RU2813064C1 - Method for producing high-strength steel sheet - Google Patents
Method for producing high-strength steel sheet Download PDFInfo
- Publication number
- RU2813064C1 RU2813064C1 RU2023113035A RU2023113035A RU2813064C1 RU 2813064 C1 RU2813064 C1 RU 2813064C1 RU 2023113035 A RU2023113035 A RU 2023113035A RU 2023113035 A RU2023113035 A RU 2023113035A RU 2813064 C1 RU2813064 C1 RU 2813064C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- strength
- sheet
- steel
- rolling
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 47
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 47
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 14
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 29
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 19
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 18
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 claims abstract description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 15
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 15
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 13
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 150000003839 salts Chemical class 0.000 claims abstract description 12
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 11
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 10
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims abstract description 10
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 8
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 8
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N Boron Chemical compound [B] ZOXJGFHDIHLPTG-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims abstract description 3
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 15
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 5
- 238000005496 tempering Methods 0.000 abstract description 4
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 2
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 16
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 16
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 15
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 15
- 229910000954 Medium-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 9
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 8
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 8
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 6
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 6
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 4
- 229910000975 Carbon steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 3
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 3
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 3
- 239000000463 material Substances 0.000 description 3
- -1 niobium carbides Chemical class 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052582 BN Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 2
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 2
- 238000002955 isolation Methods 0.000 description 2
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 2
- 230000008092 positive effect Effects 0.000 description 2
- 239000012266 salt solution Substances 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 150000004645 aluminates Chemical class 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N manganese(2+);sulfide Chemical class [S-2].[Mn+2] VCTOKJRTAUILIH-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000009738 saturating Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 229910052566 spinel group Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000003892 spreading Methods 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, а именно к способу получения высокопрочного стального листа, и направлено на изготовление из него особо важных элементов сельскохозяйственной землеройной техники, подвергающихся комбинированным нагрузкам. Настоящее изобретение позволяет получить одновременно высокую прочность и пластичность в среднеуглеродистой стали после термомеханической обработки, которая сочетает в себе горячую прокатку и обработку «закалка-распределение».The invention relates to the field of metallurgy, namely to a method for producing high-strength steel sheets, and is aimed at manufacturing from it particularly important elements of agricultural earth-moving equipment subject to combined loads. The present invention makes it possible to obtain both high strength and ductility in medium carbon steel after thermomechanical processing, which combines hot rolling and hardening-distribution processing.
На сегодняшний день к сталям для сельскохозяйственной и землеройной техники, предъявляются высокие требования по показателям твердости, временного сопротивления разрушению, предела текучести, стойкости к абразивному износу с достаточной пластичностью и ударной вязкостью. Для повышения качества сталей, предназначенных для изделий землеройных и сельскохозяйственных машин необходимо обеспечить высокий уровень эксплуатационных характеристик. Для достижения высоких характеристик высокопрочные стали подвергают деформационной обработке для дополнительного измельчения структуры и различным способам термической обработки. Наиболее перспективным методом повышения характеристик материала является термическая обработка «закалка-распределение», которая позволяет формировать двухфазную структуру, что позволяет достигать высокие показатели пластичности, при сохранении высокой прочности.Today, high demands are placed on steels for agricultural and earth-moving equipment in terms of hardness, tensile strength, yield strength, resistance to abrasive wear with sufficient ductility and impact toughness. To improve the quality of steels intended for products of earthmoving and agricultural machinery, it is necessary to ensure a high level of performance characteristics. To achieve high performance, high-strength steels are subjected to deformation treatment to further refine the structure and to various heat treatment methods. The most promising method of improving the characteristics of the material is the “hardening-distribution” heat treatment, which allows the formation of a two-phase structure, which allows achieving high ductility while maintaining high strength.
Известен способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего улучшенной формуемостью и пластичностью, раскрытый в патенте RU 2680043 С2 от 03.07.2015. Высокопрочная сталь имеет следующий химический состав, масс. %: 0,25-0,4 С, 2,3-3,5 Mn, 2,3-3,0 Si, Al не более 0,040, остальное Fe и неизбежные примеси. Способ изготовления высокопрочного стального листа включает в себя следующие стадии: горячую прокатку, отжиг катаного листа в камерной печи, холодную прокатку горячекатаного и отожженного листа, отжиг холоднокатаного листа с выдержкой при температуре большей, чем температура Ас3, закалку с охлаждением до температуры Tq, находящейся в интервале от Ms - 65°С до Ms - 115°С, для получения конечной структуры, содержащей не менее 65% мартенсита и не менее 15% остаточного аустенита, с суммарной долей феррита и бейнита менее 10%. При этом температура Ms - это температура превращения в соответствии с формулой Эндрюса. После закалки лист нагревают до температуры распределения ТР 360°С-500°С с выдержкой при указанной температуре. Далее следует охлаждение листа до комнатной температуры. Перед охлаждением может быть осуществлено горячее нанесение покрытия на стальной лист при 450-490°С.There is a known method for manufacturing high-strength steel sheets with improved formability and ductility, disclosed in patent RU 2680043 C2 dated 07/03/2015. High-strength steel has the following chemical composition, wt. %: 0.25-0.4 C, 2.3-3.5 Mn, 2.3-3.0 Si, Al not more than 0.040, the rest Fe and inevitable impurities. The method for manufacturing high-strength steel sheet includes the following stages: hot rolling, annealing of the rolled sheet in a chamber furnace, cold rolling of hot-rolled and annealed sheets, annealing of the cold-rolled sheet with exposure at a temperature higher than the temperature A c3 , quenching with cooling to a temperature Tq , located in the range from Ms - 65°C to Ms - 115°C, to obtain a final structure containing at least 65% martensite and at least 15% retained austenite, with a total proportion of ferrite and bainite less than 10%. In this case, the temperature Ms is the transformation temperature in accordance with the Andrews formula. After hardening, the sheet is heated to a distribution temperature T P 360°C-500°C with holding at the specified temperature. This is followed by cooling the sheet to room temperature. Before cooling, hot coating of the steel sheet can be carried out at 450-490°C.
Недостатком данного способа являются низкие механические свойства: предел текучести менее 1200 МПа, предел прочности менее 1500 МПа и относительное удлинение, не превышающее 10,5%. При этом сталь подвергается дополнительной термомеханической обработке - отжигу горячекатаного листа и дополнительной холодной прокатке горячекатаного и отожженного листа, что является нецелесообразным в промышленных условиях.The disadvantage of this method is the low mechanical properties: yield strength less than 1200 MPa, tensile strength less than 1500 MPa and elongation not exceeding 10.5%. In this case, the steel is subjected to additional thermomechanical treatment - annealing of the hot-rolled sheet and additional cold rolling of the hot-rolled and annealed sheet, which is impractical in industrial conditions.
Наиболее близким по технической сущности к предлагаемому изобретению является патент RU 2716920 С2 "Способ производства листовой стали, характеризующейся улучшенными прочностью, пластичностью и формуемостью". В патенте раскрыт способ получения высокопрочного стального листа из стали химического состава, мас. %: 0,18≤С≤0,25, 0,9≤Si≤1,8, 0,02≤Al≤1,0, при этом 1,00≤Si+Al≤2,35, 1,5≤Mn≤2,5, 0,010≤Nb≤0,035, 0,10≤Cr≤0,40, Fe и неизбежные примеси. Микроструктура листа состоит из следующих фаз: от 20% до 50% межкритический феррит, от 10% до 20% остаточный аустенит, от 25% до 45% отпущенный мартенсит, от 10% до 20% свежий мартенсит и бейнит и от 30% до 60% суммарное количество отпущенного мартенсита и бейнита. Термическая обработка состоит из нагрева под закалку до температуры tA, соответствующей межкритической области, закалку листа при скорости охлаждения от 20°С/с до 50°С/с до температуры закалки QT от Ms - 50°С до Ms - 5°С, нагрев листа до температуры распределения РТ от 375°С до 450°Си выдержку листа при температуре распределения РТ в течение времени распределения Pt, составляющего по меньшей мере 50 с, и охлаждение листа до комнатной температуры. Данный лист может показывать предел текучести до 750 МПа, временное сопротивление разрыву до 980 МПа, относительное удлинение после разрыва более 21%.The closest in technical essence to the proposed invention is patent RU 2716920 C2 “Method for the production of sheet steel characterized by improved strength, ductility and formability.” The patent discloses a method for producing high-strength steel sheets from steel of chemical composition, wt. %: 0.18≤C≤0.25, 0.9≤Si≤1.8, 0.02≤Al≤1.0, with 1.00≤Si+Al≤2.35, 1.5≤ Mn≤2.5, 0.010≤Nb≤0.035, 0.10≤Cr≤0.40, Fe and inevitable impurities. The microstructure of the sheet consists of the following phases: from 20% to 50% intercritical ferrite, from 10% to 20% retained austenite, from 25% to 45% tempered martensite, from 10% to 20% fresh martensite and bainite, and from 30% to 60 % total amount of tempered martensite and bainite. Heat treatment consists of heating for quenching to a temperature tA corresponding to the intercritical region, quenching the sheet at a cooling rate from 20°C/s to 50°C/s to the quenching temperature QT from Ms - 50°C to Ms - 5°C, heating sheet to a distribution temperature PT from 375°C to 450°C and holding the sheet at a distribution temperature PT for a Pt distribution time of at least 50 s, and cooling the sheet to room temperature. This sheet can show a yield strength of up to 750 MPa, a tensile strength of up to 980 MPa, and an elongation after break of more than 21%.
Недостатком данного способа являются низкие прочностные показатели. Сочетание прочности и пластичности, определяемое как величина произведения временного сопротивления разрушению на относительное удлинение (σB×δ) не превышает 21000 МПа×%.The disadvantage of this method is the low strength indicators. The combination of strength and ductility, defined as the value of the product of temporary fracture resistance and relative elongation (σ B ×δ) does not exceed 21000 MPa ×%.
Из анализа литературных данных выявлено, что технической проблемой в данной области является необходимость в разработке режимов термомеханической обработки высокопрочной среднеуглеродистой стали для изготовления деталей рабочих органов сельскохозяйственной землеройной техники.From the analysis of literature data, it was revealed that a technical problem in this area is the need to develop thermomechanical processing modes for high-strength medium-carbon steel for the manufacture of parts for working parts of agricultural earthmoving equipment.
Задачей предлагаемого изобретения является разработка режимов термомеханической обработки среднеуглеродистой стали, обеспечивающих высокую прочность и пластичность.The objective of the present invention is to develop thermomechanical processing modes for medium-carbon steel that provide high strength and ductility.
Техническим результатом изобретения является получение высокопрочного горячекатаного и термически обработанного стального листа из среднеуглеродистой стали, обладающий одновременно высокой прочностью (предел текучести не ниже 1300 МПа) в сочетании с высокой пластичностью (относительное удлинение не менее 21%), в результате чего параметр σB×δ≥35 ГПа⋅%.The technical result of the invention is the production of high-strength hot-rolled and heat-treated steel sheet from medium-carbon steel, which simultaneously has high strength (yield strength of at least 1300 MPa) combined with high ductility (relative elongation of at least 21%), resulting in the parameter σ B ×δ ≥35 GPa⋅%.
Для решения технической проблемы и достижения заявленного технического результата выполняется термомеханическая обработка на заготовках из среднеуглеродистой стали с химическим составом, содержащим в мас. % углерод (0,30-0,46), кремний (1,50-2,0), марганец (1,00-1,40), хром (0,80-1,20), молибден (0,20-0,50), ниобий (0-0,1), алюминий (0-0,02), железо и неизбежные примеси. В сталь дополнительно вводят ванадий, ниобий, титан, бор, при следующем количественном соотношении компонентов, мас. %: углерод 0,30-0,46; кремний 1,50-2,0; марганец 1,0-1,4; хром 0,8-1,2; молибден 0,2-0,5; ванадий 0-0,20; ниобий 0-0,10; титан 0-0,04; бор 0-0,005; железо и неизбежные примеси - остальное.To solve the technical problem and achieve the stated technical result, thermomechanical processing is performed on workpieces made of medium-carbon steel with a chemical composition containing, by weight. % carbon (0.30-0.46), silicon (1.50-2.0), manganese (1.00-1.40), chromium (0.80-1.20), molybdenum (0.20 -0.50), niobium (0-0.1), aluminum (0-0.02), iron and inevitable impurities. Vanadium, niobium, titanium, and boron are additionally introduced into the steel in the following quantitative ratio of components, wt. %: carbon 0.30-0.46; silicon 1.50-2.0; manganese 1.0-1.4; chromium 0.8-1.2; molybdenum 0.2-0.5; vanadium 0-0.20; niobium 0-0.10; titanium 0-0.04; boron 0-0.005; iron and inevitable impurities - the rest.
Режим термомеханической обработки, включающий: горячую прокатку, закалку в горячей среде (соляном расплаве) от температуры прокатки и операцию «распределения».Thermo-mechanical processing mode, including: hot rolling, quenching in a hot environment (molten salt) depending on the rolling temperature and the “distribution” operation.
Для получения высокопрочного стального листа с пределом текучести на растяжение не менее 1300 МПа, пределом прочности не менее 1700 МПа и относительным удлинением не менее 21% из стали, содержащей углерод, кремний, марганец, хром, молибден, алюминий, ниобий, неизбежные примеси, характеризующийся тем, что сталь нагревают до температуры 1100-1080°С и выдерживают при данной температуре не менее 1 часа для гомогенизации, прокатку осуществляют от температуры 1100-1050°С со степенью обжатия не менее 80%, до температуры окончания прокатки, определенной как АС3 +10°С, но не ниже 870°С, и охлаждают в горячую соль, нагретую до температуры на 30-50°С ниже температуры начала мартенситного превращения Ms, при скорости охлаждения не менее 210-250°С в секунду в интервале 900-300°С, обеспечивая получение в структуре не менее 60% остаточного аустенита при продолжительности операции от 30 до 180 секунд, затем нагревают в растворе расплавленной соли до температуры 350-410°С, что выше температуры начала мартенситного превращения Ms, при этом время «распределения» определяют от 60 до 300 секунд, так, чтобы не допустить образования бейнита в количестве более 15% и охлаждают на воздухе до температуры 200°С со скоростью не более 10°С в секунду для самоотпуска вторичного мартенсита.To obtain high-strength steel sheet with a tensile yield strength of at least 1300 MPa, tensile strength of at least 1700 MPa and elongation of at least 21% from steel containing carbon, silicon, manganese, chromium, molybdenum, aluminum, niobium, inevitable impurities, characterized in that the steel is heated to a temperature of 1100-1080°C and maintained at this temperature for at least 1 hour for homogenization, rolling is carried out from a temperature of 1100-1050°C with a reduction degree of at least 80%, to the end temperature of rolling, defined as A C3 +10°C, but not lower than 870°C, and cooled into hot salt, heated to a temperature 30-50°C below the onset temperature of the martensitic transformation Ms, at a cooling rate of at least 210-250°C per second in the range of 900- 300°C, ensuring the production of at least 60% retained austenite in the structure with an operation duration of 30 to 180 seconds, then heated in a molten salt solution to a temperature of 350-410°C, which is higher than the temperature of the onset of martensitic transformation Ms, while the “distribution” time » is determined from 60 to 300 seconds, so as to prevent the formation of bainite in an amount of more than 15% and cooled in air to a temperature of 200°C at a rate of no more than 10°C per second for self-tempering of secondary martensite.
Температуру начала мартенситного превращения Ms и объема образовавшегося бейнита определяют путем дилатометрических исследований.The temperature of the onset of martensitic transformation Ms and the volume of formed bainite are determined by dilatometric studies.
Углерод обеспечивает высокую прочность и твердость сплава. Уменьшение содержания углерода менее заявленного уровня приводит к снижению прочности, а более высокое содержание по сравнению с заявленными пределами отрицательно влияет на пластичность. Углерод также оказывает положительное влияние на закаливаемость указанной стали. В связи с этим, содержание углерода ограничивается пределом от 0,30 до 0,46 масс. %.Carbon provides high strength and hardness of the alloy. Reducing the carbon content below the declared level leads to a decrease in strength, and a higher content compared to the declared limits negatively affects ductility. Carbon also has a positive effect on the hardenability of said steel. In this regard, the carbon content is limited to 0.30 to 0.46 mass. %.
Кремний оказывает положительное влияние на способность к закалке и обеспечивает повышенную прочность за счет подавления выделения цементита при операции «распределение». Для обеспечения высокой твердости и прочности, в состав стали включают от 1,5 до 2,0 масс. % кремния. Слишком высокое содержание кремния оказывает отрицательное действие на пластичность и ударную вязкость стали.Silicon has a positive effect on hardenability and provides increased strength by suppressing the release of cementite during the spreading operation. To ensure high hardness and strength, the steel composition includes from 1.5 to 2.0 wt. % silicon. Too high a silicon content has a negative effect on the ductility and toughness of steel.
Легирование стали хромом приводит к повышению прочности стали. Марганец и хром, повышают прокаливаемость стали, позволяя значительно увеличить толщину закаливаемых деталей при снижении скорости охлаждения при закалке. Высокое содержание хрома (выше 1,2%) приводит к снижению прочности, пластичности и ударной вязкости, поэтому введение в заявленную сталь хрома ограничено в пределах от 0,8 до 1,2 масс. %.Alloying steel with chromium increases the strength of steel. Manganese and chromium increase the hardenability of steel, allowing a significant increase in the thickness of hardened parts while reducing the cooling rate during hardening. A high chromium content (above 1.2%) leads to a decrease in strength, ductility and toughness, therefore the introduction of chromium into the claimed steel is limited to 0.8 to 1.2 wt. %.
Легирование марганцем приводит к раскислению и упрочнению, а также связывает серу, образуя сульфиды марганца. Содержание марганца в пределах 1,0-1,4 масс. % приводит к улучшению ударной вязкости и твердости.Alloying with manganese leads to deoxidation and hardening, and also binds sulfur, forming manganese sulfides. Manganese content is in the range of 1.0-1.4 wt. % leads to improved toughness and hardness.
Легирование стали молибденом в диапазоне 0,2-0,5 масс. % приводит к повышению коррозионной стойкости, твердости, а также улучшает ее прокаливаемость. Также молибден предотвращает отпускную хрупкость в процессе термообработки. Легирование стали молибденом более 0,5 масс. % экономически не целесообразно.Alloying steel with molybdenum in the range of 0.2-0.5 wt. % leads to increased corrosion resistance, hardness, and also improves its hardenability. Molybdenum also prevents temper brittleness during heat treatment. Alloying steel with molybdenum more than 0.5 wt. % is not economically feasible.
Легирование стали ниобием в пределах 0,01-0,10 масс. % приводит к упрочнению стали, а также к формированию мелкого зерна аустенита при горячей прокатке, и способствует появлению субзеренной структуры, закрепляемой и стабилизируемой дисперсными частицами карбидов и карбонитридов ниобия, а также предотвращает рост зерна аустенита при нагреве под закалку. Увеличение содержания ниобия более 0,10 масс. % приводит к образованию крупных карбонитридов ниобия и снижению вязкости материала, кроме того, является экономически нецелесообразным из-за очень высокой стоимости ниобия и, как следствие, - повышение расходов на легирование.Alloying steel with niobium in the range of 0.01-0.10 wt. % leads to strengthening of steel, as well as to the formation of fine austenite grains during hot rolling, and promotes the appearance of a sub-grain structure, fixed and stabilized by dispersed particles of niobium carbides and carbonitrides, and also prevents the growth of austenite grains during heating for quenching. An increase in niobium content of more than 0.10 wt. % leads to the formation of large niobium carbonitrides and a decrease in the viscosity of the material; in addition, it is not economically feasible due to the very high cost of niobium and, as a consequence, increased alloying costs.
Легирование стали ванадием в пределах <0,20 масс. % приводит к упрочнению стали за счет формирования карбидов типа MX, и обеспечивает формирование мелкого зерна аустенита при горячей прокатке и способствует появлению субзеренной структуры, закрепляемой и стабилизируемой дисперсными частицами. Увеличение содержания ванадия более 0,20 масс. % приводит к образованию крупных карбонитридов ванадия и снижению вязкости материала, и повышению расходов на легирование.Alloying of steel with vanadium in the range of <0.20 wt. % leads to strengthening of steel due to the formation of MX type carbides, and ensures the formation of fine austenite grains during hot rolling and contributes to the appearance of a subgrain structure, fixed and stabilized by dispersed particles. An increase in vanadium content of more than 0.20 wt. % leads to the formation of large vanadium carbonitrides and a decrease in the viscosity of the material, and an increase in alloying costs.
Титан в количестве является необходимой технологической добавкой для связывания азота, а также для предотвращения формирования нитридов бора. Выделение мелких частиц MX, содержащих титан направлено на увеличение прочности стали.Titanium in quantity is a necessary technological additive for nitrogen fixation, as well as to prevent the formation of boron nitrides. The isolation of fine MX particles containing titanium is aimed at increasing the strength of steel.
Титан в количестве <0,04 масс. % является необходимой технологической добавкой для связывания азота, а также для предотвращения формирования нитридов бора. Выделение мелких частиц MX, содержащих титан направлено на увеличение прочности стали. Увеличение же содержания титана более 0,04% приводит к образованию нитридов титана еще в жидкой фазе, росту их в процессе кристаллизации и охлаждения стали, образуя очень крупные включения, снижающие пластичность стали, что, особенно для листовой продукции, недопустимо. При содержании бора более 0,01 масс. %. образуются бориды железа, ухудшающие технологичность стали, в которой проявляется охрупчивание после термообработки.Titanium in an amount <0.04 wt. % is a necessary technological additive for nitrogen fixation, as well as to prevent the formation of boron nitrides. The isolation of fine MX particles containing titanium is aimed at increasing the strength of steel. An increase in the titanium content by more than 0.04% leads to the formation of titanium nitrides in the liquid phase, their growth during the process of crystallization and cooling of the steel, forming very large inclusions that reduce the ductility of the steel, which, especially for sheet products, is unacceptable. When the boron content is more than 0.01 wt. %. Iron borides are formed, which impair the manufacturability of steel, which exhibits embrittlement after heat treatment.
Алюминий - основной раскислитель, применяемый при выплавке среднеуглеродистых сталей и необходим для связывания азота в нитриды алюминия и для эффективного сдерживания роста зерна, а также для предотвращения связывания бора в нитриды. Остаточное содержании алюминия в стали не должно превышать 0,02 масс. %., т.к. при превышении этого количества в составе неметаллических включений, неизбежно присутствующих в металле, будет большое количество алюминатов и шпинелей, приводящих к снижению прочностных и пластических характеристик.Aluminum is the main deoxidizer used in the smelting of medium-carbon steels and is necessary for the binding of nitrogen into aluminum nitrides and for effectively inhibiting grain growth, as well as to prevent the binding of boron into nitrides. The residual aluminum content in steel should not exceed 0.02 wt. %., because if this amount is exceeded, the composition of non-metallic inclusions inevitably present in the metal will contain a large amount of aluminates and spinels, leading to a decrease in strength and plastic characteristics.
Горячая прокатка обеспечивает измельчение исходных аустенитных зерен, что благоприятно влияет на структурные параметры мартенсита после закалки. Это, в свою очередь, приводит к повышению механических свойств низко- и среднеуглеродистых сталей до значительно более высокого уровня. Измельчение исходного аустенитного зерна необходимо, чтобы повысить ударную вязкость и предел текучести, а также пластичность сталей. Температура нагрева под прокатку выбирается выше, чем температура аустенизации при традиционной термической обработке (закалка+отпуск), но ниже чем 1150°С для получения минимального размера исходных аустенитных зерен. Обжатие при прокатке не менее 80% используется для повышения прочности стали. Температуры окончания прокатки, определенная как АС3 +10°С, должна быть не ниже 870°С для возможности осуществления закалки сразу после прокатки.Hot rolling ensures refinement of the initial austenite grains, which has a beneficial effect on the structural parameters of martensite after quenching. This, in turn, leads to an increase in the mechanical properties of low and medium carbon steels to a significantly higher level. Refining the original austenite grain is necessary to increase the impact strength and yield strength, as well as the ductility of steels. The heating temperature for rolling is selected higher than the austenitization temperature during traditional heat treatment (quenching + tempering), but lower than 1150°C to obtain the minimum size of the initial austenite grains. Rolling reduction of at least 80% is used to increase the strength of steel. The temperature at the end of rolling, defined as A C3 +10°C, must be at least 870°C to allow hardening to take place immediately after rolling.
Для оптимизации свойств среднеуглеродистые стали подвергают двухступенчатой термической обработке «закалка-распределение» (Q&P) после горячей прокатки, чтобы получить структуру, состоящую из первичного мартенсита и бейнита в количестве не менее 45%, 20-30% остаточного аустенита и 25-35% вторичного мартенсита. В предлагаемом способе закалка осуществляется сразу после окончания прокатки, температура закалки подбирается на 30-50°С ниже температуры начала мартенситного превращения Ms, при скорости закалки не менее 210-250°С в секунду в интервале 900-300°С, для получения мартенсита и контролируемого объема остаточного аустенита. Температура и время изотермической выдержки при закалке обеспечивают получение в структуре не менее 60% остаточного аустенита. Время изотермической выдержки при закалке не превышает 180 секунд для предотвращения формирования бейнита в избыточном объеме. Нагрев в печи в расплавленной соли до более высокой температуры по сравнению с температурой закалки необходим для стабилизации остаточного аустенита за счет его насыщения углеродом, который диффундирует в него из мартенсита. «Распределение» проводят при температуре выше Ms в растворе расплавленной соли, нагретой между 350°С и 410°С для выполнения операции перераспределения углерода между мартенситом и остаточным аустенитом. Время распределения составляет от 60 до 300 секунд, а выбор температуры и времени этой операции определяется необходимостью не допустить образования более 15% бейнита при этой операции. Затем следует охлаждение на воздухе до комнатной температуры со скоростью не более 10°С в секунду до температуры 200°С, чтобы успел произойти самоотпуск вторичного мартенсита, который содержит 5 более раз большее количество углерода, чем первичный мартенсит. Температура распределения выбирается ниже, чем температура образования карбида Fe3C, поскольку его выделение приводит к понижению предела текучести, из-за уменьшения содержания углерода, как в мартенсите, так и в остаточном аустените. В результате такой обработки формируется структура, состоящая из не менее 45% первичного мартенсита и бейнита, 20-30% остаточного аустенита и 25-35% вторичного мартенсита. Формирование такой структуры позволяет достигать одновременно высокой прочности и пластичности.To optimize properties, medium carbon steels are subjected to a two-stage quench-distribution (Q&P) heat treatment after hot rolling to obtain a structure consisting of at least 45% primary martensite and bainite, 20-30% retained austenite and 25-35% secondary martensite. In the proposed method, quenching is carried out immediately after the end of rolling, the quenching temperature is selected 30-50°C below the temperature of the beginning of the martensitic transformation Ms, at a quenching rate of at least 210-250°C per second in the range 900-300°C, to obtain martensite and controlled volume of retained austenite. The temperature and time of isothermal holding during hardening ensure that at least 60% of retained austenite is obtained in the structure. The isothermal holding time during hardening does not exceed 180 seconds to prevent the formation of bainite in excess volume. Heating in a molten salt furnace to a higher temperature than the quenching temperature is necessary to stabilize the retained austenite by saturating it with carbon that diffuses into it from the martensite. “Distribution” is carried out at a temperature above Ms in a molten salt solution heated between 350°C and 410°C to perform the operation of redistributing carbon between martensite and retained austenite. The distribution time ranges from 60 to 300 seconds, and the choice of temperature and time for this operation is determined by the need to prevent the formation of more than 15% bainite during this operation. This is followed by cooling in air to room temperature at a rate of no more than 10°C per second to a temperature of 200°C, so that self-tempering of secondary martensite, which contains 5 times more carbon than primary martensite, occurs. The distribution temperature is chosen lower than the formation temperature of Fe 3 C carbide, since its precipitation leads to a decrease in the yield strength due to a decrease in the carbon content in both martensite and retained austenite. As a result of this treatment, a structure is formed consisting of at least 45% primary martensite and bainite, 20-30% retained austenite and 25-35% secondary martensite. The formation of such a structure makes it possible to achieve both high strength and ductility.
Примеры осуществления.Examples of implementation.
Высокопрочный горячекатаный лист из среднеуглеродистой стали со следующим химическим составом масс. %: 0,41 С, 1,81 Si, 1,06 Cr, 1,14 Mn, 0,71 Мо, 0.04 Nb, 0,03 Ti, 0,02 Al, 0,03 В остальное Fe и неизбежные примеси (содержание S и Р не более 0,008 масс. %) был получен горячей прокаткой и обработкой «закалка-распределение» (Q&P). Для подбора температур Q&P обработки определялись температуры Ms и Mf с использованием закалочного дилатометра при скорости закалки не менее 200 град/сек при температуре в интервале 900-300°С и в интервале 300-70°С со скорость 76 град/сек. Температуры Ms и Mf составили 294°С и 72°С.High-strength hot-rolled medium carbon steel sheet with the following chemical composition of the masses. %: 0.41 C, 1.81 Si, 1.06 Cr, 1.14 Mn, 0.71 Mo, 0.04 Nb, 0.03 Ti, 0.02 Al, 0.03 V rest Fe and inevitable impurities ( S and P content not more than 0.008 wt.%) was obtained by hot rolling and quenching and distribution (Q&P) processing. To select Q&P treatment temperatures, the Ms and Mf temperatures were determined using a quenching dilatometer at a quenching rate of at least 200 deg/sec at a temperature in the range of 900-300°C and in the range of 300-70°C at a rate of 76 deg/sec. Temperatures Ms and Mf were 294°C and 72°C.
Пример 1. Высокопрочный горячекатаный лист из среднеуглеродистой стали был получен согласно следующим технологическим операциям:Example 1 High strength hot rolled medium carbon steel sheet was produced according to the following process steps:
1) Нагрев заготовки низкоуглеродистой стали в муфельной печи до температуры деформации 1100°С и выдержка в течение 2 часов;1) Heating a low-carbon steel billet in a muffle furnace to a deformation temperature of 1100°C and holding for 2 hours;
2) Прокатка в интервале температур 1100°С-870°С с обжатием 80%.2) Rolling in the temperature range 1100°C-870°C with compression 80%.
3) Закалка, включающая охлаждение от финальной температуры прокатки в горячей среде (соляном расплаве) при температуре 240°С в течение 30 секунд;3) Hardening, including cooling from the final rolling temperature in a hot environment (molten salt) at a temperature of 240°C for 30 seconds;
4) Распределение при температуре 350°С в течение 60 секунд в соляном расплаве, с последующим охлаждением на воздухе.4) Distribution at a temperature of 350°C for 60 seconds in molten salt, followed by cooling in air.
Пример 2. Высокопрочный горячекатаный лист из среднеуглеродистой стали был получен согласно следующим технологическим операциям:Example 2 High strength hot rolled medium carbon steel sheet was produced according to the following process steps:
1) Нагрев заготовки низкоуглеродистой стали в муфельной печи до температуры деформации 1100°С и выдержка в течение 1 часа;1) Heating a low-carbon steel billet in a muffle furnace to a deformation temperature of 1100°C and holding for 1 hour;
2) Прокатка в интервале температур 1100-900°С с обжатием не менее 70% и последующим охлаждением на воздухе.2) Rolling in the temperature range 1100-900°C with compression of at least 70% and subsequent cooling in air.
3) Закалка, включающая охлаждение от финальной температуры прокатки в горячей среде (соляном расплаве) при температуре 250°С в течение 120 секунд;3) Hardening, including cooling from the final rolling temperature in a hot environment (molten salt) at a temperature of 250°C for 120 seconds;
4) Распределение при температуре 400°С в течение 180 секунд в соляном расплаве, с последующим охлаждением на воздухе.4) Distribution at a temperature of 400°C for 180 seconds in molten salt, followed by cooling in air.
Пример 3. Высокопрочный горячекатаный лист из среднеуглеродистой стали был получен согласно следующим технологическим операциям:Example 3 High strength hot rolled medium carbon steel sheet was produced according to the following process steps:
1) Нагрев заготовки низкоуглеродистой стали в муфельной печи до температуры деформации 1100°С и выдержка в течение 2 часов;1) Heating a low-carbon steel billet in a muffle furnace to a deformation temperature of 1100°C and holding for 2 hours;
2) Прокатка в интервале температур 1100°С-900°С с обжатием не менее 80% и последующим охлаждением на воздухе.2) Rolling in the temperature range 1100°C-900°C with compression of at least 80% and subsequent cooling in air.
3) Закалка, включающая охлаждение от финальной температуры прокатки в горячей среде (соляном расплаве) при температуре 260°С в течение 180 секунд;3) Hardening, including cooling from the final rolling temperature in a hot environment (molten salt) at a temperature of 260°C for 180 seconds;
4) Распределение при температуре 410°С в течение 300 секунд в соляном расплаве, с последующим охлаждением на воздухе.4) Distribution at a temperature of 410°C for 300 seconds in molten salt, followed by cooling in air.
Результаты испытаний на растяжение при комнатной температуре и твердость по методу Роквелла выполнены в соответствии с ГОСТ. Доля остаточного аустенита определялась с использованием растрового микроскопа с приставкой для ДОРЭ (дифракция обратнорассеянных электронов) анализа. Результаты приведены в таблице 1.The results of tensile tests at room temperature and hardness using the Rockwell method were carried out in accordance with GOST. The proportion of retained austenite was determined using a scanning microscope with an attachment for EBSD (electron backscatter diffraction) analysis. The results are shown in Table 1.
Предложенное техническое решение обеспечивает комплекс высоких эксплуатационных характеристик горячекатаного листа, а именно высокую прочность, твердость и пластичность, кроме того позволяет получать одновременно высокий уровень прочности и пластичности, что подтверждается показателем сочетания прочности и пластичности (σB×δ), определяемым как величина произведения временного сопротивления разрушению и относительного удлинения.The proposed technical solution provides a complex of high performance characteristics of hot-rolled sheets, namely high strength, hardness and ductility, in addition, it allows one to simultaneously obtain a high level of strength and ductility, which is confirmed by the indicator of the combination of strength and ductility (σ B ×δ), defined as the value of the product of time fracture resistance and relative elongation.
Claims (2)
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2813064C1 true RU2813064C1 (en) | 2024-02-06 |
Family
ID=
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU991518A1 (en) * | 1979-12-28 | 1983-01-23 | Всесоюзный Научно-Исследовательский Конструкторско-Технологический Институт Подшипниковой Промышленности | High-alloy secondary-hardening steel thermal treatment method |
| RU2258762C2 (en) * | 2002-05-27 | 2005-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel having excellent low-temperature viscosity and excellent viscosity in thermally affected zone of welding joint (options), method for manufacturing such steel, method for manufacturing sheet from indicated steel, high-strength steel tube (option), and a method for manufacturing high-strength steel tube |
| CN106834962B (en) * | 2017-03-29 | 2018-07-06 | 沈阳工业大学 | A kind of strong high-carbon low-alloy steel of superelevation and its forming and heat-treatment technology method |
| RU2680043C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-02-14 | Арселормиттал | Method for producing a high-strength steel sheet, having improved formability and ductility, and obtained sheet |
| RU2716920C2 (en) * | 2015-12-21 | 2020-03-17 | Арселормиттал | Method of producing sheet steel, characterized by improved strength, ductility and formability |
| RU2772064C1 (en) * | 2018-09-25 | 2022-05-16 | Арселормиттал | High-strength hot-rolled steel characterised by excellent scale adhesion and method for manufacture thereof |
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU991518A1 (en) * | 1979-12-28 | 1983-01-23 | Всесоюзный Научно-Исследовательский Конструкторско-Технологический Институт Подшипниковой Промышленности | High-alloy secondary-hardening steel thermal treatment method |
| RU2258762C2 (en) * | 2002-05-27 | 2005-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel having excellent low-temperature viscosity and excellent viscosity in thermally affected zone of welding joint (options), method for manufacturing such steel, method for manufacturing sheet from indicated steel, high-strength steel tube (option), and a method for manufacturing high-strength steel tube |
| RU2680043C2 (en) * | 2014-07-03 | 2019-02-14 | Арселормиттал | Method for producing a high-strength steel sheet, having improved formability and ductility, and obtained sheet |
| RU2716920C2 (en) * | 2015-12-21 | 2020-03-17 | Арселормиттал | Method of producing sheet steel, characterized by improved strength, ductility and formability |
| CN106834962B (en) * | 2017-03-29 | 2018-07-06 | 沈阳工业大学 | A kind of strong high-carbon low-alloy steel of superelevation and its forming and heat-treatment technology method |
| RU2772064C1 (en) * | 2018-09-25 | 2022-05-16 | Арселормиттал | High-strength hot-rolled steel characterised by excellent scale adhesion and method for manufacture thereof |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN110088342B (en) | High-strength cold-rolled steel sheet having high formability and method for producing same | |
| KR102470965B1 (en) | Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof | |
| RU2757020C1 (en) | Cold-rolled and heat-treated sheet steel and method for manufacture thereof | |
| JP2022160585A (en) | Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
| WO2019009410A1 (en) | Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| US8926768B2 (en) | High-strength and high-ductility steel for spring, method for producing same, and spring | |
| JP2023011852A (en) | Cold rolled and heat treated steel sheet and method of manufacturing thereof | |
| EP3730656A1 (en) | Wear-resistant steel having excellent hardness and impact toughness, and method for producing same | |
| CN111771009A (en) | Automobile steel and manufacturing method thereof | |
| CN113316650B (en) | High-strength steel strip | |
| JP2021503040A (en) | Flat steel products and their manufacturing methods | |
| WO2021089851A1 (en) | Medium manganese steel product and method of manufacturing the same | |
| JP5302840B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet with an excellent balance between elongation and stretch flangeability | |
| JP6972153B2 (en) | Hot-rolled bainite steel products with a tensile strength of at least 1100 MPa and a total elongation of 18% or more. | |
| KR20130027793A (en) | Ultra high strength cold-rolled steel sheet and hot dip plated steel sheet with 1180mpa grade in tensile strength with excellent ductility and method of manufacturing the same | |
| KR20210068090A (en) | Hot-rolled annealed steel sheet with high hole expansion ratio and manufacturing method therefor | |
| RU2813064C1 (en) | Method for producing high-strength steel sheet | |
| JP7006849B1 (en) | Steel sheets, members and their manufacturing methods | |
| RU2813066C1 (en) | Method for producing high-strength steel sheet | |
| RU2813069C1 (en) | Method for producing high-strength steel sheet | |
| JP2000297349A (en) | High tensile strength hot rolled steel plate excellent in elongation flanging property and fatigue characteristic and its production | |
| WO2012172185A1 (en) | Method for manufacturing a medium carbon steel product and a hot rolled medium carbon steel product | |
| RU2812417C1 (en) | Method for producing high-strength steel sheet | |
| RU2654093C2 (en) | High-strength, high-hardness steel and production of sheets therefrom | |
| RU2798238C1 (en) | High strength low alloy steel for agricultural machinery |