не обмежуючих винаходи прикладах, демонструють переваги, які дає винахід. 16 Приклад 1 Були виплавлені сталі, склад яких, виражений у вагових відсотках, показаний у наведеній нижче таблиці. Як порівняння поряд зі сталями Inv1-Inv3 відповідно до винаходу наведений склад сталі порівняння R1. Таблиця 1 Склади сталі у ваг.% (Inv - відповідно до винаходу. R - порівняння) Сталь Inv1 Inv2 Inv3 R1 С 0,223 0,225 0,225 0,221 Μn 1,58 1,58 1,58 1,60 Si 1,59 1,60 1,60 1,59 ΑΙ