RU2831271C1

RU2831271C1 - Cold-rolled and annealed low-density steel sheet, method of its production and use of such steel for production of vehicle parts

Info

Publication number: RU2831271C1
Application number: RU2023117729A
Authority: RU
Inventors: Паскаль ЛОРЕНЦИНИ; Ксавье ГАРА
Original assignee: Арселормиттал
Filing date: 2020-12-10
Publication date: 2024-12-03

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to low-density steel sheet with duplex microstructure, and can be used for production of internal or external panels of vehicles, such as ground vehicles. Cold-rolled and annealed low-density steel sheet contains, wt.%: 0.12 ≤ carbon ≤ 0.25, 3 ≤ manganese ≤ 10, 3.5 ≤ aluminum ≤ 6.5, 0 ≤ phosphorus ≤ 0.1, 0 ≤ sulfur ≤ 0.03, 0 ≤ nitrogen ≤ 0.1, 0 ≤ silicon ≤ 2, 0.01 ≤ niobium ≤ 0.03, 0.01 ≤ titanium ≤ 0.2, 0 ≤ molybdenum ≤ 0.5, 0 ≤ chromium ≤ 0.6, 0.01 ≤ copper ≤ 2.0, 0.01 ≤ nickel ≤3.0, 0 ≤ calcium ≤0.005, 0 ≤ boron ≤ 0.01, 0 ≤ magnesium ≤ 0.005, 0 ≤ zirconium ≤0.005, 0 ≤ cerium ≤ 0.1, rest includes iron, steel sheet has microstructure, including 60–90% of delta-ferrite, 8–30% of residual austenite, having average grain size of 0.6–2 mcm, 1.0–10% of alpha-ferrite with average grain size of 0.6–2 mcm and 0–2% of kappa-emissions (Fe,Mn)₃AlC_x, where x is strictly below 1.

EFFECT: sheet has relative density below 7.3 g/cm³, tensile strength of at least 600 MPa and uniform elongation of at least 17.5%.

15 cl, 4 tbl, 6 ex

Description

Настоящее изобретение относится к стальному листу низкой плотности и, в частности, к дуплексной микроструктуре. Стальной лист согласно изобретению, особенно подходит для изготовления внутренних или наружных панелей транспортных средств, таких как наземные автомобили.The present invention relates to a low-density steel sheet and, in particular, to a duplex microstructure. The steel sheet according to the invention is particularly suitable for the manufacture of interior or exterior panels of vehicles, such as land vehicles.

Экологические ограничения вынуждают автопроизводителей постоянно сокращать выбросы CO₂ своих автомобилей. Для этого у автопроизводителей есть несколько вариантов, основными из которых являются снижение веса автомобилей или повышение эффективности систем двигателя. Успехи часто достигаются комбинацией двух подходов. Данное изобретение относится к первому варианту, а именно к снижению веса автотранспортных средств. В этой очень специфической области есть альтернатива с двумя путями.Environmental restrictions force car manufacturers to continually reduce the _CO2 emissions of their vehicles. To do this, car manufacturers have several options, the main ones being to reduce the weight of the vehicles or to increase the efficiency of the engine systems. Success is often achieved by combining the two approaches. This invention relates to the first option, namely to reducing the weight of vehicles. In this very specific area, there is an alternative with two paths.

Первый путь состоит в уменьшении толщины сталей при одновременном повышении их механической прочности. К сожалению, это решение имеет свои пределы из-за недопустимого снижения жесткости некоторых деталей автомобиля и появления акустических проблем, создающих дискомфортные условия для пассажиров, не говоря уже о неизбежной потере пластичности, связанной с повышением механической прочности.The first way is to reduce the thickness of steels while increasing their mechanical strength. Unfortunately, this solution has its limits due to the unacceptable decrease in the rigidity of some parts of the car and the emergence of acoustic problems that create uncomfortable conditions for passengers, not to mention the inevitable loss of plasticity associated with increasing mechanical strength.

Второй путь состоит в уменьшении плотности сталей путем их легирования другими, более легкими металлами. Среди этих сплавов сплавы с низкой плотностью обладают привлекательными механическими и физическими свойствами, позволяя при этом значительно снизить вес.The second way is to reduce the density of steels by alloying them with other, lighter metals. Among these alloys, low-density alloys have attractive mechanical and physical properties, while allowing for a significant reduction in weight.

В частности, EP3421629 представляет собой патент, в котором заявлена высокопрочная холоднокатаная и термообработанная стальная полоса, лист, заготовка или горячеформованное изделие, имеющее бимодальную микроструктуру, включающий стадии получения и отливки расплава в сляб или отлитую полосу, имеющую следующий состав: 0,05-0,50% масс. C; 0,50-8,0% масс. Mn; 0,05-6,0% масс. Al общ; 0,0001-0,05% масс. Sb; 0,0005-0,005% масс. Σ (Ca + РЗМ); 5-100 ч/млн N; 0-2,0% масс. Si; 0-0,01% масс. S; 0-0,1% масс. P; 0-1,0% масс. Cr; 0-2,0% масс. Ni; 0-2,0% масс. Cu; 0-0,5% масс. Мо; 0-0,1% масс. V; 0-50 ч/млн В; 0-0,10% масс. Ti, при этом компонент имеет бимодальную микроструктуру зерен, состоящую из ферритной матричной фазы, состоящей из дельта-феррита и альфа-феррита, при этом дельта-феррит имеет размер зерна 5 - 20 мкм, при этом альфа-феррит имеет размер зерна не более 3 мкм и вторую фазу, состоящую из одной или нескольких фаз из бейнита, мартенсита и остаточного аустенита с размером зерна не более 3 мкм. Но сталь EP3421629 не является сталью с низкой плотностью, а также содержит твердые поверхности, такие как мартенсит и бейнит. In particular, EP3421629 is a patent that claims a high-strength cold-rolled and heat-treated steel strip, sheet, billet or hot-formed article having a bimodal microstructure, comprising the steps of producing and casting a melt into a slab or cast strip having the following composition: 0.05-0.50 wt.% C; 0.50-8.0 wt.% Mn; 0.05-6.0 wt.% Al total; 0.0001-0.05 wt.% Sb; 0.0005-0.005 wt.% Σ (Ca + REE); 5-100 ppm N; 0-2.0 wt.% Si; 0-0.01 wt.% S; 0-0.1 wt.% P; 0-1.0 wt.% Cr; 0-2.0 wt.%. Ni; 0-2.0 wt.% Cu; 0-0.5 wt.% Mo; 0-0.1 wt.% V; 0-50 ppm B; 0-0.10 wt.% Ti, wherein the component has a bimodal grain microstructure consisting of a ferritic matrix phase consisting of delta ferrite and alpha ferrite, wherein the delta ferrite has a grain size of 5 - 20 μm, wherein the alpha ferrite has a grain size of not more than 3 μm and a second phase consisting of one or more phases of bainite, martensite and residual austenite with a grain size of not more than 3 μm. But EP3421629 steel is not a low density steel and also contains hard surfaces such as martensite and bainite.

Поэтому целью изобретения является создание стального листа, имеющего относительную плотность ниже 7,3, предел прочности при растяжении, по меньшей мере, 600 МПа и равномерное удлинение, по меньшей мере, 17,5%.Therefore, the aim of the invention is to create a steel sheet having a relative density below 7.3, a tensile strength of at least 600 MPa and a uniform elongation of at least 17.5%.

В предпочтительном осуществлении стальной лист согласно изобретению, имеет относительную плотность, равную или ниже 7,2, предел текучести, по меньшей мере, 450 МПа.In a preferred embodiment, the steel sheet according to the invention has a relative density equal to or lower than 7.2 and a yield strength of at least 450 MPa.

Другие характеристики и преимущества изобретения станут очевидными из последующего подробного описания изобретения. Содержание углерода составляет 0,12 - 0,25%, более предпочтительно 0,13 - 0,2% масс. Углерод представляет собой гаммагенный элемент, который играет значительную роль в формировании остаточного аустенита, а также придает прочность и пластичность. Содержание углерода предпочтительно составляет 0,13 - 0,2% для получения одновременно высокой прочности, удлинения и способности к отбортовке при растяжении.Other characteristics and advantages of the invention will become apparent from the following detailed description of the invention. The carbon content is 0.12 - 0.25%, more preferably 0.13 - 0.2% by weight. Carbon is a gammagenic element that plays a significant role in the formation of residual austenite and also imparts strength and ductility. The carbon content is preferably 0.13 - 0.2% to simultaneously obtain high strength, elongation and flanging ability under tension.

Содержание марганца составляет 3 - 10% масс. Марганец является важным легирующим элементом в этой системе, в основном из-за того, что легирование очень большим количеством марганца стабилизирует аустенит до комнатной температуры, что может помочь в достижении целевых свойств, таких как относительное удлинение и предел текучести. Марганец, наряду с углеродом, контролируют образование карбидов на границах зерен при высокой температуре и, таким образом, контролируют горячеломкость. Если содержание марганца выше 10%, это может привести к осевой ликвации, которая вредна для пластичности стали по настоящему изобретению. Марганец, если его содержание ниже 3%, не будет стабилизироваться остаточный аустенит при комнатной температуре в достаточном количестве. Предпочтительный предел присутствия марганца составляет 4-9% и более предпочтительно 4-8%.The manganese content is 3 - 10% by weight. Manganese is an important alloying element in this system, mainly because alloying with a very large amount of manganese stabilizes austenite to room temperature, which can help in achieving target properties such as elongation and yield strength. Manganese, along with carbon, controls the formation of carbides at grain boundaries at high temperature and thus controls hot brittleness. If the manganese content is higher than 10%, it can lead to axial segregation, which is detrimental to the ductility of the steel of the present invention. Manganese, if its content is lower than 3%, will not stabilize the retained austenite at room temperature in sufficient quantity. The preferred limit of manganese presence is 4-9% and more preferably 4-8%.

Содержание алюминия составляет 3,5-6,5% масс. Добавление алюминия к стали по настоящему изобретению эффективно снижает ее плотность. Алюминий является альфагенным элементом и поэтому способствует образованию феррита и, в частности, дельта-феррита. Алюминий имеет относительную плотность 2,7 и оказывает влияние на механические свойства. С увеличением содержания алюминия механическая прочность и предел упругости также увеличиваются, хотя равномерное удлинение уменьшается из-за уменьшения подвижности дислокаций. Ниже 3,5% снижение плотности из-за присутствия алюминия становится менее выгодным. Выше 6,5% присутствие феррита превышает ожидаемый предел и отрицательно влияет на настоящее изобретение. Более того, присутствие Al выше 6,5% может привести к образованию интерметаллидов, таких как Fe-Al, Fe₃-Al и другие (Fe, Mn)Al интерметаллиды, которые придают изделию хрупкость, что может вызвать растрескивание стали во время холодной прокатки, а также может ухудшать твердость стали. Предпочтительно содержание алюминия будет ограничено строго менее 6,5% для предотвращения образования хрупких интерметаллических выделений, следовательно, предпочтительный предел составляет 4-6% и более предпочтительно 5-6%.The aluminum content is 3.5-6.5% by weight. The addition of aluminum to the steel of the present invention effectively reduces its density. Aluminum is an alphagenic element and therefore promotes the formation of ferrite and, in particular, delta ferrite. Aluminum has a relative density of 2.7 and affects the mechanical properties. With an increase in the aluminum content, the mechanical strength and elastic limit also increase, although the uniform elongation decreases due to a decrease in the mobility of dislocations. Below 3.5%, the decrease in density due to the presence of aluminum becomes less advantageous. Above 6.5%, the presence of ferrite exceeds the expected limit and negatively affects the present invention. Moreover, the presence of Al above 6.5% can lead to the formation of intermetallic compounds such as Fe-Al, Fe ₃ -Al and other (Fe, Mn)Al intermetallic compounds, which impart brittleness to the product, which can cause cracking of the steel during cold rolling, and can also deteriorate the hardness of the steel. Preferably the aluminium content will be limited to strictly less than 6.5% to prevent the formation of brittle intermetallic precipitates, hence the preferred limit is 4-6% and more preferably 5-6%.

Кремний является необязательным элементом, который позволяет снизить плотность стали и эффективен в твердорастворном упрочнении. Тем не менее, его содержание ограничено 2% масс., потому что выше этого уровня этот элемент имеет тенденцию к образованию адгезивных оксидов, которые вызывают поверхностные дефекты. Присутствие поверхностных оксидов ухудшает смачиваемость стали и может привести к возникновению дефектов во время возможной операции горячего цинкования. Поэтому содержание Si предпочтительно должно быть ограничено ниже 1,5%.Silicon is an optional element that helps reduce the density of steel and is effective in solid solution strengthening. However, its content is limited to 2% by weight because above this level, this element tends to form adhesive oxides that cause surface defects. The presence of surface oxides impairs the wettability of steel and can lead to defects during a possible hot-dip galvanizing operation. Therefore, the Si content should preferably be limited to below 1.5%.

Сера и фосфор являются примесями, которые охрупчивают границы зерен. Их соответствующее содержание не должно превышать 0,03% и 0,1% масс., чтобы сохранить достаточную пластичность в горячем состоянии.Sulfur and phosphorus are impurities that embrittle grain boundaries. Their respective contents should not exceed 0.03% and 0.1% by weight to maintain sufficient hot plasticity.

Содержание азота должно быть 0,1% или менее по массе, чтобы предотвратить осаждение AlN и образование объемных дефектов (пузырей) во время затвердевания.The nitrogen content should be 0.1% or less by weight to prevent AlN precipitation and the formation of volume defects (bubbles) during solidification.

Ниобий может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве 0,01-0,03% масс. к стали по настоящему изобретению для обеспечения измельчения зерна. Измельчение зерна позволяет получить соответствующий баланс между прочностью и удлинением. Но ниобий имеет тенденцию замедлять рекристаллизацию во время горячей прокатки и отжига, поэтому содержание поддерживается на уровне 0,03%.Niobium may be added as an optional element in an amount of 0.01-0.03% by weight to the steel of the present invention to ensure grain refinement. Grain refinement enables an appropriate balance between strength and elongation to be obtained. But niobium tends to retard recrystallization during hot rolling and annealing, so the content is maintained at 0.03%.

Титан может быть добавлен в качестве необязательного элемента в количестве 0,01-0,2% масс. к стали по настоящему изобретению для измельчения зерна аналогично ниобию.Titanium may be added as an optional element in an amount of 0.01-0.2% by weight to the steel of the present invention for grain refinement similar to niobium.

Медь может быть добавлена как необязательный элемент в количестве 0,01-2,0% масс. для повышения прочности стали и улучшения ее коррозионной стойкости. Для получения таких эффектов требуется минимум 0,01%. Однако, когда ее содержание превышает 2,0%, она может ухудшить внешний вид поверхности.Copper can be added as an optional element in the amount of 0.01-2.0% by weight to increase the strength of steel and improve its corrosion resistance. A minimum of 0.01% is required to obtain such effects. However, when its content exceeds 2.0%, it may deteriorate the surface appearance.

Никель может быть добавлен как необязательный элемент в количестве 0,01 - 3,0% масс. для увеличения прочности стали и улучшения ее ударной вязкости. Для получения таких эффектов требуется минимум 0,01%. Однако при его содержании выше 3,0% никель вызывает ухудшение пластичности.Nickel can be added as an optional element in the amount of 0.01 - 3.0% by weight to increase the strength of steel and improve its impact toughness. A minimum of 0.01% is required to obtain such effects. However, at a content above 3.0%, nickel causes deterioration in ductility.

Молибден является необязательным элементом, который присутствует в стали по настоящему изобретению в количестве 0-0,5% масс. Молибден играет эффективную роль в улучшении упрочняемости и твердости при добавлении в количестве не менее 0,01%. Mo также подходит для обеспечения прочности горячекатаного изделия, что упрощает его изготовление. Однако добавление молибдена чрезмерно увеличивает стоимость добавления легирующих элементов, так что по экономическим причинам его содержание ограничено 0,5%. Предпочтительный предел содержания молибдена составляет 0 - 0,4% и более предпочтительно 0-0,3%.Molybdenum is an optional element which is present in the steel of the present invention in an amount of 0-0.5% by mass. Molybdenum plays an effective role in improving hardenability and hardness when added in an amount of not less than 0.01%. Mo is also suitable for ensuring the strength of a hot-rolled product, which simplifies its manufacture. However, the addition of molybdenum excessively increases the cost of adding alloying elements, so that for economic reasons, its content is limited to 0.5%. The preferred limit of the molybdenum content is 0-0.4%, and more preferably 0-0.3%.

Содержание хрома, являющегося необязательным элементом стали по настоящему изобретению, составляет 0-0,6% масс. Хром обеспечивает прочность и упрочнение стали, но при использовании выше 0,5% ухудшает чистоту поверхности стали. Предпочтительный предел содержания хрома составляет 0,01-0,5% и более предпочтительно 0,01-0,2%.The content of chromium, which is an optional element of the steel of the present invention, is 0-0.6% by mass. Chromium provides strength and hardening of steel, but when used above 0.5%, it deteriorates the surface finish of the steel. The preferred limit of the chromium content is 0.01-0.5%, and more preferably 0.01-0.2%.

Другие элементы, такие как церий, бор, магний или цирконий, могут быть добавлены по отдельности или совместно в следующих массовых пропорциях: Ce≤0,1%, B≤0,01, Ca≤0,005, Mg≤0,005 и Zr≤0,005. Вплоть до указанных максимальных уровней содержания эти элементы позволяют измельчать ферритное зерно в процессе затвердевания.Other elements such as cerium, boron, magnesium or zirconium may be added individually or together in the following mass proportions: Ce≤0.1%, B≤0.01, Ca≤0.005, Mg≤0.005 and Zr≤0.005. Up to the maximum levels specified, these elements allow the ferrite grain to be refined during the solidification process.

Кроме того, некоторые микроэлементы, такие как Sb, Sn, могут поступать в результате обработки стали. Максимальный предел, до которого эти элементы являются приемлемыми и не вредными для стали по настоящему изобретению, составляет 0,05% масс. в совокупности или по отдельности. Для стали по настоящему изобретению предпочтительно иметь содержание этих элементов как можно ниже и предпочтительно менее 0,03%.In addition, some trace elements such as Sb, Sn may be supplied as a result of steel processing. The maximum limit to which these elements are acceptable and not harmful to the steel of the present invention is 0.05% by weight in total or separately. For the steel of the present invention, it is preferable to have the content of these elements as low as possible and preferably less than 0.03%.

Микроструктура стального листа согласно изобретению, включает в долях площади дельта-феррита 60-90%, альфа-феррита 1-10% и остаточного аустенита 8-30% и необязательно 0-2% каппа-выделений.The microstructure of the steel sheet according to the invention includes, in area fractions, 60-90% delta ferrite, 1-10% alpha ferrite, 8-30% residual austenite, and optionally 0-2% kappa precipitates.

Матрица дельта-феррита присутствует в качестве первичной фазы стали по настоящему изобретению и составляет 60-90% в долях площади в стали по настоящему изобретению и предпочтительно 65-90% в долях площади и, более предпочтительно 80-90%. Дельта-феррит образуется во время затвердевания сляба из жидкого железа и обычно имеет крупный размер зерна. Дельта-феррит по настоящему изобретению предпочтительно имеет средний размер зерна менее 10 мкм и более предпочтительно менее 9 мкм. Присутствие матрицы дельта-феррита в настоящем изобретении придает стали прочность. Но присутствие дельта-феррита в настоящем изобретении выше 90% может иметь негативные последствия из-за того, что с повышением температуры растворимость углерода в феррите увеличивается. Однако углерод в твердом растворе сильно охрупчивает стали с низкой плотностью, так как снижает подвижность дислокаций, которая и без того мала из-за присутствия алюминия. Следовательно, баланс между содержанием дельта-феррита и аустенита очень важен для придания в настоящем изобретении необходимых механических свойств.The delta ferrite matrix is present as the primary phase of the steel of the present invention and constitutes 60-90% in area fractions in the steel of the present invention, and preferably 65-90% in area fractions, and more preferably 80-90%. The delta ferrite is formed during the solidification of the slab from liquid iron and usually has a coarse grain size. The delta ferrite of the present invention preferably has an average grain size of less than 10 μm, and more preferably less than 9 μm. The presence of the delta ferrite matrix in the present invention imparts strength to the steel. But the presence of delta ferrite in the present invention above 90% can have negative consequences due to the fact that with increasing temperature, the solubility of carbon in ferrite increases. However, carbon in solid solution greatly embrittles low-density steels, since it reduces the mobility of dislocations, which is already low due to the presence of aluminum. Therefore, the balance between the delta ferrite and austenite content is very important to impart the required mechanical properties in the present invention.

Остаточный аустенит присутствует в стали по настоящему изобретению в количестве 8-30%, где остаточный аустенит по настоящему изобретению имеет средний размер зерна 0,6-2 мкм. Предпочтительный средний размер зерна остаточного аустенита составляет 0,6 мкм - 1,2 мкм. Известно, что остаточный аустенит обладает более высокой растворимостью углерода, чем феррит, и действует как эффективная ловушка углерода. Процентное содержание углерода в аустените составляет 0,7-1,5% масс. Аустенит, присутствующий на уровне выше 30%, отрицательно влияет в условиях настоящего изобретения, ухудшая способность к отбортовке при растяжении. Аустенит влияет в настоящем изобретении весьма универсальным образом в зависимости от выбора температуры отжига и состава стали. Аустенит в настоящем изобретении демонстрирует различные функциональные возможности, такие как обеспечение формуемости и пластичности благодаря ТРИП эффекту. Предпочтительный предел содержания остаточного аустенита составляет 9-29% в долях площади.The retained austenite is present in the steel of the present invention in an amount of 8-30%, wherein the retained austenite of the present invention has an average grain size of 0.6-2 μm. The preferred average grain size of the retained austenite is 0.6 μm - 1.2 μm. It is known that the retained austenite has a higher carbon solubility than ferrite and acts as an effective carbon trap. The percentage of carbon in the austenite is 0.7-1.5 wt.% Austenite present at a level above 30% has a negative effect under the conditions of the present invention, worsening the flanging ability under tension. Austenite has a very versatile effect in the present invention, depending on the choice of annealing temperature and steel composition. Austenite in the present invention exhibits various functionalities, such as providing formability and ductility due to the TRIP effect. The preferred limit of the retained austenite content is 9-29% in area fractions.

Альфа-феррит по настоящему изобретению присутствует в количестве 1-10% в долях площади. Альфа-феррит образуется путем частичного превращения аустенита при охлаждении после горячей прокатки и после межкритического отжига и имеет средний размер зерна 0,6-1,85 мкм. Предпочтительный средний размер зерна альфа-феррита составляет 0,6-1,2 мкм. Альфа-феррит настоящего изобретения придает стали по настоящему изобретению пластичность и относительное удлинение. Предпочтительный предел содержания альфа-феррита составляет 2 - 10% в долях площади.The alpha ferrite of the present invention is present in an amount of 1-10% in area fractions. The alpha ferrite is formed by partial transformation of austenite during cooling after hot rolling and after intercritical annealing and has an average grain size of 0.6-1.85 μm. The preferred average grain size of the alpha ferrite is 0.6-1.2 μm. The alpha ferrite of the present invention imparts ductility and relative elongation to the steel of the present invention. The preferred limit of the alpha ferrite content is 2-10% in area fractions.

Каппа-выделения в изобретении определяются выделениями, стехиометрия которых представлена (Fe,Mn)₃AlC_x, где х строго ниже 1. Доля площади каппа- выделений может доходить до 2%. Выше 2% снижается пластичность и не достигается равномерное удлинение выше 17,5%. Кроме того, может происходить неконтролируемое выделение каппа-фазы вокруг границ зерен феррита, что увеличивает усилия при горячей и/или холодной прокатке. Предпочтительно доля площади каппа- выделений должна быть менее 1%.Kappa precipitates in the invention are defined by precipitates whose stoichiometry is represented by (Fe,Mn) _3AlCx , where _x is strictly below 1. The area fraction of kappa precipitates can reach 2%. Above 2%, plasticity decreases and uniform elongation above 17.5% is not achieved. In addition, uncontrolled precipitation of the kappa phase around the ferrite grain boundaries can occur, which increases the forces during hot and/or cold rolling. Preferably, the area fraction of kappa precipitates should be less than 1%.

В дополнение к вышеупомянутой микроструктуре микроструктура холоднокатаной и отожженной стали низкой плотности не содержит микроструктурных компонентов, таких как перлит, бейнит и мартенсит.In addition to the above-mentioned microstructure, the microstructure of cold rolled and annealed low density steel does not contain microstructural components such as pearlite, bainite and martensite.

Стальной лист в соответствии с изобретением может быть изготовлен любым подходящим способом изготовления, и специалист в данной области техники может определить его. Однако предпочтительно использовать способ согласно изобретению, который включает следующие стадии.The steel sheet according to the invention can be produced by any suitable production method, and a person skilled in the art can determine it. However, it is preferable to use the method according to the invention, which includes the following steps.

Стальные листы в соответствии с настоящим изобретением предпочтительно изготавливают способом, в котором полупродукт, такой как слябы, тонкие слябы или полоса, изготовленные из стали в соответствии с настоящим изобретением, имеющей состав, описанный выше, отливают, заготовку сначала охлаждают до комнатной температуры, а затем повторно нагревают до температуры выше 1000°С, предпочтительно выше 1150°С и более предпочтительно выше 1200°С или отлитый полупродукт можно использовать непосредственно при такой температуре без промежуточного охлаждения. Полупродуктом для настоящего процесса считается сляб.The steel sheets according to the present invention are preferably manufactured by a method in which a semi-finished product such as a slab, thin slab or strip made of steel according to the present invention having the composition described above is cast, the blank is first cooled to room temperature and then reheated to a temperature above 1000°C, preferably above 1150°C and more preferably above 1200°C, or the cast semi-finished product can be used directly at such a temperature without intermediate cooling. The semi-finished product for the present process is considered to be a slab.

Затем повторно нагретые слябы подвергают горячей прокатке. Температура конечной горячей прокатки должна быть выше 750°C, предпочтительно выше 770°C.The reheated slabs are then hot rolled. The final hot rolling temperature should be above 750°C, preferably above 770°C.

После горячей прокатки полоса должна быть смотана при температуре ниже 720°С, предпочтительно 350°С-720°С, а более предпочтительно намотку осуществляют от 700°С до 400°С.After hot rolling, the strip should be wound at a temperature below 720°C, preferably 350°C-720°C, and more preferably wound at 700°C to 400°C.

Горячекатаную стальную полосу охлаждают до комнатной температуры, а затем проводят травление или любой другой процесс удаления окалины.The hot rolled steel strip is cooled to room temperature and then subjected to pickling or any other scale removal process.

Затем горячекатаную стальную полосу подвергают холодной прокатке со степенью обжатия 30-90%, предпочтительно 40-90%. После холодной прокатки холоднокатаный стальной лист отжигают путем нагрева листа до температуры отжига 840°С-1000°С, предпочтительно 850°С-975°С и более предпочтительно 850°С-925°С, при скорости нагрева, по меньшей мере, 1°С/с и предпочтительно более 3°С/с, выдерживая при такой температуре отжига в течение менее 1000 секунд и предпочтительно менее 600 секунд и охлаждая со скоростью, по меньшей мере, 3°С/с, более предпочтительно, по меньшей мере, 5°С/с и еще более предпочтительно, по меньшей мере, 10°С/с. Предпочтительно этот отжиг проводят непрерывно.Then, the hot rolled steel strip is subjected to cold rolling with a reduction ratio of 30-90%, preferably 40-90%. After cold rolling, the cold rolled steel sheet is annealed by heating the sheet to an annealing temperature of 840°C-1000°C, preferably 850°C-975°C and more preferably 850°C-925°C, at a heating rate of at least 1°C/s and preferably more than 3°C/s, holding at such an annealing temperature for less than 1000 seconds and preferably less than 600 seconds and cooling at a rate of at least 3°C/s, more preferably at least 5°C/s and even more preferably at least 10°C/s. Preferably, this annealing is carried out continuously.

Контролируя температуру и время отжига, во время выдержки можно получить двухфазную структуру.By controlling the annealing temperature and time, a two-phase structure can be obtained during the holding period.

После такой стадии отжига стальной лист охлаждают до температуры между комнатной температурой и 480°С и могут дополнительно выдерживать при температуре 100-480°С для перестаривания в течение 1 часа или менее, предпочтительно менее 20 минут и более предпочтительно менее 10 минут. После этого его можно охладить до комнатной температуры.After such annealing step, the steel sheet is cooled to a temperature between room temperature and 480°C and may be further held at a temperature of 100-480°C for overaging for 1 hour or less, preferably less than 20 minutes and more preferably less than 10 minutes. After that, it can be cooled to room temperature.

После отжига на стальной лист необязательно может быть нанесено металлическое покрытие для улучшения его защиты от коррозии. Используемый процесс нанесения покрытия может быть любым процессом, адаптированным для стали по изобретению. Можно упомянуть электролитическое или физическое осаждение из паровой фазы с особым акцентом на струйное осаждение из паровой фазы. Основой металлического покрытия может быть, например, цинк или алюминий.After annealing, the steel sheet may optionally be coated with a metallic coating to improve its corrosion protection. The coating process used may be any process adapted to the steel according to the invention. Mention may be made of electrolytic or physical vapor deposition, with particular emphasis on jet vapor deposition. The base of the metallic coating may be, for example, zinc or aluminum.

Покрытие на основе алюминия предпочтительно включает менее 15% Si, менее 5,0% Fe, необязательно 0,1-8,0% Mg и необязательно 0,1-30,0% Zn, остальное составляет Al.The aluminum-based coating preferably comprises less than 15% Si, less than 5.0% Fe, optionally 0.1-8.0% Mg and optionally 0.1-30.0% Zn, the remainder being Al.

Предпочтительно покрытие на основе цинка включает 0,01-8,0% Al, необязательно 0,2-8,0% Mg, остальное составляет Zn. Preferably, the zinc-based coating comprises 0.01-8.0% Al, optionally 0.2-8.0% Mg, the balance being Zn.

ПримерыExamples

Следующие тесты, примеры, иллюстративные примеры и таблицы, которые представлены в описании, не являются ограничивающими по своей природе и должны рассматриваться только в иллюстративных целях, и будут отображать преимущественные признаки настоящего изобретения.The following tests, examples, illustrative examples and tables, which are presented in the description, are not limiting in nature and should be considered for illustrative purposes only and will display the advantageous features of the present invention.

Стальные листы, изготовленные из сталей с различным составом, представлены в таблице 1, где присутствие фосфора всегда составляет менее 100 ч/млн для всех сталей, где стальные листы приготовляют в соответствии с параметрами процесса, как указано в таблице 2, соответственно. После этого в таблице 3 представлены микроструктуры стальных листов, полученные во время испытаний, а в таблице 4 представлены результаты оценок полученных свойств.The steel sheets made of steels with different compositions are shown in Table 1, where the presence of phosphorus is always less than 100 ppm for all steels, where the steel sheets are prepared according to the process parameters as specified in Table 2, respectively. Then, Table 3 shows the microstructures of the steel sheets obtained during the tests, and Table 4 shows the evaluation results of the obtained properties.

Затем полученные образцы анализируют и соответствующие элементы микроструктуры, и механические свойства представлены соответственно в таблицах 3 и 4.The obtained samples are then analyzed and the corresponding microstructure elements and mechanical properties are presented in Tables 3 and 4, respectively.

В таблице 3 представлены результаты испытаний, проведенных в соответствии со стандартами с использованием различных микроскопов, таких как EBSD (Дифракция обратно рассеянных электронов), XRD или любого другого микроскопа, для определения микроструктурного состава как стали по изобретению, так и испытаний сравнения. Доли площади дельта-феррита и альфа-феррита измеряют с помощью EBSD. Для данного образца стали EBSD-анализ не менее 4 изображений, соответствующих увеличению в 1000 раз, позволяет идентифицировать зерна феррита, их расположение и размер. Все зерна, размер зерна которых ниже значения отсечки 1,85 мкм и находятся рядом с аустенитным зерном, считают за альфа-феррит и определяют соответствующую долю площади таких зерен. Остальные зерна феррита считают за дельта-феррит и определяют соответствующую долю площади таких зерен. Средние размеры зерен дельта-феррита, остаточного аустенита и альфа-феррита также измеряют с помощью EBSD. Доля площади остаточного аустенита измеряется с помощью XRD, представлены в таблице 3.Table 3 presents the results of tests carried out in accordance with the standards using different microscopes such as EBSD (Electron Backscatter Diffraction), XRD or any other microscope to determine the microstructural composition of both the inventive steel and the comparison tests. The area fractions of delta ferrite and alpha ferrite are measured using EBSD. For a given steel sample, EBSD analysis of at least 4 images corresponding to a magnification of 1000 times allows identifying ferrite grains, their location and size. All grains whose grain size is below the cutoff value of 1.85 μm and are located next to the austenite grain are considered as alpha ferrite and the corresponding area fraction of such grains is determined. The remaining ferrite grains are considered as delta ferrite and the corresponding area fraction of such grains is determined. The average grain sizes of delta ferrite, retained austenite and alpha ferrite are also measured using EBSD. The area fraction of retained austenite measured by XRD is presented in Table 3.

Таблица 3Table 3

I = по изобретению; R = сравнение; подчеркнутые значения: не соответствуют изобретению.I = according to the invention; R = comparison; underlined values: not in accordance with the invention.

Из приведенной выше таблицы видно, что все испытания в соответствии с изобретением соответствуют целевым показателям микроструктуры. В таблице 4 собраны механические и поверхностные свойства как стали по изобретению, так и стали сравнения.It can be seen from the above table that all tests according to the invention meet the target microstructure parameters. Table 4 summarizes the mechanical and surface properties of both the steel according to the invention and the comparison steel.

Таблица 4: испытания механических свойствTable 4: Mechanical properties tests

Предел текучести YS, предел прочности при растяжении TS и равномерное удлинение UE измеряют в соответствии со стандартом ISO 6892-1, опубликованным в октябре 2009 г. Для определения относительной плотности стали объем образца стали измеряют с помощью газовой пикнометрии с использованием гелия на одной стороне, и соответствующая масса измеряется на другой стороне. Затем можно рассчитать отношение массы к объему стали в г/см³ и далее разделить на отношение массы к объему воды при 4°C, которое составляет 1 г/см³. Полученное значение без единицы измерения является относительной плотностью стали.The yield strength YS, the ultimate tensile strength TS and the uniform elongation UE are measured in accordance with ISO 6892-1, published in October 2009. To determine the relative density of steel, the volume of the steel sample is measured by gas pycnometry using helium on one side and the corresponding mass is measured on the other side. The mass-volume ratio of the steel in g/ ^cm3 can then be calculated and further divided by the mass-volume ratio of water at 4°C, which is 1 g/ ^cm3 . The resulting value without a unit is the relative density of the steel.

Примеры показывают, что стальные листы, согласно изобретению, являются единственными листами, обладающими всеми целевыми свойствами благодаря их специфическому составу и микроструктуре.The examples show that the steel sheets according to the invention are the only sheets that possess all the target properties due to their specific composition and microstructure.

Claims

1. Cold rolled and annealed steel sheet with a low density of 7.3 g/ ^cm3 or less, comprising, by weight %:

0.12 ≤ carbon ≤ 0.25,

3 ≤ manganese ≤ 10,

3.5 ≤ aluminum ≤ 6.5,

0 ≤ phosphorus ≤ 0.1,

0 ≤ sulfur ≤ 0.03,

0 ≤ nitrogen ≤ 0.1,

and optionally one or more of the following elements

0 ≤ silicon ≤ 2,

0.01 ≤ niobium ≤ 0.03,

0.01 ≤ titanium ≤ 0.2,

0 ≤ molybdenum ≤ 0.5,

0 ≤ chromium ≤ 0.6,

0.01 ≤ copper ≤ 2.0,

0.01 ≤ nickel ≤ 3.0,

0 ≤ calcium ≤ 0.005,

0 ≤ boron ≤ 0.01,

0 ≤ magnesium ≤ 0.005,

0 ≤ zirconium ≤ 0.005,

0 ≤ cerium ≤ 0.1,

and a remainder comprising iron and inevitable impurities, wherein the steel sheet has a microstructure comprising, in area fractions, 60-90% delta ferrite, 8-30% residual austenite having an average grain size of 0.6-2 μm, 1.0-10% alpha ferrite with an average grain size of 0.6-1.85 μm and 0-2% kappa precipitates (Fe, Mn) ₃ AlC _x , where x is strictly less than 1.

2. A steel sheet according to claim 1, in which the carbon content is 0.13-0.2 wt.%.

3. A steel sheet according to item 1 or 2, in which the manganese content is 4-9 wt.%.

4. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-3, in which the residual austenite content is 9-29%.

5. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-4, in which the content of kappa precipitates is 0-1%.

6. A steel sheet according to any one of paragraphs. 1-5, in which the alpha ferrite content is 2-10% and the average grain size is 0.6-1.2 µm.

7. A steel sheet according to any one of paragraphs 1-6, wherein the steel sheet is coated with a metallic coating.

8. A method for producing a cold-rolled and annealed steel sheet with a low density of 7.3 g/ ^cm3 or less, comprising the following steps:

- provision of a slab, the composition of which corresponds to any of paragraphs 1-3,

- heating such slab to a temperature above 1000°C and hot rolling it with a final rolling temperature of at least 750°C to obtain hot rolled steel sheet,

- winding of hot-rolled steel sheet into a roll at a temperature below 720°C,

- cooling of the said hot-rolled steel sheet;

- pickling of the specified hot-rolled steel sheet;

- cold rolling of the said hot rolled steel sheet with a reduction ratio of 30-90% to obtain a cold rolled steel sheet;

- annealing the said cold-rolled steel sheet by heating the steel sheet from room temperature to an annealing temperature of 840-1000C at a heating rate of at least 1 °C/s,

- then performing annealing for less than 1000 seconds,

- then cooling the cold-rolled steel sheet to a cooling termination temperature of 480°C to room temperature at a cooling rate of at least 3°C/s and optionally holding the cold-rolled steel sheet in the range of 100-480°C for 1-200 seconds,

- then cooling the cold rolled steel sheet to room temperature to obtain a low density cold rolled and annealed steel sheet.

9. The method according to claim 8, wherein the annealing temperature is 850-975°C.

10. The method according to item 8 or 9, wherein the winding temperature is 350-720°C.

11. The method according to any one of paragraphs. 8-10, in which the holding time during annealing is less than 600 seconds.

12. The method according to any one of claims 8 to 11, wherein the heating rate for annealing is more than 3 °C/s.

13. The method according to any one of paragraphs 8-12, further comprising a final coating step.

14. The use of cold-rolled and annealed steel sheet with a low density of 7.3 g/ ^cm3 or less according to any of paragraphs 1-7 for the manufacture of structural or safety parts of a vehicle.

15. Use of the method for producing cold-rolled and annealed steel sheet with a low density of 7.3 g/ ^cm3 or less according to any of paragraphs 8-13 for producing structural or safety-ensurance parts of a vehicle.