Способ изготовления горячекатаной полосы с многофазной структурой

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

 

Изобретение относится к способу изготовления горячекатаной полосы из стали с TRIP эффектом (transformation induced plasticity), имеющей многофазную структуру, обеспечивающую необычайно высокие формовочные свойства при высокой прочности, путем регулируемого охлаждения после последней прокатной клети.

Получение структуры стали с TRIP эффектом обеспечивается в виде комплекса, в котором присутствуют феррит и бейнит и третья фаза в виде остаточного аустенита, который после деформации превращается в мартенсит. Стали с TRIP эффектом сегодня получаются посредством двухстадийного отжига. Исходным материалом является горячекатаная или холоднокатаная полоса, в котором при обработке отжигом в межкристаллическом фазовом пространстве образуется исходная структура с примерно 50% α-фазы и 50% γ-фазы. Вследствие высокой способности аустенита к растворению углерода, в нем имеется повышенная концентрация углерода. После обработки отжигом проводится быстрое охлаждение в ферритной и перлитной области, с переходом в область образования бейнита, где некоторое время осуществляется изотермическая выдержка. Аустенит частично преобразуется в бейнит, при этом оставшийся аустенит одновременно обогащается углеродом. За счет этого температура начала мартенситного превращения снижается ниже температуры окружающей среды, вследствие чего остаточный аустенит сохраняется также при температуре окружающей среды. Конечная структура состоит на 40-70% из феррита, 10-40% из бейнита и 5-20% из остаточного аустенита.

Особенным эффектом TRIP сталей является возможность преобразования метастабильного остаточного аустенита в мартенсит при осуществлении внешней пластической деформации. При преобразовании аустенита в мартенсит происходит увеличение объема, которое переносится не только на аустенит, но и на окружающие его фазы. Ферритная матрица пластифицируется, что имеет следствием сильное упрочнение и ведет к высокому пластическому удлинению. Для произведенных таким образом сталей присуща необычная комбинация высокой прочности и высокой пластичности, что обеспечивает им особенную пригодность для применения в автомобилестроении.

Описанное осуществление процесса, в настоящее время применяемое в основном для производства TRIP сталей, вследствие дополнительной обработки отжигом и охлаждения после прокатки является затратным и требует значительных вложений, поэтому было опробовано получение подобных TRIP сталей непосредственно на промышленных установках для производства горячекатаной полосы. Так в документе ЕР 1396549 описан способ производства свободной от перлита горячекатаной стальной полосы с TRIP эффектом в непрерывно осуществляемом технологическом процессе, при этом стальной расплав, который помимо железа и неизбежных примесей содержит: С - 0,06-0,3%, Si - 0,1-3,0, Mn - 0,3-1,1 (сумма Si и Mn составляет при этом 1,5-3,5%), а также 0,005-0,15 по меньшей мере одного элемента из Ti и Nb в качестве существенной составляющей, и при необходимости один или более из следующих элементов не более 0,8% Cr, не более 0,8% Cu, не более 1,0% Ni, разливают в тонкий сляб. Полученный тонкий сляб с начальной температурой 850-1050°С подвергают отжигу в печи для отжига в течение 10-60 мин при температуре 1000-1200°С. После удаления окалины тонкий сляб подвергают чистовой горячей прокатке при температуре 750-1000°С и охлаждают до температуры смотки 750-1000°С. Регулируемое охлаждение при этом осуществляют в две ступени при скорости охлаждения на первой ступени 150 К/сек, предпочтительно 300 К/сек, и паузой при охлаждении 4-8 сек. Альтернативно предложено осуществлять регулируемое охлаждение непрерывно со скоростью охлаждения 10-70 К/сек без выдержки. Наконец имеется третья альтернатива, предусматривающая регулирование охлаждения таким образом, что горячая полоса на первой ступени в течение 1-7 секунд охлаждается на примерно 80°С и выше и затем путем воздушного охлаждения охлаждается до температуры смотки. Помимо описанного выше осуществления процесса также важную роль играет присутствие Ti и/или Nb, поскольку эти элементы остаются в растворе до начала прокатки, и их последующим выделением обеспечивается улучшенная мелкозернистость структуры, повышение доли остаточного аустенита и его стабильности.

Также в уровне техники известны документы DE 19911287 С1, 31.08.2000 и ЕР 0295500 А1б 2112.1988, которые могут рассматриваться как аналоги заявленного изобретения.

Исходя из изложенного уровня техники задачей изобретения является обеспечение простого и экономичного получения TRIP сталей в существующих установках, при котором можно полностью исключить обработку отжигом и присадку при данных условиях не обязательных легирующих элементов.

Поставленная задача решается согласно отличительным признакам пункта 1 формулы изобретения, тонкий сляб получают из стали, имеющей химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%: С 0,12-0,25, Si 0,05-1,8, Mn 1,0-2,0, железо и неизбежные примеси - остальное, комбинируют режимы прокатки и охлаждения с получением многофазной структуры, состоящей из феррита 40-70%, бейнита 15-45% и остаточного аустенита 5-20%, при этом деформацию полосы (7) в последней прокатной клети ведут при температуре от 770 до 830°С, незначительно выше Ar₃ в области метастабильного аустенита, с обеспечением размера зерна аустенита d<8 µm, а непосредственно после последней прокатной клети (6') осуществляют регулируемое двухступенчатое охлаждение горячей полосы (7) до температуры от 320 до 480°С, лежащей в области образования бейнита с выдержкой при температуре примерно 650-730°С, начало которой определяют по переходу кривой охлаждения в ферритную область и длительность которой определяют временем для превращения аустенита до по меньшей мере 40% феррита.

В отличие от описанного выше обычного осуществления процесса, согласно изобретению, структура стали, типичная для TRIP сталей, формируется из аустенитной горячекатаной полосы после чистовой прокатки при двухступенчатом охлаждении на участке охлаждения непосредственно после последней прокатной клети. Формирование соответствующей структуры требует при этом значительных сведений, составляющих know-how, а также особо точного выдерживания необходимых параметров процесса. Вследствие малых интервалов варьирования параметров для производства TRIP сталей на широкополосных установках горячей прокатки после появления литейно-прокатной линии для тонких слябов имеется конфигурация установки, которая предоставляет значительно лучшие предпосылки для непосредственного изготовления TRIP сталей, чем горячекатаная полоса при сравнении с обычными установками горячей прокатки полосы. Вследствие высокой однородности температуры по толщине, ширине и длине обеспечивается возможность воспроизводимого производства TRIP сталей с постоянными механическими свойствами. Из-за того, что длина непрерывных участков охлаждения существующих литейно-прокатных установок является невысокой, производство горячекатаной полосы со структурой TRIP стали возможно только при специальных режимах прокатки и охлаждения.

Режим прокатки согласно изобретению обеспечивает формирование очень мелкого зерна аустенита (d<8 µm) при последней деформации, что на последующем участке охлаждения обеспечивает ускорение ферритного превращения. Чистовая прокатка полосы производится поэтому при температурах от 770 до 830°С, незначительно выше Ar₃ в области метастабильного аустенита.

Целесообразный режим охлаждения требует предварительного выдерживания заданных интервалов химического состава для того, чтобы при имеющемся общем небольшом времени охлаждения обеспечить необходимую степень превращения. Следовательно, для производства TRIP сталей предлагаемый химический состав стали изменяется в пределах: С - 0,12-0,25%, Si - 0,05-1,8%, Mn 1,0-2,0%, остаток - железо и неизбежные примеси.

Режим охлаждения предусматривает двухступенчатое охлаждение с выбираемыми различными скоростями охлаждения. Начало выдержки при температуре 650-730°С определяется переходом кривой охлаждения в ферритную область. При осуществляемой короткой выдержке достигается необходимое превращение аустенита до по меньшей мере 40% феррита. Непосредственно после указанной выдержки начинается вторая ступень охлаждения с охлаждением горячекатаной полосы до температуры 320-480°С. При этой температуре осуществляется превращение аустенита до по меньшей мере 15% бейнита.

Помимо осуществления короткой выдержки режим охлаждения также характеризуется точно установленными скоростями охлаждения для обеих ступеней охлаждения. Эти скорости охлаждения лежат в интервале V=30-150 К/с, предпочтительно в интервале V=50-90 К/с, в зависимости от геометрии горячекатаной полосы, а также химического состава, выбираемого для конкретного типа стали. В отношении скоростей охлаждения следует отметить, что скорость охлаждения ниже 30 К/с не приемлема из-за малого доступного времени охлаждения на участке охлаждения литейно-прокатной установки, при этом скорость охлаждения выше 150 К/с на современных участках охлаждения с расположенными на расстоянии друг от друга зонами водяного охлаждения недостижима.

Стали с TRIP эффектом, производимые согласно заявленному изобретению, для различных уровней прочности и при отношении предела текучести к пределу прочности Rp0.2/Rm в интервале 0,45-0,75 имеют следующие комбинации предела прочности при растяжении Rm и относительного удлинения при разрыве:

Rm=600-700 МПа ⇒ А>25%

Rm=700-800 МПа ⇒ А>23%

Rra=800-900 МПа ⇒ А>21%

Rm=900-1000 МПа ⇒ А>18%

Rm>1000 МПа ⇒ А>15%

Дальнейшие особенности и преимущества настоящего изобретения раскрыты далее со ссылкой на пример реализации со ссылкой на фигуры, на которых показано:

Фиг.1 - установка CSP,

Фиг.2 - модифицированный участок охлаждения установки CSP,

Фиг.3 - кривые охлаждения двухфазной стали и TRIP стали на диаграмме ZTU (время-температура-превращение).

На фиг.1 показана схема обычной установки CSP 1. Установка в показанном примере состоит из следующих друг за другом в направлении транспортировки (на чертеже слева направо) основных компонентов, а именно литейной установки с двумя ручьями 2, направляющей проводки 3, выравнивающей печи 4 с печной тележкой, многоклетьевого стана 6, участка охлаждения 10 и моталки 8.

На фиг.2 показан модифицированный участок охлаждения 10 установки CSP 1, пригодной для осуществления охлаждения в соответствии с настоящим изобретением и для производства двухфазной стали, известный из документа ЕР 1108072. Этот расположенный за последней прокатной клетью 6' модифицированный участок охлаждения 10 установки CSP 1 содержит множество расположенных друг за другом регулируемых зон 11_1-7, 12 водяного охлаждения с распылительным головками 13, посредством которых на верхнюю и нижнюю сторону горячекатаной полосы 7 одновременно распыляется заданное количество воды. Расположение ступеней 11_1-7, 12 водяного охлаждения внутри участка 10 охлаждения, их количество и расстояние между ними, а также количество распылительных головок 13 на ступень 11_1-7, 12 водяного охлаждения выбирают таким образом, что имеется возможность варьирования устанавливаемой скорости охлаждения обеих ступень охлаждения для оптимального согласования ступеней 11_1-7, 12 водяного охлаждения с установленными условиями охлаждения. Посредством регулирования распыляемого количества воды во время охлаждения также может осуществляться необходимое изменение скорости охлаждения.

На увеличенном расстоянии от последней ступени 11₇ водяного охлаждения, реализующей первую ступень охлаждения, расположена последующая ступень 12 водяного охлаждения, которая обеспечивает проведение второй ступени охлаждения. На этой второй ступени 12 водяного охлаждения в отличие от зон 11_1-7 водяного охлаждения первой ступени охлаждения имеется значительно большее количество распылительных головок 13 для обеспечения форсированного охлаждения. Расстояние между последней ступенью 11₇ первой ступени охлаждения и ступенью 12 водяного охлаждения второй ступени охлаждения выбирают настолько большим, что при заданной скорости полосы обеспечивается требуемая по изобретению выдержка для превращения аустенита до по меньшей мере 40% феррита.

На фиг.3 изображена диаграмма ZTU с линиями превращения для феррита, перлита и бейнита, а также с температурными линиями (20, 21, 22, 24) для Ас3, Ac1 и Ms. Посредством горизонтальных стрелок 27 для линий превращения и вертикальных стрелок 28 для превращения показано, какое влияние оказывает присутствие или ввод легирующих элементов на положение линий превращения и линий температуры на диаграмме ZTU. На этой диаграмме ZTU в качестве примера показана кривая 25 охлаждения для производства двухфазной стали и кривая 26 охлаждения для производства TRIP стали согласно изобретению. При примерно одинаковой начальной температуре (выше Ас3) перед охлаждением и примерно равной температурой выдержки (выше Ac1) за счет разного режима охлаждения и разного химического состава исходной стали формируется существенно различающаяся структура. Согласно изображенной кривой 25 охлаждения для двухфазной стали эта кривая проходит в только ферритной области и заканчивается ниже линий 22 начала образования мартенсита, которая лежит значительно выше комнатной температуры 23, поэтому возникает двухфазная структура, состоящая из феррита и мартенсита. Кривая 26 охлаждения для получения TRIP стали согласно изобретению проходит вначале через ферритную область и затем через бейнитную область и заканчивается выше линии 24 начала образования мартенсита, в данном случае лежащей ниже комнатной температуры 23, так что превращение в мартенсит при охлаждении не происходит и согласно изобретению образуется структура из феррита, бейнита и некоторого количества остаточного аустенита.

Список обозначений

1 - установка CSP

2 - литейная установка с двумя ручьями

3 - направляющая заготовки

4 - выравнивающая печь

5 - печная тележка

6 - многоклетьевая прокатная установка

6' - последняя прокатная клеть

7 - горячекатаная полоса

8 - моталка

9 - измерение температуры

10 - участок охлаждения

11_1-7 - зоны водяного охлаждения

12 - зона водяного охлаждения

13 - распылительная головка

20 - линия температуры Ас3

21 - линия температуры Ac1

22 - линия температуры начала мартенситного превращения для двухфазной стали

23 - линия комнатной температуры

24 - линия температуры начала мартенситного превращения для TRIP стали

25 - кривая охлаждения для двухфазной стали

26 - кривая охлаждения для TRIP стали

27 - горизонтальная стрелка для линии превращения

28 - горизонтальная стрелка для линии температуры

1. Способ изготовления горячекатаной стальной полосы с многофазной структурой, обладающей высокими формовочными свойствами при высокой прочности на литейно-прокатной установке, включающий получение тонкого сляба из расплава стали с заданным химическим составом, чистовую горячую прокатку и регулируемое охлаждение полосы после деформации в последней прокатной клети, отличающийся тем, что тонкий сляб получают из стали, имеющей химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%: С - 0,12-0,25, Si - 0,05-1,8, Mn - 1,0-2,0, железо и неизбежные примеси - остальное, комбинируют режимы прокатки и охлаждения с получением многофазной структуры, состоящей из феррита 40-70%, бейнита 15-45% и остаточного аустенита 5-20%, при этом деформацию полосы (7) в последней прокатной клети ведут при температуре от 770 до 830°С незначительно выше Ar₃ в области метастабильного аустенита с обеспечением размера зерна аустенита d<8 µm, а непосредственно после последней прокатной клети (6') осуществляют регулируемое двухступенчатое охлаждение горячекатаной полосы (7) до температуры от 320 до 480°С, лежащей в области образования бейнита с выдержкой при температуре примерно 650-730°С, начало которой определяют по переходу кривой охлаждения в ферритную область и длительность которой определяется временем для превращения аустенита до по меньшей мере 40% феррита.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что в зависимости от геометрии горячекатаной полосы, а также химического состава, выбираемого для конкретной стали, охлаждение ведут со скоростью, равной V=30-150 К/с, предпочтительно V=50-90 К/с.

3. Способ по любому из пп.1 и 2, отличающийся тем, что регулируемое двухступенчатое охлаждение горячекатаной полосы (7) осуществляют на участке (10) охлаждения посредством расположенных друг за другом ступеней (11_1-7, 12) водяного охлаждения.

4. Горячекатаная стальная полоса с многофазной структурой, обладающая высокими формовочными свойствами при высокой прочности, отличающаяся тем, что полоса (7), полученная способом по любому из пп.1-3, имеет химический состав при следующем соотношении компонентов, мас.%: С - 0,12-0,25, Si - 0,05-1,8, Mn - 1,0-2,0, железо и неизбежные примеси - остальное, при этом отношение предела текучести к пределу прочности при растяжении Rp_0,2/Rm составляет 0,45-0,75, причем необходимый уровень прочности имеет комбинации свойств предела прочности при растяжении Rm и относительного удлинения при разрыве А, которая характеризуется как:
Rm=600-700 МПа при А больше 25%,
Rm=700-800 МПа при А больше 23%,
Rm=800-900 МПа при А больше 21%,
Rm=900-1000 МПа при А больше 18%,
Rm больше 1000 МПа при А больше 15%.