Высокопрочная многофазная сталь для холодно-или горячекатаной стальной полосы и способ изготовления холодно- и горячекатаной стальной полосы

Высокопрочная многофазная сталь для холодно-или горячекатаной стальной полосы и способ изготовления холодно- и горячекатаной стальной полосы

Иллюстрации

Показать все

Реферат

Область техники, к которой относится изобретение

Изобретение относится к в высшей степени высокопрочной стали с двойной, бейнитной или комплексной фазной структурой, а также отличными формовочными свойствами, в частности для производства автотранспортных средств на основе облегченных конструкций, и методу изготовления стального плоского проката согласно родовому понятию пункта 1 формулы изобретения. Кроме того, изобретение относится к способу изготовления холодно- и горячекатаной стальной полосы.

Уровень техники

Высоконкурентный автомобильный рынок вынуждает производителей непрерывно изыскивать возможности снижения расходов на автомобили при сохранении максимально возможного комфорта и безопасности пассажиров. При этом решающую роль играют, с одной стороны, уменьшение веса всех деталей автомобиля, с другой же стороны, и как можно лучшие эксплуатационные характеристики отдельных деталей в условиях высокой статической и динамической нагрузки во время работы, а также в случае аварии. Эту необходимость поставщики исходных материалов стремятся учитывать таким образом, что, предоставляя высокопрочные и в высшей степени высокопрочные стали, создают предпосылки для уменьшения толщины стального листа для автомобилей при одновременно улучшенных его формовочных свойствах и свойствах получаемых деталей в процессе изготовления и эксплуатации. Эти стали должны, поэтому, отвечать сравнительно высоким требованиям в отношении их прочности и дуктильности, энергопоглощения и при их обработке, как, например, при штамповке, горячем и холодном формовании, сварке и/или улучшении свойств поверхности (например, улучшение за счет изменения свойств металла, нанесения органических покрытий).

Новые разработанные стали должны, следовательно, наряду с обеспечением необходимого уменьшения веса отвечать предъявляемым к материалам требованиям в отношении предела растяжения, сопротивления растяжению и относительного удлинения при разрыве при хорошей формуемости, а также требованиям к деталям в отношении нечувствительности к механическим повреждениям, отсутствия склонности к образованию краевых трещин, поглощения энергии, а также устойчивости к процессу механического упрочнения и процессу термического упрочнения.

В автомобилестроении, поэтому, находят все большее применение стали с двухфазной структурой, состоящие из ферритной основной структуры, в которую внедрена мартенситная вторичная фаза и, возможно, еще одна фаза с бейнитом и остаточным аустенитом.

Определяющие обрабатываемость сортов стали свойства двухфазной стали, такие как очень низкое соотношение пределов растяжения при одновременно очень высокой устойчивости к растяжению, сильное холодное упрочнение и хорошая холодная формуемость, достаточно известны.

Усиливается также тенденция применения многофазных сталей, таких как стали с комплексной фазной структурой, ферритно-бейнитные стали, бейнитные стали, а также мартенситные стали, которые характеризуются разными структурными составами.

Горяче- или холоднокатаные стали с комплексной фазной структурой являются сталями с небольшими долями мартенсита, остаточного аустенита и/или перлита в ферритной/бейнитной основной структуре, причем в результате замедленной рекристаллизации или осаждения микролегирующих элементов достигается экстремальное уменьшение зерен.

Горячекатаные ферритно-бейнитные стали являются сталями, которые содержат бейнит или упрочненный бейнит в матрице из феррита и/или упрочненного феррита.

Упрочнение матрицы достигается за счет высокой плотности дислокаций, уменьшения размеров зерен и осаждения микролегирующих элементов.

Горячекатаные или холоднокатаные бейнитные стали являются сталями, которые отличаются очень высоким пределом растяжения и устойчивостью к растяжению при достаточно высоком относительном удлинении для процесса холодного формования. Химическим составом обусловлена хорошая свариваемость. Структура в большинстве случаев представлена бейнитом. В некоторых случаях могут содержаться небольшие доли других фаз, таких как, например, мартенсит или феррит.

Мартенситные горячекатаные стали являются сталями, которые вследствие термомеханической прокатки содержат в основной мартенситной структуре небольшие доли феррита и/или бейнита. Сорта стали характеризуются очень высоким пределом растяжения и устойчивостью к растяжению при достаточно высоком относительном удлинении для процесса холодного формования. Входящие в группу многофазных сталей мартенситные стали имеют наивысшие показатели устойчивости к растяжению.

Используют эти стали, наряду с прочим, в строительных деталях, деталях автомобилей и подвергающихся ударным нагрузкам деталях, а также в качестве неравномерно холоднокатаных полос. Эта технология облегченных конструкций на основе «индивидуализированных катаных заготовок» (TRB^® - Tailor Rolled Blank) дает возможность существенно уменьшить вес за счет соответствующего нагрузке выбора толщины листа по длине детали.

Изготовление TRB^®-заготовок с многофазной структурой при использовании известных в настоящее время сплавов и имеющихся линий непрерывного отжига, возможно, правда, с определенными ограничениями, как, например, для термической обработки перед холодной прокаткой. В областях с разной толщиной листа вследствие проявляющихся перепадов температуры в применяемых обычно «окнах процесса» не может быть создана гомогенная многофазная структура как в горяче-, так и в холоднокатаных стальных полосах.

Обычно по экономическим причинам холоднокатаные стальные полосы методом непрерывного отжига с осуществлением перекристаллизации отжигаются в хорошо формуемый тонкий лист. В зависимости от легирующего состава и поперечного сечения полосы параметры процесса, такие как скорость пропуска, температуры отжига и скорость охлаждения, устанавливаются в соответствии с требуемыми механо-технологическими свойствами с необходимой для этого структурой.

Для создания двухфазной структуры горячекатаная или холоднокатаная полоса нагревается в печах непрерывного отжига до такой температуры, чтобы во время охлаждения происходило формирование необходимой структуры. Это же относится к получению стали с комплексной фазной структурой, мартенситной, ферритно-бейнитной, а также чисто бейнитной структурой.

Если по причине высоких требований в отношении устойчивости к коррозии поверхность горячекатаной или холоднокатаной полосы должна подвергаться оцинковыванию методом погружения в расплав, отжиг происходит обычно в предшествующей оцинковочной ванне печи непрерывного отжига.

И в случае горячекатаной полосы, чтобы придать ей необходимые механические свойства, в некоторых случаях в зависимости от концепции легирования требуемая структура создается лишь при отжиге в печи непрерывного отжига.

При непрерывном отжиге горяче- или холоднокатаных стальных полос с применением известных, например, из документов EP 0152665 B1, ЕР 0691415 B1 и EP 0510718 B1 концепций легирования для двухфазных сталей существует проблема в том, что имеется лишь узкое «окно процесса» для параметров отжига, чтобы при скачках поперечника без регулировки параметров процесса обеспечить равномерные механические свойства по длине полосы.

Узкое «окно процесса» означает здесь, что параметры процесса должны устанавливаться в зависимости от поперечного сечения подлежащей отжигу полосы, чтобы путем равномерного распределения температуры в полосе и при охлаждении придать ей необходимую структуру и механо-технологические свойства. При увеличенных «окнах процесса» при одинаковых параметрах процесса необходимые свойства полосы возможны и при разных поперечных сечениях подлежащих отжигу полос.

Наряду с неравномерно прокатанными полосами с разной по длине толщиной листа часто друг за другом должны прокатываться и полосы с разной толщиной, например 1,5 и 2,0 мм, и/или разной шириной, как, например, 900 и 1400 мм.

Равномерного распределения температуры как раз при разных показателях толщины в переходной от одной к другой полосе зоне можно добиться лишь с трудом. В случае легирующих составов с очень малыми «окнами процесса» это может привести при непрерывном отжиге к тому, что, например, более тонкая полоса или подается через печь слишком медленно и тем самым уменьшается производительность, или к тому, что более толстая полоса подается через печь слишком быстро и не достигается необходимая температура отжига и, как следствие, необходимая структура. В итоге - больше брака или даже рекламации от клиентов.

Решающим параметром процесса является, следовательно, установление скорости при непрерывном отжиге, поскольку фазовое превращение происходит в зависимости от температуры и времени. Чем менее чувствительна сталь в отношении равномерности механических свойств при изменениях в режиме температуры и времени при непрерывном отжиге, тем больше «окно процесса».

Проблема слишком узкого «окна процесса» при непрерывном отжиге становится особенно острой, если оптимизированные в отношении нагрузки детали должны изготавливаться из горяче- или холоднокатаной полос, которые имеют изменяющуюся по длине полосы и ширине полосы толщину листа, например прокатывались неравномерно.

Способ изготовления стальной полосы с разной по ее длине толщиной описывается, например, в DE 10037867 A1.

При применении известных концепций легирования для группы многофазных сталей, вследствие узкого «окна процесса» уже при непрерывном обжиге имеющих разную толщину полос, лишь с трудом можно придать им по всей длине полосы равномерные механические свойства. Стали с комплексной фазной структурой имеют, к тому же, еще более узкое «окно процесса», чем двухфазные стали.

У неравномерно прокатанных холоднокатаных полос из сталей известных составов вследствие очень малого «окна процесса» области с меньшей толщиной листа имеют вследствие процессов превращения при охлаждении или очень высокие показатели прочности из-за слишком больших долей мартенсита, или области с большей толщиной листа приобретают слишком низкую прочность из-за слишком малых долей мартенсита. Равномерные по длине или ширине полос механо-технологические свойства применением известных концепций легирования при непрерывном отжиге практически обеспечить невозможно.

Цель - достигнуть конечных механотехнологических свойств в узком диапазоне по ширине полосы и длине полосы путем управляемого регулирования объемной доли структурных фаз является первейшим приоритетом и, поэтому, достижима лишь за счет увеличенного «окна процесса». Известные концепции легирования для многофазных сталей отличаются очень узким «окном процесса» и, поэтому, для решения существующих проблем, в частности применительно к неравномерно прокатанным полосам, непригодны. С использованием известных концепций легирования в настоящее время могут быть получены лишь стали одного класса прочности с определенными диапазонами поперечных сечений, поэтому для разных классов прочности и/или диапазонов поперечных сечений необходимы измененные концепции легирования.

Раскрытие изобретения

В основе изобретения поставлена задача создать другую концепцию легирования для высокопрочной многофазной стали с разными структурными составами, на основе которой «окно процесса» для непрерывного отжига горяче- или холоднокатаных полос может быть расширено настолько, что наряду с полосами с разными поперечными сечениями могут производиться также стальные полосы с изменяющейся по длине полосы, а при необходимости по ширине полосы толщиной, имеющие как можно более гомогенные механо-технологические свойства. Кроме того, должна быть предложена концепция легирования, на основе которой можно также работать с разными классами прочности, а также создание способа изготовления из этой стали полосы.

Согласно идее изобретения эта задача решается за счет стали со следующими содержаниями, вес.%:

C - 0,060 до ≤0,115

Al - 0,020 до ≤0,060

Si - 0,100 до ≤0,500

Mn - 1,300 до ≤2,500

P - ≤0,025

S - ≤0,0100

Cr - 0,280 до ≤0,480

Mo - ≤0,150

Ti - ≥0,005 до ≤0,050

Nb - ≥0,005 до ≤0,050

B - ≥0,0005 до ≤0,0060

N - ≤0,0100

остальное - железо, включая обычные сопутствующие стали, не упомянутые выше элементы.

Соответствующая изобретению сталь по сравнению с известными сталями имеет преимущество существенно увеличенного «окна процесса». Следствием этого является повышенная надежность процесса при непрерывном отжиге холодно- и горячекатаных полос с многофазной структурой. За счет этого для подвергшихся непрерывному отжигу горяче- и холоднокатаных полос гомогенные механо-технологические свойства в полосе могут гарантироваться также при разных поперечных сечениях и остальных одинаковых параметрах процесса.

Это относится к непрерывному отжигу как следующих друг за другом полос с неодинаковыми поперечными сечениями, так и полос с изменяющейся толщиной листа по длине полосы или ширине полосы. Например, благодаря этому возможна обработка в избранных диапазонах толщины, таких как толщина полосы меньше 1 мм, толщина полосы 1-2 мм и толщина полосы больше 2 мм.

Если изготовленные в соответствии с изобретением в процессе непрерывного отжига горяче- и холоднокатаные полосы с повышенной прочностью производятся из многофазной стали с изменяющейся толщиной листа, из этого материала с получением преимущества при использовании технологии формования могут производиться оптимизированные в отношении нагрузки детали.

Готовый материал может производиться в качестве как холодно-, так и горячекатаной полосы с использованием линии горячего оцинкования или простой установки непрерывного отжига в дрессированном и недрессированном, а также термически обработанном (промежуточный отжиг) состоянии.

Одновременно имеется возможность путем целенаправленного изменения параметров процесса структурные доли отрегулировать так, что могут быть изготовлены стали, относящиеся к различным классам прочности.

Произведенные с соответствующим изобретению легирующим составом стальные полосы при изготовлении многофазной или бейнитной стали отличаются при проведении сравнительной оценки значительно более широким «окном процесса» в отношении температуры и скорости подачи при межкритическом отжиге между A_c1 и A_c3 или при аустенитизирующем отжиге выше A_c3 с последующим регулируемом охлаждением по сравнению с известными концепциями легирования.

Предпочтительными оказались температуры прокаливания 700-950°C и скорости охлаждения 15-100°C/с до температуры 420-470°C с выдержкой при промежуточной температуре 200-250°C, а также с предвключенным опционным повторным нагревом, позволявшие создать необходимые многофазные структуры равномерно по длине ленты. Это оказывается особенно предпочтительным при отжиге неравномерно прокатанных полос или при осуществляемом последовательно друг за другом отжиге полос разного поперечного сечения, поэтому благодаря этому достигаются очень равномерные материальные свойства.

Основой для обеспечения широкого «окна процесса» является соответствующая изобретению комбинация таких микролегирующих элементов, как титан, ниобий и бор с опционным добавлением молибдена.

Тонкие осадки титана действуют таким же образом, как карбиды ниобия, и вместе усиливают эффект. Титан связывает азот, который, поэтому, теперь уже не может быть использован для образования нитрида бора, благодаря этому может проявляться легирующее действие бора. В этом случае добавление бора, который находится в свободном состоянии, способствует повышению твердости.

Бор является одним из элементов, который, вызывая отверждение, характеризуется также высоким закаливающим действием. Микроструктура становится более изотропной, потому что различия в скоростях охлаждения, которые обусловлены ведением процесса или геометрией полосы, оказывают меньшее влияние, что также приводит к увеличению «окна процесса».

Свободный бор может создавать относительно гомогенную микроструктуру (одинаковые структурные доли) по толщине полосы. То же относится и к менее выраженному влиянию температурных градиентов, которые проявляются по длине полосы или в отношении ее ширины.

У классических двухфазных сталей за превращение аустенита в мартенсит наряду с марганцем, хромом и кремнием ответственен также углерод. Бором можно, поэтому, заместить часть углерода. Это также положительно сказывается на микроструктуре, так как углерод в стали является одним из наиболее сильно зейгерующих элементов. Поэтому зейгерования, которые приводят к локально разным термодинамическим движущим силам, выражены в меньшей степени, вследствие чего опять-таки достигается более высокая сопротивляемость обусловленным процессом или геометрией колебаниям температуры.

Для материала характерно, что дополнительное включение титана и бора наряду с ниобием очень значительно смещает ферритную область на более поздние периоды во время охлаждения. Вследствие этого создается потенциал для сталей с комплексной фазной структурой и бейнитных сталей.

Доли феррита при этом вследствие увеличенных долей бейнита в зависимости от параметров процесса в большей или меньшей степени уменьшаются. Благодаря комбинации трех микролегирующих элементов становится возможным описанное выше многообразие материала.

В опытах было выявлено, что одной лишь комбинации микролегирующих элементов ниобия и бора недостаточно для обеспечения широкого «окна процесса» и в большинстве случаев необходимого для этого диапазона устойчивости к растяжению минимум 750 МПа для горячекатаной полосы и минимум 780 МПа для подвергнувшейся холодной прокатке горячекатаной полосы и холоднокатаной полосы. Это становилось возможным лишь после добавления титана к указанным количествам этих элементов.

Путем установления низкого содержания углерода ≤0,115% может уменьшаться углеродный эквивалент, благодаря чему улучшается свариваемость и предотвращаются слишком большие отверждения при сварке. При точечной сварке сопротивлением может, кроме того, значительно увеличиваться период удержания электрода.

Образование карбида, а также нитрида ванадия происходит лишь после доведения температуры примерно до 1000°C или даже после α/β-превращения, следовательно, значительно позже, чем в случае титана и ниобия. Ванадий, следовательно, из-за меньшего числа имеющихся в аустените осадков практически не оказывает уменьшающего размер зерен действия. Не ослабляется также рост аустенитных зерен из-за лишь позднего осаждения карбида ванадия. Следовательно, повышающее прочность действие основывается почти исключительно на дисперсионном отверждении.

Преимуществом ванадия является высокая растворимость в аустените и обусловленная низкой температурой осаждения большая объемная доля тонких выделений.

Далее действие элементов в соответствующем изобретению сплаве описывается подробнее. Многофазные стали в большинстве случаев химически устроены так, что легирующие элементы комбинируются с микролегирующими элементами или же без них. Сопутствующие элементы завершают концепцию анализов.

Сопутствующими элементами являются элементы, которые уже имеются в железной руде или обусловлены технологией производства стали. По причине их в основном отрицательного влияния они, как правило, нежелательны. Делаются попытки удалить их до достижения допустимого содержания или перевести их в менее вредные формы.

Водород (H) является единственным элементом, который, не вызывая напряжений решетки, может диффундировать через решетку железа. Следствием этого является то, что водород в решетке железа является относительно подвижным и в процессе изготовления может относительно легко удерживаться. Водород при этом может попадать в решетку железа только в атомарной (ионной) форме.

Водород оказывает сильное охрупчивающее действие и диффундирует предпочтительно в энергетически благоприятные места (дефекты, границы зерен и т.п.). При этом дефекты выполняют роль ловушек водорода и могут значительно увеличивать продолжительность пребывания водорода в материале.

Вследствие рекомбинации в молекулярный водород могут возникать холодные трещины. Этот процесс происходит при водородном охрупчивании или вызванной водородом коррозии в форме обусловленных внутренними напряжениями трещин. И в замедленном растрескивании, в так называемом замедленном разрушении, которое происходит без внешних напряжений, причину часто видят в водороде.

Поэтому водорода в стали должно содержаться как можно меньше.

Кислород (O): в состоянии жидкого расплава сталь имеет относительно высокую способность к поглощению газов, при температуре в помещении кислород, однако, растворим лишь в очень небольших количествах. Как и водород, кислород может диффундировать в материал только атомарной форме. Из-за сильного охрупчивающего действия, а также отрицательного влияния на устойчивость к старению во время изготовления пытаются насколько возможно уменьшить содержание кислорода.

Для уменьшения содержания кислорода существуют, во-первых, технологические методы, такие как вакуумная обработка, и, во-вторых, аналитические методы. Путем добавления определенных легирующих элементов кислород может переводиться менее опасные состояния. Так, обычным является, как правило, связывание кислорода марганцем, кремнием и/или алюминием. Образующиеся в результате этого оксиды, однако, в качестве дефектов могут придавать материалу отрицательные свойства. При тонком осаждении, особенно оксидов алюминия, может, однако, происходить и уменьшение зерен.

По вышеназванным причинам содержание кислорода в стали должно быть как можно меньшим.

Азот (N) также является сопутствующим элементом, появляющимся в процессе производства. Стали со свободным азотом склонны к сильному проявлению эффекта старения. Азот диффундирует уже при небольших температурах в дислокации и блокирует их. Тем самым он приводит к увеличению прочности при одновременном быстром снижении вязкости. Связывание азота в форме нитридов возможно путем легирования алюминием или титаном.

По вышеназванным причинам содержание азота ограничено уровнем ≤0,0100%, предпочтительно ≤0,0090% или оптимально уровнем ≤0,0070%, или неизбежными сопутствующими стали количествами.

Сера (S), как и фосфор, в качестве микроэлемента связана в железной руде. В стали она нежелательна (исключение - автоматные стали), так как она склонна к сильному зейгерованию и оказывает сильное охрупчивающее действие. Поэтому стремятся обеспечивать в расплаве наличие как можно меньшего количества серы (например, путем глубоковакуумной обработки). Кроме того, имеющаяся сера путем добавления марганца переводится в относительно неопасное соединение сульфид марганца (MnS).

Сульфиды марганца во время процесса прокатки часто развальцовываются строчкообразно и выполняют роль центров кристаллизации для превращения. Это приводит, прежде всего при обусловленном диффузией превращении, к характеризующейся строчками структуре и при сильно выраженной строчности может приводить к ухудшенным механическим свойствам (например, выраженным строчкам мартенсита вместо распределенных островов мартенсита, отсутствию изотропного поведения материала, уменьшенному относительному удлинению при разрыве).

По вышеназванным причинам содержание серы ограничено уровнем ≤0,0100% или неустранимыми сопутствующими стали количествами.

Фосфор (P) является микроэлементом из железной руды и в решетке железа растворяется как атом замещения. Фосфор путем отверждения смешанного кристалла увеличивает твердость и улучшает закаливаемость.

Как правило, пытаются, правда, уменьшать содержание фосфора в возможно большей степени, так как он, кроме того, вследствие своей малой скорости диффузии сильно подвержен зейгерованию и в значительной степени уменьшает вязкость. В результате отложения фосфора на границах зерен происходят, как правило, разрывы по границам зерен. К тому же, фосфор увеличивает температуру, при которой происходит переход от вязкого к хрупкому состоянию, до 300°C. Во время горячей прокатки приповерхностные оксиды фосфора на границах зерен могут приводить к изломному разрыхлению.

В некоторых сталях, правда, с учетом низких затрат и значительного повышения твердости он используется в небольших количествах (<0,1%) в качестве микролегирующего элемента. Так, и в двухфазных сталях фосфор в некоторых случаях используется в качестве носителя прочности.

По вышеназванным причинам содержание фосфора ограничено уровнем ≤0,025% или неизбежными сопутствующими стали количествами.

Легирующие элементы, как правило, добавляются к стали, чтобы целенаправленно оказать влияние на определенные свойства. При этом один и тот же легирующий элемент в разных сталях может оказывать влияние на разные свойства. Действие, как правило, зависит от количества и степени растворения в материале.

Так, например, хром в растворенной форме уже в малых количествах значительно увеличивает твердость стали. В форме карбидов хрома путем упрочнения частиц он может вызывать непосредственное увеличение прочности. В результате увеличения центров кристаллизации, а также уменьшения содержания растворенного углерода, при этом, правда, снижается закаливаемость.

Зависимости, поэтому, могут быть весьма многосторонними и комплексными. Далее действие легирующих элементов подлежит более подробному рассмотрению.

Углерод (C) считается самым важным легирующим элементом в стали. Лишь благодаря его присутствию железо превращается в сталь. Несмотря на этот факт, во время изготовления стали долю углерода резко уменьшают. В двухфазных сталях для непрерывного процесса улучшения материала погружением в расплав его доля согласно DIN EN 10346 в зависимости от марки составляет максимум 0,23%, минимальный показатель не задается.

Углерод вследствие его малого радиуса растворяется в решетке железа интерстициально. Растворимость при этом в α-железе составляет максимум 0,02%, в β-железе максимум 2,06%. Углерод в растворенной форме значительно повышает закаливаемость стали.

Вследствие вызванных напряжений решетки в растворенном состоянии процессы диффузии ослабляются и тем самым замедляются процессы превращения. К тому же, углерод способствует образованию аустенита, расширяет, следовательно, область аустенита к более низким температурам. С увеличением содержания принудительно растворенного углерода увеличиваются искажения решетки и тем самым показатели прочности мартенсита.

Углерод, к тому же, необходим для образования карбидов. Присутствующим почти в каждой стали их представителем является цементит (Fe3C). Могут образовываться, однако, и значительно более твердые специальные карбиды с другими металлами, такими как, например, хром, титан, ниобий, ванадий. При этом для итогового увеличения прочности решающее значение имеет не только вид, но и распределение и величина осаждений. Чтобы, с одной стороны, обеспечить достаточную прочность, а, с другой стороны, хорошую свариваемость, устанавливаются, поэтому, минимальное содержание C 0,060% и максимальное содержание C 0,115%.

Кремний (Si) при разливке связывает кислород и тем самым уменьшает зейгерования, а также нежелательные примеси в стали. К тому же, в результате упрочнения смешанных кристаллов, кремний увеличивает прочность и отношение пределов растяжения феррита лишь при незначительно снижающемся относительном удлинении при разрыве. Другим важным эффектом является то, что кремний смещает образование феррита к более коротким периодам времени и, следовательно, позволяет образоваться достаточному количеству феррита перед резким охлаждением. В результате образования феррита аустенит обогащается углеродом и стабилизируется. К тому же, кремний вследствие препятствования образованию карбида стабилизирует в нижнем диапазоне температур, особенно в диапазоне образования бейнита, аустенит (без обеднения углеродом).

При непрерывном оцинковке кремний во время отжига может диффундировать к поверхности и там приводить к образованию оксидов кремния. Во время фазы погружения в оцинковочную ванну оксиды кремния могут препятствовать образованию сплошного адгезионного слоя между сталью и цинком (ингибирующий слой). Это выражается в плохом прилипании цинка и наличии неоцинкованных участков.

К тому же, при высоких содержаниях кремния во время горячей прокатки может образовываться сильно прилипающая окалина, которая может ухудшать качество последующей переработки.

По вышеназванным причинам устанавливаются минимальное содержание Si на уровне 0,100%, а максимальное содержание Si на уровне 0,500%.

Марганец (Mn) добавляется почти ко всем сталям для обессеривания, чтобы перевести вредную серу в сульфиды марганца. К тому же, марганец вследствие упрочнения смешанных кристаллов повышает прочность феррита и сдвигает α-/β-превращение к более низким температурам.

Основной причиной добавления марганца в двухфазные стали является заметное улучшение закаливаемости по глубине. Вследствие ослабления диффузии превращение перлита и бейнита сдвигается к более длинным периоды времени и снижается стартовая температура для мартенсита.

Марганец, как и кремний, может при высоких концентрациях на поверхности приводить к образованию оксидов марганца, которые могут оказывать отрицательное влияние на прилипание цинка и внешний вид поверхности.

Поэтому содержание Mn устанавливается на уровне 1,300-2,500%.

Хром (Cr): В двухфазных сталях в результате добавления хрома в основном улучшается закаливаемость по глубине. Хром в растворенном состоянии смещает перлитное и бейнитное превращение к более длинным периодам времени и снижает при этом стартовую температуру для мартенсита.

Другим важным эффектом является то, что хром значительно повышает стойкость против отпуска, поэтому в оцинковочной ванне прочность практически не снижается.

Хром, кроме того, является образователем карбида. Если бы хром присутствовал в карбидной форме, необходимо было бы температуру аустенизации перед закалкой выбирать довольно высокой, чтобы растворить карбиды хрома. Иначе бы, вследствие увеличенного числа центров кристаллизации, могло бы происходить ухудшение закаливаемости по глубине.

Содержание Cr, поэтому, устанавливается на уровнях от 0,280 до 0,480%.

Молибден (Mo): Добавление молибдена, как и хрома, происходит для улучшения закаливаемости. Превращение перлита и бейнита смещается к более длинным периодам времени и снижается стартовая температура для мартенсита.

Молибден, к тому же, значительно повышает устойчивость к отпуску, поэтому в оцинковочной ванне можно не ожидать снижения прочности, и вследствие упрочнения смешанных кристаллов способствует повышению прочности феррита.

Содержание Mo увеличивают опционно в зависимости от габаритов, конфигурации установки и структурного состава, причем тогда, чтобы наблюдался эффект, минимальная добавка должна составлять 0,050%. По экономическим соображениям содержание Mo устанавливается на уровне максимум 0,150%.

Медь (Cu): Добавление меди может повысить устойчивость к растяжению и закаливаемость по глубине. В соединении с никелем, хромом и фосфором медь может образовывать на поверхности защитный оксидный слой, который может существенно уменьшить скорость коррозии.

В соединении с кислородом медь может образовывать на границах с зернами вредные оксиды, которые могут привести к отрицательным последствиям, особенно для процесса горячего формования. Содержание меди, поэтому, ограничивают до неустранимых, сопутствующих стали количеств.

Другие легирующие элементы, как, например, никель (Ni) или олово (Sn), ограничены в их содержании неустранимыми, сопутствующими стали количествами.

Микролегирующие элементы добавляются, как правило, в очень небольших количествах (<0,1%). Они действуют, в отличие от легирующих элементов, в основном вследствие образования осаждений, но могут также оказывать влияние на свойства в растворенном состоянии. Несмотря на небольшие размеры добавок, микролегирующие элементы оказывают большое влияние на условия изготовления, а также на имеющие значение для переработки и конечные свойства.

В качестве микролегирующих элементов, как правило, используются растворимые в решетке железа образователи карбидов и нитридов. Возможно также образование нитридов углерода вследствие полной растворимости нитридов и карбидов друг в друге. У микролегирующих элементов, как правило, наиболее сильно выражена склонность образовывать оксиды и сульфиды.

Это свойство может использоваться с пользой, поскольку могут связываться в общем вредные элементы сера и кислород. Однако осаждение, может иметь и отрицательные последствия, если в результате этого в последующем будет недоставать микролегирующих элементов для образования карбидов.

Типичными микролегирующими элементами являются алюминий, ванадий, титан, ниобий и бор. Эти элементы могут растворяться в решетке железа и, вследствие уменьшения свободной энтальпии, образовывать с углеродом и азотом карбиды и нитриды.

Алюминий (Al), как правило, добавляется в сталь, чтобы связывать растворенный в железе кислород и азот. Кислород и азот таким путем переводятся в оксиды алюминия и нитриды алюминия. Эти осаждения могут вследствие увеличения числа мест зародышеобразования приводить к уменьшению размера зерен и таким образом повышать вязкостные свойства и показатели прочности.

Нитрид алюминия в осадок не выпадает, если имеется в достаточном количестве титан. Нитриды титана имеют невысокую энтальпию образования и поэтому образуются при более высоких температурах.

В растворенном состоянии алюминий, как и кремний, смещает образование феррита к более коротким периодам времени и таким образом делает возможным образование феррита в двухфазной стали в достаточном количестве. Он подавляет, к тому же, образование карбида и таким образом приводит к стабилизации аустенита.

Содержание Al, поэтому, ограничивается уровнями от 0,020 до максимум 0,060%.

Титан (Ti) уже при высоких температурах образует очень стабильные нитриды (TiN) и сульфиды (TiS2). Они в зависимости от содержания азота частично растворяются только в расплаве. Если возникшие так осаждения не удаляются со шлаком, они образуют в материале, вследствие высокой температуры образования, довольно крупные частицы и, как правило, не способствуют улучшению механических свойств.

Положительное действие на вязкость проявляется в результате связывания свободного азота и кислорода. Так, титан защищает другие микролегирующие элементы, такие как ниобий, от связывания азотом. Лишь тогда они могут проявлять свое положительное действие. Нитриды, которые вследствие уменьшения содержания кислорода и азота могут возникать лишь при более низких температурах, могут, к тому же, эффективно противодействовать росту зерен аустенита.

Не связанный титан формирует при температурах выше 1150°C карбиды титана и может таким путем способствовать уменьшению размера зерен (ослабление роста зерен аустенита, уменьшение размера зерен посредством ослабленной рекристаллизации и/или увеличение числа центров кристаллизации при α-/β-превращении), а также увеличению твердости вследствие выпадения осадка. Содержание титана, поэтому, составляет больше 0,005 и меньше 0,050% Предпочтительно ограничивать содержание Ti на уровне ≤0,045 или ≤0,040%.

Ниобий (Nb) способствует сильному уменьшению размера зерен, так как сильнее всех других микролегирующих элементов ослабляет рекристаллизацию и, к тому же, ослабляет рост зерен аустенита.

Повышающее прочность действие следует оценивать с точки зрения качества, но из-за более сильного эффекта уменьшения зерен и большего количества увеличивающих прочность частиц (связывание титана до TiN при высоких температурах) более высоко по сравнению с действием титана.

Карбиды ниобия образуются, начиная с температуры примерно 1200°C. В соединении с тита