RU2398028C2 - Способ изготовления горячекатаной полосы с многофазной структурой - Google Patents

Способ изготовления горячекатаной полосы с многофазной структурой Download PDF

Info

Publication number
RU2398028C2
RU2398028C2 RU2008120667/02A RU2008120667A RU2398028C2 RU 2398028 C2 RU2398028 C2 RU 2398028C2 RU 2008120667/02 A RU2008120667/02 A RU 2008120667/02A RU 2008120667 A RU2008120667 A RU 2008120667A RU 2398028 C2 RU2398028 C2 RU 2398028C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
cooling
strip
hot
austenite
steel
Prior art date
Application number
RU2008120667/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2008120667A (ru
Inventor
Вольфганг ХЕННИГ (DE)
Вольфганг Хенниг
Аугуст ШПРОК (DE)
Аугуст Шпрок
Йоахим ОЛЕРТ (DE)
Йоахим ОЛЕРТ
Кристиан БИЛЬГЕН (DE)
Кристиан БИЛЬГЕН
Original Assignee
Смс Зимаг Акциенгезелльшафт
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Смс Зимаг Акциенгезелльшафт filed Critical Смс Зимаг Акциенгезелльшафт
Publication of RU2008120667A publication Critical patent/RU2008120667A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2398028C2 publication Critical patent/RU2398028C2/ru

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/041—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0415—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/20—Isothermal quenching, e.g. bainitic hardening
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C21D8/0215—Rapid solidification; Thin strip casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к изготовлению горячекатаной полосы из стали с TRIP-эффектом с многофазной структурой. Для обеспечения высоких формовочных свойств при высокой прочности на литейно-прокатной установке получают из расплава стали с заданным химическим составом тонкий сляб, осуществляют чистовую горячую прокатку и регулируемое охлаждение полосы после деформации в последней прокатной клети, при этом тонкий сляб получают из стали, содержащей, мас.%: С - 0,12-0,25, Si - 0,05-1,8, Mn 1,0-2,0, железо и неизбежные примеси - остальное, комбинируют режимы прокатки и охлаждения с получением многофазной структуры, состоящей из феррита 40-70%, бейнита 15-45% и остаточного аустенита 5-20%, при этом деформацию полосы (7) в последней прокатной клети ведут при температуре от 770 до 830°С незначительно выше Ar3 в области метастабильного аустенита с обеспечением размера зерна аустенита d<8 µm, а непосредственно после последней прокатной клети (6') осуществляют регулируемое двухступенчатое охлаждение горячекатаной полосы (7) до температуры от 320 до 480°С, лежащей в области образования бейнита с выдержкой при температуре примерно 650-730°С, начало которой определяют по переходу кривой охлаждения в ферритную область и длительность которой определяется временем для превращения аустенита до по меньшей мере 40% феррита. 2 н. и 2 з.п. ф-лы, 3 ил.

Description

Изобретение относится к способу изготовления горячекатаной полосы из стали с TRIP эффектом (transformation induced plasticity), имеющей многофазную структуру, обеспечивающую необычайно высокие формовочные свойства при высокой прочности, путем регулируемого охлаждения после последней прокатной клети.
Получение структуры стали с TRIP эффектом обеспечивается в виде комплекса, в котором присутствуют феррит и бейнит и третья фаза в виде остаточного аустенита, который после деформации превращается в мартенсит. Стали с TRIP эффектом сегодня получаются посредством двухстадийного отжига. Исходным материалом является горячекатаная или холоднокатаная полоса, в котором при обработке отжигом в межкристаллическом фазовом пространстве образуется исходная структура с примерно 50% α-фазы и 50% γ-фазы. Вследствие высокой способности аустенита к растворению углерода, в нем имеется повышенная концентрация углерода. После обработки отжигом проводится быстрое охлаждение в ферритной и перлитной области, с переходом в область образования бейнита, где некоторое время осуществляется изотермическая выдержка. Аустенит частично преобразуется в бейнит, при этом оставшийся аустенит одновременно обогащается углеродом. За счет этого температура начала мартенситного превращения снижается ниже температуры окружающей среды, вследствие чего остаточный аустенит сохраняется также при температуре окружающей среды. Конечная структура состоит на 40-70% из феррита, 10-40% из бейнита и 5-20% из остаточного аустенита.
Особенным эффектом TRIP сталей является возможность преобразования метастабильного остаточного аустенита в мартенсит при осуществлении внешней пластической деформации. При преобразовании аустенита в мартенсит происходит увеличение объема, которое переносится не только на аустенит, но и на окружающие его фазы. Ферритная матрица пластифицируется, что имеет следствием сильное упрочнение и ведет к высокому пластическому удлинению. Для произведенных таким образом сталей присуща необычная комбинация высокой прочности и высокой пластичности, что обеспечивает им особенную пригодность для применения в автомобилестроении.
Описанное осуществление процесса, в настоящее время применяемое в основном для производства TRIP сталей, вследствие дополнительной обработки отжигом и охлаждения после прокатки является затратным и требует значительных вложений, поэтому было опробовано получение подобных TRIP сталей непосредственно на промышленных установках для производства горячекатаной полосы. Так в документе ЕР 1396549 описан способ производства свободной от перлита горячекатаной стальной полосы с TRIP эффектом в непрерывно осуществляемом технологическом процессе, при этом стальной расплав, который помимо железа и неизбежных примесей содержит: С - 0,06-0,3%, Si - 0,1-3,0, Mn - 0,3-1,1 (сумма Si и Mn составляет при этом 1,5-3,5%), а также 0,005-0,15 по меньшей мере одного элемента из Ti и Nb в качестве существенной составляющей, и при необходимости один или более из следующих элементов не более 0,8% Cr, не более 0,8% Cu, не более 1,0% Ni, разливают в тонкий сляб. Полученный тонкий сляб с начальной температурой 850-1050°С подвергают отжигу в печи для отжига в течение 10-60 мин при температуре 1000-1200°С. После удаления окалины тонкий сляб подвергают чистовой горячей прокатке при температуре 750-1000°С и охлаждают до температуры смотки 750-1000°С. Регулируемое охлаждение при этом осуществляют в две ступени при скорости охлаждения на первой ступени 150 К/сек, предпочтительно 300 К/сек, и паузой при охлаждении 4-8 сек. Альтернативно предложено осуществлять регулируемое охлаждение непрерывно со скоростью охлаждения 10-70 К/сек без выдержки. Наконец имеется третья альтернатива, предусматривающая регулирование охлаждения таким образом, что горячая полоса на первой ступени в течение 1-7 секунд охлаждается на примерно 80°С и выше и затем путем воздушного охлаждения охлаждается до температуры смотки. Помимо описанного выше осуществления процесса также важную роль играет присутствие Ti и/или Nb, поскольку эти элементы остаются в растворе до начала прокатки, и их последующим выделением обеспечивается улучшенная мелкозернистость структуры, повышение доли остаточного аустенита и его стабильности.
Также в уровне техники известны документы DE 19911287 С1, 31.08.2000 и ЕР 0295500 А1б 2112.1988, которые могут рассматриваться как аналоги заявленного изобретения.
Исходя из изложенного уровня техники задачей изобретения является обеспечение простого и экономичного получения TRIP сталей в существующих установках, при котором можно полностью исключить обработку отжигом и присадку при данных условиях не обязательных легирующих элементов.
Поставленная задача решается согласно отличительным признакам пункта 1 формулы изобретения, тонкий сляб получают из стали, имеющей химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%: С 0,12-0,25, Si 0,05-1,8, Mn 1,0-2,0, железо и неизбежные примеси - остальное, комбинируют режимы прокатки и охлаждения с получением многофазной структуры, состоящей из феррита 40-70%, бейнита 15-45% и остаточного аустенита 5-20%, при этом деформацию полосы (7) в последней прокатной клети ведут при температуре от 770 до 830°С, незначительно выше Ar3 в области метастабильного аустенита, с обеспечением размера зерна аустенита d<8 µm, а непосредственно после последней прокатной клети (6') осуществляют регулируемое двухступенчатое охлаждение горячей полосы (7) до температуры от 320 до 480°С, лежащей в области образования бейнита с выдержкой при температуре примерно 650-730°С, начало которой определяют по переходу кривой охлаждения в ферритную область и длительность которой определяют временем для превращения аустенита до по меньшей мере 40% феррита.
В отличие от описанного выше обычного осуществления процесса, согласно изобретению, структура стали, типичная для TRIP сталей, формируется из аустенитной горячекатаной полосы после чистовой прокатки при двухступенчатом охлаждении на участке охлаждения непосредственно после последней прокатной клети. Формирование соответствующей структуры требует при этом значительных сведений, составляющих know-how, а также особо точного выдерживания необходимых параметров процесса. Вследствие малых интервалов варьирования параметров для производства TRIP сталей на широкополосных установках горячей прокатки после появления литейно-прокатной линии для тонких слябов имеется конфигурация установки, которая предоставляет значительно лучшие предпосылки для непосредственного изготовления TRIP сталей, чем горячекатаная полоса при сравнении с обычными установками горячей прокатки полосы. Вследствие высокой однородности температуры по толщине, ширине и длине обеспечивается возможность воспроизводимого производства TRIP сталей с постоянными механическими свойствами. Из-за того, что длина непрерывных участков охлаждения существующих литейно-прокатных установок является невысокой, производство горячекатаной полосы со структурой TRIP стали возможно только при специальных режимах прокатки и охлаждения.
Режим прокатки согласно изобретению обеспечивает формирование очень мелкого зерна аустенита (d<8 µm) при последней деформации, что на последующем участке охлаждения обеспечивает ускорение ферритного превращения. Чистовая прокатка полосы производится поэтому при температурах от 770 до 830°С, незначительно выше Ar3 в области метастабильного аустенита.
Целесообразный режим охлаждения требует предварительного выдерживания заданных интервалов химического состава для того, чтобы при имеющемся общем небольшом времени охлаждения обеспечить необходимую степень превращения. Следовательно, для производства TRIP сталей предлагаемый химический состав стали изменяется в пределах: С - 0,12-0,25%, Si - 0,05-1,8%, Mn 1,0-2,0%, остаток - железо и неизбежные примеси.
Режим охлаждения предусматривает двухступенчатое охлаждение с выбираемыми различными скоростями охлаждения. Начало выдержки при температуре 650-730°С определяется переходом кривой охлаждения в ферритную область. При осуществляемой короткой выдержке достигается необходимое превращение аустенита до по меньшей мере 40% феррита. Непосредственно после указанной выдержки начинается вторая ступень охлаждения с охлаждением горячекатаной полосы до температуры 320-480°С. При этой температуре осуществляется превращение аустенита до по меньшей мере 15% бейнита.
Помимо осуществления короткой выдержки режим охлаждения также характеризуется точно установленными скоростями охлаждения для обеих ступеней охлаждения. Эти скорости охлаждения лежат в интервале V=30-150 К/с, предпочтительно в интервале V=50-90 К/с, в зависимости от геометрии горячекатаной полосы, а также химического состава, выбираемого для конкретного типа стали. В отношении скоростей охлаждения следует отметить, что скорость охлаждения ниже 30 К/с не приемлема из-за малого доступного времени охлаждения на участке охлаждения литейно-прокатной установки, при этом скорость охлаждения выше 150 К/с на современных участках охлаждения с расположенными на расстоянии друг от друга зонами водяного охлаждения недостижима.
Стали с TRIP эффектом, производимые согласно заявленному изобретению, для различных уровней прочности и при отношении предела текучести к пределу прочности Rp0.2/Rm в интервале 0,45-0,75 имеют следующие комбинации предела прочности при растяжении Rm и относительного удлинения при разрыве:
Rm=600-700 МПа ⇒ А>25%
Rm=700-800 МПа ⇒ А>23%
Rra=800-900 МПа ⇒ А>21%
Rm=900-1000 МПа ⇒ А>18%
Rm>1000 МПа ⇒ А>15%
Дальнейшие особенности и преимущества настоящего изобретения раскрыты далее со ссылкой на пример реализации со ссылкой на фигуры, на которых показано:
Фиг.1 - установка CSP,
Фиг.2 - модифицированный участок охлаждения установки CSP,
Фиг.3 - кривые охлаждения двухфазной стали и TRIP стали на диаграмме ZTU (время-температура-превращение).
На фиг.1 показана схема обычной установки CSP 1. Установка в показанном примере состоит из следующих друг за другом в направлении транспортировки (на чертеже слева направо) основных компонентов, а именно литейной установки с двумя ручьями 2, направляющей проводки 3, выравнивающей печи 4 с печной тележкой, многоклетьевого стана 6, участка охлаждения 10 и моталки 8.
На фиг.2 показан модифицированный участок охлаждения 10 установки CSP 1, пригодной для осуществления охлаждения в соответствии с настоящим изобретением и для производства двухфазной стали, известный из документа ЕР 1108072. Этот расположенный за последней прокатной клетью 6' модифицированный участок охлаждения 10 установки CSP 1 содержит множество расположенных друг за другом регулируемых зон 111-7, 12 водяного охлаждения с распылительным головками 13, посредством которых на верхнюю и нижнюю сторону горячекатаной полосы 7 одновременно распыляется заданное количество воды. Расположение ступеней 111-7, 12 водяного охлаждения внутри участка 10 охлаждения, их количество и расстояние между ними, а также количество распылительных головок 13 на ступень 111-7, 12 водяного охлаждения выбирают таким образом, что имеется возможность варьирования устанавливаемой скорости охлаждения обеих ступень охлаждения для оптимального согласования ступеней 111-7, 12 водяного охлаждения с установленными условиями охлаждения. Посредством регулирования распыляемого количества воды во время охлаждения также может осуществляться необходимое изменение скорости охлаждения.
На увеличенном расстоянии от последней ступени 117 водяного охлаждения, реализующей первую ступень охлаждения, расположена последующая ступень 12 водяного охлаждения, которая обеспечивает проведение второй ступени охлаждения. На этой второй ступени 12 водяного охлаждения в отличие от зон 111-7 водяного охлаждения первой ступени охлаждения имеется значительно большее количество распылительных головок 13 для обеспечения форсированного охлаждения. Расстояние между последней ступенью 117 первой ступени охлаждения и ступенью 12 водяного охлаждения второй ступени охлаждения выбирают настолько большим, что при заданной скорости полосы обеспечивается требуемая по изобретению выдержка для превращения аустенита до по меньшей мере 40% феррита.
На фиг.3 изображена диаграмма ZTU с линиями превращения для феррита, перлита и бейнита, а также с температурными линиями (20, 21, 22, 24) для Ас3, Ac1 и Ms. Посредством горизонтальных стрелок 27 для линий превращения и вертикальных стрелок 28 для превращения показано, какое влияние оказывает присутствие или ввод легирующих элементов на положение линий превращения и линий температуры на диаграмме ZTU. На этой диаграмме ZTU в качестве примера показана кривая 25 охлаждения для производства двухфазной стали и кривая 26 охлаждения для производства TRIP стали согласно изобретению. При примерно одинаковой начальной температуре (выше Ас3) перед охлаждением и примерно равной температурой выдержки (выше Ac1) за счет разного режима охлаждения и разного химического состава исходной стали формируется существенно различающаяся структура. Согласно изображенной кривой 25 охлаждения для двухфазной стали эта кривая проходит в только ферритной области и заканчивается ниже линий 22 начала образования мартенсита, которая лежит значительно выше комнатной температуры 23, поэтому возникает двухфазная структура, состоящая из феррита и мартенсита. Кривая 26 охлаждения для получения TRIP стали согласно изобретению проходит вначале через ферритную область и затем через бейнитную область и заканчивается выше линии 24 начала образования мартенсита, в данном случае лежащей ниже комнатной температуры 23, так что превращение в мартенсит при охлаждении не происходит и согласно изобретению образуется структура из феррита, бейнита и некоторого количества остаточного аустенита.
Список обозначений
1 - установка CSP
2 - литейная установка с двумя ручьями
3 - направляющая заготовки
4 - выравнивающая печь
5 - печная тележка
6 - многоклетьевая прокатная установка
6' - последняя прокатная клеть
7 - горячекатаная полоса
8 - моталка
9 - измерение температуры
10 - участок охлаждения
111-7 - зоны водяного охлаждения
12 - зона водяного охлаждения
13 - распылительная головка
20 - линия температуры Ас3
21 - линия температуры Ac1
22 - линия температуры начала мартенситного превращения для двухфазной стали
23 - линия комнатной температуры
24 - линия температуры начала мартенситного превращения для TRIP стали
25 - кривая охлаждения для двухфазной стали
26 - кривая охлаждения для TRIP стали
27 - горизонтальная стрелка для линии превращения
28 - горизонтальная стрелка для линии температуры

Claims (4)

1. Способ изготовления горячекатаной стальной полосы с многофазной структурой, обладающей высокими формовочными свойствами при высокой прочности на литейно-прокатной установке, включающий получение тонкого сляба из расплава стали с заданным химическим составом, чистовую горячую прокатку и регулируемое охлаждение полосы после деформации в последней прокатной клети, отличающийся тем, что тонкий сляб получают из стали, имеющей химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%: С - 0,12-0,25, Si - 0,05-1,8, Mn - 1,0-2,0, железо и неизбежные примеси - остальное, комбинируют режимы прокатки и охлаждения с получением многофазной структуры, состоящей из феррита 40-70%, бейнита 15-45% и остаточного аустенита 5-20%, при этом деформацию полосы (7) в последней прокатной клети ведут при температуре от 770 до 830°С незначительно выше Ar3 в области метастабильного аустенита с обеспечением размера зерна аустенита d<8 µm, а непосредственно после последней прокатной клети (6') осуществляют регулируемое двухступенчатое охлаждение горячекатаной полосы (7) до температуры от 320 до 480°С, лежащей в области образования бейнита с выдержкой при температуре примерно 650-730°С, начало которой определяют по переходу кривой охлаждения в ферритную область и длительность которой определяется временем для превращения аустенита до по меньшей мере 40% феррита.
2. Способ по п.1, отличающийся тем, что в зависимости от геометрии горячекатаной полосы, а также химического состава, выбираемого для конкретной стали, охлаждение ведут со скоростью, равной V=30-150 К/с, предпочтительно V=50-90 К/с.
3. Способ по любому из пп.1 и 2, отличающийся тем, что регулируемое двухступенчатое охлаждение горячекатаной полосы (7) осуществляют на участке (10) охлаждения посредством расположенных друг за другом ступеней (111-7, 12) водяного охлаждения.
4. Горячекатаная стальная полоса с многофазной структурой, обладающая высокими формовочными свойствами при высокой прочности, отличающаяся тем, что полоса (7), полученная способом по любому из пп.1-3, имеет химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%: С - 0,12-0,25, Si - 0,05-1,8, Mn - 1,0-2,0, железо и неизбежные примеси - остальное, при этом отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении Rp0,2/Rm составляет 0,45-0,75, причем необходимый уровень прочности имеет комбинации свойств предела прочности при растяжении Rm и относительного удлинения при разрыве А, которая характеризуется как:
Rm=600-700 МПа при А больше 25%,
Rm=700-800 МПа при А больше 23%,
Rm=800-900 МПа при А больше 21%,
Rm=900-1000 МПа при А больше 18%,
Rm больше 1000 МПа при А больше 15%.
RU2008120667/02A 2005-10-25 2006-10-10 Способ изготовления горячекатаной полосы с многофазной структурой RU2398028C2 (ru)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102005051052.3 2005-10-25
DE102005051052A DE102005051052A1 (de) 2005-10-25 2005-10-25 Verfahren zur Herstellung von Warmband mit Mehrphasengefüge

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2008120667A RU2008120667A (ru) 2009-12-10
RU2398028C2 true RU2398028C2 (ru) 2010-08-27

Family

ID=37459318

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2008120667/02A RU2398028C2 (ru) 2005-10-25 2006-10-10 Способ изготовления горячекатаной полосы с многофазной структурой

Country Status (14)

Country Link
US (1) US20090214377A1 (ru)
EP (1) EP1954842A1 (ru)
JP (1) JP5130221B2 (ru)
KR (1) KR20080063307A (ru)
CN (1) CN101297049B (ru)
AU (1) AU2006308245B2 (ru)
BR (1) BRPI0617753A2 (ru)
CA (1) CA2625564A1 (ru)
DE (1) DE102005051052A1 (ru)
RU (1) RU2398028C2 (ru)
TW (1) TW200724690A (ru)
UA (1) UA90436C2 (ru)
WO (1) WO2007048497A1 (ru)
ZA (1) ZA200802524B (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2563397C2 (ru) * 2011-07-06 2015-09-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ получения холоднокатаного стального листа
RU2689348C1 (ru) * 2018-06-26 2019-05-27 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаного проката повышенной прочности

Families Citing this family (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2180075B1 (en) * 2007-08-01 2017-05-03 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheet excellent in bendability and fatigue strength
DE102010050647A1 (de) * 2009-11-21 2011-05-26 Sms Siemag Aktiengesellschaft Anlage und Verfahren zum Gießen und Walzen von Metall
CN102133579B (zh) * 2010-01-27 2013-05-01 中国钢铁股份有限公司 减少蚀坑产生的钢胚热轧制程
JP5547287B2 (ja) 2010-10-22 2014-07-09 新日鐵住金株式会社 ホットスタンプ成形体の製造方法及びホットスタンプ成形体
ES2729056T3 (es) 2010-10-22 2019-10-30 Nippon Steel Corp Chapa fina de acero y método para la fabricación de una chapa fina de acero
US9896736B2 (en) 2010-10-22 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
WO2012064129A2 (ko) * 2010-11-10 2012-05-18 (주)포스코 인장강도 590ＭＰａ급의 가공성 및 재질편차가 우수한 고강도 냉연/열연 ＴＲＩＰ강의 제조방법
BR112014005641A2 (pt) * 2011-09-13 2017-03-28 Tata Steel Ijmuiden Bv tira de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência
CZ303949B6 (cs) 2011-09-30 2013-07-10 Západoceská Univerzita V Plzni Zpusob dosazení TRIP struktury ocelí s vyuzitím deformacního tepla
CN102586562B (zh) * 2012-03-30 2013-08-21 河北钢铁集团有限公司 一种防震抗灾用热轧trip钢板的生产工艺
KR102044693B1 (ko) * 2012-03-30 2019-11-14 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 고강도 냉연 강판 및 그러한 강판을 생산하는 방법
CZ2013282A3 (cs) * 2013-04-13 2014-11-26 Západočeská Univerzita V Plzni Způsob tepelného zpracování polotovarů z TRIP oceli
CN103898404B (zh) * 2014-04-28 2015-12-09 莱芜钢铁集团有限公司 一种钒微合金化热轧相变诱导塑性钢及制备方法
CN104233092B (zh) * 2014-09-15 2016-12-07 首钢总公司 一种热轧trip钢及其制备方法
MX2017008622A (es) * 2015-02-20 2017-11-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminada en caliente.
CN105063309B (zh) * 2015-07-31 2017-11-17 首钢总公司 一种提高低碳微合金钢强度的方法
WO2017109540A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
CN106048176B (zh) * 2016-06-06 2019-01-08 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产低碳热轧trip钢的方法
CN105821190B (zh) * 2016-06-06 2019-01-08 日照宝华新材料有限公司 基于esp薄板坯连铸连轧流程生产中碳热轧trip钢的方法
BR112019000766B8 (pt) 2016-08-05 2023-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de aço
KR101917448B1 (ko) * 2016-12-20 2018-11-09 주식회사 포스코 용접성 및 연성이 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
CN108531811B (zh) * 2018-05-16 2020-05-01 东北大学 一种铸轧trip钢薄带的制备方法
AT525283B1 (de) * 2021-10-29 2023-02-15 Primetals Technologies Austria GmbH Verfahren zur Herstellung eines Dualphasenstahlbands in einer Gieß-Walz-Verbundanlage, ein mit dem Verfahren hergestelltes Dualphasenstahlband und eine Gieß-Walz-Verbundanlage
CN114645187A (zh) * 2022-01-29 2022-06-21 安阳钢铁股份有限公司 一种非调质950MPa级高强捆带钢及其生产方法
CN115976396B (zh) * 2022-12-30 2024-04-30 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种高强度耐腐蚀集装箱用热轧钢带q550nqr1及其生产方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE3851371T3 (de) * 1987-06-03 2004-04-29 Nippon Steel Corp. Warmgewalztes hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Umformbarkeit.
US6190469B1 (en) * 1996-11-05 2001-02-20 Pohang Iron & Steel Co., Ltd. Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper
BE1011149A3 (fr) * 1997-05-12 1999-05-04 Cockerill Rech & Dev Acier ductile a haute limite elastique et procede de fabrication de cet acier.
JP2000087141A (ja) * 1998-09-10 2000-03-28 Nkk Corp 残留オーステナイトを含有する薄物高張力熱延鋼帯の製造方法
JP3081197B1 (ja) * 1999-02-17 2000-08-28 株式会社神戸製鋼所 加工性と疲労特性に優れた高強度鋼板
DE19911287C1 (de) * 1999-03-13 2000-08-31 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes
FR2796966B1 (fr) * 1999-07-30 2001-09-21 Ugine Sa Procede de fabrication de bandes minces en acier de type "trip" et bandes minces ainsi obtenues
FR2801061B1 (fr) * 1999-11-12 2001-12-14 Lorraine Laminage Procede de realisation d'une bande de tole laminere a chaud a tres haute resistance, utilisable pour la mise en forme et notamment pour l'emboutissage
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
JP3764411B2 (ja) * 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2563397C2 (ru) * 2011-07-06 2015-09-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Способ получения холоднокатаного стального листа
RU2689348C1 (ru) * 2018-06-26 2019-05-27 Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") Способ производства горячекатаного проката повышенной прочности

Also Published As

Publication number Publication date
JP5130221B2 (ja) 2013-01-30
RU2008120667A (ru) 2009-12-10
BRPI0617753A2 (pt) 2011-08-02
CA2625564A1 (en) 2007-05-03
AU2006308245A1 (en) 2007-05-03
WO2007048497A1 (de) 2007-05-03
UA90436C2 (ru) 2010-04-26
DE102005051052A1 (de) 2007-04-26
US20090214377A1 (en) 2009-08-27
ZA200802524B (en) 2009-06-24
EP1954842A1 (de) 2008-08-13
KR20080063307A (ko) 2008-07-03
CN101297049A (zh) 2008-10-29
AU2006308245B2 (en) 2010-09-30
JP2009512783A (ja) 2009-03-26
TW200724690A (en) 2007-07-01
AU2006308245A2 (en) 2008-06-19
CN101297049B (zh) 2012-01-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2398028C2 (ru) Способ изготовления горячекатаной полосы с многофазной структурой
US4572748A (en) Method of manufacturing high tensile strength steel plates
US20150203946A1 (en) Hot-Rolled Flat Steel Product and Method For the Production Thereof
JP2007070661A (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
CA2260231A1 (en) Hot-rolled steel strip and method of making it
JPH0711382A (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
KR101496000B1 (ko) 린 듀플렉스 스테인리스 열연강판 제조 방법
CN113166885B (zh) 延展性及低温韧性优秀的高强度钢材及其制造方法
JPH10306316A (ja) 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法
CA1269256A (en) Method of producing hot-rolled strip having a dual- phase structure
US6231696B1 (en) Method of manufacturing microalloyed structural steel
KR101664098B1 (ko) 압력용기용 열연강판 및 그 제조방법
JP2000336455A (ja) 高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP2003049243A (ja) 焼付硬化性および延性に優れた高張力熱延鋼板および高張力めっき鋼板ならびにそれらの製造方法
JP2009522452A5 (ru)
JP2019052341A (ja) 曲げ加工性に優れた非調質低降伏比高張力厚鋼板およびその製造方法
JP2555436B2 (ja) 加工性の優れた熱延鋼板とその製造法
CN114341387B (zh) 张力夹以及生产这种张力夹的方法
JP2001192736A (ja) 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
KR970007203B1 (ko) 가공성이 우수한 인장강도 80kg/㎟급 열연강판의 제조방법
JP3596045B2 (ja) 成形性に優れる焼付硬化型冷延鋼板の製造方法
KR100276300B1 (ko) 저항복비를 갖는 고강도 열연강판의 제조방법
JPS6367524B2 (ru)
JP2003055716A (ja) 高加工性高強度熱延鋼板の製造方法
KR970009505B1 (ko) 연성이 우수한 인장강도 100kg/mm^2급 열연강판의 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20141011