RU2675183C2 - Способ получения высокопрочного стального прокатного плоского изделия - Google Patents

Способ получения высокопрочного стального прокатного плоского изделия Download PDF

Info

Publication number
RU2675183C2
RU2675183C2 RU2016141474A RU2016141474A RU2675183C2 RU 2675183 C2 RU2675183 C2 RU 2675183C2 RU 2016141474 A RU2016141474 A RU 2016141474A RU 2016141474 A RU2016141474 A RU 2016141474A RU 2675183 C2 RU2675183 C2 RU 2675183C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
hot
steel
rolling
weight
slab
Prior art date
Application number
RU2016141474A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2016141474A (ru
RU2016141474A3 (ru
Inventor
Александер ГАГАНОВ
Вольфганг ГЕРФЕРС
Андреас Керн
Габриель КОЛЕК
Элена ШАФНИТ
Ханс-Йоахим ЧЕРЗИХ
Original Assignee
Тиссенкрупп Стил Юроп Аг
Тиссенкрупп Аг
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 Тиссенкрупп Стил Юроп Аг, Тиссенкрупп Аг filed Critical Тиссенкрупп Стил Юроп Аг
Publication of RU2016141474A publication Critical patent/RU2016141474A/ru
Publication of RU2016141474A3 publication Critical patent/RU2016141474A3/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2675183C2 publication Critical patent/RU2675183C2/ru

Links

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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/52—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for wires; for strips ; for rods of unlimited length
    • 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
    • C21D8/0221—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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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

Landscapes

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

Abstract

Для получения стального прокатного плоского изделия с пределом текучести ≥ 700 МПа и ≥ 70 об. % бейнитной структуры согласно изобретению выполняются следующие этапы : а) приготовление стального расплава следующего состава, в вес. %: C 0,05 – 0,08, Si 0,015 – 0,500, Mn 1,60 – 2,00, P до 0,025, S до 0,010, Al 0,020 – 0,050, N до 0,006, Cr до 0,40, Nb 0,060 – 0,070, B 0,0005 – 0,0025, Ti 0,090 – 0,130, а также неизбежные примеси, остальное – железо, б) разливка расплава на сляб, в) повторный нагрев сляба до температуры 1200 – 1300°С, г) черновая прокатка сляба при температуре 950 – 1250°С и суммарном обжатии не менее 50%, д) чистовая прокатка прокатанного начерно сляба при конечной температуре горячей прокатки 800 – 880°С, е) охлаждение стального начисто горячекатаного плоского изделия в течение ≤ 10 секунд после чистовой горячей прокатки до 50 до 620°С со скоростью ≤ 40 К/с, ж) сматывание стального начисто горячекатаного плоского изделия. 13 з.п. ф-лы, 3 табл.

Description

Изобретение относится к способу получения стального прокатного плоского изделия с пределом текучести не менее 700 МПа и долей бейнитной структуры не менее 70 об. %.
Под стальными прокатными плоскими изделиями рассматриваемого здесь типа имеются в виду обычно прокатные изделия, такие, как стальные ленты или листы, а также произведённые из них заготовки для вытяжки и сутунки.
В частности, изобретение относится к способу получения высокопрочной, так называемой «котельной стали» толщиной не менее 3 мм.
Все данные по содержанию стали приведённых в настоящей заявке составов соотнесены с весом, если особо не указано иначе. Поэтому все «процентные данные», которые не определены более точно и относятся к стальному сплаву, следует понимать, как данные в весовых процентах.
Высокопрочные стальные прокатные плоские изделия всё большее значение приобретают, в частности, в секторе производства грузовых автомобилей, поскольку они позволяют сократить собственный вес автомобиля и увеличить полезную нагрузку. Малый вес не только способствует оптимальному использованию технической мощности соответствующего приводного агрегата, но и способствует эффективности ресурсов, оптимизации расходов и защите климата.
Существенное сокращение собственного веса конструкций из листовой стали можно достичь посредством повышения механических свойств, в частности предела прочности, соответственно обработанного стального прокатного плоского изделия. Наряду с высоким пределом прочности от современных, предназначенных для производства грузовых автомобилей, стальных прокатных плоских изделий требуются также хорошие показатели вязкости, хорошее сопротивление хрупкому разрушению, и оптимальная пригодность к холодной деформации и сварке.
Известно, что такая комбинация свойств достижима благодаря выбору подходящей концепции сплава и специальному способу производства. При использовании традиционных способов производства высокопрочной толстолистовой стали с минимальным пределом текучести 700 МПа поступают следующим образом. Сначала слябы в горячем виде прокатывают и затем охлаждают на воздухе. После этого листы снова нагревают, закаляют и отпускают. Следовательно, процесс содержит несколько этапов, необходимых для достижения механических свойств. Множество связанных с этим операций вызывает сопоставимо высокие производственные затраты. Кроме того требуется точное соблюдение режима способа для гарантии требуемых показателей вязкости и качества поверхности.
Из ЕР 2 130 938 А1 известен способ получения стального горячекатаного плоского изделия, при котором расплав разливают на слябы, при этом расплав содержит наряду с железом и неизбежными примесями также: 0,01 – 0,1 вес. % С, 0,01 – 0,1 вес. % Si, 0,1 – 3 вес. % Mn, не более 0,1 вес. % Р, не более 0,03 вес. % S, 0,001 – 1 вес. % Al, не более 0,01 вес. % N, 0,005 – 0,08 вес. % Nb и 0,001 – 0,2 вес. % Ti, при соответствующем содержании Nb и С действительно: %Nb х %С ≤ 4,34 x 10-3.
После разливки и затвердевания расплава стальной сляб известным способом снова нагревают до температурного диапазона, нижний предел которого задают в зависимости от содержания С и Nb в разливаемой стали, а верхний предел которого составляет 1170°С. После этого снова нагретый сляб прокатывают начерно при конечной температуре от 1080° до 1150°С. После перерыва длительностью от 30 до 150 секунд, во время которого прокатанный начерно сляб выдерживается при 1000 – 1080°С, этот подогретый сляб затем начисто прокатывается в горячем виде. Степень деформации на последнем пропуске во время горячей прокатки должна составлять 3 – 15%.
Согласно известному способу горячая прокатка завершается при температуре, которая соответствует, по меньшей мере, температуре Ar3 обработанной стали и составляет не более 950°С. По окончании горячей прокатки, полученную горячекатаную ленту охлаждают со скоростью более 15°С/с до температуры 450 – 550°С, при которой она сматывается в рулон.
В произведённой таким образом горячекатаной ленте плотность границ зёрен присутствующего в твёрдом растворе углерода должна составлять 1 – 4,5 атома/нм2, а размер зёрен цементита, выделившихся по границам зёрен, не должен превышать 1 мкм. Приготовленные таким образом и произведённые известным способом стальные прокатные плоские изделия должны обладать при достаточно высокой степени легирования пределом прочности при растяжение свыше 780 МПа и пределом текучести до 726 МПа. Следовательно, изготовленная известным способом горячекатаная лента должна обладать комбинацией свойств, особенно благоприятной для применения в автомобилестроении. Оптимальное качество поверхности достигается при этом в результате того, что температура повторного нагрева сляба перед горячей прокаткой ограничена приведённым выше температурным диапазоном, чем предупреждается чрезмерное образование окалины, которая была бы закатана в процессе горячей прокатки в поверхностный слой горячекатаной ленты.
На фоне пояснённого выше уровня техники задача изобретения состояла в создании способа, с помощью которого могут быть изготовлены на практике высокопрочные стальные листы с оптимальными для применения в автомобилестроении механическими свойствами и также оптимальным качеством поверхности.
Указанная задача решена изобретением посредством приведённого в пункте 1 формулы изобретения способа.
Предпочтительные варианты выполнения изобретения приведены в зависимых пунктах формулы изобретения и поясняются ниже в отдельности, как общий изобретательский замысел.
В соответствии с этим способ получения стального прокатного плоского изделия с пределом текучести не менее 700 МПа и долей бейнитной структуры не менее 70 об. % содержит согласно изобретению следующие этапы:
а) приготовление стального расплава следующего состава (в вес. %):
C: 0,05 – 0,08%,
Si: 0,015 – 0,500%,
Mn: 1,60 – 2,00%,
P: до 0,025%,
S: до 0,010%,
Al: 0,020 – 0,050%,
N: до 0,006%,
Cr: до 0,40%,
Nb: 0,060 – 0,070%,
B: 0,0005 – 0,0025%,
Ti: 0,090 – 0,130%,
а также технически неизбежные примеси, в которые входят: до 0,12% Cu, до 0,100% Ni, до 0,010% V, до 0,004% Мо и до 0,004% Sb,
остальное – железо;
б) разливка расплава на сляб;
в) повторный нагрев сляба до температуры 1200 – 1300°С;
г) черновая прокатка сляба при температуре 950 – 1250°С и суммарном обжатии не менее 50%;
д) чистовая прокатка прокатанного начерно сляба, причём чистовая горячая прокатка завершается при температуре 800 – 880°С;
е) в течение не более 10 секунд после чистовой горячей прокатки начало интенсивного охлаждения стального начисто горячекатаного плоского изделия со скоростью не менее 40 К/с до температуры сматывания, составляющей от 550 до 620°С;
ж) сматывание стального начисто горячекатаного плоского изделия.
В основе способа согласно изобретению лежит стальной сплав, легирующие компоненты которого и их содержание в узких пределах так согласованы между собой, что при надлежащем осуществлении способа достигаются соответственно максимальные механические свойства и оптимальное качество поверхности.
Как поясняется ниже, легирующие компоненты и их содержание в выплавленном согласно изобретению на этапе а) стальном сплаве выбирается таким образом, чтобы при соблюдении предусмотренных согласно изобретению этапов надёжно могло бы быть получено стальное горячекатаное плоское изделие с комбинацией свойств, особенно пригодной для применения в облегчённых стальных конструкциях, в частности, в секторе производства грузовых автомобилей:
С: содержание углерода в обработанной согласно изобретению стали составляет 0,05 – 0,08 вес. %. Для достижения требуемых показателей прочности содержание С должно быть не менее 0,05 вес. %. Если же содержание углерода окажется слишком большим, то снизятся показатели вязкости или свариваемости, а также деформируемость обработанной согласно изобретению стали. По этой причине содержание углерода ограничено величиной не более 0,08 вес. %.
Si: кремний применяется в обработанной согласно изобретению стали в качестве раскислителя, а также для улучшения прочностных показателей. Если же содержание кремния будет слишком большим, то резко снижаются показатели вязкости, в частности, в зоне теплового воздействия при сварке. По этой причине содержание кремния в обработанной согласно изобретению стали не должно превышать 0,50 вес. %. Для надёжного предупреждения снижения качества поверхности содержание кремния может быть ограничено величиной не более 0,25 вес. %.
Mn: марганец добавляется в применяемую согласно изобретению сталь в количестве от 1,6 до 2,0 вес. % для задания требуемых прочностных показателей при хороших показателях вязкости. Если содержание марганца составляет менее 1,60 вес. %, то требуемые прочностные показатели не достигаются с достаточной надёжностью. Путём ограничения содержания марганца величиной не более 2,00 вес. % предупреждается ухудшение свариваемости, показателей вязкости, деформируемости и ликвации.
Р:сопутствующий элемент фосфор ухудшает ударную вязкость и деформируемость. Поэтому его содержание не должно превышать верхнее пороговое значение 0,025 вес. %. Оптимально ограничивать содержание фосфора величиной менее 0,015 вес. %.
S:сера ухудшает ударную вязкость и деформируемость обработанной согласно изобретению стали из-за образования MnS. По этой причине содержание серы в обработанной согласно изобретению стали не должно составлять более 0,010 вес. %. Такое низкое содержание серы можно получить, как известно, например, обработкой с применением CaSi. Для надёжного исключения отрицательного воздействия серы на свойства обработанной согласно изобретению стали содержание серы может быть ограничено величиной не более 0,003 вес. %.
Al: алюминий также применяется в качестве раскислителя, препятствуя благодаря образованию AlN росту аустенитного зерна при аустенитизации. Если содержание алюминия составляет менее 0,020 вес. %, то процессы раскисления протекают не полностью. Если же содержание алюминия превышает верхнюю границу 0,050 вес. %, то могут образовываться включения из Al2O3. Они отрицательно влияют на степень чистоты и показатели вязкости.
N:сопутствующий элемент азот образует вместе с алюминием AlN или вместе с титаном TiN. Если же содержание азота слишком большое, то ухудшаются показатели вязкости. Для предупреждения этого для обработанной согласно изобретению стали установлен верхний предел по содержанию азота, составляющий 0,006 вес. %.
Cr:хром может вводиться в обработанную согласно изобретению сталь факультативно для улучшения прочностных показателей. Если содержание хрома слишком большое, то это естественно отрицательно скажется на свариваемость и вязкость в зоне теплового воздействия. Поэтому для обработанной согласно изобретению стали верхний предел по содержанию хрома установлен равным 0,40 вес. %.
Nb:ниобий содержится в обработанной согласно изобретению стали для повышения прочностных показателей путём измельчения зёрен аустенитной структуры при прокатке с управляемой температурой или путём дисперсионного твердения при сматывании в рулон. Для этого в обработанной согласно изобретению стали содержание ниобия составляет от 0,060 до 0,070 вес. %. Если это содержание ниобия ниже указанного диапазона, то прочностные показатели не достигаются. Если же содержание ниобия превышает верхний предел указанного диапазона, то ухудшаются свариваемость и вязкость в зоне теплового воздействия при сварке.
В: содержание бора в обработанной согласно изобретению стали составляет 0,0005 – 0,0025 вес. %. Бор применяется для поддержания прочностных показателей и улучшения закаливаемости. Однако слишком большое содержание бора снижает показатели вязкости.
Ti:титан также способствует повышению прочностных свойств в результате предупреждения роста зёрен при аустенитизации или в результате дисперсионного твердения во время сматывании в рулон. Для того, чтобы это обеспечить, содержание титана в обработанной согласно изобретению стали должно составлять от 0,09 до 0,13 вес. %. Если же содержание титана меньше 0,09 вес. %, то требуемые по изобретению прочностные показатели не достигаются. Если верхний предел приведённого выше диапазона содержания титана превышается, то ухудшаются свариваемость и вязкость в зоне теплового воздействия при сварке.
Cu, Ni, V, Mo и Sb выступают в качестве сопутствующих элементов, попадающих в обрабатываемую согласно изобретению сталь в виде технически неизбежных примесей в процессе выплавки стали. Их содержание ограничивается количествами, которые не сказываются на требуемые согласно изобретению свойства обрабатываемой согласно изобретению стали. Для этого содержание меди ограничено количеством не более 0,12 вес. %, содержание никеля количеством менее 0,1 вес. %, содержание ванадия количеством не более 0,01 вес. %, содержание молибдена количеством менее 0,004 вес. % и содержание сурьмы количеством также менее 0,004 вес. %.
Для обеспечения хорошей свариваемости содержание элементов: С, Mn, Cr, Mo, V, Cu, Ni в сплаве согласно изобретению может задаваться в установленных согласно изобретению пределах таким образом, что для углеродного эквивалента СЕ, рассчитанного по формуле:
СЕ = %C + %Mn/6 + (%Cr + %Mo + %V) /5 + (%Cu + %Ni) / 15,
где:
%С – содержание С в вес. %,
%Mn – содержание Mn в вес. %,
%Cr – содержание Cr в вес. %,
%Mn – содержание Mn в вес. %,
%V - содержание V в вес. %,
%Cu – содержание Cu в вес. %,
%Ni – содержание Ni в вес. %,
будет действительно:
СЕ ≤ 0,5 вес. %.
После отливки сляба снова проводится нагрев до температуры аустенитизации, составляющей 1200 – 1300°С. Верхний предел температурного диапазона, до которого нагревают сляб при аустенитизации, не должен быть превышен для исключения роста аустенитного зерна и интенсивного образования окалины. В заданном согласно изобретению диапазоне температуры повторного нагрева 1200 – 1300°С ещё не происходит повышенного образования красной окалины, способной снизить качество поверхности полученного согласно изобретению стального прокатного плоского изделия. Красная окалина возникает при обработке слябов с составом согласно изобретению исключительно в процессе горячей прокатки (этапы «г», «д» способа согласно изобретению), если после повторного нагрева на поверхности сляба присутствует слишком много первичной окалины.
Нижний предел температуры повторного нагрева задаётся напротив таким образом, что при равномерном распределении температуры достигается требуемая гомогенизация структуры. С этой температуры начинается по существу полное растворение содержащихся в соответствующем слябе крупных выделений карбонитридов титана и ниобия в аустените. При заключительном сматывании в рулон начисто горячекатаного стального плоского изделия (этап «ж» способа согласно изобретению) могут затем вновь образовываться мелкие выделения карбонитридов титана или ниобия, которые, как пояснялось, существенно способствуют повышению прочностных показателей. Таким образом гарантируется, что произведённые и имеющие состав согласно изобретению стальные прокатные плоские изделия будут регулярно иметь минимальный предел текучести 700 МПа.
Согласно изобретению температура повторного нагрева во время аустенитизации соответствующего сляба составляет не менее 1200°С с тем, чтобы достигался требуемый эффект по возможности полного растворения выделений TiC и NbC. При температуре аустенитизации ниже 1200°С количество растворённых в аустените карбидных выделений титана и ниобия настолько незначительно, что используемые согласно изобретению эффекты не наступают. Поэтому лежащая ниже 1200°С температура повторного нагрева при обработке стальных прокатных плоских изделий, имеющих состав согласно оптимальному выбору сплава по изобретению, могла бы не обеспечить требуемые прочностные показатели. Особенно надёжно достигается по возможности полное растворение выделений TiC и NbC в том случае, когда температура повторного нагрева составляет не менее 1250°С.
Стальное прокатное плоское изделие, отвечающее самым жёстким требованиям к качеству своей поверхности, может быть получено в результате того, что перед черновой прокаткой полностью удаляется присутствующая на слябе окалина. Это может достигаться таким образом, что с поверхности сляба после его выхода из печи и по возможности непосредственно перед черновой прокаткой полностью удаляется окалина. Для этого сляб может пропускаться через обычный промыватель для удаления окалины.
Для получения стального прокатного плоского изделия с оптимальным качеством поверхности время t_1, которое требуется для перемещения сляба от рабочей позиции (повторный нагрев, этап в)) или для факультативно проводимого после повторного нагрева «удаления первичной окалины (этап в’)» до начала конечной горячей прокатки (этап д)), может составлять не более 300 секунд. Это включает в себя оптимальным образом и черновую прокатку. За такое короткое время перемещения первичная окалина вновь возникает в таком малом количестве, что образующаяся из неё при горячей прокатке красная окалина не является вредной для качества поверхности полученного после горячей прокатки стального плоского изделия. В том случае, когда перед черновой прокаткой проводится удаление окалины, длительность доставки от агрегата для удаления окалины к клети черновой прокатки должна составлять не более 30 секунд. Следовательно при таком коротком времени доставки на предварительно очищенном от окалины слябе не образуется или образуется в любом случае лишь безвредный тонкий оксидный слой.
На этапе г) соответственно подготовленный сляб подвергается черновой прокатке при температуре 950 – 1250°С. Обжатие при черновой прокатке составляет в целом не менее 50%. При этом считается суммарным обжатием Δhv отношение, выведенное из разницы толщин сляба до (толщина dVv) и после (толщина dNv) черновой прокатки и толщины dVv сляба перед черновой прокаткой: (Δhv [%] = (dVv – dNv) / dVv x 100%).
Нижний предел диапазона температуры черновой прокатки и минимальный показатель суммарного обжатия Δhv установлены при этом так, что процессы рекристаллизации в слябе после черновой прокатки могут полностью завершаться. Благодаря этому гарантируется образование мелкозернистой аустенитной структуры перед чистовой прокаткой, в результате чего достигаются оптимизированные показатели вязкости и относительного удлинения при разрыве произведённого согласно изобретению стального прокатного плоского изделия.
Время выдержки и перерыва t_2 между черновой и чистовой прокатками ограничено 50 секундами для предупреждения нежелательного роста аустенитных зёрен.
На этапе д) за черновой прокаткой следует горячая прокатка прокатанного начерно сляба с получением стального горячекатаного плоского изделия толщиной обычно 3 – 15 мм. Стальные плоские прокатные изделия с такими толщинами называются на языке специалистов котельной сталью.
При этом конечная температура горячей прокатки составляет 800 – 880°С. Благодаря соблюдению такого диапазона конечной температуры горячей прокатки достигается сильно вытянутое аустенитное зерно в структуре изготовленной горячекатаной ленты. Благодаря сравнительно низкой конечной температуре горячей прокатки усиливается эффект этой прокатки. В структуре изготовленной горячекатаной ленты присутствует богатый дислокациями аустенит. После интенсивного охлаждения (этап е)) аустенит превращается в богатый дислокациями, мелкоструктурный бейнит, в результате чего возрастает предел текучести. Верхний предел диапазона конечной температуры горячей прокатки установлен таким, что не происходит рекристаллизации аустенита при горячей прокатке на чистовой линии. Это также способствует образованию мелкозернистой структуры. Нижняя предельная температура составляет, по меньшей мере, 800°С с тем, чтобы во время прокатки не мог образовываться феррит.
Обжатие Δhf при чистовой прокатке составляет в целом не менее 70%, причём здесь обжатие Δhf рассчитывается по формуле: Δhf = (dVf – dNf) / dVf x 100% (где: dVf – толщина прокатного изделия на входе в линию чистовой горячей прокатки, dNf – толщина прокатного изделия на выходе из линии чистовой горячей прокатки). Вследствие большого обжатия Δhf происходит фазовое преобразование сильно деформированного аустенита. Это положительно сказывается на мелкозернистость, в результате чего в структуре полученного согласно изобретению стального прокатного плоского изделия присутствуют зёрна малого размера.
После выхода стального начисто горячекатаного плоского изделия из последней клети чистовой линии горячей прокатки начинается в течение не более 10 секунд интенсивное охлаждение, в результате которого стальное горячекатаное плоское изделие охлаждается со скоростью dT, равной не менее 40 К/с, до температуры сматывания в рулон, составляющей 550 – 620°С.
Перерыв для охлаждения после горячей прокаткой и управляемым ускоренным охлаждением не происходило нежелательных структурных прокатки составляет не более 10 с для предупреждения того, чтобы между горячей изменений.
Благодаря соблюдению заданного согласно изобретению диапазона температуры сматывания в рулон создаются условия для образования бейнитной структуры произведённого согласно изобретению стального прокатного плоского изделия.
Одновременно с этим выбор температуры намотки в рулон оказывает решающее влияние на дисперсионное твердение. Для этого диапазон температуры намотки в рулон выбирается согласно изобретению таким образом, что он, с одной стороны, лежит ниже температуры начала образования бейнита и, с другой стороны, соответствует максимуму дисперсионных выделений, необходимых для образования выделений карбонитридов. Однако слишком низкая температура намотки в рулон может привести к тому, что более не будет полезен потенциал выделений и следовательно не будет достигнут требуемый минимальный предел текучести. При этом условия охлаждения выбираются согласно изобретению так, чтобы в стальном горячекатаном плоском изделии содержалась непосредственно перед намоткой в рулон бейнитная структура при фазовой доле не менее 70%. Последующее образование бейнита происходит тогда в рулоне. С учётом требуемой комбинации свойств оказывается при этом оптимальным, чтобы структура полученного согласно изобретению стального горячекатаного плоского изделия после намотки в рулон состояла в техническом смысле полностью из бейнита. Это достигается в результате соблюдения заданного согласно изобретению диапазона температуры намотки в рулон.
Благодаря высокой скорости охлаждения предупреждается образование нежелательных фазовых компонентов. Для получения оптимально ровного стального прокатного изделия скорость охлаждения после горячей прокатки может быть при этом ограничена 150 К/с.
Предел текучести стальных горячекатаных плоских изделий согласно изобретению, произведённых описанным выше образом, надёжно составляет 700 – 850 МПа. Их относительное удлинение до разрыва составляет при этом не менее 12%. Столь же регулярно достигается предел прочности при растяжении стальных прокатных плоских изделий согласно изобретению, составляющий 750 – 950 МПа. Ударная вязкость изделий согласно изобретению составляет при -20°С от 50 до 110 Дж и при -40°С - от 30 до 110 Дж.
Полученные согласно изобретению стальные прокатные плоские изделия имеют мелкозернистую структуру со средним размером зерна, не превышающим 2 мкм, что обеспечивает хорошие показатели относительного удлинение при разрыве и вязкости.
При использовании способа согласно изобретению приведённые выше свойства стального горячекатаного плоского изделия сохраняются после намотки в состоянии после прокатки. Дополнительная термообработка для получения или усиления определённых важных свойств предназначенного для применения в автомобилестроении высокопрочного листа не требуется.
Ниже изобретение подробнее поясняется с помощью примеров выполнения.
Расплавы А – Е стали с приведённым в таблице 1 составом были приготовлены и разлиты известным образом с получением слябов 1 – 26.
Затем состоящие из сталей А – Е слябы были нагреты до температуры TW повторного нагрева.
Из печи повторного нагрева повторно нагретые слябы были перемещены в течение менее 30 секунд в промыватель для удаления окалины, в котором присутствовавшая на слябах первичная окалина была удалена.
Затем выходящие из промывателя слябы были перемещены к клети черновой прокатки, в которой слябы прокатывались начерно при температуре TVW и общем обжатии Δhv.
После этого прокатанные начерно слябы подверглись чистовой горячей прокатке в линии чистовой горячей прокатки с получением горячекатаных лент толщиной BD и шириной ВВ. Горячая прокатка завершилась общим обжатием Δhf в линии чистовой горячей прокатки при температуре горячей прокатки TEW. Время, прошедшее между выходом из промывателя для удаления окалины и началом чистовой горячей прокатки, составило соответственно менее 300 с.
Вышедшее из последней клети стальное начисто горячекатаное плоское изделие после перерыва t_p от 1 до 7 с, во время которого происходило медленное охлаждение на воздухе, было затем интенсивно охлаждёно водой со скоростью dT от 50 до 120 К/с до температуры НТ сматывания в рулон. После охлаждения стальные прокатные плоские изделия уже имели не менее 70 об. % бейнитной структуры.
При этой температуре НТ сматывания полученные горячекатаные ленты были смотаны в рулон. В процессе охлаждения стальных прокатных плоских изделий в рулоне произошло полное превращение структуры в бейнит, вследствие чего полученные стальные прокатные плоские изделия обладали в техническом смысле 100 об. % бейнитной структуры.
В таблицах 2а, 2b приведены заданные при обработке слябов 1 – 26 технологические параметры: температура ТW повторного нагрева, температура TVW черновой прокатки, общее обжатие Δhv при черновой прокатке, время t_1 между удалением окалины, проводившимся после повторного нагрева и перед черновой прокаткой, и началом чистовой горячей прокатки, время t_2 между черновой прокаткой и горячей прокаткой, общее обжатие Δhf при чистовой прокатке, температура TEW конечной прокатки, перерыв t_p для охлаждения между окончанием горячей прокатки и началом форсированного охлаждения, скорость охлаждения dT, температура НТ при намотке, толщина BD ленты и ширина ВВ ленты.
Механические свойства и структура полученных горячекатаных лент были исследованы.
Испытания на растяжение для определения предела текучести ReH, предела прочности Rm при растяжении и относительного удлинения А при разрыве проводились в соответствии со стандартом DIN EN ISO 6892-1 на продольных образцах горячекатаных лент.
Испытания на ударный изгиб для определения ударной вязкости Av при -20°С или -40°С и -60°С проводились на продольных образцах в соответствии со стандартом DIN EN ISO 148-1.
Исследования структуры проводились с помощью оптического и растрового электронного микроскопов. Для этого были отобраны пробы из одной четверти ширины ленты, подготовили в виде продольного шлифа и протравили ниталом (т.е. спиртовой азотной кислотой при доли азотной кислоты 3 об. %) или дисульфитом натрия. Определение структурных компонентов проводилось поверхностным анализом в слое образца, равном 1/3 толщины листа, как описано у H. Schumann und H. Oettel “Metallographie” 14-е издание, 2005, изд. Wiley-VCH Verlag GmbH & Co. KGaA, г. Вайнхайм.
Механические свойства и структурные компоненты произведённых согласно изобретению горячекатаных лент приведены в таблице 3. Полученные способом настоящего изобретения ленты и листы обладают высокими прочностными показателями при хороших показателях вязкости и хорошем относительном удлинении при разрыве.
Пределы текучести полученных описанным выше способом горячекатаных лент составляют от 700 до 790 МПа. Относительное удлинение при разрыве составляет не менее 12%, предел прочности при растяжении – 750 – 880 МПа. Ударная вязкость при -20°С находится в пределах 60 – 100 Дж. При -40°С ударная вязкость составляет от 40 до 75 Дж и при -60°С - от 30 до 70 Дж.
Таблица 1
Сталь C Si Mn P S Al N Cr Nb B Ti Cu Ni V Mo Sb
A 0,060 0,42 1,77 0,012 0,0010 0,034 0,0046 0,04 0,062 0,0020 0,110 0,02 0,03 0,010 0,004 0,004
B 0,053 0,49 1,75 0,015 0,0014 0,034 0,0049 0,06 0,066 0,0020 0,091 0,02 0,03 0,005 0,004 0,004
C 0,061 0,22 1,79 0,014 0,0021 0,050 0,0047 0,04 0,063 0,0019 0,097 0,02 0,02 0,003 0,004 0,004
D 0,065 0,20 1,8 0,014 0,0021 0,040 0,0047 0,04 0,065 0,0005 0,110 0,02 0,02 0,003 0,004 0,004
E 0,070 0,03 1,89 0,011 0,0014 0,042 0,0051 0,04 0,060 0,0005 0,130 0,02 0,03 0,008 0,004 0,004
Данные в вес. %, остальное – железо и неизбежные примеси
Таблица 2а
№ Сталь Темп. повт.
нагрева (TW)		 Общее
обжатие,
Δhv		 Темп.
черн.
прокатки		 Время,
t_1		 Время,
t_2		 Обжатие, Δhf Конеч. темп. прокатки,
TEW		 Перерыв для
охл., t_p		 Скорость
охлаждения		 Температура
намотки		 Толщина
ленты		 Ширина
ленты
°С % °С c c % °C c К/с °С мм мм
1 А 1293 85 1070 220 40 90 905 1 100 600 4 1525
2 А 1296 80 1065 220 40 92 915 1 100 600 4 1525
3 А 1288 80 1045 225 40 92 895 2 100 605 4 1525
4 А 1287 85 1045 230 42 90 880 2 100 605 4 1530
5 А 1269 82 1055 230 40 91 890 2 100 600 4 1525
6 А 1300 82 1050 240 45 82 835 3 70 600 8 1545
7 А 1296 82 1050 245 41 82 810 4 70 600 8 1545
8 А 1305 76 1060 240 42 86 825 4 70 600 8 1755
9 А 1247 76 1040 260 44 83 800 6 50 580 10 1530
10 В 1291 80 1060 230 40 90 910 2 100 600 5 1630
11 В 1309 80 1110 240 44 90 870 2 100 610 5 1630
12 В 1288 85 1070 230 40 88 890 2 100 600 5 1540
13 В 1304 76 1055 240 40 90 860 2 90 600 6 1540
14 В 1285 85 1030 255 42 75 800 5 50 590 10 1550
15 В 1296 85 1100 210 40 93 850 2 120 600 3 1280
16 В 1298 82 1090 200 40 93 900 1 120 580 3 1275
Таблица 2а
№ Сталь Темп. повт.
нагрева (TW)		 Общее
обжатие,
Δhv		 Темп.
черн.
прокатки		 Время,
t_1		 Время,
t_2		 Обжатие, Δhf Конеч.
темп.
прокатки,
TEW		 Перерыв для
охл., t_p		 Скорость
охлаждения		 Температура
намотки		 Толщина
ленты		 Ширина
ленты
°С % °С c c % °C c К/с °С мм мм
17 B 1206 82 1067 205 40 93 870 1 120 610 3 1275
18 C 1289 85 1040 260 45 75 800 6 50 550 10 1550
19 C 1291 85 1090 235 42 85 880 2 90 605 6 1535
20 C 1214 82 1070 230 40 91 865 2 100 600 4 925
21 D 1290 85 1090 205 40 93 890 1 120 620 3 1280
22 D 1285 82 1080 200 40 93 900 1 120 575 3 1275
23 E 1290 76 1060 260 43 83 800 6 50 598 10 1550
24 E 1290 78 1090 235 40 89 860 3 90 615 6 1535
25 E 1290 80 1040 260 45 76 800 7 50 590 12 1530
26 E 1285 78 1045 260 45 73 822 7 50 570 15 1530
Таблица 3
№ Сталь Слой на рулоне Испытание на растяжение, вдоль Испытание на ударный
изгиб, вдоль		 Структурные
компоненты
ReH Rm A Av-20°C Av-40°C Av-60°C
МПа МПа % Дж Дж Дж Об. %
1 А Начало 770 852 19,0 н. о. н. о. н. о. 100 бейнит
2 А Начало 762 837 17,0 н. о. н.о. н. о. 100 бейнит
3 А Начало 749 819 18,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
4 А Начало 754 818 21,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
5 А Начало 737 809 24,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
6 А Начало 736 834 20,3 70 44 31 100 бейнит
7 А Начало 739 842 15,7 81 62 31 100 бейнит
8 А Начало 716 817 17,2 62 40 31 100 бейнит
9 А Начало 733 832 23,5 79 68 65 100 бейнит
10 В Начало 750 852 16,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
11 В Начало 752 841 22,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
12 В Начало 736 829 20,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
13 В Начало 734 860 17,0 99 48 33 100 бейнит
14 В Начало 717 846 18,0 84 58 30 100 бейнит
15 В Начало 782 864 23,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
16 В Начало 779 857 24,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
17 В Начало 720 819 23,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
18 С Начало 705 813 19,1 97 73 30 100 бейнит
19 С Начало 718 783 24,0 80 60 31 100 бейнит
20 С Начало 710 790 24,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
21 D Начало 720 850 22,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
22 D Начало 760 823 22,0 н. о. н. о. н.о. 100 бейнит
23 Е Начало 712 820 20,0 97 73 30 100 бейнит
24 Е Начало 713 825 23,0 80 60 31 100 бейнит
25 Е Начало 733 809 21,0 72 53 42 100 бейнит
26 Е Начало 727 821 19,2 83 76 67 100 бейнит
н.о. – не определено

Claims (43)

1. Способ получения стального плоского изделия с пределом текучести не менее 700 МПа и с не менее 70% бейнитной структуры, включающий в себя следующие этапы:
а) приготовление стального расплава следующего состава, вес. %:
C 0,05 - 0,08,
Si 0,015 - 0,500,
Mn 1,60 - 2,00,
P до 0,025,
S до 0,010,
Al 0,020 - 0,050,
N до 0,006,
Cr до 0,40,
Nb 0,060 - 0,070,
B 0,0005 - 0,0025,
Ti 0,090 - 0,130,
а также технически неизбежные примеси, в которые входят: до 0,12 Cu, до 0,100 Ni, до 0,010 V, до 0,004 Мо и до 0,004 Sb,
остальное – железо,
б) разливка расплава для получения сляба,
в) повторный нагрев сляба до температуры 1200 - 1300°С,
г) черновая прокатка сляба при температуре 950 - 1250°C с суммарным обжатием не менее 50%,
д) горячая чистовая прокатка чернового сляба, завершающаяся при температуре 800 - 880°С,
е) интенсивное охлаждение, начинающееся после горячей чистовой прокатки не более чем через 10 с, подвергнутого горячей чистовой прокатке плоского стального изделия со скоростью охлаждения не менее 40 К/с до температуры сматывания, составляющей 550 - 620°С,
ж) сматывание подвергнутого горячей чистовой прокатке плоского стального изделия.
2. Способ по п. 1, характеризующийся тем, что применяется следующее условие для углеродного эквивалента СЕ, посчитанного по формуле СЕ = C + Mn/6 + (Cr + Mo + V) /5 + (Cu + Ni) / 15, где
С - содержание С, вес. %,
Mn - содержание Mn, вес. %,
Cr - содержание Cr, вес. %,
Mo - содержание Mo, вес. %,
V - содержание V , вес. %,
Cu - содержание Cu, вес. %,
Ni - содержание Ni, вес. %,
стального расплава, приготовленного на этапе а):
СЕ ≤ 0,5 вес. %.
3. Способ по п. 1 или 2, характеризующийся тем, что температура повторного нагрева составляет 1250 - 1300°С.
4. Способ по любому из пп. 1-3, характеризующийся тем, что на этапе в'), находящемся между повторным нагревом (этап в)) и черновой прокаткой (этап г)), удаляется первичная окалина, налипшая на обработанном слябе.
5. Способ по любому из пп. 1-4, характеризующийся тем, что время перемещения сляба от каждой предшествующей стадии (этап в) или опционально этап в')) к месту горячей чистовой прокатки (этап д)) не превышает 300 с.
6. Способ по любому из пп. 1-5, характеризующийся тем, что время выдержки между черновой прокаткой (этап г)) и горячей чистовой прокаткой (этап д)) составляет не более 50 с.
7. Способ по любому из пп. 1-6, характеризующийся тем, что скорость охлаждения на этапе е) составляет не более 150 К/с.
8. Способ по любому из пп. 1-7, характеризующийся тем, что толщина полученного после горячей прокатки стального горячекатаного плоского изделия составляет 3 - 15 мм.
9. Способ по любому из пп. 1-8, характеризующийся тем, что предел текучести стального горячекатаного плоского изделия после намотки составляет 700 - 850 МПа.
10. Способ по любому из пп. 1-9, характеризующийся тем, что относительное удлинение при разрыве полученного после намотки стального горячекатаного плоского изделия составляет не менее 12%.
11. Способ по любому из пп. 1-10, характеризующийся тем, что предел прочности при растяжении полученного после намотки стального горячекатаного плоского изделия составляет 750 - 950 МПа.
12. Способ по любому из пп. 1-11, характеризующийся тем, что ударная вязкость полученных после намотки стальных горячекатаных плоских изделий при -20°С составляет от 50 до 110 Дж.
13. Способ по любому из пп. 1-12, характеризующийся тем, что полученные после намотки стальные горячекатаные плоские изделия содержат, за исключением технически неизбежных прочих структурных компонентов, только структуру бейнита.
14. Способ по любому из пп. 1-13, характеризующийся тем, что средний диаметр зёрен в структуре полученных после намотки стальных горячекатаных плоских изделий составляет не более 20 мкм.
RU2016141474A 2014-03-25 2015-03-18 Способ получения высокопрочного стального прокатного плоского изделия RU2675183C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP14161606.0 2014-03-25
EP14161606.0A EP2924140B1 (de) 2014-03-25 2014-03-25 Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten Stahlflachprodukts
PCT/EP2015/055685 WO2015144529A1 (de) 2014-03-25 2015-03-18 Verfahren zur erzeugung eines hochfesten stahlflachprodukts

Publications (3)

Publication Number Publication Date
RU2016141474A RU2016141474A (ru) 2018-04-27
RU2016141474A3 RU2016141474A3 (ru) 2018-11-06
RU2675183C2 true RU2675183C2 (ru) 2018-12-17

Family

ID=50382300

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2016141474A RU2675183C2 (ru) 2014-03-25 2015-03-18 Способ получения высокопрочного стального прокатного плоского изделия

Country Status (15)

Country Link
US (2) US10280477B2 (ru)
EP (2) EP2924140B1 (ru)
JP (1) JP6603669B2 (ru)
KR (1) KR20160137588A (ru)
CN (1) CN106133154A (ru)
BR (1) BR112016022053B1 (ru)
CA (1) CA2941202C (ru)
DK (2) DK2924140T3 (ru)
ES (2) ES2745046T3 (ru)
MX (1) MX2016012491A (ru)
PL (2) PL3305935T3 (ru)
RU (1) RU2675183C2 (ru)
SI (2) SI2924140T1 (ru)
UA (1) UA117959C2 (ru)
WO (1) WO2015144529A1 (ru)

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2905348B1 (de) * 2014-02-07 2019-09-04 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt mit bainitisch-martensitischem Gefüge und Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
PL3305935T3 (pl) * 2014-03-25 2019-11-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Płaski produkt stalowy o wysokiej wytrzymałości i zastosowanie płaskiego produktu stalowego o wysokiej wytrzymałości
ES2906276T3 (es) 2017-01-20 2022-04-18 thyssenkrupp Hohenlimburg GmbH Producto plano de acero laminado en caliente que está constituido por un acero de fase compleja con estructura predominantemente bainítica y procedimiento para la fabricación de un producto plano de acero de este tipo
HUE051081T2 (hu) * 2017-02-10 2021-03-01 Outokumpu Oy Melegalakítással gyártott acél alkatrész, gyártási eljárás és az alkatrész felhasználása
KR101949027B1 (ko) * 2017-07-07 2019-02-18 주식회사 포스코 초고강도 열연강판 및 그 제조 방법
US10960487B2 (en) 2017-09-21 2021-03-30 United States Steel Corporation Weldability improvements in advanced high strength steel
WO2019060333A1 (en) * 2017-09-21 2019-03-28 The Nanosteel Company, Inc. ENHANCED WELDABILITY OF ADVANCED HIGH-STRENGTH STEEL
CN110004854A (zh) * 2019-01-21 2019-07-12 北京中交畅观科技发展有限公司 一种三(a)级防护等级公路护栏及其制造方法
EP3719147A1 (de) 2019-04-01 2020-10-07 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung
CN110846555B (zh) * 2019-10-25 2021-01-08 鞍钢股份有限公司 一种大规格高强韧对称球扁钢及其生产方法
CN110863146B (zh) * 2019-10-25 2021-01-08 鞍钢股份有限公司 一种高强度耐腐蚀球扁钢及其生产方法
US20230045924A1 (en) * 2019-12-20 2023-02-16 Tata Steel Ijmuiden B.V. Hot rolled high strength steel strip having high hole expansion ratio
CN111187977B (zh) * 2020-01-07 2021-04-20 北京科技大学 一种690MPa级抗震耐蚀耐火中厚板钢及其制造方法
DE102020205655A1 (de) 2020-05-05 2021-11-11 Sms Group Gmbh Verfahren zum Steuern oder Regeln der Temperatur eines Stahlbandes bei der Warmumformung in einer Warmbandstraße
CN111575589B (zh) * 2020-06-17 2021-04-27 武汉钢铁有限公司 环卫车用超高强度钢及其生产方法
KR102485117B1 (ko) * 2020-08-25 2023-01-04 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법
KR102485116B1 (ko) * 2020-08-26 2023-01-04 주식회사 포스코 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 구조용 극후물 강재 및 그 제조 방법
CN113201694B (zh) * 2021-04-09 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 一种高耐蚀性冷轧低碳钢生产方法
CN114231838A (zh) * 2021-11-17 2022-03-25 邯郸钢铁集团有限责任公司 低残余应力冷成型高强钢s700mc及其生产方法
CN114635079A (zh) * 2022-01-29 2022-06-17 安阳钢铁股份有限公司 一种650MPa轻量化高强度轮辋用钢材及其生产方法
CN115216702A (zh) * 2022-04-25 2022-10-21 安阳钢铁股份有限公司 一种冷冲压用高强油箱托架用钢及其制造方法
CN115287531B (zh) * 2022-07-12 2023-06-23 湖南华菱涟源钢铁有限公司 770MPa直缝焊接钢管用钢及其制造方法
CN115537675B (zh) * 2022-09-15 2023-09-26 武汉钢铁有限公司 一种800MPa级免表面处理商用车用钢及其生产方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2234542C2 (ru) * 1998-12-19 2004-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
JP2006199979A (ja) * 2005-01-18 2006-08-03 Nippon Steel Corp 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
JP2007247049A (ja) * 2006-03-20 2007-09-27 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
EP2130938A1 (en) * 2007-03-27 2009-12-09 Nippon Steel Corporation High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excelling in surface and burring properties and process for manufacturing the same
RU2485202C1 (ru) * 2009-05-27 2013-06-20 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочный стальной лист, стальной лист с нанесенным погружением в расплав защитным покрытием и стальной лист с легированным защитным покрытием, которые имеют отличные усталостные свойства, характеристики удлинения и ударные свойства, и способ получения указанных стальных листов
RU2500820C1 (ru) * 2012-08-29 2013-12-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства проката из низколегированной стали для изготовления элементов конструкций нефтегазопроводов

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07316736A (ja) * 1994-05-26 1995-12-05 Nippon Steel Corp アップセットバット溶接性および成形性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
WO2005031024A1 (ja) * 2003-09-30 2005-04-07 Nippon Steel Corporation 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とその製造方法
US8038809B2 (en) * 2005-03-28 2011-10-18 Kobe Steel, Ltd. High strength hot rolled steel sheet excellent in bore expanding workability and method for production thereof
FI20095528A (fi) * 2009-05-11 2010-11-12 Rautaruukki Oyj Menetelmä kuumavalssatun nauhaterästuotteen valmistamiseksi sekä kuumavalssattu nauhaterästuote
JP5029749B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US20140178712A1 (en) * 2011-08-09 2014-06-26 Naoki Maruyama High yield ratio hot rolled steel sheet which has excellent low temperature impact energy absorption and haz softening resistance and method of production of same
CN103526111B (zh) * 2013-10-17 2015-04-08 马鞍山市安工大工业技术研究院有限公司 屈服强度900MPa级热轧板带钢及其制备方法
PL3305935T3 (pl) * 2014-03-25 2019-11-29 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Płaski produkt stalowy o wysokiej wytrzymałości i zastosowanie płaskiego produktu stalowego o wysokiej wytrzymałości
JP6135577B2 (ja) * 2014-03-28 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2234542C2 (ru) * 1998-12-19 2004-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
JP2006199979A (ja) * 2005-01-18 2006-08-03 Nippon Steel Corp 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
JP2007247049A (ja) * 2006-03-20 2007-09-27 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
EP2130938A1 (en) * 2007-03-27 2009-12-09 Nippon Steel Corporation High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excelling in surface and burring properties and process for manufacturing the same
RU2485202C1 (ru) * 2009-05-27 2013-06-20 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочный стальной лист, стальной лист с нанесенным погружением в расплав защитным покрытием и стальной лист с легированным защитным покрытием, которые имеют отличные усталостные свойства, характеристики удлинения и ударные свойства, и способ получения указанных стальных листов
RU2500820C1 (ru) * 2012-08-29 2013-12-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Способ производства проката из низколегированной стали для изготовления элементов конструкций нефтегазопроводов

Also Published As

Publication number Publication date
EP3305935B1 (de) 2019-05-29
US10280477B2 (en) 2019-05-07
ES2659544T3 (es) 2018-03-16
JP2017512905A (ja) 2017-05-25
US20190203318A1 (en) 2019-07-04
CN106133154A (zh) 2016-11-16
MX2016012491A (es) 2017-01-06
EP2924140A1 (de) 2015-09-30
RU2016141474A (ru) 2018-04-27
EP3305935B9 (de) 2019-12-04
US20170137911A1 (en) 2017-05-18
ES2745046T3 (es) 2020-02-27
PL2924140T3 (pl) 2018-04-30
BR112016022053B1 (pt) 2021-04-27
US10934602B2 (en) 2021-03-02
KR20160137588A (ko) 2016-11-30
DK3305935T3 (da) 2019-09-02
CA2941202C (en) 2018-09-18
DK2924140T3 (en) 2018-02-19
CA2941202A1 (en) 2015-10-01
UA117959C2 (uk) 2018-10-25
PL3305935T3 (pl) 2019-11-29
EP2924140B1 (de) 2017-11-15
WO2015144529A1 (de) 2015-10-01
RU2016141474A3 (ru) 2018-11-06
SI2924140T1 (en) 2018-04-30
SI3305935T1 (sl) 2019-11-29
EP3305935A1 (de) 2018-04-11
JP6603669B2 (ja) 2019-11-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2675183C2 (ru) Способ получения высокопрочного стального прокатного плоского изделия
CN110073018B (zh) 低屈服比方形钢管用热轧钢板及其制造方法、和低屈服比方形钢管及其制造方法
KR100799421B1 (ko) 용접성이 우수한 490ＭＰａ급 저항복비 냉간성형강관 및 그제조방법
CA2936733C (en) High-strength flat steel product having a bainitic-martensitic microstructure and method for producing such a flat steel product
EP3504349B1 (de) Verfahren zur herstellung eines höchstfesten stahlbandes mit verbesserten eigenschaften bei der weiterverarbeitung und ein derartiges stahlband
JP3424619B2 (ja) 高張力冷延鋼板及びその製造方法
US20030098104A1 (en) Hot rolled wire or steel bar for machine structural use capable of dispensing with annealing, and method for producing the same
CN113166885B (zh) 延展性及低温韧性优秀的高强度钢材及其制造方法
JP2023506387A (ja) 冷間圧延熱処理鋼板及びその製造方法
JP2021147630A (ja) 熱延鋼板、角形鋼管、およびそれらの製造方法
JP3915460B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JPH11189842A (ja) 耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
JP2002226943A (ja) 加工性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2000336455A (ja) 高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4380349B2 (ja) 機械的性質が均一な析出強化型熱延鋼板の製造方法
JP5061420B2 (ja) 高張力熱延鋼板の製造方法
JP3169293B2 (ja) 耐衝撃性に優れた自動車用薄鋼板およびその製造方法
RU2821001C1 (ru) Способ получения горячекатаных листов из низколегированной стали
JPH06145786A (ja) 板厚方向の機械的特性差の小さいｈ形鋼の製造方法
WO2022149365A1 (ja) 鋼矢板およびその製造方法
JPH09263838A (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JPH0559485A (ja) 高延性熱延高張力鋼板とその製造方法
JPH07166236A (ja) 疲労特性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2002241844A (ja) マルテンサイト系ステンレス鋼帯および鋼管の製造方法
JPH0925514A (ja) 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法