RU2743946C1

RU2743946C1 - Method of manufacture of cold-rolled high-endurance bars from dual-phase ferritic-martensitic steel

Info

Publication number: RU2743946C1
Application number: RU2019135296A
Authority: RU
Inventors: Ирина Гавриловна Родионова; Александр Александрович Павлов; Ольга Николаевна Бакланова; Александр Алексеевич Ефимов; Наталия Анатольевна Карамышева; Ирина Николаевна Чиркина; Сергей Владимирович Денисов; Вячеслав Евгеньевич Телегин; Дмитрий Юрьевич Лукьянчиков; Сергей Геннадьевич Андреев; Антон Вячеславович Мастяев
Original assignee: Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат"
Priority date: 2019-11-05
Filing date: 2019-11-05
Publication date: 2021-03-01
Also published as: RU2019135296A3

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to manufacture of cold-rolled high-endurance bars from dual-phase ferritic-martensitic steel used in automobile industry. The method includes melting, teeming hot-rolling, cold-rolling and recrystallization annealing of steel. The steel is melted containing, in % wt.: carbon 0.11 to 0.15, silicon 0.02 to 0.50, manganese 2.0 to 2.4, chrome 0.25 to 0.55, molybdenum 0.10 to 0.30, niobium 0.01 to 0.03, iron and other unavoidable impurities. The finishing temperature of hot-rolling is 830 to 880 °C. Annealing is performed in a continuous annealing aggregate under conditions including heating to the annealing temperature of 760 to 800 °C, holding, slow cooling to a temperature lower than Ar₃, fast cooling to the starting overaging temperature, overaging and final cooling. The finishing temperature of fast cooling is 250 to 300 °C. The tension of the bar at the stages of heating and holding corresponds with unit load of 8 to 10 N/mm ², 9 to 10 N/mm² at the stages of slow and fast cooling and 6 to 8 N/mm ² at the overaging stage.

EFFECT: increased formability of a cold-rolled high-endurance bar from dual-phase ferritic-martensitic steel is achieved.

1 cl, 2 tbl

Description

Изобретение относится к области металлургии, а именно к способам производства холоднокатаных высокопрочных листовых двухфазных ферритно-мартенситных сталей, которые могут быть использованы в автомобильной промышленности. В настоящее время все более востребованы такие стали со значением предела прочности 980 МПа и более. Производимые в настоящее время стали такого уровня прочности, как правило, имеют сравнительно высокие значения предела текучести, а также низкие значения относительного удлинения, что затрудняет получение из них изделий методами холодной штамповки.The invention relates to the field of metallurgy, and in particular to methods for the production of cold-rolled high-strength sheet two-phase ferritic-martensitic steels that can be used in the automotive industry. At present, such steels with a tensile strength of 980 MPa and more are increasingly in demand. Currently produced steels of this strength level, as a rule, have relatively high values of the yield strength, as well as low values of the relative elongation, which makes it difficult to obtain products from them by cold stamping methods.

Известен способ непрерывного отжига холоднокатаной двухфазной ферритно-мартенситной стали. Способ непрерывного отжига выполняется в соответствии со следующими этапами: (1) выбор холоднокатаной полосы из двухфазной стали, содержащей следующее соотношение компонентов, % мае: углерод 0,06-0,09, кремний 0,18-0,49, марганец 1,65-1,90, хром 0,15-0,18, алюминий 0,03-0,05, азот 0,003-0,005, фосфор не более 0,02, сера не более 0,004, железо и неизбежные примеси - остальное; (2) нагрев со скоростью 2-10°С/с до 760-840°С и выдержка в течение 60-180 с; (3) охлаждение со скоростью 15-25°С/с до 660-700°С, дальнейшее охлаждение со скоростью 60-100°С/с до 250-270°С и выдержка в течение 30-60 с; (4) выполнение вторичного нагрева со скоростью 30-100°С/с до 310-380°С, затем охлаждение до 260-280°С в течение 600-750 с и охлаждение на воздухе до комнатной температуры, чтобы завершить непрерывный отжиг. В способе, предусмотренном изобретением, цементит имеет достаточно времени для зарождения; способствует диффузии углерода. Предел текучести уменьшается и составляет 287 ~ 320 МПа, предел прочности увеличивается в пределах 695 ~ 710 МПа, относительное удлинение находится в пределах от 31 до 37%, отношение предела текучести к пределу прочности снижается в пределах от 0,41 до 0,45, а механические свойства двухфазной стали улучшаются. Недостатком данного способа является сравнительно низкое значение предела прочности, невозможность получения его значений, соответствующих требованиям к классу прочности 980.A known method of continuous annealing of cold-rolled two-phase ferritic-martensitic steel. The continuous annealing method is performed in accordance with the following steps: (1) selection of a cold-rolled strip made of duplex steel containing the following ratio of components, wt%: carbon 0.06-0.09, silicon 0.18-0.49, manganese 1.65 -1.90, chromium 0.15-0.18, aluminum 0.03-0.05, nitrogen 0.003-0.005, phosphorus no more than 0.02, sulfur no more than 0.004, iron and inevitable impurities - the rest; (2) heating at a rate of 2-10 ° C / s up to 760-840 ° C and holding for 60-180 s; (3) cooling at a rate of 15-25 ° C / s to 660-700 ° C, further cooling at a rate of 60-100 ° C / s to 250-270 ° C and holding for 30-60 s; (4) performing secondary heating at a rate of 30-100 ° C / s to 310-380 ° C, then cooling to 260-280 ° C for 600-750 s and cooling in air to room temperature to complete the continuous annealing. In the method provided by the invention, the cementite has sufficient time to nucleate; promotes carbon diffusion. The yield strength decreases and is 287 ~ 320 MPa, the tensile strength increases within 695 ~ 710 MPa, the elongation is in the range from 31 to 37%, the ratio of the yield strength to the tensile strength decreases from 0.41 to 0.45, and the mechanical properties of the duplex steel are improved. The disadvantage of this method is the relatively low value of the ultimate strength, the impossibility of obtaining its values that meet the requirements for strength class 980.

(Заявка на изобретение CN 103952523(A) C21D 1/26, C21D 9/56, С22С 38/38 опубликована 30.07.2014)(Application for invention CN 103952523 (A) C21D 1/26, C21D 9/56, C22C 38/38 published on 07/30/2014)

Известен способ производства листового проката из двухфазной стали. Наряду с прочностью выше 950 МПа и высокой способностью к деформированию, листовой прокат из двухфазной стали обладает свойствами поверхности, позволяющими изготавливать детали сложной формы, например, автомобильные шасси, без покрытия или с антикоррозионным покрытием. Это достигается благодаря тому, что сталь, в соответствии с изобретением, состоит из 20-70% мартенсита, до 8% остаточного аустенита и остальное феррит и/или бейнит, и содержит, % мае: С: 0,10-0,20, Si: 0,10-0,60, Mn: 1,50-2,50, Cr: 0,20-0,80, Ti: 0,02-0,08, В: <0,0020, Mo: <0,25, Al: <0,10, Р≤0,2, S≤0,01, N≤0,012, остальное железо и неизбежные примеси. Листовой металл может быть использован в виде горячекатаной или холоднокатаной полосы. Листовой металл имеет удлинение>10% и предел текучести>580 МПа. Недостатком данного способа является сравнительно низкая пластичность.A known method for the production of sheet metal from two-phase steel. Along with a strength above 950 MPa and a high deformability, duplex steel sheet has surface properties that allow the manufacture of complex-shaped parts, for example, automobile chassis, without coating or with an anti-corrosion coating. This is achieved due to the fact that the steel, in accordance with the invention, consists of 20-70% martensite, up to 8% retained austenite and the rest ferrite and / or bainite, and contains, wt%: C: 0.10-0.20, Si: 0.10-0.60, Mn: 1.50-2.50, Cr: 0.20-0.80, Ti: 0.02-0.08, B: <0.0020, Mo: < 0.25, Al: <0.10, P≤0.2, S≤0.01, N≤0.012, the rest is iron and inevitable impurities. Sheet metal can be used as hot rolled or cold rolled strip. The sheet metal has an elongation> 10% and a yield point> 580 MPa. The disadvantage of this method is the relatively low plasticity.

(Заявка на изобретение WO 2009021897(A1) C21D 8/02, C21D 9/46, С22С 38/04 опубликована 19.02.2009)(Application for invention WO 2009021897 (A1) C21D 8/02, C21D 9/46, C22C 38/04 published on 19.02.2009)

Известен способ производства холоднокатаных листов из двухфазной стали, обладающей очень высокой прочностью, и полученные таким способом листы. Из стали, содержащей в % мас.: 0,055≤С≤0,095, 2≤Mn≤2,6, 0,005≤Si≤0,35, S≤0,005, Р≤0,050, 0,1≤Al≤0,3, 0,05≤Мо≤0,2, 0,2≤Cr≤0,5, при условии, что Cr+2Mo≤0,6, Ni<0,l, 0,010≤Nb≤0,040, 0,010≤Ti≤0,050, 0,0005≤B≤0,0025, 0,002≤N≤0,007, остальное железо и неизбежные примеси, возникающие при плавке, отливают полуфабрикат. Нагревают его до 1150°C≤T_R≤1250°C и подвергают горячей прокатке при температуре конца прокатки T_FL≤Ar3, а затем сматывают в рулон при температуре в пределах 500°С≤T_bob≤570°С. Очищают от окалины и проводят холодную прокатку при обжатии от 30 до 80%. Полученный холоднокатаный полуфабрикат нагревают со скоростью 1°С/сек≤V_C≤5°С/сек до температуры отжига Тм, определяемой как Ас1+40°С≤Тм≤Ас3-30°С, при которой выдерживают в течение времени 30 сек≤tM≤300 сек для образования структуры, содержащей аустенит, после чего охлаждают до температуры ниже Ms со скоростью V, достаточно высокой для превращения всего количества аустенита в мартенсит. Получаемые листы обладают хорошей способностью к формованию и к изгибам при обеспечении прочности стали от 980 до 1100 МПа, предела текучести до 700 МПа и удлинении при разрыве выше 9%. Отношение предела текучести к пределу прочности составляет 0,6-0,8. Недостатком данного способа является низкая пластичность, а также сравнительно высокий предел текучести.There is a known method for the production of cold-rolled sheets of two-phase steel, which has a very high strength, and the sheets obtained in this way. From steel containing in% wt .: 0.055≤C≤0.095, 2≤Mn≤2.6, 0.005≤Si≤0.35, S≤0.005, P≤0.050, 0.1≤Al≤0.3, 0 , 05≤Mo≤0.2, 0.2≤Cr≤0.5, provided that Cr + 2Mo≤0.6, Ni <0, l, 0.010≤Nb≤0.040, 0.010≤Ti≤0.050.0 , 0005 ≤ B 0.0025, 0.002 N 0.007, the rest of the iron and inevitable impurities arising during melting are cast as a semi-finished product. It is heated to 1150 ° C≤T _R ≤1250 ° C and subjected to hot rolling at the temperature of the end of rolling T _FL ≤Ar3, and then coiled into a coil at a temperature in the range of 500 ° C≤T _bob ≤570 ° C. They are descaled and cold rolling is carried out at a reduction of 30 to 80%. The resulting cold-rolled semi-finished product is heated at a rate of 1 ° C / sec≤V _C ≤5 ° C / sec to the annealing temperature Tm, defined as Ac1 + 40 ° C≤Tm≤Ac3-30 ° C, at which it is kept for 30 sec≤ tM≤300 sec to form a structure containing austenite, and then cooled to a temperature below Ms at a rate V high enough to convert the entire amount of austenite to martensite. The resulting sheets have good formability and bending properties while providing steel strength from 980 to 1100 MPa, yield strength up to 700 MPa, and elongation at break above 9%. The ratio of the yield strength to the tensile strength is 0.6-0.8. The disadvantage of this method is low plasticity, as well as a relatively high yield stress.

(Заявка на изобретение WO 2009150319(A1) C21D 8/02, С22С 38/04, С23С 2/02, С23С 2/06 опубликована 17.12.2009)(Application for invention WO 2009150319 (A1) C21D 8/02, C22C 38/04, C23C 2/02, C23C 2/06 published on 17.12.2009)

Наиболее близким аналогом заявленного изобретения является способ производства холоднокатаных двухфазных ферритно-мартенситных сталей, включающий в себя выплавку, горячую прокатку, холодную прокатку и термообработку металлопроката из стали с содержанием углерода в пределах 0,10-0,15%, кремния не более 0,04%, марганца в пределах 2,3-2,7%, ниобия до 0,03%. Температура конца горячей прокатки составляет 840-890°С, температура смотки - 580-640°С, степень обжатия при холодной прокатке около 50%, температура отжига 800°С, удельное натяжение полосы на стадии нагрева и выдержки около 0,9 кг/мм². Способ обеспечивает получение проката, имеющего пластичность на уровне 11-12%, при значении предела прочности около 1000 МПа.The closest analogue of the claimed invention is a method for the production of cold-rolled two-phase ferritic-martensitic steels, including smelting, hot rolling, cold rolling and heat treatment of rolled metal from steel with a carbon content in the range of 0.10-0.15%, silicon not more than 0.04 %, manganese in the range of 2.3-2.7%, niobium up to 0.03%. The temperature of the end of hot rolling is 840-890 ° C, the coiling temperature is 580-640 ° C, the degree of reduction during cold rolling is about 50%, the annealing temperature is 800 ° C, the specific tension of the strip at the heating and holding stage is about 0.9 kg / mm. ² . The method provides for the production of rolled products having ductility at the level of 11-12%, with a tensile strength of about 1000 MPa.

Недостатком данного способа является нестабильность получаемых механических свойств из-за отсутствия требований к значению натяжения полосы на стадии охлаждения. Кроме того, в данном способе не реализуется возможность дополнительного управления структурой и свойствами холоднокатаного проката, подвергаемого непрерывному отжигу по режимам, предусматривающим операцию перестаривания.The disadvantage of this method is the instability of the obtained mechanical properties due to the lack of requirements for the value of the strip tension at the cooling stage. In addition, this method does not implement the possibility of additional control of the structure and properties of cold-rolled steel subjected to continuous annealing according to modes involving the overaging operation.

(Мишнев П.А., Кройтор Е.Н., Нищик А.В., Родионова И.Г. Влияние параметров термообработки и натяжения полосы на механические свойства холоднокатаных двухфазных феррито-мартенситных сталей // Проблемы черной металлургии и материаловедения. 2017. №3. С.71-75. - прототип)(Mishnev P.A., Kroytor E.N., Nishchik A.V., Rodionova I.G. Influence of heat treatment parameters and strip tension on the mechanical properties of cold-rolled two-phase ferrite-martensitic steels // Problems of ferrous metallurgy and materials science. 2017. No. 3.P.71-75. - prototype)

Техническим результатом настоящего изобретения является повышение штампуемости холоднокатаного высокопрочного проката из двухфазной ферритно-мартенситной стали путем обеспечения высокой пластичности, повышения стабильности получаемых механических свойств, при сохранении комплекса прочностных свойств, присущего классу прочности 980 МПа.The technical result of the present invention is to increase the forgeability of cold-rolled high-strength rolled products made of two-phase ferritic-martensitic steel by ensuring high plasticity, increasing the stability of the obtained mechanical properties, while maintaining the complex of strength properties inherent in the strength class of 980 MPa.

Указанный технический результат достигается тем, что в способе производства холоднокатаного высокопрочного проката из двухфазной ферритно-мартенситной стали, включающем выплавку стали, разливку, горячую прокатку, холодную прокатку и рекристаллизационный отжиг, согласно изобретению, выплавляют сталь, содержащую следующие компоненты, % мас.:The specified technical result is achieved by the fact that in the method for the production of cold-rolled high-strength rolled products from two-phase ferritic-martensitic steel, including steel smelting, casting, hot rolling, cold rolling and recrystallization annealing, according to the invention, steel is smelted containing the following components, wt%:

УглеродCarbon 0,11-0,150.11-0.15 КремнийSilicon - 0,02-0,50- 0.02-0.50 МарганецManganese 2,0-2,42.0-2.4 ХромChromium 0,25-0,550.25-0.55 МолибденMolybdenum 0,10-0,300.10-0.30 НиобийNiobium 0,01-0,030.01-0.03 Железо и неизбежные примесиIron and inevitable impurities остальное,rest,

температура окончания горячей прокатки составляет 830-880°С, режим непрерывного отжига включает нагрев до температуры отжига, выдержку, замедленное охлаждение до температуры ниже Ar₃, ускоренное охлаждение до температуры начала перестаривания, перестаривание и окончательное охлаждение, при этом температура отжига составляет 760-800°С, температура окончания ускоренного охлаждения 250-300°С, а прохождение полосы в агрегате непрерывного отжига осуществляют при натяжении на стадиях нагрева и выдержки, соответствующем удельной нагрузке 8-10 Н/мм², на стадиях замедленного и ускоренного охлаждения 9-11 Н/мм², а на стадии перестаривания - 6-8 Н/мм².the temperature of the end of hot rolling is 830-880 ° C, the continuous annealing mode includes heating to the annealing temperature, holding, delayed cooling to a temperature below Ar ₃ , accelerated cooling to the temperature of the beginning of overaging, overaging and final cooling, while the annealing temperature is 760-800 ° C, the temperature of the end of accelerated cooling is 250-300 ° C, and the passage of the strip in the continuous annealing unit is carried out under tension at the heating and holding stages corresponding to a specific load of 8-10 N / mm ² , at the stages of slow and accelerated cooling 9-11 N / mm ² , and at the stage of overaging - 6-8 N / mm ² .

Сущность изобретения заключается в том, что обеспечение необходимого комплекса механических свойств, включающего предел прочности, предел текучести и относительное удлинение, достигается использованием определенного химического состава и способа получения холоднокатаного высокопрочного проката из двухфазной ферритно-мартенситной стали. Требуемый для проката класса прочности 980 уровень прочностных характеристик достигается путем обеспечения содержания в стали таких элементов, как углерод, кремний, марганец, хром, молибден и ниобий в указанных выше пределах. Ограничение нижних пределов содержания указанных элементов определяется необходимостью обеспечения высокой прочности. Превышение верхних пределов содержания указанных элементов приводит к снижению пластичности.The essence of the invention lies in the fact that the provision of the necessary set of mechanical properties, including tensile strength, yield strength and relative elongation, is achieved by using a certain chemical composition and method for producing cold-rolled high-strength rolled products from two-phase ferritic-martensitic steel. The level of strength characteristics required for rolled steel with strength class 980 is achieved by ensuring the content of elements such as carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum and niobium in the steel within the above limits. The limitation of the lower limits of the content of these elements is determined by the need to ensure high strength. Exceeding the upper limits of the content of these elements leads to a decrease in plasticity.

Использование повышенных температур конца прокатки увеличивает степень пересыщения твердого раствора углеродом и ниобием. Это приводит к формированию в процессе охлаждения смотанного рулона и, или при отжиге наноразмерных выделений карбонитрида ниобия, вызывающих дисперсионное твердение. Другой причиной повышения прочности при увеличении температуры конца прокатки может быть формирование в подкате после ускоренного охлаждения от высоких температур перлитных или бейнитных участков с повышенным содержанием углерода, которые в процессе нагрева при отжиге в АНО холоднокатаного проката быстрее трансформируются в аустенитные участки с повышенным содержанием углерода. Именно такой аустенит обладает высокой устойчивостью и при последующем охлаждении трансформируется в мартенсит, обеспечивая повышение прочностных характеристик. В то же время, чрезмерное повышение температуры конца прокатки приводит к получению нестабильных и недостаточно высоких показателей пластичности, а также к повышению отношения предела текучести к пределу прочности. Для получения высокого уровня и прочности и пластичности температура конца прокатки должны находиться в интервале 830-880°С.The use of elevated temperatures of the end of rolling increases the degree of supersaturation of the solid solution with carbon and niobium. This leads to the formation of a coiled roll during cooling and, or during annealing, nano-sized precipitates of niobium carbonitride, which cause precipitation hardening. Another reason for the increase in strength with an increase in the temperature of the end of rolling can be the formation of pearlite or bainitic sections with an increased carbon content in the rolled stock after accelerated cooling from high temperatures, which, during heating during annealing in ANO of cold-rolled steel, are more rapidly transformed into austenitic sections with an increased carbon content. It is this austenite that has high stability and, upon subsequent cooling, transforms into martensite, providing an increase in strength characteristics. At the same time, an excessive increase in the temperature of the end of rolling leads to unstable and insufficiently high plasticity values, as well as to an increase in the ratio of the yield strength to the tensile strength. To obtain a high level of strength and ductility, the temperature of the end of rolling should be in the range of 830-880 ° C.

При нагреве и выдержке холоднокатаного проката в проходных агрегатах происходят следующие процессы - рекристаллизация холоднокатаного проката, полиморфное α→γ превращение, а также диффузионное перераспределение элементов между ферритом и аустенитом. Ключевым параметром обработки, определяющим условия и степень протекания указанных процессов, является температура отжига. Оптимальная температура отжига в АНО должна находиться в интервале 760-800°С. При ее повышении более 800°С пластичность возрастает, но предел прочности снижается ниже предъявляемых требований. Это связано, с одной стороны, с укрупнением структурных составляющих, с другой стороны, с формированием менее устойчивого аустенита (из-за снижения равновесного содержания в нем углерода), который при охлаждении не образует полностью мартенситной структуры. При снижении температуры отжига менее 760°С формируется неоднородная, не полностью рекристаллизованная структура, что приводит к низким показателям пластичности.During heating and holding of cold-rolled steel in continuous units, the following processes occur - recrystallization of cold-rolled steel, polymorphic α → γ transformation, as well as diffusion redistribution of elements between ferrite and austenite. The key processing parameter that determines the conditions and degree of these processes is the annealing temperature. The optimum annealing temperature in ANO should be in the range of 760-800 ° C. When it rises above 800 ° C, the ductility increases, but the ultimate strength decreases below the requirements. This is due, on the one hand, to the enlargement of the structural components, on the other hand, to the formation of less stable austenite (due to a decrease in the equilibrium carbon content in it), which does not form a completely martensitic structure upon cooling. With a decrease in the annealing temperature below 760 ° C, an inhomogeneous, incompletely recrystallized structure is formed, which leads to low plasticity.

При температурах окончания ускоренного охлаждения в интервале 250-300°С аустенит превращается в устойчивый мартенсит, который не подвержен отпуску в процессе перестаривания, что обеспечивает высокий уровень предела прочности при низком значении предела текучести, низкое отношение предела текучести к пределу прочности, определяющее высокую штампуемость. При более высоких значениях указанной температуры в процессе перестаривания наблюдается отпуск мартенсита, что снижает предел прочности, но повышает предел текучести. Уменьшение указанных температур ниже оптимальных значений не приводит к улучшению прочностных характеристик, но может приводить к снижению пластичности из-за формирования мартенсита неблагоприятной морфологии.At temperatures of the end of accelerated cooling in the range of 250-300 ° C, austenite turns into stable martensite, which is not subject to tempering during overaging, which provides a high level of ultimate strength at a low value of the yield strength, a low ratio of yield strength to ultimate strength, which determines high stamping ability. At higher values of the indicated temperature, tempering of martensite is observed during the overaging process, which reduces the ultimate strength, but increases the yield strength. A decrease in the indicated temperatures below the optimal values does not lead to an improvement in the strength characteristics, but can lead to a decrease in plasticity due to the formation of martensite of unfavorable morphology.

Дополнительно повысить пластичность холоднокатаного проката, при сохранении высокого значения временного сопротивления, можно повысив усилие натяжения полосы на стадии нагрева и выдержки, обеспечив удельную нагрузку в диапазоне 8-10 H/мм². Из -за ускорения диффузионных процессов это приводит к более раннему протеканию процессов рекристаллизации и фазового превращения, повышению однородности и дисперсности структуры, более полному диффузионному перераспределению элементов между аустенитом и ферритом в соответствии с их равновесным содержанием при конкретной температуре отжига. В свою очередь, повышение однородности и дисперсности структуры приводит к одновременному увеличению показателей прочности и пластичности.In addition, to increase the ductility of cold-rolled steel, while maintaining a high value of ultimate strength, it is possible to increase the tensile force of the strip at the stage of heating and holding, providing a specific load in the range of 8-10 N / mm ² . Due to the acceleration of diffusion processes, this leads to an earlier occurrence of recrystallization and phase transformation processes, an increase in the homogeneity and dispersion of the structure, and a more complete diffusion redistribution of elements between austenite and ferrite in accordance with their equilibrium content at a specific annealing temperature. In turn, an increase in the homogeneity and dispersion of the structure leads to a simultaneous increase in strength and plasticity indicators.

Стабилизировать предел текучести и повысить пластичность при сохранении высокого значения временного сопротивления можно также задав сравнительно высокое значение натяжения полосы на стадиях охлаждения - на уровне 9-11 Н/мм². Это способствует формированию большего количества «нового» феррита в процессе замедленного охлаждения, а также некоторому укрупнению структурных компонентов. Кроме того, с увеличением натяжения при охлаждении в структуре повышается доля обособленных мартенситных участков, а доля М/А-составляющей (островков более прочного двойникованного мартенсита, присутствующего в структуре совместно с аустенитом) существенно снижается.It is also possible to stabilize the yield point and increase the plasticity while maintaining a high value of the ultimate strength by setting a relatively high value of the strip tension at the cooling stages - at the level of 9-11 N / mm ² . This contributes to the formation of a larger amount of "new" ferrite in the process of delayed cooling, as well as to some coarsening of the structural components. In addition, with an increase in tension upon cooling, the fraction of isolated martensite regions in the structure increases, and the fraction of the M / A component (islands of stronger twinned martensite present in the structure together with austenite) significantly decreases.

Напротив, высокое натяжение полосы на стадии перестаривания способствует более полному сохранению углерода в твердом растворе, в том числе, в мартенситных участках, предупреждая распад мартенсита, что способствует получению высоких значений предела прочности, но, еще в большей степени, предела текучести. При необходимости снижения предела текучести и отношения предела текучести к пределу прочности следует ограничить натяжение на стадии перестаривания уровнем 6-8 Н/мм.On the contrary, the high tension of the strip at the stage of overaging contributes to a more complete retention of carbon in the solid solution, including in the martensitic regions, preventing the decomposition of martensite, which contributes to obtaining high values of the ultimate strength, but, to an even greater extent, the yield stress. If it is necessary to reduce the yield strength and the ratio of the yield strength to the tensile strength, the tension at the overaging stage should be limited to 6-8 N / mm.

Примеры конкретного выполнения способа.Examples of specific execution of the method.

Два состава стали получены при лабораторной выплавке в вакуумной индукционной печи. В таблице 1 приведен химический состав стали.Two steel compositions were obtained in laboratory smelting in a vacuum induction furnace. Table 1 shows the chemical composition of the steel.

Горячую прокатку полученных слитков на толщину 3 мм производили по режиму: температура нагрева 1150°С, температура окончания прокатки Ткп составляла от 790 до 910°С. После окончания прокатки полосу охлаждали до температуры Тем 650°С и далее выдерживали в печи, нагретой до такой же температуры, в течение 1 ч с последующим охлаждением с печью (имитация охлаждения смотанного рулона).Hot rolling of the obtained ingots to a thickness of 3 mm was carried out according to the following regime: the heating temperature was 1150 ° C, the temperature of the end of rolling Tkp ranged from 790 to 910 ° C. After the end of rolling, the strip was cooled to a temperature of 650 ° C and then kept in a furnace heated to the same temperature for 1 h, followed by cooling with a furnace (simulating cooling of a coiled coil).

Полученные горячекатаные полосы подвергали травлению для удаления окалины и холодной прокатке на толщину 1 мм (суммарное обжатие 66%).The resulting hot rolled strips were pickled for descaling and cold rolled to a thickness of 1 mm (total reduction 66%).

Из полученных холоднокатаных полос изготавливали образцы для проведения моделирующей термической обработки на исследовательском комплексе Gleebl 3800. Термическая обработка заключалась в нагреве до температуры отжига 735-833°С, выдержке при этой температуре в течение 200 с, замедленном охлаждении до 690°С (скорость охлаждения около 1°С/с), ускоренном охлаждении (скорость охлаждения около 30°С/с) до температуры окончания ускоренного охлаждения и начала перестаривания в интервале 226-330°С в течение 550 с, и последующем охлаждении до комнатной температуры (скорость охлаждения около 10°С/с).From the obtained cold-rolled strips, samples were made for modeling heat treatment at the Gleebl 3800 research complex. Heat treatment consisted of heating to an annealing temperature of 735-833 ° C, holding at this temperature for 200 s, slow cooling to 690 ° C (cooling rate about 1 ° C / s), accelerated cooling (cooling rate of about 30 ° C / s) to the temperature of the end of accelerated cooling and the beginning of overaging in the range of 226-330 ° C for 550 s, and subsequent cooling to room temperature (cooling rate of about 10 ° C / s).

В процессе термической обработки образцы подвергались натяжению с изменяющейся нагрузкой на различных этапах обработки. Удельная нагрузка при натяжении на стадиях нагрева и выдержки составляла 6,9-12 Н/мм², на стадиях замедленного и ускоренного охлаждения 7,5-14 Н/мм², на стадии перестаривания - 5-10 Н/мм². От каждой термообработанной карты отбирали образцы для механических испытаний.In the course of heat treatment, the samples were subjected to tension with a varying load at various stages of processing. The specific tensile load at the stages of heating and holding was 6.9-12 N / mm ² , at the stages of slow and accelerated cooling 7.5-14 N / mm ² , at the stage of overaging - 5-10 N / mm ² . Samples were taken from each heat-treated card for mechanical testing.

При испытаниях на растяжение определяли основные механические характеристики предел текучести, предел прочности и относительное удлинение. В соответствии с требованиями EN10338:2013 указанные характеристики должны соответствовать следующим требованиям о0,2 590-740 МПа, σ_в=980 МПа, δ 10%. В то же время потребители заинтересованы в получении более высоких значений относительного удлинения, а также более стабильных значений предела текучести. Поэтому условно принимали, что высокая пластичность получена, когда относительное удлинение составляет не менее 13%, а требуемый, более стабильный уровень свойств, по сравнению с требованиями большинства стандартов на аналогичные стали, получен, когда значение предела текучести составляет 630-700 МПа. Результаты механических испытаний приведены в таблице 2. Выделены значения технологических параметров, не соответствующие формуле изобретения, а также значения механических свойств, не соответствующие указанным выше оптимальным значениям.In tensile tests, the main mechanical characteristics were determined: yield strength, ultimate strength and elongation. In accordance with the requirements of EN10338: 2013, these characteristics must satisfy the following requirements o0,2 590-740 MPa, σ _in = 980 MPa, δ 10%. At the same time, consumers are interested in obtaining higher values of the relative elongation, as well as more stable values of the yield strength. Therefore, it was conventionally assumed that high ductility is obtained when the relative elongation is at least 13%, and the required, more stable level of properties, in comparison with the requirements of most standards for similar steels, is obtained when the value of the yield point is 630-700 MPa. The results of mechanical tests are shown in Table 2. The values of technological parameters that do not correspond to the formula of the invention, as well as the values of mechanical properties that do not correspond to the above optimal values, are highlighted.

Для стали состава А, имеющей пониженное содержание углерода и марганца, при всех опробованных режимах не достигается требуемый уровень свойств - для большинства вариантов прочностные характеристики предел прочности получены ниже 980 МПа (варианты А1-А7, А9, A11, А14), а для части вариантов (А8, А10, А12, А13) и относительное удлинение оказалось ниже предъявляемых требований.For steel of composition A, which has a reduced content of carbon and manganese, the required level of properties is not achieved under all tested modes - for most options, the strength characteristics are below 980 MPa (options A1-A7, A9, A11, A14), and for some options (A8, A10, A12, A13) and the elongation turned out to be lower than the requirements.

Для стали состава Б требуемый уровень прочности и пластичности достигается при температуре конца прокатки 830-880°С, температуре отжига 760-800°С и температуре окончания ускоренного охлаждения 250-300°С (варианты Б1 и Б2). При температуре конца прокатки выше указанного диапазона снижается пластичность при повышении прочности (вариант Б3), если температура конца прокатки ниже, снижается прочность (вариант Б4).For steel of composition B, the required level of strength and ductility is achieved at a rolling end temperature of 830-880 ° C, an annealing temperature of 760-800 ° C, and an accelerated cooling end temperature of 250-300 ° C (options B1 and B2). When the temperature of the end of rolling is above the specified range, the ductility decreases with increasing strength (option B3), if the temperature of the end of rolling is lower, the strength decreases (option B4).

При температуре отжига выше указанного диапазона происходит разупрочнение, повышается пластичность, но предел прочности не соответствует требуемому (вариант Б5). При температуре отжига ниже указанного, наоборот, при удовлетворительной прочности пластичность недостаточная (вариант Б6).At annealing temperature above the specified range, softening occurs, plasticity increases, but the ultimate strength does not correspond to the required one (option B5). At an annealing temperature below the indicated one, on the contrary, with a satisfactory strength, the ductility is insufficient (variant B6).

В других случаях образцы стали обладают либо пониженной пластичностью (δ<13%) (варианты Б8, Б10, Б12, Б13), либо предел текучести не соответствует интервалу 630-700 МПа (варианты Б7, Б9, Б11, Б14).In other cases, steel samples have either reduced ductility (δ <13%) (options B8, B10, B12, B13), or the yield point does not correspond to the range of 630-700 MPa (options B7, B9, B11, B14).

Таким образом, на образцах холоднокатаного проката из стали заявленного состава, требуемый стабильный комплекс свойств, соответствующий классу прочности 980, а также повышенный уровень пластичности обеспечиваются при выполнении требований по режиму обработки проката применительно к агрегату непрерывного отжига, изложенному в формуле изобретения.Thus, on samples of cold-rolled steel made of steel of the claimed composition, the required stable set of properties corresponding to the strength class 980, as well as an increased level of plasticity, are ensured when the requirements for the processing of rolled products are met in relation to the continuous annealing unit set forth in the claims.

Claims

A method for the production of cold-rolled high-strength rolled products from two-phase ferritic-martensitic steel, including steel smelting, casting, hot rolling, cold rolling and recrystallization annealing, characterized in that steel is smelted containing the following components, wt. %:

carbon 0.11-0.15 silicon 0.02-0.50 manganese 2.0-2.4 chromium 0.25-0.55 molybdenum 0.10-0.30 niobium 0.01-0.03 iron and inevitable impurities rest

the temperature of the end of hot rolling is 830-880 ° C, annealing is carried out in a continuous annealing unit in a mode including heating to the annealing temperature, holding, delayed cooling to a temperature below Ar ₃ , accelerated cooling to the temperature of the beginning of overaging, overaging and final cooling, while the annealing temperature is 760-800 ° C, the temperature of the end of accelerated cooling is 250-300 ° C, and the passage of rolled products in the continuous annealing unit is carried out under tension at the heating and holding stages corresponding to a specific load of 8-10 N / mm ² , at the delayed and accelerated cooling - 9-11 N / mm ² , and at the stage of overaging - 6-8 N / mm ² .