RU2747103C1 - Method for producing wild-rolled high-strength sheets from low-alloy steel - Google Patents
Method for producing wild-rolled high-strength sheets from low-alloy steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2747103C1 RU2747103C1 RU2019136433A RU2019136433A RU2747103C1 RU 2747103 C1 RU2747103 C1 RU 2747103C1 RU 2019136433 A RU2019136433 A RU 2019136433A RU 2019136433 A RU2019136433 A RU 2019136433A RU 2747103 C1 RU2747103 C1 RU 2747103C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- rolled
- strength
- steel
- mpa
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 16
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 title claims description 6
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 48
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 48
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 42
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 20
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 18
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 12
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims abstract description 7
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 claims abstract description 6
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 5
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims abstract description 5
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 13
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 12
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 abstract description 3
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 3
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 239000000956 alloy Substances 0.000 abstract description 2
- 241001062472 Stokellia anisodon Species 0.000 abstract 1
- 239000000047 product Substances 0.000 description 26
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 18
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 10
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 9
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 description 5
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 5
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 4
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 4
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 4
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 239000002105 nanoparticle Substances 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 2
- 229910000922 High-strength low-alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 1
- 230000006698 induction Effects 0.000 description 1
- 229910052742 iron Inorganic materials 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
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005457 optimization Methods 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 238000012549 training Methods 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- 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
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
-
- 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
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)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, а именно к способам производства холоднокатаного высокопрочного проката из низколегированных сталей, который может быть использован в автомобильной промышленности.The invention relates to the field of metallurgy, and in particular to methods for the production of cold-rolled high-strength rolled products from low-alloy steels, which can be used in the automotive industry.
Высокопрочный прокат из низколегированных (микролегированных) сталей (сталей типа HSLA) активно используют в мировом и отечественном автомобилестроении, в частности прокат из стали классов прочности 300, 340 и 380. Как правило, для каждого класса прочности используют сталь определенного химического состава, а переход к более высоким классам прочности осуществляется путем повышения содержания в стали марганца и ниобия. Таким образом, отсутствуют кассетные технологии производства из высокопрочных автолистовых сталей одного химического состава холоднокатаного проката разных категорий прочности, что затрудняет выполнение малых заказов. Кроме того автомобилестроительные предприятия заинтересованы в повышении пластичности производимого проката, а также стабильности значений прочностных характеристик в пределах одного класса прочности.High-strength rolled products made of low-alloyed (microalloyed) steels (HSLA-type steels) are actively used in the global and domestic automotive industry, in particular rolled products made of steels of strength classes 300, 340 and 380. As a rule, steel of a certain chemical composition is used for each strength class, and the transition to higher strength classes are carried out by increasing the content of manganese and niobium in steel. Thus, there are no cassette technologies for the production of high-strength auto-sheet steels of the same chemical composition of cold-rolled products of different strength categories, which makes it difficult to fulfill small orders. In addition, car manufacturers are interested in increasing the ductility of rolled products, as well as the stability of the values of strength characteristics within one strength class.
Известен способ производства полосы из конструкционной HSLA стали класса 340 МПа. Сталь содержит, масс. %: от 0,06 до 0,07 С, от 0,5 до 0,65 Мп, меньше или равно 0,025 Si, 0,015-0,025 Р, меньше или равно 0,010 S, 0,03-0,05 Als, 0,0010-0,0040 N, 0,025-0,035 Nb, меньше или равно 0,006 О, железо и неизбежные примеси. - остальное. При производстве используются следующие параметры процесса: температура нагрева заготовки 1200±30°С, температура конца прокатки 900±20°С, температура смотки 600±20°С, степень обжатия при холодной прокатке от 70 до 75%, температура колпакового отжига 670±10°С.Относительное удлинение при дрессировке составляет 0,8%. В соответствии с изобретением, благодаря разумной концентрации компонентов и оптимизации производственного процесса, изготовленная стальная полоса обладает превосходными механическими свойствами, имеет предел текучести более или равный 340 МПа, предел прочности при растяжении, превышающий или равный 420 МПа, и высокое удлинение А80% больше или равно 28, и приносит значительные экономические выгоды. Однако известным способом невозможно производство холоднокатаного проката разных категорий прочности из высокопрочных автолистовых сталей одного химического состава.A known method for the production of strips from structural HSLA steel class 340 MPa. Steel contains, mass. %: from 0.06 to 0.07 C, from 0.5 to 0.65 Mp, less than or equal to 0.025 Si, 0.015-0.025 P, less than or equal to 0.010 S, 0.03-0.05 Als, 0, 0010-0.0040 N, 0.025-0.035 Nb, less than or equal to 0.006 O, iron and unavoidable impurities. - the rest. During production, the following process parameters are used: billet heating temperature 1200 ± 30 ° C, end of rolling temperature 900 ± 20 ° C, coiling temperature 600 ± 20 ° C, reduction rate during cold rolling from 70 to 75%, bell annealing temperature 670 ± 10 ° C. Elongation during training is 0.8%. According to the invention, due to the reasonable concentration of components and optimization of the production process, the manufactured steel strip has excellent mechanical properties, has a yield strength of more than or equal to 340 MPa, a tensile strength greater than or equal to 420 MPa, and a high elongation A80% greater than or equal to 28, and brings significant economic benefits. However, the known method is impossible to produce cold-rolled products of different strength categories from high-strength auto-sheet steels of the same chemical composition.
(Заявка на изобретение CN 103469065(A), C21D 8/02, С22С 38/12, опубликована 25.12.2013).(Application for invention CN 103469065 (A), C21D 8/02, C22C 38/12, published on 12/25/2013).
Известен способ производства горячеоцинкованного проката повышенной прочности из низколегированной стали, предназначенного для изготовления деталей автомобиля методом штамповки. В данном способе, включающем выплавку стали, разливку, горячую прокатку, охлаждение водой, смотку полос в рулоны, холодную прокатку, рекристаллизационный отжиг с нанесением цинкового покрытия и дрессировку, согласно изобретению, выплавляют сталь, содержащую, масс. %: С - 0,05-0,10, Mn - 0,25-0,90, Al - 0,01-0,07, N - не более 0,009, Nb и/или Ti - 0,01-0,08 каждого, Fe и неизбежные примеси - остальное. Температуру конца горячей прокатки поддерживают в диапазоне 840-905°С, а температуру смотки горячекатаных полос - в диапазоне 560-690°С, рекристаллизационный отжиг ведут при 710-850°С, дрессировку полос производят с обжатием 0,8-2,1%. Содержание С, Мп и температура отжига связаны с требуемым минимальным пределом текучести (классом прочности) зависимостями:A known method of production of hot-dip galvanized rolled products of increased strength from low-alloy steel, intended for the manufacture of car parts by stamping. In this method, including steel smelting, casting, hot rolling, water cooling, coiling strips into coils, cold rolling, recrystallization annealing with zinc coating and tempering, according to the invention, steel is smelted containing, mass. %: C - 0.05-0.10, Mn - 0.25-0.90, Al - 0.01-0.07, N - no more than 0.009, Nb and / or Ti - 0.01-0, 08 each, Fe and inevitable impurities are the rest. The temperature of the end of hot rolling is maintained in the range of 840-905 ° C, and the temperature of coiling of hot-rolled strips is in the range of 560-690 ° C, recrystallization annealing is carried out at 710-850 ° C, the tempering of the strips is performed with a reduction of 0.8-2.1% ... The content of C, Mn and the annealing temperature are related to the required minimum yield strength (strength class) by the following dependencies:
[С]=(0,0416 ⋅ ln(Кпр)-0,167)±0,015;[C] = (0.0416 ⋅ ln (K pr ) -0.167) ± 0.015;
[Mn]=(0,0016⋅Кпр+0,034)±0,20;[Mn] = (0.0016⋅Kpr + 0.034) ± 0.20;
Тотж≥(900-0,455⋅Кпр),T otzh ≥ (900-0.455⋅K pr ),
где [С] - содержание углерода в стали, %; [Mn] - содержание марганца в стали, %; Тотж - температура рекристаллизационного отжига, °С; Кпр - безразмерный показатель, численно равный требуемому минимальному пределу текучести; 0,0416; 0,167; 0,0016; 0,034 - эмпирические коэффициенты, %; 900; 0,455 - эмпирические коэффициенты, °С. Способ обеспечивает повышенные прочностные характеристики стали при сохранении штампуемости, а также получение стали требуемого класса прочности, соответствующего требуемому минимальному пределу текучести (от 260 до 420 Н/мм2). Недостатком данного способа является то, что для каждого класса прочности требуется не только различные температуры отжига, но и различный химический состав стали - содержание углерода и марганца. Кроме того, такой прокат имеет низкую пластичность, что связано как со слишком высоким содержанием марганца, так и со сравнительно низкими температурами отжига.where [C] - carbon content in steel,%; [Mn] - manganese content in steel,%; T annealing — temperature of recrystallization annealing, ° С; K pr - dimensionless indicator, numerically equal to the required minimum yield strength; 0.0416; 0.167; 0.0016; 0.034 - empirical coefficients,%; 900; 0.455 - empirical coefficients, ° С. The method provides increased strength characteristics of steel while maintaining stampability, as well as obtaining steel of the required strength class corresponding to the required minimum yield strength (from 260 to 420 N / mm 2 ). The disadvantage of this method is that each strength class requires not only different annealing temperatures, but also a different chemical composition of steel - the content of carbon and manganese. In addition, such rolled products have low ductility, which is associated with both too high a manganese content and relatively low annealing temperatures.
(Патент на изобретение RU 2361935 C1 C21D 8/04, C21D 9/48, С22С 38/06, С23С 2/04, опубликован 20.07.2009)(Patent for invention RU 2361935 C1 C21D 8/04, C21D 9/48, C22C 38/06, C23C 2/04, published on 20.07.2009)
Наиболее близким аналогом заявленного изобретения является способ производства холоднокатаного проката повышенной прочности из низколегированной стали, предназначенного для изготовления деталей автомобиля методом штамповки. Для повышения прочностных характеристик стали при сохранении штампуемости, а также получения стали требуемого класса прочности (класс прочности соответствует требуемому минимальному пределу текучести) способ включает выплавку стали, разливку слябов, горячую прокатку слябов в полосы, охлаждение водой, смотку полос в рулоны, холодную прокатку, рекристаллизационный отжиг в колпаковой печи и дрессировку, при этом выплавляют сталь, содержащую, масс. %: С - 0,05-0,10, Si - не более 0,30, Mn - 0,25-1,20, Al - 0,01-0,07, N - не более 0,009, Nb и/или Ti - 0,01-0,08, Fe и неизбежные примеси - остальное, температура конца горячей прокатки 820-875°С, смотку горячекатаных полос ведут при 510-640°С, рекристаллизационный отжиг осуществляют при 600-700°С, продолжительность рекристаллизационного отжига в колпаковой печи составляет 9-21 час, дрессировку полос производят с обжатием 0,8-2,1%. Содержание С, Mn и температура отжига связаны с минимальным пределом текучести (классом прочности) зависимостями: [C]=[0,0416⋅ln(Кпр)-0,167]±0,015, %; [Mn]=(0,0035⋅Кпр-0,46)±0,20, %; Tотж≥(810-0,5⋅Кпр), °С, где [С], [Mn] - содержание углерода и марганца в стали, %; Кпр - безразмерный показатель, численно равный требуемому минимальному пределу текучести; 0,0416; 0,167; 0,0035; 0,46 - эмпирические коэффициенты, %; 810; 0,5 - эмпирические коэффициенты °С Техническим результатом изобретения - прототипа является повышение прочностных характеристик стали при сохранении штампуемости, а также получение стали требуемого класса прочности от 260 до 420.The closest analogue of the claimed invention is a method for the production of high-strength cold-rolled products from low-alloy steel, intended for the manufacture of car parts by stamping. To increase the strength characteristics of steel while maintaining stampability, as well as to obtain steel of the required strength class (strength class corresponds to the required minimum yield strength), the method includes steel smelting, slab casting, hot rolling of slabs into strips, water cooling, coiling of strips into coils, cold rolling, recrystallization annealing in a bell-type furnace and tempering, while melting steel containing, mass. %: C - 0.05-0.10, Si - no more than 0.30, Mn - 0.25-1.20, Al - 0.01-0.07, N - no more than 0.009, Nb and / or Ti - 0.01-0.08, Fe and inevitable impurities - the rest, the temperature of the end of hot rolling is 820-875 ° C, the coiling of hot-rolled strips is carried out at 510-640 ° C, recrystallization annealing is carried out at 600-700 ° C, the duration of recrystallization annealing in a bell-type furnace is 9-21 hours, strip tempering is performed with a reduction of 0.8-2.1%. The content of C, Mn and the annealing temperature are related to the minimum yield point (strength class) by the following dependencies: [C] = [0.0416⋅ln (K pr ) -0.167] ± 0.015,%; [Mn] = (0.0035⋅K pr -0.46) ± 0.20,%; T otzh ≥ (810-0.5⋅K pr ), ° C, where [C], [Mn] is the content of carbon and manganese in steel,%; K pr - dimensionless indicator, numerically equal to the required minimum yield strength; 0.0416; 0.167; 0.0035; 0.46 - empirical coefficients,%; 810; 0.5 - empirical coefficients ° C The technical result of the invention - the prototype is to increase the strength characteristics of steel while maintaining stampability, as well as obtaining steel of the required strength class from 260 to 420.
(RU Патент на изобретение 2358025 C21D 8/04 C21D 9/48 С22С 38/06, опубликован 10.06.2009 - прототип).(RU Patent for invention 2358025 C21D 8/04 C21D 9/48 C22C 38/06, published 10.06.2009 - prototype).
Недостатком известного способа является то, что для проката каждого класса прочности требуется различное содержание углерода и марганца, т.е. различный химический состав, а также различные температуры отжига. Такой прокат имеет низкую пластичность, что связано как со слишком высоким содержанием марганца, так и со сравнительно низкими температурами отжига. Кроме того, такой прокат непригоден для непрерывного отжига.The disadvantage of this method is that for rolled products of each strength class, a different content of carbon and manganese is required, i.e. different chemical composition, as well as different annealing temperatures. Such rolled products have low ductility, which is associated with both a too high manganese content and relatively low annealing temperatures. In addition, such rolled products are unsuitable for continuous annealing.
Техническим результатом настоящего изобретения является обеспечение повышения пластичности, а также расширение технологических возможностей способа производства холоднокатаного проката повышенной прочности путем получения из стали одинакового химического состава проката различных классов прочности, т.е. создание кассетной технологии.The technical result of the present invention is to provide an increase in plasticity, as well as to expand the technological capabilities of the method for the production of cold-rolled products of increased strength by obtaining from steel the same chemical composition of rolled products of different strength classes, i.e. creation of cassette technology.
Указанный технический результат достигается тем, что в способе производства холоднокатаного высокопрочного проката из низколегированной стали, включающем выплавку стали, разливку, горячую прокатку, охлаждение водой, смотку полос в рулоны, холодную прокатку, рекристаллизационный отжиг, согласно изобретению, выплавляют сталь, содержащую, масс. %: С - 0,05-0,07, Mn - 0,35-0,60, Si 0,02-0,07, Al - 0,03-0,06, N - не более 0,007, Nb - 0,025-0,035, Fe и неизбежные примеси -остальное, температуру конца горячей прокатки рассчитывают в соответствии с зависимостью:This technical result is achieved by the fact that in the method for the production of cold-rolled high-strength rolled products from low-alloy steel, including steel smelting, casting, hot rolling, water cooling, coiling of strips into coils, cold rolling, recrystallization annealing, according to the invention, steel is smelted containing, wt. %: C - 0.05-0.07, Mn - 0.35-0.60, Si 0.02-0.07, Al - 0.03-0.06, N - no more than 0.007, Nb - 0.025 -0.035, Fe and inevitable impurities - the rest, the temperature of the end of hot rolling is calculated in accordance with the relationship:
где Ткп. - температура конца прокатки, °С, Кпр - безразмерный показатель, численно равный требуемому минимальному пределу текучести, выраженному в МПа; 0,5 и 670 - эмпирические коэффициенты, °С,where T kn. - temperature of the end of rolling, ° C, K pr - dimensionless indicator, numerically equal to the required minimum yield point, expressed in MPa; 0.5 and 670 - empirical coefficients, ° С,
температуру смотки горячекатаных полос поддерживают в диапазоне 560-620°С, а температуру рекристаллизационного отжига рассчитывают в соответствии с зависимостью:the temperature of coiling of hot-rolled strips is maintained in the range of 560-620 ° C, and the temperature of recrystallization annealing is calculated in accordance with the relationship:
где Тотж - температура рекристаллизационного отжига, °С, Кпр - безразмерный показатель, численно равный требуемому минимальному пределу текучести, выраженному в МПа; - 0,625 и 962,5 - эмпирические коэффициенты, °С,where T anneal is the temperature of recrystallization annealing, ° C, K pr is a dimensionless indicator, numerically equal to the required minimum yield strength, expressed in MPa; - 0.625 and 962.5 - empirical coefficients, ° С,
причем рекристаллизационный отжиг осуществляют при обработке холоднокатаного проката в агрегате непрерывного отжига, в котором окончание ускоренного охлаждения и начала перестаривания для проката с минимальным значением предела текучести 300 МПа и 340 Мпа осуществляют при температуре, находящейся в интервале 360-380°С, а для проката с минимальным значением предела текучести 380 МПа - в интервале 400-420°С.moreover, recrystallization annealing is carried out during the processing of cold-rolled products in a continuous annealing unit, in which the end of accelerated cooling and the beginning of overaging for rolled products with a minimum yield strength of 300 MPa and 340 MPa is carried out at a temperature in the range of 360-380 ° C, and for rolled products with the minimum value of the yield point is 380 MPa - in the range of 400-420 ° C.
Сущность изобретения заключается в том, что обеспечение необходимого комплекса механических свойств холоднокатаного проката низколегированной стали классов прочности 300, 340 и 380, включающего предел прочности, предел текучести и относительное удлинение, достигается использованием определенного химического состава и способа получения. Обеспечение требуемого комплекса свойств такого проката достигается соблюдением определенного содержания основных элементов, влияющих на свойства, масс. %: С - 0,05-0,07, Mn - 0,35-0,60, Si 0,02-0,07, Al - 0,03-0,06, N - не более 0,007, Nb - 0,025-0,035. В отличие от прототипа, согласно изобретению, переход от одного класса прочности к другому достигается путем управления температурой конца прокатки и технологическими параметрами обработки в агрегате непрерывного отжига (АНО) на стали одного химического состава для трех указанных классов прочности.The essence of the invention lies in the fact that the provision of the necessary complex of mechanical properties of cold-rolled low-alloy steel of strength classes 300, 340 and 380, including tensile strength, yield strength and elongation, is achieved using a certain chemical composition and production method. The provision of the required set of properties of such rolled products is achieved by observing a certain content of the main elements that affect the properties, masses. %: C - 0.05-0.07, Mn - 0.35-0.60, Si 0.02-0.07, Al - 0.03-0.06, N - no more than 0.007, Nb - 0.025 -0.035. Unlike the prototype, according to the invention, the transition from one strength class to another is achieved by controlling the temperature of the end of rolling and the processing parameters in a continuous annealing unit (ANO) on steel of the same chemical composition for the three specified strength classes.
Нижний предел содержания таких элементов, как углерод, марганец, кремний и ниобий, определяется необходимостью обеспечения повышенной прочности. Превышение верхнего предела содержания указанных элементов, а также алюминия и азота приводит к снижению пластичности.The lower limit of the content of elements such as carbon, manganese, silicon and niobium is determined by the need to provide increased strength. Exceeding the upper limit of the content of these elements, as well as aluminum and nitrogen, leads to a decrease in plasticity.
Обеспечение содержания алюминия в стали не менее 0,03% гарантирует высокую степень раскисленности стали.Ensuring at least 0.03% aluminum content in steel guarantees a high degree of steel deoxidation.
Повышение температуры конца прокатки приводит к меньшему формированию выделений карбонитрида ниобия в процессе горячей прокатки в виде субмикронных выделений. Это способствует более интенсивному формированию в процессе охлаждения смотанного горячекатаного рулона и/или при отжиге холоднокатаного проката в АНО его наноразмерных выделений, вызывающих дисперсионное твердение. Поэтому увеличение температуры конца прокатки при повышении требований к классу прочности холоднокатаного проката в соответствии с зависимостью (1) является важным условием обеспечения требуемых прочностных характеристик. При этом смотка горячекатаных полос в интервале температур 560-620°С способствует формированию большого количества наноразмерных выделений уже в горячекатаном прокате, управлять размерами и количеством которых можно в процессе отжига.Increasing the end-of-rolling temperature results in less precipitation of niobium carbonitride during hot rolling in the form of submicron precipitates. This contributes to a more intensive formation of nano-sized precipitates during the cooling process of the coiled hot-rolled coil and / or during the annealing of cold-rolled steel in ANO, causing precipitation hardening. Therefore, an increase in the temperature of the end of rolling with increasing requirements for the strength class of cold-rolled steel in accordance with relationship (1) is an important condition for ensuring the required strength characteristics. At the same time, the coiling of hot-rolled strips in the temperature range of 560-620 ° C contributes to the formation of a large number of nanosized precipitates already in hot-rolled products, the size and quantity of which can be controlled during the annealing process.
Основными технологическими параметрами обработки в АНО, влияющими на свойства, являются температура отжига Тотж, температура окончания ускоренного охлаждения перед входом в камеру перестаривания Туо и температура полосы на выходе из первой секции перестаривания Тнп. Повышение температуры отжига приводит к укрупнению зерна из-за более полного протекания процессов рекристаллизации, а также к укрупнению наноразмерных выделений карбонитрида ниобия, вызывающих дисперсионное твердение. С этими структурными изменениями связано снижение прочности и повышение пластичности с увеличением температуры отжига. Поэтому для перехода к более высокому классу прочности температуру отжига следует снижать в соответствии с зависимостью (2).The main technological parameters of processing in ANO, which affect the properties, are the annealing temperature T annealing , the temperature of the end of accelerated cooling before entering the overaging chamber T yo and the temperature of the strip at the exit from the first overaging section T np . An increase in the annealing temperature leads to coarsening of grains due to a more complete course of recrystallization processes, as well as to coarsening of nano-sized precipitates of niobium carbonitride, which cause precipitation hardening. These structural changes are associated with a decrease in strength and an increase in plasticity with an increase in the annealing temperature. Therefore, to pass to a higher strength class, the annealing temperature should be reduced in accordance with relationship (2).
Более низкие температуры отжига, чем рассчитанные по зависимости (2), приводят к получению низких значений относительного удлинения, более высокие - к получению недостаточно высоких прочностных характеристик.Lower annealing temperatures than those calculated by dependence (2) lead to low values of the relative elongation, higher - to obtain insufficiently high strength characteristics.
Кроме температуры отжига на свойства влияют параметры низкотемпературной обработки в АНО, контролирующие перераспределение углерода из твердого раствора, связанное с уменьшением его растворимости в феррите при снижении температуры. К таким параметрам относится температура окончания ускоренного охлаждения Туо, а также температура полосы на выходе из первой секции перестаривания Тнп. Эти температуры определяют возможность протекания процессов старения, приводящих к повышению прочностных характеристик, при некотором снижении пластичности. При низких значениях указанных температур (не выше 360°С) указанные процессы не успевают пройти из-за низкой диффузионной подвижности углерода, что обеспечивает высокие показатели пластичности. В то же время для проката класса прочности 380 с целью дополнительного повышения прочности следует назначать указанные температуры в интервале 400-420°С.In addition to the annealing temperature, the properties are influenced by the parameters of low-temperature treatment in ANO, which control the redistribution of carbon from the solid solution, associated with a decrease in its solubility in ferrite with decreasing temperature. These parameters include the temperature of the end of the accelerated cooling T yo , as well as the temperature of the strip at the exit from the first overaging section T np . These temperatures determine the possibility of aging processes leading to an increase in strength characteristics, with a slight decrease in plasticity. At low values of the indicated temperatures (not higher than 360 ° C), these processes do not have time to pass due to the low diffusion mobility of carbon, which ensures high plasticity. At the same time, for rolled products of strength class 380, in order to further increase the strength, the indicated temperatures should be assigned in the range of 400-420 ° C.
Примеры конкретного выполнения способа. Стали двух составов были получены при лабораторной выплавке в вакуумной индукционной печи. В таблице 1 приведен химический состав стали.Examples of specific execution of the method. Steels of two compositions were obtained by 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=797-892°С.После окончания прокатки полосу охлаждали до температуры Тсм=580°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: heating temperature 1150 ° C, temperature of the end of rolling Tcp = 797-892 ° C. After the end of rolling, the strip was cooled to a temperature of Tcm = 580 ° C and then kept in a furnace heated to such the same temperature, for 1 hour, followed by cooling with an oven (imitation of cooling of a coiled roll).
Полученные горячекатаные полосы подвергали травлению для удаления окалины и холодной прокатки 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, в интервале 708-798°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 360-420°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 simulating heat treatment at the Gleebl 3800 research complex. Heat treatment consisted of heating to an annealing temperature, in the range 708-798 ° C, holding at this temperature for 200 s, slow cooling to 690 ° C ( cooling rate of 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 360-420 ° C for 550 s, and subsequent cooling to room temperature (rate cooling about 10 ° C / s).
Результаты механических испытаний сталей вариантов А и Б после моделирования отжига по различным режимам, соответствующих и не соответствующих формуле изобретения, с целью проверки возможности обеспечения уровня свойств проката классов прочности 300, 340 и 380 приведены в таблице 2. В таблице приведены также диапазоны значений параметров Ткп и Тотж, рассчитанные, соответственно, по зависимостям (1) и (2), диапазоны значений параметра Туо, рекомендованные в соответствии с формулой изобретения, а также требования EN 10268 к свойствам проката указанных классов прочности. Значения параметров, не соответствующих формуле изобретения, выделены жирным курсивом. Курсивом выделены также фактические значения прочностных характеристик, не удовлетворяющих требованиям EN 10268, а также значения относительного удлинения, находящиеся на нижнем пределе предъявляемых требований. Условно принято, что недостаточно высокая пластичность получена, когда относительное удлинение составляет менее 29% для класса прочности 300, менее 26% - для класса прочности 340 и менее 23% для класса прочности 380. Именно такие значения выделены в таблице жирным курсивом.The results of mechanical tests of steels of options A and B after simulating annealing in various modes, corresponding and not corresponding to the formula of the invention, in order to verify the possibility of ensuring the level of properties of rolled products of strength classes 300, 340 and 380 are given in Table 2. The table also shows the ranges of values of the parameters Ткп and Totzh, calculated, respectively, according to dependencies (1) and (2), the ranges of values of the parameter Tuo, recommended in accordance with the claims, as well as the requirements of EN 10268 for the properties of rolled products of the specified strength classes. Parameter values that do not comply with the claims are highlighted in bold italics. The actual values of the strength characteristics that do not meet the requirements of EN 10268, as well as the values of the relative elongation that are at the lower limit of the requirements are also highlighted in italics. It is conventionally accepted that insufficiently high plasticity is obtained when the relative elongation is less than 29% for strength class 300, less than 26% for strength class 340 and less than 23% for strength class 380. These values are highlighted in the table in bold italics.
Для стали варианта А показатели прочности и пластичности, соответствующий EN 10268, достигаются при обработке образцов по режимам, соответствующим формуле изобретения (режимы A1, А7, А13). Для стали варианта Б с низким содержанием марганца, не соответствующем формуле изобретения, у образца варианта Б7 значение предела текучести оказалось ниже уровня, требуемого для класса прочности 340. Для этой же стали значения предела текучести проката классов прочности 300 и 380 (варианты Б1 и Б13) оказались на нижнем пределе предъявляемых требований. Уровень пластичности стали Б в среднем оказался несколько выше, чем у стали А, но значения прочностных характеристик существенно ниже. Очевидно, что для гарантированного получения уровня свойств, соответствующего трем классам прочности - 300, 340 и 380, должны использоваться стали с химическим составом, соответствующим формуле изобретения.For steel variant A, the strength and ductility indices corresponding to EN 10268 are achieved by processing samples according to the modes corresponding to the formula of the invention (modes A1, A7, A13). For steel of variant B with a low manganese content, which does not correspond to the formula of the invention, for the sample of variant B7 the value of the yield point was lower than the level required for strength class 340. For the same steel, the values of the yield strength of rolled products of strength classes 300 and 380 (variants B1 and B13) turned out to be at the lower limit of the requirements. The level of plasticity of steel B on average turned out to be slightly higher than that of steel A, but the values of the strength characteristics are significantly lower. Obviously, in order to guarantee obtaining a level of properties corresponding to three strength classes - 300, 340 and 380, steels with a chemical composition corresponding to the claims should be used.
Снижение температуры Ткп, по отношению к интервалам, рассчитанным по зависимости 1 (режимы А2, Б2, А8, Б8, А14, Б14), приводит к снижению предела текучести ниже предъявляемых требований. Напротив, повышение температуры Ткп по отношению к интервалам, рассчитанным по зависимости 1 (режимы A3, Б3, А9, Б9, А15, Б15), приводит к получению высоких значений прочностных характеристик, но при этом значения относительного удлинения находятся существенно ближе к нижнему пределу предъявляемых требования, чем после обработке по режимам, соответствующим формуле изобретения.A decrease in temperature Ткп, in relation to the intervals calculated according to dependence 1 (modes A2, B2, A8, B8, A14, B14), leads to a decrease in the yield point below the requirements. On the contrary, an increase in the temperature Ткп with respect to the intervals calculated according to dependence 1 (modes A3, B3, A9, B9, A15, B15), leads to obtaining high values of strength characteristics, but at the same time the values of the relative elongation are much closer to the lower limit of the requirements than after processing according to the modes corresponding to the claims.
Повышение температуры Тотж по отношению к интервалам, рассчитанным по зависимости 2 (режимы А4, Б4, А10, Б10, А16, Б16), приводит к снижению прочностных характеристик ниже предъявляемых требований. Снижение температуры Тотж по отношению к интервалам, рассчитанным по зависимости 2 (режимы А5, Б5, АН, Б11, А17, Б17), обеспечивает получение требуемого уровня прочностных характеристик, однако пластичность при этом существенно ниже, чем после отжига при более высоких температурах.An increase in temperature Tmw in relation to the intervals calculated according to dependence 2 (modes A4, B4, A10, B10, A16, B16), leads to a decrease in the strength characteristics below the requirements. A decrease in the temperature Tmw in relation to the intervals calculated according to dependence 2 (modes A5, B5, AH, B11, A17, B17) provides the required level of strength characteristics, but the plasticity is significantly lower than after annealing at higher temperatures.
Для проката классов прочности 300 и 340 при использовании температур окончания ускоренного охлаждения и начала перестаривания выше заявленных в формуле изобретения (360-380°С) (режимы А6, Б6, А12 и Б12) наблюдается некоторое повышение прочности, но при этом снижается пластичность. Для проката класса прочности 380 использование таких низких температур окончания ускоренного охлаждения и начала перестаривания не позволяет получить требуемый уровень предела текучести. Назначение указанных температур в соответствии с формулой изобретения (400-420°С) (режимы А18, Б18) является обязательным условием получения требуемого уровня предела текучести проката класса прочности 380.For rolled products of strength classes 300 and 340, when using the temperatures of the end of accelerated cooling and the beginning of overaging higher than those stated in the claims (360-380 ° C) (modes A6, B6, A12 and B12), a slight increase in strength is observed, but at the same time plasticity decreases. For rolled steel of strength class 380, the use of such low temperatures of the end of accelerated cooling and the beginning of overaging does not allow obtaining the required level of yield strength. The appointment of these temperatures in accordance with the formula of the invention (400-420 ° C) (modes A18, B18) is a prerequisite for obtaining the required level of yield strength for rolled steel of strength class 380.
Таким образом, на образцах холоднокатаного проката из стали заявленного состава требуемый для трех классов прочности 300, 340 и 380 комплекс свойств, а также стабильный повышенный уровень пластичности, обеспечивается при выполнении требований по режиму производства проката, изложенному в формуле изобретения.Thus, on samples of cold-rolled steel from steel of the claimed composition, the set of properties required for three strength classes 300, 340 and 380, as well as a stable increased level of plasticity, is ensured when the requirements for the production of rolled products set forth in the claims are met.
Claims (7)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2019136433A RU2747103C1 (en) | 2019-11-13 | 2019-11-13 | Method for producing wild-rolled high-strength sheets from low-alloy steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2019136433A RU2747103C1 (en) | 2019-11-13 | 2019-11-13 | Method for producing wild-rolled high-strength sheets from low-alloy steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2747103C1 true RU2747103C1 (en) | 2021-04-26 |
Family
ID=75584901
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2019136433A RU2747103C1 (en) | 2019-11-13 | 2019-11-13 | Method for producing wild-rolled high-strength sheets from low-alloy steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2747103C1 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN113699326A (en) * | 2021-08-02 | 2021-11-26 | 山东钢铁集团日照有限公司 | Control method for surface twill of thick-specification cold-rolled HSLA steel strip |
| CN115386720A (en) * | 2021-05-24 | 2022-11-25 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | Online control method for mechanical property of cold-rolled continuous annealed steel plate |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2358025C1 (en) * | 2007-11-21 | 2009-06-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of production of cold rolled metal of upgraded strength |
| RU2562201C1 (en) * | 2014-06-27 | 2015-09-10 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Production of cold-rolled high-strength stock for cold stamping |
| CN103469065B (en) * | 2013-08-23 | 2015-09-30 | 首钢总公司 | The production method of 340MPa level HSLA vehicle structural steel |
| CN107177770A (en) * | 2017-05-19 | 2017-09-19 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | The production method of cold rolling low-alloy high-strength steel plate |
| RU2633196C1 (en) * | 2016-12-09 | 2017-10-11 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Method for manufacturing cold-rolled two-phase ferrite-martensite steel micro-alloyed with niobium |
-
2019
- 2019-11-13 RU RU2019136433A patent/RU2747103C1/en active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2358025C1 (en) * | 2007-11-21 | 2009-06-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of production of cold rolled metal of upgraded strength |
| CN103469065B (en) * | 2013-08-23 | 2015-09-30 | 首钢总公司 | The production method of 340MPa level HSLA vehicle structural steel |
| RU2562201C1 (en) * | 2014-06-27 | 2015-09-10 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Production of cold-rolled high-strength stock for cold stamping |
| RU2633196C1 (en) * | 2016-12-09 | 2017-10-11 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный научно-исследовательский институт черной металлургии им. И.П. Бардина" (ФГУП "ЦНИИчермет им. И.П. Бардина") | Method for manufacturing cold-rolled two-phase ferrite-martensite steel micro-alloyed with niobium |
| CN107177770A (en) * | 2017-05-19 | 2017-09-19 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | The production method of cold rolling low-alloy high-strength steel plate |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN115386720A (en) * | 2021-05-24 | 2022-11-25 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | Online control method for mechanical property of cold-rolled continuous annealed steel plate |
| CN115386720B (en) * | 2021-05-24 | 2024-01-05 | 上海梅山钢铁股份有限公司 | Online control method for mechanical properties of cold-rolled continuous annealed steel plate |
| CN113699326A (en) * | 2021-08-02 | 2021-11-26 | 山东钢铁集团日照有限公司 | Control method for surface twill of thick-specification cold-rolled HSLA steel strip |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6123966B1 (en) | steel sheet | |
| JP4782243B2 (en) | Boron-added steel sheet with excellent hardenability and manufacturing method | |
| JP2021059787A (en) | Method for manufacturing high strength steel sheet and sheet obtained | |
| RU2361935C1 (en) | Manufacturing method of hot-galvanised rolled metal of heavy duty | |
| EP3298174B1 (en) | Low alloy third generation advanced high strength steel | |
| CN109321839B (en) | 240 MPa-grade bake-hardening steel and manufacturing method thereof | |
| RU2721263C1 (en) | Method for production of cold-rolled annealed rolled products from if-steel | |
| RU2747103C1 (en) | Method for producing wild-rolled high-strength sheets from low-alloy steel | |
| RU2723872C1 (en) | Method for production of cold-rolled high-strength rolled low-alloy steel sheet | |
| RU2721681C1 (en) | Method of producing cold-rolled continuously annealed flat products from if-steel | |
| CN111394658B (en) | A 980MPa grade cold-rolled Q&P steel suitable for conventional continuous annealing production line and its manufacturing method | |
| CN108823509A (en) | Ferritic stainless steel with superior oxidation resistance, good elevated temperature strength and good formability | |
| RU2743946C1 (en) | Method of manufacture of cold-rolled high-endurance bars from dual-phase ferritic-martensitic steel | |
| RU2718604C1 (en) | Method for production of cold-rolled high-strength rolled products of different strength classes from two-phase ferritic-martensite steel | |
| CN112714800B (en) | steel plate | |
| RU2432404C1 (en) | Procedure for manufacture of cold rolled strips of low alloyed steel of 260 class of strength | |
| RU2749411C1 (en) | Method for producing cold-rolled hot-galvanized flat products from steel with two-phase ferrite-martensite structure | |
| RU2749009C1 (en) | Method for obtaining high-strength hot-rolled steel | |
| WO2014145536A1 (en) | New high strength bake hardenable low alloy steel and process for manufacture thereof | |
| RU2755318C1 (en) | Method for producing high-strength cold-rolled continuously annealed flat stock of if-steel | |
| JPH0756050B2 (en) | Manufacturing method of high strength cold rolled steel sheet for non-aging, high bake hardening and press working by continuous annealing | |
| JP2793348B2 (en) | Manufacturing method of cold-rolled sheet for deep drawing with high bake hardenability | |
| RU2751072C1 (en) | Method for production of high-strength cold-rolled steel | |
| CN107646056A (en) | High manganese third generation AHSS | |
| RU2755132C1 (en) | Method for producing cold-rolled continuously annealed flat stock of if-steel |