Способ производства горячего проката из микролегированных сталей

Изобретение относится к обработке металлов давлением и может быть использовано для упрочнения металла в процессе обработки. Для повышения прочностных характеристик производимой стали осуществляют нагрев заготовки выше температуры аустенизации стали, черновую прокатку, междеформационное охлаждение, чистовую прокатку в температурном диапазоне 950-770°C в течение не менее 60 с с обеспчением формирования наноразмерных выделений Nb-Nb, и/или Nb-Ti, и/или Nb-Mo, и/или Мо-Мо в матрице парамагнитного кубического гранецентрированного и/или объемноцентрированного железа и последующую термическую обработку в интервале 680-450°C в течение не менее 80 с, обеспечивающую формирование наноразмерных выделений Cu-Cu и/или Cu-Ni в матрице ферромагнитного кубического объемноцентрированного железа. 2 з.п. ф-лы, 4 пр.

 

Изобретение относится к обработке металлов давлением и может быть использовано для упрочнения металла в процессе обработки.

Известна технология упрочнения рабочих поверхностей металлических материалов на основе железа, никеля, вольфрама, которая включает облучение поверхности газовыми или металлическими ионами в ускорителе с энергией 10-50 кэВ, стационарной или импульсной плазмой, при этом при облучении формируют нанокластерную структуру, состоящую из металлической матрицы, пронизанной кластерами размерами 3-4 нм, имеющими кристаллическую симметрию, отличную от матрицы (RU 2209848 [1]). Недостатками технологии являются ее сложность, высокая стоимость и невозможность применения в крупнотоннажном производстве. Кроме того, упрочнение достигается только на поверхностях металлических материалов.

Известен способ упрочнения режущего инструмента наноструктурированием, включающий его пластическое деформирование, создающее на поверхности и в приповерхностном слое нанодисперсную структуру. Деформирование осуществляется при интенсивном деформационном воздействии импульсами ультразвуковой частоты 20-25 кГц посредством цилиндрических инденторов, свободно перемещающихся в осевом направлении по нормали к обрабатывамой поверхности с энергией удара 0,3-0,9 кГц и локальном нагревом в месте контакта 300-500°C (RU 2010118808 [2]).

Недостатками способа являются его сложность, высокая стоимость и невозможность применения в крупнотоннажном производстве. Кроме того, упрочнение достигается только на поверхности металлических материалов.

Известен способ производства стали, содержащей карбидные наночастицы и микрокристаллы феррита. Способ предусматривает горячую прокатку стали мартенситно-бейнитного класса с обеспечением распределения карбидных наночастиц по поверхности ферритных микрокристаллов, что приводит к повышению прочности и пластичности. Способ не требует отжига после прокатки (CN 1752222 [3]).

Недостатком известного способа является относительно невысокая прочность производимой эти способом стали.

Известен способ получения низкоуглеродистой стали с высокой прочностью и высокой пластичностью с ультрамелкозернистым ферритом и нанокарбидами (CN 101671771 [4]). Способ включает горячую прокатку низкоуглеродистой стали марки 14MnNb в слитках при температурах наличия в слитках аустенита в качестве единственной фазы, затем охлаждение распылением воды для перехода в двухфазную область аустенит-феррит, дальнейшее нагревание до температуры ниже Ас1 для прокатки и воздушное охлаждение до комнатной температуры. В полученном материале присутствуют структурные элементы из зерен феррита со средним диаметром 0,5-0,8 мк и наночастиц карбида со средним диаметром 55-90 нм. Параметры стали: предел текучести 640-695 МПа, предел прочности при растяжении 765-851 МПа, общий коэффициент удлинения составляет 12,4-16,5%.

Недостатком известного способа является сложность реализации, связанная с водяным охлаждением в промежуточной стадии и повторным нагревом перед чистовой прокаткой.

Наиболее близким к заявляемому способу производства горячекатаного листа из микролегированных сталей по совокупности существенных признаков является способ производства низколегированной высокоуглеродистой стали с высокой прочностью и высокой пластичностью с элементами наноструктуры (CN 101693981 [5]).

Сталь содержит следующие компоненты в процентах по весу: 0,7-0,9 процента C, 1,4-1,6 процента Si, 1,2-1,4 процента Mn, 1,4-1,6 процента Al, 0,7-0,9 процента Cr, 0,7-0,9 процента W, менее 0,02 процента P, менее 0,02 процента S, остальное Fe. Способ включает следующие этапы: плавление компонентов, формирование стального слитка, медленное охлаждение его до комнатной температуры, нагревание стального слитка до 1160-1180°C, горячую прокатку слитка до толщины менее 25 мм, чистовую прокатку при температуре 990-1010°C, быстрое перемещение заготовки после прокатки в соляную ванну с температурой 220-260°C и выдержка при постоянной температуре 4-24 ч, а затем охлаждение на воздухе до комнатной температуры для получения низколегированной высокоуглеродистой стали с высокой прочностью и высокой пластичностью. Микроструктура состоит из бейнитного феррита размером 60-90 нм и остаточного аустенита и имеет предел прочности при растяжении 2000-2300 МПа, предел текучести 1500-1900 МПа при условии 0,2 процента деформации, общий процент удлинения 6,7-7,8 процента.

Недостатком известного способа является сложность реализации и отсутствие целенаправленного управления наноструктурными выделениями микролегирующих элементов в стали.

Заявляемый способ производства горячекатаного листа из микролегированных сталей направлен на повышение прочностных характеристик производимой стали.

Указанный результат достигается тем, что способ производства горячего проката из микролегированных сталей включает нагрев заготовки выше температуры аустенизации стали, черновую прокатку, междеформационное охлаждение, чистовую прокатку в температурном диапазоне 950-770°C в течение не менее 60 с с обеспчением формирования наноразмерных выделений Nb-Nb, и/или Nb-Ti, и/или Nb-Mo, и/или Мо-Мо в матрице парамагнитного кубического гранецентрированного и/или объемноцентрированного железа и последующую термическую обработку в интервале 680-450°C в течение не менее 80 с, обеспечивающую формирование наноразмерных выделений Cu-Cu и/или Cu-Ni в матрице ферромагнитного кубического объемноцентрированного железа.

Указанный результат достигается также тем, что при производстве рулонного проката термическую обработку осуществляют путем ускоренного охлаждения от температуры конца прокатки до температуры смотки с последующим остыванием рулона на воздухе.

Указанный результат достигается также тем, что при производстве толстолистового проката термическую обработку осуществляют путем ускоренного охлаждения проката от температуры конца прокатки до комнатной температуры с последующим нагревом до 450-680°C, выдержкой и охлаждением на воздухе.

Необходимость выделения двух различных вариантов реализации способа обусловлена различными технологиями, применяемыми при производстве проката разных сортаментных групп: рулонного и толстолистового.

В частных случаях реализации при производстве рулонного проката термическую обработку осуществляют путем ускоренного охлаждения от температуры конца прокатки до температуры смотки с последующим остыванием рулона на воздухе. Остывание смотанного рулона происходит по механизму теплопередачи внутри массивного тела, в течение которого реализуются необходимые температурно-временные условия для формирования наноразмерных выделений Cu-Cu и/или Cu-Ni в матрице ферромагнитного ОЦК железа.

В ряде случаев при производстве толстолистового проката термическую обработку осуществляют путем ускоренного охлаждения проката от температуры конца прокатки до комнатной температуры с последующим нагревом до 450-680°C, выдержкой и охлаждением на воздухе. Применение повторного нагрева и выдержки позволяет через управление структурным состоянием металла существенно повлиять на механические свойства готового проката. Дополнительно формируя при термической обработке наноразмерные выделения микролегирующих элементов, можно увеличить их объемную долю в объеме металла, обеспечив тем самым больший уровень упрочнения.

Известными способами повышения прочности микролегированных сталей являются:

- увеличение содержания углерода;

- твердорастворное упрочнение феррита, достигаемое при легировании стали такими элементами, как Mn, Si, Ni, Cr и т.п.;

- измельчение зерна в конечной структуре;

- дисперсионное твердение по механизму образования карбонитридов таких микролегирующих элементов, как V, Nb и Ti.

Авторами было установлено, что наряду с вышеперечисленными способами упрочнения микролегированных сталей существенное влияние на их прочностные свойства оказывает образование в стали частиц легирующих элементов наноразмерного масштаба.

Одну из ключевых ролей в термодинамике стали и сплавов на основе железа играет магнетизм. При понижении температуры ниже точки Кюри Тк (в железе Тк=770°C) магнитные моменты упорядочиваются, ориентируясь в одном направлении (ферромагнитное состояние), благодаря чему энергетически предпочтительным оказывается ОЦК структура (α-фаза, феррит). При температуре Т>Тк средний по образцу магнитный момент равен нулю (парамагнитное состояние), но ближний порядок в ориентации магнитных моментов сохраняется в железе вплоть до температуры 911°C, при которой происходит переход в парамагнитную ГЦК фазу.

В результате применения современных методов электронной теории металлов и численного моделирования, основанных на теории функционала электронной (или спиновой) плотности (DFT) [6, 7], и первопринципных расчетов электронной структуры [8], энтальпии смешения [8, 9], энергии эффективных парных и многочастичных взаимодействий между атомами легирующих и примесных элементов [8-11] было установлено, что:

- существенным фактором, определяющим характер взаимодействия между легирующими элементами, является магнитное состояние матрицы;

- Nb, Nb-Ti, Nb-Mo и Mo имеют существенную склонность к кластеризации (образованию нановыделений) в парамагнитном ГЦК и ОЦК железе на трех координационных сферах;

- Cu является единственным легирующим элементом, демонстрирующим сильную склонность к кластеризации в матрице ОЦК Fe, при этом в тройной системе Fe-Cu-Ni имеется притяжение между атомами меди и никеля. Присутствие в химическом составе никеля будет стимулировать кластеризацию меди на наномасштабном уровне.

Из этого следует, что формирование наноразмерных выделений Nb-Nb, и/или Nb-Ti, и/или Nb-Mo, и/или Мо-Мо необходимо осуществлять в матрице ГЦК или ОЦК железа, находящегося в парамагнитном состоянии (выше Тк железа), а формирование наноразмерных выделений Cu-Cu и/или Cu-Ni - в матрице ферромагнитного ОЦК железа (ниже Тк железа).

Установлено, что формирование частиц наноразмерного масштаба различных микролегирующих элементов в матрице железа осуществляется при соблюдении надлежащих режимов термомеханической обработки. Эти режимы могут быть подобраны экспериментально или расчетно.

При экспериментальном определении режимов, обеспечивающих формирование наноразмерных выделений легирующих элементов, образцы исследуемой стали подвергались нагреву, деформации различной степени, выдержкам различной продолжительности и охлаждению с различными скоростями в диапазоне температур, при которых железо находится в соответствующем состоянии; для наноразмерных выделений Nb-Nb, и/или Nb-Ti, и/или Nb-Mo, и/или Мо-Мо - парамагнитное ГЦК или ОЦК железо, для наноразмерных выделений Cu-Cu и/или Cu-Ni - ферромагнитное ОЦК железо.

Затем образцы подвергались закалке и электронно-микроскопическим исследованиям на просвечивающем электронном микроскопе. По результатам исследования устанавливалась наличие в образцах соответствующих выделений наноразмерного масштаба с характерным размером 5-10 нм. Методом 3D-атом-проб томографии устанавливался химический состав выделений.

При определении режимов расчетным путем проводилось численное моделирование процесса нагрева и выдержки сплавов железа, содержащих легирующие элементы в заданной концентрации методом кинетического Монте-Карло (КМК). Для этого сначала в кристаллите, содержащем не менее 1000000 атомов, моделировалось случайное размещение атомов легирующего элемента, замещающие атомы железа и в кластерном приближении вычислялась конфигурационная энергия сплава по формуле

E = i , α ε i α C i α + i j , α β V i j α β C i α + C j β + i j k , α β γ V i j k α β γ C i α + C j β + C k γ + ,

где ε i α - энергия атома сорта α (в эВ), занимающего узел i, V i j α β ( V i j k α β γ ) - энергия эффективного парного (трехчастичного) взаимодействия (в эВ) между атомами сортов α, β (α, β γ), расположенных в узлах i, j (i, j, k), рассчитанная из первых принципов методами теории функционала электронной плотности, C i α - числа заполнения, равные 1, если атом сорта α занимает узел I, и равные 0 в противоположном случае. Затем осуществлялся обмен каждого атома легирующего элемента со случайно выбранным соседним атомом железа, и новая конфигурация принималась с вероятностью 1, если ее энергия ниже исходной, либо с вероятностью ехр(-ΔЕ/kТ), если ее энергия ваше исходной на величину ΔЕ; при этом время обмена атомами выбиралось в так, чтобы обеспечить известную скорость диффузии легирующего элемента в железе при известной температуре. При этой температуре после заданного числа КМК шагов, соответствующих определенному времени выдержки, определялась объемная доля и размер образовавшихся кластеров легирующих элементов. Построенная в результате термокинетическая ТТТ диаграмма распада использовалась для определения оптимальных температур и времен выдержки для образования наноразмерных выделений.

Было установлено, что для формирования наноразмерных выделений Nb и/или Nb-Ti в матрице парамагнитного ГЦК или ОЦК железа необходимо обеспечить условия, при которых температура металла будет находиться в интервале от 950 до 770°C в течение не менее 60 с. Для формирования наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni в матрице ферромагнитного ОЦК железа необходимо обеспечить условия, при которых температура металла будет находиться в интервале от 680 до 450°C в течение не менее 80 с. При этом условия пребывания металла в указанном температурном интервале могут допускать такие технологические операции, как, например, деформирование, выдержка, нагрев, охлаждение, термоциклирование и пр.

Сущность заявляемого способа поясняется примерами реализации.

Пример 1. Заготовку (сляб) весом 16,95 т размерами 300×2400×3100 мм из стали следующего состава, масс.%: 0,07% С; 0,22% Si; 1,62% Mn; 0,002% S; 0,01% P; 0,16% Cr; 0,18% Ni; 0,14% Cu; 0,04% Al; 0,006% N; 0,02% V; 0,012% Ti; 0,078% Nb; 0,188% Mo; 0,0004% B; 0,005% Sn; остальное Fe и неконтролируемые примеси, полученную после разливки на машине непрерывного литья заготовок, передавали на толстолистовой стан горячей прокатки.

Перед началом прокатки заготовку нагревали до температуры 1200°C. Контролируемую прокатку производили в две стадии: черновая и чистовая с междеформационным охлаждением. Черновую прокатку проводили за 8 проходов в реверсивной клети в температурном диапазоне 1060-1020°C с суммарной степенью деформации 60% в течение 90 с.

Режимы чистовой прокатки, обеспечивающие формирование наноразмерных выделений Nb-Nb, Nb-Mo и Mo-Mo в матрице парамагнитного ГЦК железа, определяли экспериментальным путем в соответствии с методикой, приведенной выше.

Чистовую прокатку проводили за 13 проходов в реверсивной клети в температурном диапазоне 825-790°C с суммарной степенью деформации 80% в течение 115 с. Охлаждение проката в установке ускоренного охлаждения проводили со скоростью 25°C/с от температуры 780°C до 540°C, затем на воздухе.

Проведенные структурные исследования показали наличие в стали частиц Nb-Nb, Nb-Mo и Mo-Mo с характерным размером 5-10 нм.

Полученный листовой прокат имел следующие механические свойства: предел прочности при растяжении 690 Н/мм2, предел текучести 620 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,9, относительное удлинение 23%, относительное сужение 8%.

Для сравнения - листы, прокатанные по традиционным режимам, имели следующие механические свойства: предел прочности при растяжении 660 Н/мм2, предел текучести 605 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,92, относительное удлинение 20%, относительное сужение 7%.

Пример 2. Заготовку (сляб) весом 35,3 т размерами 250×1550×12000 мм из стали следующего состава, масс.%: 0,05% C; 0,22% Si; 1,55% Mn; 0,002% S; 0,012% Р; 0,08% Cr; 0,2% Ni; 0,17% Cu; 0,035% Al; 0,006% N; 0,01% V; 0,018% Ti; 0,09% Nb; 0,01% Mo; остальное Fe и неконтролируемые примеси, полученную после разливки на машине непрерывного литья заготовок, передавали на широкополосный стан горячей прокатки.

Перед началом прокатки заготовку нагревали до температуры 1190°C. Контролируемую прокатку производили в две стадии: черновая и чистовая с междеформационным охлаждением. Прокатку в черновой группе клетей проводили в температурном диапазоне 1100-970°C с суммарной степенью деформации 80%.

Прокатку в чистовой группе клетей проводили в температурном диапазоне 940-820°C с суммарной степенью деформации 72%.

Режимы охлаждения, обеспечивающие формирование наноразмерных выделений Cu-Cu и Cu-Ni в матрице ферромагнитного ОЦК железа, определяли расчетным путем в соответствии с методикой, приведенной выше.

Осуществляли охлаждение проката в установке ускоренного охлаждения со скоростью 30°C/с от температуры 790°C до 580°C, затем проводили смотку полосы с последующим остыванием в рулоне на воздухе.

Проведенные структурные исследования показали наличие в стали частиц Cu-Cu и Cu-Ni с характерным размером 5-10 нм.

Полученный рулонный прокат имел следующие механические свойства: предел прочности при растяжении 650 Н/мм2, предел текучести 555 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,85, относительное удлинение 23%, относительное сужение 60%.

Для сравнения - полоса, прокатанная по традиционным режимам, имела следующие механические свойства: предел прочности при растяжении 600 Н/мм2, предел текучести 520 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,86, относительное удлинение 20%, относительное сужение 60%.

Пример 3. Заготовку (сляб) весом 42,15 т размерами 250×1850×12000 мм из стали следующего состава, масс.%: 0,07% C; 0,25% Si; 1,5% Mn; 0,001% S; 0,01% P; 0,04% Cr; 0,22% Ni; 0,25% Cu; 0,038% Al; 0,006% N; 0,005% V; 0,02% Ti; 0,075% Nb; 0,007% Mo; остальное Fe и неконтролируемые примеси, полученную после разливки на машине непрерывного литья заготовок, передавали на широкополосный стан горячей прокатки.

Перед началом прокатки заготовку нагревали до температуры 1190°C. Контролируемую прокатку производили в две стадии: черновая и чистовая с междеформационным охлаждением. Прокатку в черновой группе клетей проводили в температурном диапазоне 1100-970°C с суммарной степенью деформации 78%.

Режимы чистовой прокатки и последующего охлаждения, обеспечивающие формирование наноразмерных выделений Nb-Nb и Nb-Ti в матрице парамагнитного ГЦК железа, и режимы охлаждения, обеспечивающие формирование наноразмерных выделений Cu-Cu и Cu-Ni в матрице ферромагнитного ОЦК железа, определяли расчетным путем, а затем уточнялись экспериментально в соответствии с методиками, приведенными выше.

Прокатку в чистовой группе клетей проводили в температурном диапазоне 920-800°C с суммарной степенью деформации 70%.

Осуществляли охлаждение проката в установке ускоренного охлаждения со скоростью 30°C/с от температуры 770°C до 560°C, затем проводили смотку полосы с последующим остыванием в рулоне на воздухе.

Проведенные структурные исследования показали наличие в стали частиц Nb-Nb, Nb-Ti и частиц Cu-Cu, Cu-Ni с характерным размером 5-10 нм.

Полученный рулонный прокат имел следующие механические свойства, предел прочности при растяжении 690 Н/мм2, предел текучести 580 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,84, относительное удлинение 22%, относительное сужение 60%.

Для сравнения - полоса, прокатанная по традиционным режимам, имела следующие механические свойства: предел прочности при растяжении 600 Н/мм2, предел текучести 520 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,86, относительное удлинение 20%, относительное сужение 60%.

Пример 4.

Заготовку (сляб) весом 16,95 т размерами 300×2400×3100 мм из стали следующего состава, масс.%: 0,07% С; 0,22% Si; 1,62% Mn; 0,002% S; 0,01% Р; 0,16% Cr; 0,18% Ni; 0,14% Сu; 0,04% Al; 0,006% N; 0,02% V; 0,012% Ti; 0,078% Nb; 0,188% Mo; 0,0004% B; 0,005% Sn; остальное Fe и неконтролируемые примеси, полученную после разливки на машине непрерывного литья заготовок, передавали на толстолистовой стан горячей прокатки.

Перед началом прокатки заготовку нагревали до температуры 1200°C. Контролируемую прокатку производили в две стадии: черновая и чистовая с междеформационным охлаждением. Черновую прокатку проводили за 8 проходов в реверсивной клети в температурном диапазоне 1060-1020°C с суммарной степенью деформации 60% в течение 90 с.

Режимы чистовой прокатки, обеспечивающие формирование наноразмерных выделений Nb-Nb, Nb-Mo и Мо-Мо в матрице парамагнитного ГЦК железа, определяли экспериментальным путем в соответствии с методикой, приведенной выше.

Чистовую прокатку проводили за 13 проходов в реверсивной клети в температурном диапазоне 825-790°C с суммарной степенью деформации 80% в течение 115 с. Охлаждение проката в установке ускоренного охлаждения проводили со скоростью 25°C/с от температуры 780°C до 540°C, затем на воздухе.

Режимы термической обработки, обеспечивающие формирование наноразмерных выделений Cu-Cu и Cu-Ni в матрице ферромагнитного ОЦК железа, определяли расчетным путем, а затем уточнялись экспериментально в соответствии с методиками, приведенными выше.

Термическую обработку проводили в соответствии со следующим режимом: осуществляли нагрев раската до температуры 610°C и выдержку в течение 20 мин, дальнейшее охлаждение осуществляли на воздухе.

Проведенные структурные исследования показали наличие в стали частиц Nb-Nb, Nb-Mo, Mo-Mo и частиц Cu-Cu, Cu-Ni с характерным размером 5-10 нм.

Полученный листовой прокат имел следующие механические свойства: предел прочности при растяжении 710 Н/мм2, предел текучести 635 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,89, относительное удлинение 23%, относительное сужение 8%.

Для сравнения - листы, прокатанные по традиционным режимам без термической обработки, имели следующие механические свойства: предел прочности при растяжении 660 Н/мм2, предел текучести 605 Н/мм2, отношение предела текучести к пределу прочности 0,92, относительное удлинение 20%, относительное сужение 7%.

Список литературы

1. RU 2209848.

2. RU 2010118808.

3. CN 1752222.

4. CN 101671771.

5. CN 101693981

6. Hohenberg P., Kohn W., Inhomogenious electron gas // Phys Rev 1964, V.136, P.B864-B871.

7. Kohn W., Sham L.J., Self-Consistent Equations Including Exchange and Correlation Effects // Phys Rev 1965, V.140, P.A1133-A1138.

8. A V Ruban and I A Abrikosov, Rep. Prog. Phys. 71, 046501 (2008).

9. O.I. Gorbatov, A.V. Ruban, P.A. Korzhavyi, Yu. N. Gornostyrev, Effect of magnetism on precipitation of Cu in bcc Fe: Ab-initio based modeling, Mater. Res. Soc. Proc. V.1193, 469 (2009).

10. Gorbatov, A.R. Kuznetsov, Yu. N. Gornostyrev, A.V. Ruban, N.V. Ershov, V.A. Lukshina, Yu. P. Chernenkov, V.I. Fedorov, Role of magnetism in the formation of a short-range order in iron-silicon alloys, ZhETP, 112, 848 (2011).

11. O.I. Gorbatov, P.A. Korzhavyi, A.V. Ruban, B. Johansson, Yu. N. Gornostyrev, Vacancy-solute interactions in ferromagnetic and paramagnetic bcc iron: Ab initio calculations, Journal of Nuclear Materials, 419248 (2011).

1. Способ производства горячего проката из микролегированных сталей, включающий нагрев заготовки выше температуры аустенизации стали, черновую прокатку, междеформационное охлаждение, чистовую прокатку в температурном диапазоне 950-770°C в течение не менее 60 с с обеспчением формирования наноразмерных выделений Nb-Nb, и/или Nb-Ti, и/или Nb-Mo, и/или Мо-Мо в матрице парамагнитного кубического гранецентрированного и/или объемноцентрированного железа и последующую термическую обработку в интервале 680-450°C в течение не менее 80 с, обеспечивающую формирование наноразмерных выделений Cu-Cu и/или Cu-Ni в матрице ферромагнитного кубического объемноцентрированного железа.

2. Способ по п.1, отличающийся тем, что при производстве рулонного проката термическую обработку осуществляют путем ускоренного охлаждения от температуры конца прокатки до температуры смотки с последующим остыванием рулона на воздухе.

3. Способ по п.1, отличающийся тем, что при производстве толстолистового проката термическую обработку осуществляют путем ускоренного охлаждения проката от температуры конца прокатки до комнатной температуры с последующим нагревом до 450-680°C, выдержкой и охлаждением на воздухе.



 

Похожие патенты:

Изобретение относится к способу термомеханической обработки для получения толстого листа (1) из исходного материала с повышенной вязкостью, в частности низкотемпературной вязкостью.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству высокопрочного холоднокатаного стального листа. Лист выполнен из стали, содержащий в мас.%: 0,06-0,12 С, 0,4-0,8 Si, 1,6-2,0 Mn, 0,01-1,0 Cr, 0,001-0,1 V, 0,05 или менее Р, 0,01 или менее S, 0,01-0,5 растворимого алюминия (sol.

Группа изобретений относится к области металлургии, в частности изготовлению горячекатаного листа, из которого производят спиральношовную трубу. Для обеспечения высокой ударной вязкости и прочности соответственно стандарту API5L-Х80 или более получают горячекатаный стальной лист, содержащий предварительно заданные компоненты, и удовлетворяющий условиям 0<S/Са<0,8, N-14/48×Ti≥«0» (нуль), мас.%, в котором доля проэвтектоидного феррита составляет 3% или более и 20% или менее и остальное представляет собой фазу низкотемпературного превращения в микроструктуре на глубине половины толщины листа по его толщине от поверхности стального листа, среднечисленный размер кристаллического зерна во всей микроструктуре в целом составляет 2,5 мкм или менее, усредненный по площади размер зерна составляет 9 мкм или менее, среднеквадратичное отклонение от усредненного по площади размера зерна составляет 2,3 мкм или менее и отношение интенсивностей рентгеновских рефлексов {211}/{111} в направлении {211} и в направлении {111} относительно плоскости, параллельной поверхности стального листа, на глубине половины толщины листа по его толщине от поверхности стального листа составляет 1,1 или более.

Изобретение относится к области термомеханической обработки для изготовления стального проката с требуемыми свойствами. Для обеспечения требуемого уровня потребительских свойств металлопроката получают заготовку из стали, содержащей, мас.%: C 0,05-0,18, Si 0,05-0,6, Mn 1,30-2,05, S не более 0,015, P не более 0,020, Cr 0,02-0,35, Ni 0,02-0,45, Cu 0,05-0,30, Ti не более 0,050, Nb 0,010-0,100, V не более 0,120, N не более 0,012, Al не более 0,050, Mo не более 0,45, железо и неизбежные примеси остальное.
Изобретение относится к обработке металлов давлением, в частности к производству горячекатаного широкополосного рулонного проката. Для повышения потребительских свойств и прочностных свойств проката последний производят из стали, содержащей, мас.%: 0,07 углерода, 0,03 кремния, 0,4÷1,6 марганца, 0,03 хрома, 0,03 никеля, 0,012 серы, 0,014 фосфора, 0,047 алюминия, 0,04 меди, 0,018 титана, 0,007 азота, 0,02÷0,09 ниобия, 0,003 ванадия, которую подвергают прокатке, ускоренному охлаждению и смотке полос в рулон, при этом при толщине полосы до 5 мм включительно используют сталь с фактическим содержанием марганца и ниобия, при толщине проката от 5,01 мм до 12 мм включительно - сталь с содержание марганца большим в 1,5 раза и содержанием ниобия в 1,2 раза большим, чем при производстве проката толщиной до 5 мм, при толщине проката от 12,01 мм до 16 мм включительно - сталь с содержанием марганца большим в 1,9 раза и содержанием ниобия в 1,5 раза большим, чем при производстве проката толщиной до 5 мм, при этом температуру конца прокатки выдерживают ниже температуры Ar3÷(Ar3-30)°C, температуру смотки обеспечивают ниже Ar1 на 100÷150°C, вычисляя величины Ar3 и Ar1 по формулам: Ar3=879,2-94,24[C]-21,13[Si]-25,56[Mn]+47,71[Cr]+16,44[Ni]; Ar1=729,2-9,24[C]+12,13[Si]-15,56[Mn]+17,71[Cr]-46,44[Ni].

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочному стальному листу, обладающему повышенной способностью к термическому упрочнению и формуемостью.

Изобретение предназначено для повышения выхода годного при получении жести толщиной 0,05-0,16 мм из низкоуглеродистой стали в наклепанном состоянии заданной категории твердости HR30T.

Изобретение относится к области металлургии. Технический результат изобретения состоит в создании холоднокатаного стального листа со стабильной повышенной формуемостью.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к созданию высокопрочного горячекатаного листа с отличной усталостной прочностью из стали. Сталь, включающую в мас.%: С: 0,08-0,18, Si: менее 0,5, Mn: 0,8-1,8, P: 0,05 или менее, S: 0,005 или менее, N: 0,008 или менее, Al: 0,01-0,1, Ti: 0,01-0,1, Fe и случайные примеси остальное, нагревают до температуры 1150-1300°С.

Изобретение относится к изготовлению горячекатаной полосы из легированных кремнием сталей для дальнейшей обработки в электротехническую полосовую сталь с ориентированной зернистой структурой.

Изобретение относится к области металлургии, конкретнее к прокатному производству, и может быть использовано при изготовлении электросварных труб для строительства газопроводов и нефтепроводов в северных районах и сейсмических зонах. Техническим результатом изобретения является повышение прочности и вязкости стали при отрицательных температурах, а также свариваемости рулонного проката. Для достижения технического результата производят нагрев слябов до температуры 1200-1260°C, прокатку, ускоренное охлаждение и смотку, при этом температуры конца прокатки и смотки поддерживают в диапазонах 780-840°C и 530-590°C соответственно, ускоренное охлаждение полос осуществляют ступенчато в два этапа, причем на первом этапе при углеродном эквиваленте стали Сэкв=0,36-0,37% полосу охлаждают до температуры 620±20°C, а при Сэкв=0,42-0,43% - 600±20°C, а на втором этапе охлаждение полосы ведут со скоростью 5-30˚C/с до температуры смотки. Сляб получают из низколегированной стали, содержащей, мас.%: 0,05-0,11 С, 1,45-1,75 Мn, 0,15-0,30 Si, 0,001-0,06 V, 0,04-0,08 Nb, 0,01-0,025 Ti, 0,02-0,05 Al, 0,01- 0,25 Cr, 0,01-0,25 Ni, 0,01-0,25 Cu, [Cr]+[Ni]+[Cu]≤0,60%, 0,0001-0,005 S, 0,0001-0,015 P, 0,001-0,010 N. 3 табл., 1 пр.

Изобретение относится к области металлургии, а именно к листу конструкционной нержавеющей стали. Лист выполнен из стали, содержащей, в мас.%: от 0,01 до 0,03 С, от 0,01 до 0,03 N, от 0,10 до 0,40 Si, от 1,5 до 2,5 Мn, 0,04 или менее Р, 0,02 или менее S, от 0,05 до 0,15 Аl, от 10 до 13 Сr, от 0,5 до 1,0 Ni, 4×(C+N) или более и 0,3 или менее Ti, Fe и неизбежные примеси в качестве остального, при этом V, Сa и О регулируются в неизбежных примесях: 0,05 или менее V, 0,0030 или менее Сa и 0,0080 или менее О. Лист обладает параметром оценки микроструктуры зоны термического влияния при сварке F и показателем технологичности FFV, удовлетворяющим F=Cr+2×Si+4×Ti-2×Ni-Mn-30×(C+N)≤11, а FFV=Cr+3×Si+16×Ti+Mo+2×Al-2×Mn-4×(Ni+Cu)-40×(C+N)+20×V≤9,0. Лист может изготавливаться при невысоких затратах и с высокой производительностью, а сварные детали из него обладают превосходной коррозионной устойчивостью. 2 н. и 4 з.п. ф-лы, 2 ил., 2 табл., 1 пр.

Изобретение относится к области металлургии. Для обеспечения хорошей формуемости листа при прессовании в производственных условиях получают холоднокатаный стальной лист, содержащий, мас.%: С 0,005 или менее, Si 0,1 или менее, Мn 0,5 или менее, Р 0,03 или менее, S 0,02 или менее, N 0,005 или менее, Аl 0,1 или менее, Ti от 0,020 до 0,1 (включая 0,020 и 0,l), Fe и случайные примеси - остальное, в котором размер частиц TiN не превышает 0,5 микрон, размер частиц сульфида Ti и/или карбосульфида Ti не превышает 0,5 микрон, диаметр частиц феррита не превышает 30 микрон, отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (111)//ND в произвольно ориентированном образце составляет по меньшей мере 3 и отношение интенсивностей рентгеновских дифракционных линий (100)//ND в произвольно ориентированном образце не превышает 1. Для получения листа сляб, полученный из стали вышеуказанного состава, нагревают до температуры аустенизации, подвергают горячей прокатке с температурой завершения чистовой прокатки, равной или превышающей 890˚C, намотке при температуре от 550°C до 720°C, удалению окалины, травлению, холодной прокатке при степени обжатия по меньшей мере 50% и отжигу при температуре, равной или превышающей 700˚C. 4 н. и 19 з.п. ф-лы, 3 табл., 1 пр.
Изобретение относится к области металлургии, а именно к созданию стального листа толщиной не более 3 мм, используемого при изготовлении конструкционных деталей автомобилей, элементов конструкций зданий, мебели, приборных щитов. Лист выполнен из стали, имеющей химический состав, содержащий не более 0,01 мас.% С, не более 0,2 мас.% Si, не более 0,5 мас.% Мn, не более 0,04 мас.% Р, от 0,001 до 0,03 мас.% S, не более 0,01 мас.% N, не более 0,1 мас.% Аl и от 0,02 до 0,1 мас.% Ti, остальное Fe и неизбежные примеси, при этом в стали диспергировано от 0,005 до 0,5% (объемная доля) Ti4C2S2 со средним размером частиц не менее 10 нм. Лист имеет показатель степени деформационного упрочнения n не ниже 0,20. Лист обладает превосходной обрабатываемостью и хорошей формуемостью в условиях практической штамповки. 2 н. и 10 з.п. ф-лы, 2 табл., 1 пр.

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения в горячекатаном стальном листе сопротивления усталости проводят черновую прокатку со степенью обжатия 80% или более и чистовую прокатку при температуре подачи чистовой прокатки в диапазоне 800-950°С стали, содержащей в мас.%: С 0,05-0,15, Si 0,2-1,2, Mn 1,0-2,0, Al 0,005-0,10, N 0,006 или менее, и по меньшей мере один элемент, выбранный из: Ti 0,03-0,13, Nb 0,02-0,10 и V 0,02-0,15, железо и неизбежные примеси - остальное. После завершения чистовой прокатки проводят охлаждение листа в две стадии, при этом на первом этапе лист охлаждают от температуры подачи чистовой прокатки до температуры 550-610°С со средней скоростью охлаждения 25°С/с или более, а на втором этапе его охлаждают от температуры охлаждения предшествующего этапа до температуры намотки 350-550°С или более и осуществляют намотку листа. Получен лист, в котором содержание мелкодисперсной фазы бейнита по доле площади в микроструктуре части поверхностного слоя глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины листа доходит до 50% или более и содержание мелкодисперсной фазы бейнита по доле площади в микроструктуре центральной части толщины листа, которая находится между 1/4 толщины листа и 3/4 толщины листа, доходит до 90% или более, а предел прочности на разрыв TS составляет 780 МПа или более. 2 н. и 8 з.п. ф-лы, 3 табл., 1 ил.

Изобретение относится к способу и стану горячей прокатки сляба (1), в частности стального сляба, и может найти применение в металлургической промышленности. Сляб (1) подвергают по меньшей мере двум стадиям обработки давлением при разных температурах в стане (2) горячей прокатки. Сляб (1) между упомянутыми стадиями обработки давлением охлаждают. Для предотвращения преждевременного образования феррита при горячей прокатке боковые концевые области (3, 4) сляба (1) охлаждают с меньшей интенсивностью, чем среднюю область (5) сляба (1). Стан содержит черновую клеть, по меньшей мере две клети горячей прокатки и расположенную между этими клетями или перед черновой клетью по меньшей мере одну станцию (7) охлаждения сляба (1). Средства для охлаждения станции (7) выполнены с возможностью обеспечения изменения интенсивности охлаждения сляба (1) по его ширине. Средства охлаждения представляют собой охлаждающую балку (12) с форсунками для выпускания охлаждающей среды (6) на сляб (1). Две заслонки форсунок охлаждающей балки (12) установлены с возможностью смещения в горизонтальном направлении поперек к направлению (W) прокатки с обеспечением частичного закрытия форсунок и с обеспечением определенной ширины выхода охлаждающей струи из охлаждающей балки (12). 2 н. и 7 з.п. ф-лы, 3 ил.

Изобретение относится к прокатному производству. Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с высокой обрабатываемостью изготовлен из стального сляба с композицией, включающей в мас.%: С 0,05-0,12, включая 0,05 и 0,12, Si 0,5 или менее, Mn 1,8-4,0, включая 1,8 и 4,0, Ti 0,005-0,06, включая 0,005 и 0,06, Nb 0,005-0,1, включая 0,005 и 0,1, Al 0,1 или менее, остальное Fe и неизбежные примеси. В производственном цикле непрерывный отжиг включает стадию нагрева, выполняемую со средней скоростью нагрева V1 0,3-8°C/с в диапазоне температур от 700°C до температуры стального листа T1 (°C), получаемой по формуле T1=0,98 TM, где TM представляет максимальную конечную температуру (°C) стального листа при непрерывном отжиге в диапазоне не ниже Ac1 точки до ниже Ас3 точки. Технический результат заключается в получении листа, способного сохранять форму, общее удлинение, пригодного к нанесению химического конверсионного покрытия и к свариваемости. 4 з.п. ф-лы, 3 табл., 3 ил.
Изобретение относится к области черной металлургии, конкретнее к технологии прокатки и термической обработки металлов, и может быть использовано при производстве высокопрочной холоднокатаной полосы из углеродистой стали в нагартованном состоянии толщиной 0,8-1,0 мм и массой 17-26 т для получения упаковочной ленты. Способ включает горячую прокатку, смотку полосы в рулоны, травление, холодную прокатку и термическую обработку. Температуру конца горячей прокатки и смотки поддерживают в диапазонах 830-870°C и 470-540°C соответственно. Термическую обработку осуществляют путем нагрева холоднокатаного проката до температуры 370-440°С и выдержки при этой температуре в течении времени τ=(m+h)/K, где m - масса максимального рулона в стопе, т; h - толщина полосы, мм; К=0,80-1,10 - эмпирический коэффициент, полученный опытным путем. Кроме этого, сталь имеет следующий химический состав, мас.%: 0,10-0,18 С; 0,30-0,80 Si; 1,1-1,8 Mn; не более 0,020 Р; не более 0,015 S; не более 0,06 Al; не более 0,06 Сr; не более 0,01 N; Fe, неизбежные примеси - остальное. Техническим результатом изобретения является увеличение выхода годного за счет повышения комплекса механических свойств. 1 з.п. ф-лы, 3 табл.
Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству листового проката на реверсивном толстолистовом стане. Для повышения прочностных свойств проката до уровня судостали категории GL-A36, GL-D36, GL-E36 и др. толщиной 12-50 мм, при сохранении достаточной пластичности осуществляют аустенизацию заготовки при температуре не выше 1170°C, проводят черновую прокатку до толщины промежуточной заготовки, определяемой из соотношения Н=109+2·(h-33)±15 мм, где h - толщина полученного листового проката, затем охлаждают промежуточную заготовку и проводят чистовую прокатку с температурой конца чистовой прокатки не ниже 730°C, полученный листовой прокат ускоренно охлаждают до температуры 470-600°C, далее замедленно охлаждают до температуры не выше 160°C. После замедленного охлаждения листового проката проводят отпуск при 550-700°C, при этом заготовку получают из стали, содержащей, мас.%: С<0,12, Si 0,15-0,35, Mn 1,00-1,50, V+Nb+Ti<0,20, Mo+Cr<0,40, (Cu+Ni) 0,15-0,50, остальное - железо и примеси, с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03. 2 з.п. ф-лы.

Высокопрочный с низким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный погружением стальной лист, высокопрочный с низким отношением предела текучести к пределу прочности отожженный оцинкованный погружением стальной лист, способ изготовления высокопрочного с низким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа и способ изготовления высокопрочного с низким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного погружением стального листа // 2530199
Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочному оцинкованному погружением стальному листу, используемому в автомобилестроении. Лист выполнен из стали, содержащей в мас.%: 0,03-0,20 С, 1,0 или менее Si, от более 1,5 до 3,0 Mn, 0,10 или менее P, 0,05 или менее S, 0,10 или менее Al, 0,010 или менее N, 0,5 или менее Cr и 0,01-0,50 Мо и остальное Fe с неизбежными примесями. Микроструктура листа содержит феррит и вторичную фазу. Доля площади феррита составляет 50% или более, а доля площади вторичной фазы, включающей мартенсит, составляет 7-25%. Средний размер кристаллического зерна мартенсита составляет 1-8 мкм. Лист имеет отношение предела текучести к пределу прочности, составляющее 0,7 или менее, высокую формуемость и свойства покрытия. 6 н. и 4 з.п. ф-лы, 3 табл., 1 пр.

Изобретение относится к обработке металлов давлением и может быть использовано для упрочнения металла в процессе обработки. Для повышения прочностных характеристик производимой стали осуществляют нагрев заготовки выше температуры аустенизации стали, черновую прокатку, междеформационное охлаждение, чистовую прокатку в температурном диапазоне 950-770°C в течение не менее 60 с с обеспчением формирования наноразмерных выделений Nb-Nb, иили Nb-Ti, иили Nb-Mo, иили Мо-Мо в матрице парамагнитного кубического гранецентрированного иили объемноцентрированного железа и последующую термическую обработку в интервале 680-450°C в течение не менее 80 с, обеспечивающую формирование наноразмерных выделений Cu-Cu иили Cu-Ni в матрице ферромагнитного кубического объемноцентрированного железа. 2 з.п. ф-лы, 4 пр.

Наверх